一、连续纤维增强钛基复合材料热残余应力的研究进展（论文文献综述）
韦泽麒[1]（2021）在《SiCf/Ti2AlNb复合材料界面及力学性能研究》文中提出连续SiC纤维增强Ti基复合材料是新一代理想的高温结构材料,其比模量、比强度高,耐腐蚀和疲劳等性能突出,在航空发动机领域有着广阔的应用前景。Ti2AlNb合金是一种能在600℃～750℃范围内使用的O相合金,以Ti2AlNb合金为基体的SiCf/Ti2AlNb复合材料,有望成为航空发动机的传动轴、整体叶环、风扇叶片等结构件的候选材料。本论文采用磁控溅射先驱丝法并结合热等静压工艺制备了SiCf/Ti2AlNb复合材料,对其界面反应及热稳定性,室、高温拉伸性能,室、高温疲劳性能及其损伤机制进行了综合研究。主要研究结论如下:（1）SiCf/Ti2AlNb复合材料在热等静压成型过程中,元素的互扩散在界面处形成了Ti C反应层。在650℃、700℃、750℃和800℃分别进行25h、100h、200h、300h热暴露处理后,Ti C反应层的厚度随着热暴露温度和时间的增加而增加,且由于元素扩散在界面层形成了Ti Si2、Nb Si2相。SiCf/Ti2AlNb复合材料的界面长大激活能为24.27k J/mol,表明在700℃及以下温度中界面能够保持持久的稳定性。（2）SiCf/Ti2AlNb复合材料的室温、高温的拉伸性能优异,纤维发挥了良好的强化作用。室温拉伸时,基体优先产生裂纹,随着载荷的增加,基体中的裂纹长度和裂纹数量增加。随后,纤维和基体断裂形成断裂面,复合材料内部的损伤逐渐加剧,多个断面交汇导致复合材料瞬间断裂。室温拉伸断裂机制为:C涂层/反应层界面开裂、纤维一次断裂和纤维二次断裂、基体多次断裂、纤维拔出、纤维桥连。SiCf/Ti2AlNb复合材料的高温拉伸断口形貌特征及断裂机制与室温时具有较大的区别,高温拉伸断裂机制为:反应层多次断裂、纤维多次断裂、纤维拔出、W芯“拔出”、纤维/基体界面脱粘、基体断裂。（3）SiCf/Ti2AlNb复合材料的室温和高温疲劳寿命随着循环加载应力的增加而下降。复合材料的疲劳裂纹萌生位置主要包括包套表面裂纹萌生、纤维裂纹萌生、基体裂纹萌生、纤维和基体界面裂纹萌生。室温下,在循环加载应力σmax≥1300MPa时,复合材料的疲劳失效由纤维断裂主导;在中等循环应力（1000～1200MPa）时,复合材料的失效由纤维断裂、基体断裂共同主导;在σmax≤900MPa时复合材料的疲劳失效由纤维桥连机制主导。高温下,复合材料的疲劳失效机制主要是纤维累积损伤断裂。
孙永刚[2]（2021）在《TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控》文中研究说明颗粒增强钛基复合材料（PRTMCs）具有高比强、高蠕变抗性、耐高温等优点,是实现航空发动机系统结构轻量化的关键备选材料。传统熔铸法制备的复合材料由于晶粒粗大,变形抗力大等原因不利于大规模应用,热加工技术近年来成为改善钛基复合材料（TMCs）组织与性能的有效手段。本文采用原位自生法制备了低体积分数TiB短纤维（TiBw）增强的TMCs,通过等温多向锻造变形技术（IMDF）获得了超细晶基体组织,分别探究了近α高温钛合金及其复合材料在不同温度下热变形对微观组织及综合力学性能的影响,阐明了变形温度对动态再结晶机制的影响,揭示了硅化物动态析出行为及析出机理。并结合有限元数值模拟方法确定了 TMCs盘件的锻造成形工艺。主要研究结果如下:IMDF能够显着改变复合材料的微结构,促进基体晶粒发生动态再结晶,改善TiB的分布。一道次IMDF变形过程中动态再结晶机制（DRX）主导高温钛合金晶粒细化,随着锻造温度降低,合金的再结晶机制由非连续动态再结晶机制（DDRX）转变为连续动态再结晶机制（CDRX）,平均晶粒尺寸由1010℃变形时的4.02 μm降至920℃时锻造后1.88 μm,低的变形温度有利于促进DDRX和CDRX双机制协同作用,并在锻后组织中观察到硅化物在晶界和位错处析出。复合材料经二道次IMDF后获得了均匀的等轴超细晶粒,基体发生完全动态再结晶,875℃变形后基体由DRX晶粒和位错胞组成,而800℃锻造后形成大量DRX晶粒和超细纳米晶粒,基体晶粒平均尺寸由0.77 μm降至0.59 μm。此外,IMDF也使得TiB的长径比从7.3下降至4.2,TiB也促进了锻造过程中基体晶粒的细化。IMDF变形促进高温钛合金及其TMCs中析出了大量的S2类型的硅化物,硅化物的析出行为与变形温度密切相关。随着锻造温度降低,硅化物的析出位置由α和β相界面和晶界处扩展至相界、晶界及晶粒内部。硅化物平均尺寸也由有950℃锻造后的200～250 nm降至800℃变形后的～100 nm。低温IMDF变形能够促进纳米硅化物的均匀析出,其形核和长大依赖于Zr和Si元素的扩散。此外,基体DRX行为和硅化物析出存在交互作用,位错诱导硅化物弥散析出,硅化物能促进基体晶粒DRX行为,并钉扎晶界,抑制晶粒长大。高温钛合金及其复合材料经IMDF后强塑性得到同步提升,经920℃锻造后,合金的室温抗拉强度可达1148.7 MPa,延伸率提升至10.6%;650℃高温拉伸强度达719.5 MPa,延伸率为19.3%,锻态高温钛合金强塑性的综合提高归因于细晶强化和位错强化。此外,IMDF后TMCs的室温抗拉强度最大为1320.3 MPa,延伸率为5.8%;而950℃锻后抗拉强度仅为1126.0 MPa,延伸率达9.3%,锻态TMCs的强塑性明显不匹配,这与增强相在变形过程中的断裂和粗大硅化物在晶界处析出有关。复合材料在650℃高温拉伸强度达758.3 MPa,延伸率为19.7%。锻后复合材料强度的提升主要由细晶强化、第二相强化和TiB短纤维载荷传递共同作用。此外,TMCs的室温拉伸行为对拉伸应变速率较敏感,随着外部加载速率增加,其抗拉强度和延伸率呈现出明显的不匹配现象。利用数值模拟技术研究了 TMCs盘件成形规律,制定了最佳的叶盘成形工艺。通过开式模锻整体成形工艺获得了组织和性能优异的TMCs盘件,盘件室温抗拉强度达1281 MPa,延伸率为6.14%;650℃高温拉伸强度为778 MPa,延伸率为14.15%。并探索了热处理制度与锻件组织及性能的关系,控制等轴晶粒含量可获得700℃高温性能优异的微观组织。
嵇祥[3]（2021）在《5vol.%TiCp/近α钛基复合材料构件热成形及组织性能研究》文中研究指明颗粒增强钛基复合材料具有比合金更好的高强高温性能,在航空航天领域的具有广泛的应用前景。但传统熔铸法制备的钛基复合材料具有强度高但室温塑性差的劣势,限制了其应用范围。通过热加工工艺可以调控组织形貌,进而改善复合材料的力学性能。硅元素被广泛用以改善钛合金及钛基复合材料的高温性能,但硅化物的热变形析出机制和对基体的力学性能的作用至今没有系统的研究。本论文通过对5vol.%TiCp/Ti复合材料进行降温锻造技术优化组织,通过热变形工艺研究不同变形温度区间硅化物的析出行为和组织演变,确立了钛基复合材料构件成形前锻坯制备的变形工艺参数,通过有限元数值模拟确定构件最终冲孔成形工艺参数,成功制备了5vol.%TiCp/Ti复合材料构件,分析了其组织和力学性能。对5vol.%TiCp/Ti复合材料进行降温多向锻造,降温多向锻造能够显着改变基体组织形貌和增强相尺寸及分布。锻造后组织由拉长的条状α相和等轴α相组成,晶粒直径约为20μm,TiCp晶粒直径约为23μm。经过β相区（1080-1120℃）进行热压缩变形后,等轴组织转变为细长的片层α相,TiCp无明显变化。此外,变形组织中发现（Ti,Zr）6Si3类型的硅化物,且随着变形温度增加和应变速率的降低而减少。热压缩变形过程中,主要发生β相的动态回复及和部分动态再结晶过程,应变速率的提高能够促进动态再结晶的发生。硅化物和片层组织在随后的快速冷却过程中形成。5vol.%TiCp/Ti的锻造复合材料经（α+β）相区（845-965℃）热压缩变形后,基体由等轴组织、片层组织、残余β相组成,TiCp无明显变化。此外,两相区热变形后组织中存在（Ti,Zr）6Si3类型的硅化物。随着温度降低、应变速率或应变量的增加,硅化物的析出量增加。通过TEM观察发现,热压缩变形后TiCp及α/β界面上存在大量硅化物,起到阻碍位错运动及再结晶晶界迁移的作用。两相区变形组织主要发生α相的动态回复和部分动态再结晶的程度。随变形温度升高和应变速率的降低,动态再结晶的趋势增加。采用Deform-3D软件对TiCp/Ti复合材料构件的冲孔过程进行模拟,通过改变变形工艺参数对冲孔过程中复合材料的损伤值、最大主应力、等效应变、等效应力和变形载荷进行分析,变形速率的增加和变形温度的降低会导致TiCp/Ti复合材料冲孔过程中的损伤值、最大主应力增加及变形载荷逐渐降低。TiCp/Ti复合材料构件组织为条状α相、等轴α相,少量残余β转变组织、硅化物及片状TiCp构成。硅化物和TiCp均匀弥散的分布晶界处,促进了基体的细化和变形过程中的再结晶过程,构件冲孔成形过程中再结晶过程遵循连续再结晶机制。TiCp/Ti复合材料构件的室温抗拉强度明显提高,主要原因是细晶强化和位错强化。TiCp/Ti复合材料构件的高温拉伸强度和塑性随着温度升高,分别降低和升高,主要原因是温度的升高加速了原子的扩散能力,TiCp和硅化物对基体和位错的阻碍作用大大减弱,位错和晶界运动活跃。
朱冬[4]（2021）在《激光选区熔化钛合金组织调控及其复合材料成形工艺研究》文中认为激光选区熔化（Selective Laser Melting,SLM）是激光快速成形技术中最具有发展潜力的金属增材制造技术之一,能通过高能激光束熔化金属粉末来实现高性能复杂金属构件的快速、近净成形,成形构件经简单喷砂处理即可使用。本文以TA2、TC4、B4C/Ti、LaB6/Ti粉末体系为原始材料,利用SLM工艺制备了TA2、TC4、B4C/Ti、LaB6/Ti成形试样,系统地研究了工艺参数优化及成分调控对于SLM成形钛及钛合金及其复合材料表面形貌、相对致密度、显微组织以及宏观力学性能的影响,分析了不同工艺和成分下成形试样的显微硬度及抗拉强度的变化,并探讨了增强相增强钛基复合材料的强化机理,得到的主要结论如下:采用SLM工艺成功制备了基于同等激光体积能量密度的TA2纯钛成形试样,在该工艺调控下对于显微硬度无显着影响,但对于成形质量影响较大。在同种激光功率条件下（200 W、240 W和280 W）,随着扫描速度的增加和扫描间距的降低,试样纵截面表面形貌孔隙呈现明显先减小后增大的趋势,即成形质量先提高后下降;当激光功率较高、扫描速度较快、扫描间距较小时,熔池中的气体来不及逃逸出来,形成孔隙等缺陷。采用SLM工艺成功制备基于激光多次扫描策略的TC4钛合金成形试样,激光多次扫描的扫描策略对于成形质量有较大影响,较好的扫描策略可以显着改善成形孔隙等缺陷,在P1=240 W、P2=120 W、v=1200 mm/s、h=0.14 mm和P1=320 W、P2=160 W、v=1200mm/s、h=0.14 mm的工艺参数下能成形几近致密的试样,纵截面中基本无孔隙存在。由于未能观察到多次扫描对于晶粒的细化作用,因而显微硬度提升也不够显着,但钛合金单次扫描时在一定功率范围内显微硬度随着功率先上升后下降的结论在多次扫描试验中仍然成立。B4C陶瓷颗粒增强钛基复合材料粉末耗材在成形过程中需要更大的激光体积能量密度,但过高的激光体积能量密度会导致能量起伏大,从而导致成形试样结构起伏较大,影响成形质量。在激光体积能量密度在175～233 J/mm3范围内,成形质量相对较好。随着激光体积能量密度从175 J/mm3增加到233 J/mm3再增加到292 J/mm3时,B4C增强钛基复材显微硬度却呈现先下降后上升的趋势。成分调控比工艺参数调控对于性能的影响大得多。陶瓷颗粒增强钛基复合材料显微硬度可达513 HV0.5,较TA2基体的213.9HV0.5提升近131.4%,但与此同时成形质量变差,导致塑性大幅度降低。原位析出的Ti B晶须和Ti C颗粒的承载以及TA2基体组织的细化是显微硬度增强的主要原因。与B4C陶瓷颗粒增强钛基复合材料粉末耗材相比,LaB6增强钛基复合材料粉末耗材在成形过程中需要的激光体积能量密度较小,当激光体积能量密度在107 J/mm3时,成形试样相对致密度最高,该工艺参数为P=240 W、v=800 mm/s、h=0.14 mm。随着LaB6添加质量分数从1%增加到4%,相对致密度都有不同程度的降低,在P=280 W、v=1000mm/s、h=0.05mm的工艺参数下尤为显着。在一定范围内,随着激光功率的增加和扫描速度的增加,在不同成分下LaB6增强钛基复合材料试样相对致密度都呈现先上升后下降的趋势。在2%LaB6添加时,增强相增强效果较为显着,与1%LaB6添加相比,显微硬度由228.2 HV0.5提升至297 HV0.5,提升近30.1%。在400℃高温下LaB6增强复合材料抗拉强度能达到420 Mpa,较TA2基体的322 Mpa提升高达30.4%,随着测试温度的升高,与TA2基体相比性能提升更加显着,具有更好的服役性能。Ti B晶须和La2O3颗粒的承载、TA2基体组织的细化以及位错强化,是力学性能增强的主要原因。本文主要进行了SLM成形钛合金及钛基复合材料的相关研究,研究了工艺参数、扫描策略对钛及钛合金表面形貌、成形质量的影响,增强相成分和添加质量对于原位自生钛基复合材料表面形貌、显微组织和宏观力学性能的影响,并通过显微组织演变和断裂行为分析,揭示了原位自生钛基复合材料的强化机理,为制备高性能、高质量钛基复合材料提供了依据。
金旗[5]（2021）在《SiC纤维增强Ti基复合材料的制备及微观组织结构研究》文中提出高超声速飞行器是指飞行速度超过5倍声速的飞行器,其恶劣的服役环境,对结构材料,特别是对蒙皮结构材料提出了越来越苛刻的要求,开发长寿命、抗腐蚀、高强度、耐高温、轻量化的蒙皮结构材料对于研制高超声速飞行器至关重要。SiCf/Ti复合材料的耐温范围和力学性能均与高超声速飞行器的服役环境需求吻合,其高比强度和高比模量、良好的导电和导热性能、热膨胀系数小、耐高温、耐磨损、尺寸稳定性高等特性是高超声速飞行器用蒙皮材料的理想选择。本文针对我国高超声速飞行器发展的需求,以SiCf/Ti复合材料蒙皮结构为应用对象,发挥钛基复合材料耐高温与轻量化的优势,重点开展纤维制备与排布、界面调控攻关,突破箔纤维箔法制备工艺优化、复合材料性能评价等关键技术,探明组织结构演变规律以及复合材料断裂失效机理,并完成蒙皮结构件的研制和考核,推动钛基复合材料蒙皮在高超声速飞行器上的应用。搭建了直流加热立式CVD设备,完成了反应器、法兰、供气系统、加热系统等结构的设计与制造,实现了直流电加热钨丝、多级化学气相沉积法制备连续SiC纤维。掌握了制备SiC纤维的最佳CVD制备工艺:H2（1.2 L/min）+CH3SiCl3（1.8 L/min）+Ar（1.0 L/min）,其中 1.8 L/min 的 CH3SiCl3 在水浴锅40℃加热,沉积温度为1300℃、走丝速度1.2m/min。制备的SiC纤维直径约为100μm、拉伸强度大于2000MPa。通过数值模拟和试验研究了 SiC纤维排布优化与结构设计。研究结果表明,纤维间距为0.15 mm,0.2 mm,0.25 mm对应的钛基复合材料纤维体积分数为32.4%,26.4%,22.3%。获得了最佳的纤维布间距为0.2mm,保证高纤维体积分数的同时,避免了纤维的搭接。纤维六方排布时界面附近的热残余应力,相较于四方纤维排布模型,最大的径向压应力和环向拉应力都有所降低,分别为108MPa和196MPa,因此,六方排布是一种优于四方排布的纤维排布方式。通过SiC纤维增强钛基复合材料制备工艺的优化及微观组织结构的分析,研究结果表明,去除固定SiC纤维的聚甲基丙烯酸甲脂的丙酮溶液（PMMA胶）的最佳工艺是以;3℃/min升温至400℃,在400℃下保温2h。最佳的SiC纤维增强钛基复合材料热压复合工艺是在温度880℃、压力40MPa条件下保温保压2h。制备的SiC纤维增强钛基复合材料纤维排布均匀,基体组织致密,无孔洞、未焊合等微观缺陷。利用SEM+EDS及热力学动力学分析研究SiC纤维增强钛基复合材料制备过程中的界面行为,研究结果表明,在840℃、880℃和920℃三个热压温度下制备的复合材料,界面反应层厚度分别为0.5μm、1μm和1.3μm。其中纤维/Ti界面反应产物为TiC,界面反应速度主要受C元素的扩散控制,界面反应层组成为SiC纤维/TiC/Ti基体。利用室温拉伸、高温拉伸及疲劳测试等手段研究了 SiC纤维增强钛基复合材料的力学性能,研究结果表明,SiCf/TB8复合材料具有优异的室温性能、高温性能和疲劳性能,其室温抗拉强度达到1500MPa,弹性模量达到180GP,在600℃下的抗拉强度达到960MPa,在350MPa的应力水平下,循环次数超过 1×107。通过结构设计、工艺优化及性能考核分析了制备SiC增强钛基复合材料蒙皮结构的工艺路线可行性,研究结果表明,采用超塑成形/扩散连接技术制备出了 SiC增强钛基复合材料多层结构,尺寸达到120mm×120mm,并利用超声无损探伤,实现了 SiCf/TB8复合材料热防护蒙皮结构件内部缺陷的评价与表征,验证了工艺路线的可行性。制备的SiC增强钛基复合材料蒙皮典型件,在700℃热平衡条件下的隔热温差达到100℃,证明了 SiC增强钛基复合材料蒙皮结构具有优异的隔热性能,可以满足高超声速飞行器的服役要求。
金剑波[6]（2020）在《激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究》文中进行了进一步梳理钛及钛合金因其低密度和良好的耐蚀性,在航空航天、船舶制造等领域具有广阔的前景。然而,由于较差的耐磨性限制了它们在摩擦环境中的应用。近年来,激光选区熔化技术在传统制造方法无法完成复杂异形定制结构件制造方面具有突出优势而受到广泛关注。本文采用激光选区熔化技术并分别结合增强体外加法和原位合成法制备了Ti-TiN和Ti-TiB颗粒增强钛基复合材料,重点研究了增强体含量对复合材料微结构、显微硬度和耐磨性与腐蚀行为的影响,获得了如下研究结果:在激光选区熔化成形TiN增强钛基复合材料内,TiN颗粒沿钛基体晶界均匀分布;随着TiN含量增加（0～7.5 wt.%）,钛晶粒显着细化,显微硬度也明显增加,从（256±11）HV0.2提高到（403±20）HV0.2。此外,由于TiN颗粒的加入,耐磨性也得到极大改善,与CP-Ti材料相比,耐磨性最大提高了约29.2%。对于激光选区熔化成形原位合成Ti-TiB复合材料:随着TiB2含量增加（0～7.5wt.%）,α′-Ti晶粒平均宽度从1.03±0.24μm降低到0.36±0.05μm,这主要归因于TiB2增强相的添加以及激光选区熔化过程中高冷却速率引起的α′马氏体晶粒细化、未溶TiB2颗粒的弥散强化、固溶强化效应等共同作用的结果。此外,Ti-TiB复合材料的耐磨性随着TiB2含量的增加而增强,相比于CP-Ti材料最大提高了约32.6%。激光选区熔化成形CP-Ti、Ti-2.5TiN和Ti-2.5TiB三类材料,在3.5 wt.%Na Cl溶液中浸泡0天、5天和10天后进行电化学测试,比较它们在不同阶段的腐蚀行为。当浸泡0天时,Ti-2.5TiB复合材料具有更多的腐蚀中心和作为微阴极的增强体,可以加速其早期溶解使其更早形成钝化膜,导致比CP-Ti和Ti-2.5TiN具有更优的耐蚀性能。当浸泡5天和10天后,Ti-2.5TiN表现出比Ti-2.5TiB和CP-Ti更优的耐蚀性能,这主要归因于Ti-2.5TiN具有更细小的晶粒和δ-TiN相的存在,这对提高电偶耦合强度,加速钛基体早期溶解,以及形成稳定钝化膜具有积极作用。
郑博文[7]（2020）在《原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为》文中指出钛基复合材料（TMCs）因具有高的比强度、大的比刚度、良好的高温力学性能及高温蠕变性能,在航空航天、先进武器系统及汽车制造等领域引起人们广泛的关注。与绝大部分金属材料一致,摩擦磨损性能是影响钛基复合材料使用性能和寿命的重要因素,尤其是在高温及高速重载等恶劣的工况环境下,对钛基复合材料摩擦磨损性能提出了更高的要求。本文采用原位自生熔铸法制备了以Ti6Al4V（TC4）为基体,TiC、TiB为增强相的钛基复合材料,通过添加稀土元素La及热处理进行组织调控,从而改善组织与结构,进而提升力学性能及摩擦性能。本文系统研究了不同条件下钛基复合材料的摩擦磨损行为,深入分析钛基复合材料组织结构、摩擦层及摩擦产物在磨损过程中的形成规律及产生机理,为钛基复合材料在摩擦领域中应用及磨损控制提供了科学依据和理论储备。研究结果表明:对于单一TiC与单一TiB增强钛基复合材料,随着增强相含量增加,TiC相的形貌由颗粒状变为近等轴状,最后变为枝晶状;TiB的长径比增加,形状由短针状变为长针状。对于（TiB+TiC）混合增强钛基复合材料,两增强相相互依附生长,TiB的存在抑制了TiC的生长,均匀分布在基体中并且细化了基体组织。（TiB+TiC）混合增强钛基复合材料具有更好的强度和塑性,这主要归因于增强相的承载强化、基体组织的细晶强化和固溶强化协同作用。TiB、TiC增强相的存在提高了材料的表面及亚表面硬度和强度,能够防止滑动磨损过程中微裂纹的萌生,耐磨性得到大幅提升。摩擦过程形成的致密连续的摩擦层防止接触表面的直接相互作用,从而提高了钛基复合材料的耐磨性。随着增强相含量的增加,磨损机理由严重的粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损转变为轻微的粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损。由于受到摩擦剪切力的影响,细晶TiC颗粒比等轴晶TiC颗粒更容易从基体上脱落,细长针状TiB的结合力强于短针状TiB,具有较好的钉扎效果。研究了6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料在干滑动摩擦系统中,不同摩擦条件下的摩擦行为。比磨损率随载荷增大呈上升趋势,随滑动速度从0.11m/s升至1.10m/s,磨损机理为轻微至严重磨损。高温摩擦条件下,磨损机理转变存在临界点,在临界点温度300℃以下摩擦,比磨损率随温度及载荷的升高而增加,磨损机理主要是严重的粘着磨损和磨粒磨损,而在临界温度以上摩擦,比磨损率保持较低值,并且载荷影响降低,以轻微磨损为主。与三种不同材料组成的干滑动摩擦体系中,其中与Cr12Mo V及GCr15对磨时,不同摩擦条件下均具有较低的磨损率,与Cu对磨时,呈现最低的磨损率。在摩擦过程中,磨面形成致密连续的摩擦层,由增强相、Fe O、Ti O2和Fe2O3的磨损产物组成,阻止了摩擦副之间的直接接触,从而降低了摩擦系数和比磨损率。这种致密稳定的摩擦层降低了摩擦副表面的抗剪强度,限制了接触表面的直接相互作用,从而提高了钛基复合材料的耐磨性。为了进一步提高钛基复合材料的力学、热力学及摩擦性能,制备了La2O3/6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料。随着La2O3含量的增加,大角度晶界的比例逐渐增加,α晶粒明显细化,晶粒取向分布更加随机。同时,La2O3颗粒、TiB晶须和TiC颗粒的分布更加均匀,TiB晶须和TiC颗粒的尺寸减小,但La2O3颗粒略有长大。添加La2O3后钛基复合材料具有更稳定、更高的导热系数和更低的热膨胀系数。La2O3颗粒的加入显着提高了钛基复合材料的细晶强化、固溶强化和颗粒的改善效果。此外,大量的大角度晶界也能有效地阻止位错运动,提高钛基复合材料的强度,并且由于晶粒细化,钛基复合材料的塑性有所提高。钛基复合材料的比磨损率和摩擦系数降低,并提高了摩擦系数的滑动时间稳定性。耐磨性提高主要是由于两方面的原因:一方面,钛基复合材料的硬度和强度显着提高,从而增强了钛基复合材料的表面耐磨性。另一方面,致密的摩擦层中含有Ti O2、Fe O和Fe2O3氧化物,起着减摩、保护基体的作用。添加La2O3颗粒的钛基复合材料的磨面上存在较少的犁沟,磨损机理为轻微的磨粒磨损和氧化磨损。研究了固溶时效:1050℃/3h（AC）+500℃/4h（AC）（HT1）及两种β三段热处理工艺:1050℃/1h（AC）+950℃/1h（AC）+500℃/4h（AC）（HT2）和1150℃/1h（AC）+950℃/1h（AC）+500℃/4h（AC）（HT3）对钛基复合材料的组织及性能的影响。经过不同的热处理后,基体晶粒有不同程度的细化,大角度晶界所占比例增加。随固溶温度的升高,TiC颗粒逐渐等轴化,TiB及La2O3形态没有明显变化,与基体界面结合良好。经过不同热处理后,硬度有轻微提升,抗压强度均有一定的提升。对于6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料,经过HT1、HT2、HT3热处理后,平均摩擦系数分别为0.259、0.258、0.262,比磨损率分别为2.45x10-7mm3/N mm、2.48x10-7mm3/N mm、2.46x10-7mm3/N mm。对于0.4vol.%La2O3+6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料,经过HT1、HT2、HT3热处理后,平均摩擦系数分别为0.262、0.215、0.236,比磨损率分别为2.30x10-7mm3/N mm、2.28x10-7mm3/N mm、2.30x10-7mm3/N mm,均优于铸态耐磨性,磨损机理均为轻微磨损。
亢宁宁[8]（2020）在《石墨烯调控3D打印高强高孔隙率功能钛的研究》文中认为多孔钛材料具有导电、导热、塑性、焊接等特性,同时由于孔猓结构的存在,具有相对轻、高强度、高比刚度、大比表面积、隔声、减震、保温、透气性好等优点,被广泛应用于生物医疗、航空航天、交通运输、建筑工程、机械工程、电化学工程、环境保护工程等领域。但当前的多孔钛主要是Ti-Al-V钛合金,影响因素较多,特别是一些含有对人体有害的钒、铝元素:再者,多孔钛的制备通常采用粉末冶金、浆料发泡等方法,难以精确控制多孔材料的结构与形状。为此,本文采用增材制造3D打印技术制备多孔钛,解决多孔钛的骨架与孔型分布等结构问题,同时针对纯钛强度偏低的窘境,希望通过石墨烯加以调控。具体是首先把石墨烯纳米片与球形钛粉经球磨混合后通过选区激光熔化技术获得孔形状、结构不同的高孔隙率多孔钛,然后系统研究其物理力学性能,井就石墨烯与钛的作用机制进行剖析,得到的主要成果有:1、将价格低廉的20%异型钛粉与平均粒径75μm球形钛粉球磨后,以激光扫描速度55mm/s、扫描间距60 μm、光斑直径45μm、铺粉层厚25μm、能量密度121J/mm3来打印的块体纯钛材料致密度为98.7%。添加1%石墨烯纳米片与平均粒径30μm球形钛粉球磨后,在激光扫描速度600mm//s、扫描间距60μm,光斑直径45μm、铺粉层厚25μm,能量密度78J/mm3工艺条件下得到的石墨烯增强块体钛,其致密度为99.38%,抗压屈服强度是955MPa;相同激光工艺下,平均粒径30μm球形钛粉成型的纯钛块体材料致密度为98.62%,抗压屈服强度为597MPa,2、把预设孔隙率为81.2%的蜂窝状多孔钛模型运用选区激光熔化技术分别打印出添加石墨烯前后的多孔钛,呈现为α-Ti。未添加石墨烯的多孔钛,其孔隙率为57.87%,显微维氏硬度为236HV,弹性模量为34.317GPa,抗压强度为277.58MPa。添加1%石墨烯的多孔钛,其孔隙率为58.9%,显微维氏硬度为503 HV,弹性模量为36.151GPa.抗压强度为316.38MPa。添加1%石墨烯的多孔钛腐蚀电位由-0.412V提升到-0.325V,腐蚀速率由4.32× 10-7A/cm2降低到3.28 × 10.-7/cm2,耐腐蚀性能优于未添加石墨烯的多孔钛。3、将含1%石墨的多孔钛加热到500℃保温0.5h热处理后,与未热处理的相比,其显微维氏硬度为430HV,降低了14.5%,弹性模量为34.457GPa,降低了 4.7%,抗压强度为345MPa,提高了 9.2%。多孔钛的耐腐蚀性能降低,腐蚀电位降低到-0.392V,腐蚀速率升高到3.87 × 10-7A/cm2。热处理后多孔体的硬度降低但强度提高,这是由于热处理过程中发生回复再结晶,同时消除了多孔基体中的残余应力,避免了多孔体的骨架在压缩过程中因残余应力引起的微裂纹而造成的破坏。4、在选区激光熔化过程中,石墨烯部分与钛在界面处发生扩散反应,形成碳化钛,生成的碳化钛弥散分布于多孔钛的基体中。而热处理后,由于热处理温度较低,且选区激光熔化过程中石墨烯片层周围已包袱有碳化钛层,石墨烯与钛未进一步发生反应,多孔钛基体中仍存在片状的石墨烯。
曹洪川[9]（2020）在《石墨烯增强钛基复合材料的强塑性及摩擦磨损性能研究》文中研究表明在过去几年,随着石墨烯（GNPs）/钛基复合材料广泛应用于海洋、航空、航天等领域,人们对石墨烯增强金属基复合材料的越来越重视。一些研究者采用等离子烧结制备了具有不连续强化石墨烯纳米片的钛基复合材料,使复合材料的屈服强度显着提高;一些研究者对多层石墨烯增强Ti基复合材料摩擦学性能进行了研究,发现石墨烯容易在滑动接触界面形成一层抗磨保护层,从而降低了复合材料的摩擦系数等等。但仍然存在着石墨烯的均匀分散性、复合材料的界面结合力差等问题。为进一步提高钛基复合材料的均匀分散性、界面结合力,从而达到复合材料高强度塑性配合和润滑的目的。本实验采用石墨烯原料的制备工艺,等离子烧结工艺（SPS）,制备了致密度较高的石墨烯增强钛基复合材料,通过钛材的热轧制和退火（R&T）工艺来增强石墨烯与钛基体的界面结合力,细化晶粒,均匀分散性。为获得复合材料的成分,微观组织结构,力学性能等科学性数据,我们使用了原子粒显微镜,激光共聚焦显微镜,对试样的表面粗糙度和和三维形貌进行观察;利用XRD和拉曼光谱分析仪对复合材料的相成分进行分析;使用SEM,EDS,EBSD,TEM对复合材料的成分,微观组织结构进行了表征;使用电液伺服数字式材料试验拉伸机进行拉伸性能研究;使用摩擦磨损试验机进行摩擦学实验等研究。实验研究表明在固相反应温度从600℃到1100℃时,制备的复合材料致密度从82%提高到98%。拉伸实验研究表明,在优化的SPS工艺,R&A工艺参数下,850℃的0.3w%GNPs钛基复合材料可以达到1206MPa,比相同状态的纯钛825MPa提高了46%,它的的断面收缩率也可达到48%,具有优异的强塑性配合。其强化机制包括复合强化,细晶强化和第二相强化。1100℃时,形成纳米碳化物颗粒层导致断面收缩率显着降低。摩擦磨损研究表明,低转速下得可以通过控制转速和压力等方法阻止Ti O2氧化颗粒的生成以及使GNPs/Ti基复合材料的摩擦系数可以从0.65降到0.2。这种降低摩擦系数的作用是由于GNPs易于在滑动接触界面上剪切运动并形成润滑抗磨保护层,以及石墨烯增强了Ti的强度。以上实验表明GNPs确实可以作为Ti中有效的短纤维来增强钛基体,也可以作为润滑相来降低摩粒磨损。因此,实验为SPS制备的石墨烯增强金属基复合材料提供了有价值的研究数据。实验能够评估GNPs在SPS,R&T工艺中,作为纯钛基复合材料的理想增强相,以及作为润滑相来降低摩擦磨损中造成的氧化腐蚀性能等意义。
李冲[10]（2020）在《原位合成TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料组织与性能研究》文中研究指明钛基复合材料结合了基体的延展性、韧性与陶瓷增强相的高模量、高强度,从而提高了材料的模量、强度、热稳定性以及耐腐蚀性,很好地解决了钛合金面临的问题,在航空航天等领域有着广泛的应用前景并成为先进航空发动机零部件的候选材料。本文主要结合机械球磨与放电等离子烧结工艺,通过CNT、CNT+B4C与TB8之间的原位反应制备出了四种具有不同含量的TiC及TiC+TiB增强的钛基复合材料,分别为:含有2.5vol.%TiC增强相的TMC1、含有3.75vol.%TiC增强相的TMC2、含有5vol.%TiC增强相的TMC3以及含有7 vol.%（TiC+TiB）（1:1）增强相的TMC4。研究了TiC增强相的含量以及TiC+TiB增强相混杂对TB8基体材料组织与性能的影响,所开展的研究以及其主要的结果如下:（1）研究了SPS工艺制备的钛基复合材料烧结态组织、显微硬度及显气孔率。研究表明:混合粉末经机械球磨后细化明显,经SPS烧结后,CNT与Ti原位反应合成的TiC增强钛基复合材料主要由β-Ti、α-Ti以及TiC组成,而CNT、B4C与Ti原位反应合成的TiC+TiB增强钛基复合材料TMC4中还存在明显的TiB相。钛基复合材料的显气孔率普遍大于基体,其中TMC2显气孔率最大。钛基复合材料的显微硬度随着TiC含量的增多而升高,TMC3显微硬度最高,达929.24 HV,而TMC4显微硬度略低,为912.87 HV。（2）研究了固溶温度及固溶时效工艺对材料组织与性能的影响。研究表明:TMC2实际相转变点温度位于860℃-890℃之间且较接近后者。固溶温度对TMC2的显微硬度影响较为明显,显微硬度的增幅随着固溶温度的升高而降低,其中经890℃/3h/AC（空冷）固溶处理后的显微硬度最高,达1105.6 HV,较烧结态提高了28.91%。890℃/3h/AC+550℃/8 h/AC热处理工艺对钛基复合材料显微硬度的提升能力远大于基体,TMC3热处理后的显微硬度增幅最大,较烧结态提高了25.05%,远大于基体的5.72%增幅。材料的抗压强度随着增强相含量增加而提升明显,TMC4抗压强度最大,达到了1298.5 MPa,较基体提升了20.30%,而TMC3抗压强度次之,为1242.7 MPa,但其强度-塑性匹配性较好。（3）研究了基体、TiC及TiC+TiB增强钛基复合材料的抗高温氧化性能。研究结果表明:四种材料经800℃温度下氧化100h后的抗高温氧化性能强弱顺序为:TMC4>TMC1>TMC3>基体。基体与TMC3的氧化规律为直线与抛物线规律的混合,而TMC1及TMC4的氧化主要遵循抛物线规律。三种复合材料的氧化产物类似,都包含基体的TiO2、Al2O3以及SiO2。此外,TMC1中还有微量的Nb2O5以及MoO3,而TMC3中则检测出了C。TMC4与TMC1相比,表面多了微量的B2O3相。基体的氧化层最厚且存在着明显的组织缺陷,由外向内主要呈TiO2+Al2O3/TiO2结构。TMC1、TMC3及TMC4氧化层中没有明显的缺陷,主要由Al2O3+TiO2/TiO2/Al2O3+TiO2+SiO2构成,其中TMC4氧化层中有着较高的Si含量,且Si元素的含量与Al元素的含量正相关,而与Ti元素含量呈负相关,在一定程度上提高了Al离子的活性,有效地抑制TiO2氧化膜的形成并促进形成连续致密的Al2O3氧化膜,表现出了最为优秀的抗高温氧化性能。（4）研究了基体、TiC及TiC+TiB增强钛基复合材料的耐热腐蚀性能。研究结果表明:在800℃温度下经75 wt.%Na2SO4+25 wt.%NaCl腐蚀30h后,五种材料的腐蚀基本遵循直线规律,其腐蚀机理主要为碱性熔融腐蚀与渗硫腐蚀的混合。五种试样腐蚀后的产物基本类似,主要为TiO2、Al2O3、SiO2、Nb2O5、TiCl2、NaTiO2以及NaAlO2,主要区别在于部分物相的衍射峰强度。显气孔率以及C元素的团聚对TMC2耐热腐蚀性能影响较大,30h后其表面被大面积地腐蚀溶解且表层出现明显开裂、脱落的现象,材料被硫化严重。TMC4经腐蚀后其表层致密,没有明显的缺陷,截面大量的Si元素有效地阻碍了腐蚀元素的内渗,使得其腐蚀层最薄,表现出了最为优异的耐热腐蚀性能。综上所述,本文首次利用CNT、CNT+B4C与TB8之间的原位反应,成功制备了多种具有不同含量增强相的TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料。研究表明TiC增强相能有效提升基体的硬度、抗压强度,且强化效果随其含量的增加而越发明显。TiC+TiB增强TB8钛基复合材料无论是抗压强度、抗高温氧化性还是耐热腐蚀性都优于其他三种复合材料。目前有关以TB8为基体制备钛基复合材料并对其组织与性能进行研究的报道较少,本文可以为后续的研究提供参考。
二、连续纤维增强钛基复合材料热残余应力的研究进展（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、连续纤维增强钛基复合材料热残余应力的研究进展（论文提纲范文）
（1）SiCf/Ti2AlNb复合材料界面及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 SiC纤维增强体与钛合金基体 |
| 1.2.1 连续SiC纤维发展现状 |
| 1.2.2 钛合金基体 |
| 1.3 TMCs的制备 |
| 1.3.1 预制体制备 |
| 1.3.2 复合成型 |
| 1.4 TMCs的界面反应、拉伸性能与疲劳性能 |
| 1.4.1 TMCs的界面反应 |
| 1.4.2 TMCs的拉伸性能 |
| 1.4.3 TMCs的疲劳性能 |
| 1.5 论文研究意义与研究内容 |
| 第二章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的制备和表征 |
| 2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的制备 |
| 2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的表征 |
| 2.2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料界面结构及界面稳定性的表征 |
| 2.2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料拉伸性能表征与断裂机理研究 |
| 2.2.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料疲劳性能表征 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的界面结构及其热稳定性研究 |
| 3.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料热等静压后的界面结构 |
| 3.1.1 显微结构 |
| 3.1.2 界面元素分布 |
| 3.1.3 界面结构 |
| 3.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料热暴露后的界面结构 |
| 3.2.1 界面元素扩散 |
| 3.2.2 界面结构 |
| 3.2.3 界面反应生长动力学 |
| 3.2.4 界面反应机理 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料纵向拉伸性能与断裂行为研究 |
| 4.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的室温拉伸性能及断裂行为 |
| 4.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温断裂形貌 |
| 4.2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温拉伸断口形貌 |
| 4.2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温断口纵截面形貌 |
| 4.2.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的室温定载荷拉伸形貌 |
| 4.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的高温拉伸性能及断裂行为 |
| 4.3.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料和Ti_2AlNb合金的高温拉伸性能 |
| 4.3.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的高温断口形貌 |
| 4.3.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温拉伸断口纵截面形貌 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料疲劳性能与损伤机制研究 |
| 5.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温疲劳性能与断裂机理 |
| 5.1.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温疲劳性能 |
| 5.1.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温疲劳断口形貌与断裂机制 |
| 5.1.3 室温疲劳裂纹的萌生与扩展 |
| 5.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温疲劳性能与断裂机理 |
| 5.2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温疲劳性能 |
| 5.2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温疲劳断口形貌与断裂机制 |
| 5.2.3 高温疲劳裂纹的萌生和扩展 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 6.3 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
（2）TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题来源及研究的背景和意义 |
| 1.2 钛基复合材料的研究进展和应用现状 |
| 1.2.1 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系近α高温钛合金的研究进展 |
| 1.2.2 颗粒增强钛基复合材料的研究现状 |
| 1.2.3 钛基复合材料的应用现状 |
| 1.3 钛基复合材料的热塑性加工 |
| 1.3.1 常规热变形工艺 |
| 1.3.2 剧烈塑性变形工艺 |
| 1.3.3 钛基复合材料的热处理 |
| 1.4 钛基复合材料中的析出相 |
| 1.5 数值模拟技术在钛合金热塑性成形中的发展与应用 |
| 1.5.1 数值模拟技术在金属成形中的发展现状 |
| 1.5.2 数值模拟技术在钛合金成形中的应用 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料的成分设计与制备 |
| 2.3 热物理模拟实验 |
| 2.4 合金及复合材料高温多向锻造 |
| 2.5 实验分析 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 金相显微分析 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.5.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.5.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 室温性能测试 |
| 2.6.2 高温拉伸性能测试 |
| 第3章 TiB_w增强高温钛基复合材料多向锻造及微组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态TiB_w增强高温钛基复合材料的微观组织 |
| 3.2.1 铸态合金的微观组织 |
| 3.2.2 铸态复合材料的微观组织 |
| 3.3 多向锻造对TiB_w增强高温钛基复合材料微观组织的影响 |
| 3.3.1 锻态合金及复合材料相组成 |
| 3.3.2 锻造温度对合金微观组织的影响 |
| 3.3.2.1 微观组织演变 |
| 3.3.2.2 变形中的动态再结晶机制 |
| 3.3.2.3 不同锻造温度下的析出相特征 |
| 3.3.3 锻造温度对复合材料微观组织的影响 |
| 3.4 TiB_w增强高温钛基复合材料硅化物动态析出行为 |
| 3.4.1 锻造温度对硅化物动态析出机制的影响 |
| 3.4.2 硅化物动态析出机制 |
| 3.4.3 第二相颗粒与动态再结晶的交互作用 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiB_w增强高温钛基复合材料强韧化机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态高温钛合金的力学性能 |
| 4.2.1 铸态合金的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.2.2 锻态合金的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.2.3 锻态合金的高温拉伸性能 |
| 4.2.4 锻态合金失效机理及强化机制分析 |
| 4.3 TiB_w增强高温钛基复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 铸态复合材料的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.3.2 锻态复合材料的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.3.3 锻态复合材料的高温力学性能 |
| 4.3.4 锻态复合材料断裂机理分析 |
| 4.4 TiB_w增强高温钛基复合材料强化机制分析 |
| 4.4.1 复合材料室温拉伸行为 |
| 4.4.2 复合材料强化机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TiB_w增强高温钛基复合材料构件成形及组织优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料热变形行为热-力模拟 |
| 5.3 构件成形数值模拟结果及分析 |
| 5.3.1 盘件成形过程条件 |
| 5.3.2 盘件成形方案1 模拟结果及分析 |
| 5.3.3 盘件成形方案2 模拟结果及分析 |
| 5.3.4 盘件成形方案3 模拟结果及分析 |
| 5.4 构件锻造成形工艺及分析 |
| 5.5 TiB_w增强高温钛基复合材料构件的组织性能研究 |
| 5.5.1 复合材料锻件微观组织观察 |
| 5.5.2 复合材料锻件力学性能 |
| 5.6 TiB_w增强高温钛基复合材料锻件后处理工艺研究 |
| 5.6.1 热处理对锻件微观组织的影响 |
| 5.6.2 热处理对构件力学性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）5vol.%TiCp/近α钛基复合材料构件热成形及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 PTMCs的原位自生制备方法 |
| 1.2.1 熔铸法 |
| 1.2.2 机械合金化法 |
| 1.2.3 粉末冶金法 |
| 1.2.4 自蔓延高温合成技术 |
| 1.3 PTMCs的热加工工艺 |
| 1.3.1 挤压变形工艺 |
| 1.3.2 轧制变形工艺 |
| 1.3.3 锻造变形工艺 |
| 1.4 PTMCs的高温变形行为 |
| 1.4.1 β相区热压缩变形 |
| 1.4.2 (α+β)相区热压缩变形 |
| 1.5 PTMCs的硅化物研究现状 |
| 1.5.1 硅化物的析出行为 |
| 1.5.2 Zr元素对PTMCs中硅化物的析出影响 |
| 1.6 有限元数值模拟在热加工成形中的应用 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及实验方案 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验原材料及成分设计与制备 |
| 2.2.1 实验原材料及成分设计 |
| 2.2.2 TiC_p/Ti复合材料的降温多向锻造 |
| 2.2.3 TiC_p/Ti复合材料的热物理模拟实验 |
| 2.3 TiC_p/Ti复合材料的微组织分析 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.6 拉伸性能测试 |
| 2.4 Deform-3D有限元数值模拟软件简介 |
| 第3章 TiC_p/Ti复合材料β相区热压缩变形行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiC_p/Ti复合材料相组成和微观组织分析 |
| 3.2.1 TiC_p/Ti复合材料的凝固路径及相组成 |
| 3.2.2 TiC_p/Ti复合材料组织细化分析 |
| 3.3 TiC_p/Ti复合材料β相区真应力-应变曲线 |
| 3.3.1 变形温度对复合材料流变行为的影响 |
| 3.3.2 应变速率对复合材料流变行为的影响 |
| 3.3.3 应变量对复合材料流变行为的影响 |
| 3.4 TiC_p/Ti复合材料β相区热压缩变形后组织分析 |
| 3.4.1 变形温度对复合材料组织的影响 |
| 3.4.2 变形量对复合材料组织的影响 |
| 3.4.3 应变速率对复合材料组织的影响 |
| 3.5 TiC_p/Ti复合材料β相区热变形EBSD组织分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 TiC_p/Ti复合材料(α+β)相区热压缩变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiC_p/Ti复合材料(α+β)相区真应力-应变曲线 |
| 4.2.1 变形参数对流变行为的影响 |
| 4.3 TiC_p/Ti复合材料两相区热变形组织分析 |
| 4.3.1 变形温度对热变形组织的影响 |
| 4.3.2 应变速率对热变形组织的影响 |
| 4.3.3 变形量对热变形组织的影响 |
| 4.4 TiC_p/Ti复合材料(α+β)相区热变形动态再结晶规律 |
| 4.4.1 铸态TiC_p/Ti复合材料动态再结晶行为 |
| 4.4.2 锻态TiC_p/Ti复合材料动态再结晶行为 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TiC_p/Ti复合材料构件成形设计 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模具及冲孔工艺参数的设定 |
| 5.3 工艺参数的影响 |
| 5.3.1 变形参数对损伤值的影响 |
| 5.3.2 变形参数对最大主应力的影响 |
| 5.3.3 变形参数对金属流动速率的影响 |
| 5.3.4 变形参数对载荷最大值的影响 |
| 5.4 构件形貌及微观组织 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）激光选区熔化钛合金组织调控及其复合材料成形工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛基复合材料的制备方法 |
| 1.2.1 传统制备方法 |
| 1.2.2 增材制造法 |
| 1.3 增材制造钛基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 非原位自生钛基复合材料 |
| 1.3.2 原位自生钛基复合材料 |
| 1.4 激光成形工艺参数 |
| 1.4.1 激光功率与扫描速度的影响 |
| 1.4.2 扫描间距的影响 |
| 1.4.3 铺粉厚度的影响 |
| 1.4.4 扫描方式的影响 |
| 1.5 课题主要研究内容 |
| 第二章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 钛及钛合金粉末 |
| 2.1.2 钛合金复合材料粉末制备 |
| 2.2 激光选区熔化成形设备 |
| 2.3 试验方案 |
| 2.4 粉末及成形试样的表征与性能分析 |
| 2.4.1 粉末氧、氮含量特性测试及粒度测试 |
| 2.4.2 相对致密度测定与缺陷分析 |
| 2.4.3 成形试样物相分析 |
| 2.4.4 显微组织表征 |
| 2.4.5 EBSD试样制备与分析 |
| 2.4.6 显微硬度 |
| 2.4.7 拉伸性能测试 |
| 第三章 工艺参数对SLM成形钛及钛合金显微形貌及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光体积能量密度不变试验 |
| 3.2.1 工艺参数对相对致密度的影响 |
| 3.2.2 试样上表面观察 |
| 3.2.3 试样纵截面观察 |
| 3.2.4 显微硬度测试 |
| 3.3 激光多次扫描策略 |
| 3.3.1 成形试验 |
| 3.3.2 多次扫描策略对相对致密度的影响 |
| 3.3.3 试样上表面观察 |
| 3.3.4 纵截面显微形貌观察 |
| 3.3.5 纵截面EBSD分析 |
| 3.3.6 显微硬度测试 |
| 3.3.7 仿真模拟论证 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 B_4C添加对于SLM成形TA2 纯钛显微组织及性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SLM成形B_4C增强钛基复合材料 |
| 4.3 试样纵截面观察 |
| 4.4 显微硬度测试 |
| 4.5 原位自生反应过程 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 LaB_6添加对SLM成形钛基复合材料的影响 |
| 5.1 研究背景与研究思路 |
| 5.2 SLM成形LaB_6增强钛基复合材料 |
| 5.3 LaB_6含量对于相对致密度的影响 |
| 5.4 上表面显微形貌观察 |
| 5.5 纵截面显微形貌观察 |
| 5.6 力学性能测试 |
| 5.6.1 显微硬度测试 |
| 5.6.2 拉伸测试及断口观察 |
| 5.7 物相分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果及发表的学术论文 |
| 致谢 |
（5）SiC纤维增强Ti基复合材料的制备及微观组织结构研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 选题背景及意义 |
| 2.2 SiC_f/Ti基复合材料的应用 |
| 2.3 SiC_f/Ti基复合材料的制备 |
| 2.4 SiC_f/Ti基复合材料微观组织结构 |
| 2.5 高超声速飞行器蒙皮结构的发展 |
| 3 研究内容及试验方案 |
| 3.1 试验材料 |
| 3.2 试验方案与内容 |
| 3.3 主要创新点 |
| 4 CVD法制备SiC纤维研究 |
| 4.1 直流加热法CVD装置的设计 |
| 4.1.1 反应器结构设计 |
| 4.1.2 反应器法兰结构设计 |
| 4.1.3 供气系统设计 |
| 4.2 SiC纤维制备CVD工艺优化 |
| 4.2.1 原材料选择 |
| 4.2.2 沉积温度的影响规律 |
| 4.2.3 氢气流量的影响规律 |
| 4.2.4 氩气流量的影响规律 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 纤维排布优化与结构设计 |
| 5.1 纤维布编织技术研究 |
| 5.2 纤维排布角度对复合材料性能的影响规律研究 |
| 5.3 纤维排布对复合材料的内应力影响规律研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 制备工艺优化与组织结构演变规律研究 |
| 6.1 SiC纤维布除胶工艺 |
| 6.2 SiC_f/Ti复合材料热压工艺优化 |
| 6.3 TB8钛合金热处理工艺优化及微观组织演变规律 |
| 6.4 SiC_f/TB8复合材料微观组织演变规律 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 复合材料界面反应调控与性能评价 |
| 7.1 SiC_f/Ti复合材料界面微观组织结构分析 |
| 7.1.1 纤维与基体界面微观形貌与元素分布 |
| 7.1.2 热压保温时间对纤维与基体界面微观组织的影响 |
| 7.1.3 SiC_f/Ti复合材料界面热力学与动力学分析 |
| 7.2 SiC_f/Ti复合材料性能评价及失效机理分析 |
| 7.2.1 SiC_f/Ti复合材料室温力学性能评价与分析 |
| 7.2.2 SiC_f/Ti复合材料高温力学性能评价与分析 |
| 7.2.3 SiC_f/Ti复合材料疲劳性能评价与分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 蒙皮模拟件制备及考核验证研究 |
| 8.1 SiC_f/Ti复合材料蒙皮结构件设计 |
| 8.2 SiC_f/Ti复合材料蒙皮结构件制备 |
| 8.3 SiC_f/Ti复合材料蒙皮结构件无损检测分析 |
| 8.4 SiC_f/Ti复合材料蒙皮结构件组织和性能评价 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 钛基复合材料 |
| 1.2.1 颗粒增强钛基复合材料 |
| 1.2.2 钛基体的选择 |
| 1.2.3 增强体的选择 |
| 1.2.4 增强体的引入方式 |
| 1.3 颗粒增强钛基复合材料制备方法 |
| 1.3.1 机械合金化法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 放电等离子烧结法 |
| 1.3.5 增材制造法 |
| 1.4 激光选区熔化技术 |
| 1.4.1 SLM技术工作原理及加工工艺参数 |
| 1.4.2 SLM技术发展及应用 |
| 1.5 钛基复合材料耐磨抗蚀研究 |
| 1.5.1 钛基复合材料耐磨性 |
| 1.5.2 钛基复合材料耐蚀性 |
| 1.6 本课题研究的目的和内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 1.6.3 本课题研究技术路线 |
| 1.7 本章小结 |
| 第二章 TiN含量对激光选区熔化钛基复合材料微结构与耐磨性影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验仪器 |
| 2.2.2 实验材料准备及样品制备 |
| 2.2.3 XRD测试 |
| 2.2.4 扫描电子显微镜观察 |
| 2.2.5 显微硬度测试 |
| 2.2.6 摩擦磨损测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 物相分析及微观结构 |
| 2.3.2 显微硬度 |
| 2.3.3 摩擦磨损特性 |
| 2.3.4 磨损机理分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 TiB_2含量对激光选区熔化钛基复合材料微结构与耐磨性影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 样品结构表征及力学测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.3.3 增强体与钛基体间界面 |
| 3.3.4 TiB_2颗粒烧损过程 |
| 3.3.5 显微硬度及其提高机理 |
| 3.3.6 耐磨性能 |
| 3.3.7 磨损机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 激光选区熔化成形Ti-2.5TiN和 Ti-2.5Ti B在 Na Cl溶液中腐蚀行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 材料准备和样品制备 |
| 4.2.2 电化学测试 |
| 4.3 微结构与物相 |
| 4.4 腐蚀行为 |
| 4.4.1 开路电位测试 |
| 4.4.2 极化曲线测试 |
| 4.4.3 二次钝化分析 |
| 4.4.4 电化学阻抗谱 |
| 4.4.5 样品腐蚀形貌 |
| 4.4.6 样品腐蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和申请专利情况 |
| 参加科研项目和获奖情况 |
| 致谢 |
（7）原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 钛基复合材料基体和增强相的选择 |
| 1.2.1 基体选择 |
| 1.2.2 增强相的选择 |
| 1.3 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 钛基复合材料研究进展 |
| 1.3.2 钛基复合材料热处理研究现状 |
| 1.3.3 稀土元素对钛基复合材料组织及性能的影响 |
| 1.4 钛基复合材料摩擦行为研究 |
| 1.4.1 钛基复合材料的干滑动磨损影响因素 |
| 1.4.2 钛基复合材料的摩擦磨损研究现状 |
| 1.5 课题研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 课题研究目的及意义 |
| 1.5.2 课题研究内容 |
| 第2章 材料的制备及实验方法 |
| 2.1 样品制备及热处理工艺 |
| 2.1.1 样品制备 |
| 2.1.2 热处理工艺 |
| 2.2 成分和结构表征 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜 |
| 2.2.3 电子探针 |
| 2.2.4 电子背散射衍射 |
| 2.2.5 透射电子显微镜 |
| 2.3 力学性能与热物性能检测 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 室温压缩性能测试 |
| 2.3.3 热导率测试 |
| 2.3.4 热膨胀性能测试 |
| 2.4 摩擦磨损实验 |
| 2.4.1 样品制备与实验参数 |
| 2.4.2 摩擦系数和比磨损率 |
| 2.4.3 磨面三维形貌和粗糙度检测 |
| 2.4.4 磨面亚表层纳米压痕测试 |
| 2.4.5 磨面产物检测 |
| 第3章 铸态TiB、TiC/TC4 复合材料组织与摩擦磨损性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiB、TiC/TC4 复合材料相组成及显微组织 |
| 3.2.1 原位反应体系的热力学分析 |
| 3.2.2 钛基复合材料的相组成 |
| 3.2.3 钛基复合材料的显微组织 |
| 3.3 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料力学性能的影响 |
| 3.3.1 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料硬度的影响 |
| 3.3.2 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料室温压缩性能的影响 |
| 3.4 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3.4.1 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的比磨损率 |
| 3.4.2 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 3.4.3 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的磨损表面形貌 |
| 3.4.4 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料剖面形貌和EPMA分析 |
| 3.4.5 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料的磨损面XRD及 XPS分析 |
| 3.4.6 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 铸态6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 压力和速度对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料摩擦行为的影响 |
| 4.2.1 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料及对磨盘的比磨损率 |
| 4.2.2 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 4.2.3 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 4.2.4 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.2.5 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 4.2.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.2.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 4.2.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.3 压力和温度对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料摩擦行为的影响 |
| 4.3.1 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料及对磨盘的比磨损率 |
| 4.3.2 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 4.3.3 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 4.3.4 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面形貌和EDS分析 |
| 4.3.5 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 4.3.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.3.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 4.3.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.4 对磨材料对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦行为的影响 |
| 4.4.1 与不同材料对磨的比磨损率 |
| 4.4.2 与不同材料对磨的摩擦系数 |
| 4.4.3 与Cr12Mo V对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.4 与GCr15 对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.5 与Cu对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.4.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD分析 |
| 4.4.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 La_2O_3含量对钛基复合材料组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 La_2O_3含量对钛基复合材料相组成及组织影响 |
| 5.2.1 原位反应体系的热力学分析 |
| 5.2.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的相组成 |
| 5.2.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的显微组织 |
| 5.3 La_2O_3含量对钛基复合材料热物性与力学性能的影响 |
| 5.3.1 不同La_2O_3含量钛基复合材料的热膨胀性能 |
| 5.3.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的热导率 |
| 5.3.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的硬度 |
| 5.3.4 不同La_2O_3含量钛基复合材料的压缩性能 |
| 5.4 La_2O_3含量对钛基复合材料摩擦行为的影响 |
| 5.4.1 不同La_2O_3含量钛基复合材料的摩擦系数 |
| 5.4.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的比磨损率 |
| 5.4.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损形貌和EDS分析 |
| 5.4.4 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 5.4.5 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 5.4.6 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 热处理对钛基复合材料组织及摩擦性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理对钛基复合材料组织的影响 |
| 6.2.1 热处理工艺制定 |
| 6.2.2 不同热处理后钛基复合材料的相组成 |
| 6.2.3 不同热处理后钛基复合材料的组织 |
| 6.3 热处理对钛基复合材料力学性能的影响 |
| 6.3.1 不同热处理后钛基复合材料的硬度 |
| 6.3.2 不同热处理后钛基复合材料的压缩性能 |
| 6.4 热处理对钛基复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.4.1 不同热处理后钛基复合材料的摩擦系数 |
| 6.4.2 不同热处理后钛基复合材料的比磨损率 |
| 6.4.3 不同热处理后钛基复合材料的磨损表面形貌 |
| 6.4.4 不同热处理后钛基复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 6.4.5 不同热处理后钛基复合材料的磨面形貌XRD分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 钛基复合材料摩擦磨损机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 钛基复合材料微观组织对耐磨性的影响 |
| 7.3 钛基复合材料亚表面结构对耐磨性的影响 |
| 7.4 室温环境下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.4.1 摩擦层和摩擦氧化物的形成及作用 |
| 7.4.2 不同速度、压力下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.5 高温环境下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.5.1 摩擦层和摩擦氧化物的形成及作用 |
| 7.5.2 高温条件下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（8）石墨烯调控3D打印高强高孔隙率功能钛的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 多孔钛材料研究进展 |
| 1.1.1 多孔钛及其性能简介 |
| 1.1.2 多孔钛的制备 |
| 1.1.3 多孔钛的改性研究 |
| 1.2 石墨烯增强金属复合材料研究进展 |
| 1.2.1 石墨烯的特性简介 |
| 1.2.2 石墨烯金属复合材料的制备 |
| 1.2.3 石墨烯金属基复合材料的性能 |
| 1.3 3D打印制备钛基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 增材制造技术(3D打印)简介 |
| 1.3.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3.3 3D打印制备钛及钛基复合材料研究状况 |
| 1.4 研究目的及意义 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 2 实验方案及方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 材料的制备 |
| 2.3.1 低成本3D打印用钛粉的制备及添加石墨烯复合钛粉的制备 |
| 2.3.2 3D打印制备块体纯钛及添加石墨烯钛复合块体材料 |
| 2.3.3 多孔钛模型的设计与预设孔隙率的计算 |
| 2.3.4 3D打印制备多孔纯钛及添加石墨烯多孔钛 |
| 2.3.5 石墨烯调控3D打印多孔钛的热处理 |
| 2.4 组织结构观察 |
| 2.4.1 X射线衍射 |
| 2.4.2 拉曼光谱分析 |
| 2.4.3 扫描电镜分析 |
| 2.4.4 高分辨透射电镜分析 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 致密度以及孔隙率的测量 |
| 2.5.2 显微硬度测量 |
| 2.5.3 压缩性能测试 |
| 2.5.4 耐腐蚀性能测试 |
| 3 3D打印用低成本纯钛粉及石墨烯添加复合钛粉 |
| 3.1 3D打印用低成本纯钛粉体 |
| 3.1.1 异形粉球化处理 |
| 3.1.2 3D打印用低成本钛粉特性 |
| 3.2 不同形状钛粉配比对3D打印钛的影响 |
| 3.2.1 不同形状钛粉配比3D打印钛的形貌 |
| 3.2.2 激光工艺对低成本3D打印钛形貌的影响 |
| 3.2.3 激光工艺对低成本3D打印钛致密度的影响 |
| 3.3 石墨烯添加复合钛粉 |
| 3.4 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体材料的组织与性能 |
| 3.4.1 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体的形貌 |
| 3.4.2 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体的致密度 |
| 3.4.3 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体的压缩性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 石墨烯调控3D打印功能钛的组织与性能研究 |
| 4.1 石墨烯调控3D打印多孔钛的宏观形貌观察与分析 |
| 4.2 石墨烯调控3D打印多孔钛的微观形貌观察与分析 |
| 4.3 石墨烯调控3D打印多孔钛的组织结构分析 |
| 4.3.1 石墨烯调控多孔钛的物相分析 |
| 4.3.2 石墨烯调控多孔钛的显微组织分析 |
| 4.3.3 石墨烯调控多孔钛的透射结果分析 |
| 4.4 石墨烯调控3D打印多孔钛的孔隙率测试结果与分析 |
| 4.5 石墨烯调控3D打印多孔钛的力学性能测试结果与分析 |
| 4.5.1 显微硬度 |
| 4.5.2 压缩性能 |
| 4.6 石墨烯调控3D打印多孔钛的抗腐蚀性能测试结果与分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 热处理对石墨烯调控3D打印钛组织与性能的影响 |
| 5.1 热处理对石墨烯调控3D打印多孔钛组织结构的影响 |
| 5.1.1 热处理前后XRD图谱 |
| 5.1.2 热处理后微观组织 |
| 5.1.3 热处理后透射结果分析 |
| 5.2 热处理对石墨烯调控3D打印多孔钛力学性能的影响 |
| 5.2.1 显微硬度 |
| 5.2.2 压缩性能 |
| 5.3 热处理对3D打印钛耐腐蚀性能的影响 |
| 5.4 热处理对多孔钛影响机制的探讨 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的论文及奖励 |
（9）石墨烯增强钛基复合材料的强塑性及摩擦磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 石墨烯概述 |
| 1.2.1 石墨烯的性能 |
| 1.2.2 石墨烯的制备方法 |
| 1.3 石墨烯增强钛基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 真空热压烧结制备方法 |
| 1.3.2 激光烧结制备方法 |
| 1.3.3 等离子烧结制备方法 |
| 1.4 石墨烯增强复合材料的研究现状 |
| 1.4.1 石墨烯增强聚合物复合材料 |
| 1.4.2 石墨烯增强陶瓷基复合材料 |
| 1.4.3 石墨烯增强金属基复合材料 |
| 1.5 石墨烯增强钛基复合材料的研究现状 |
| 1.5.1 石墨烯增强钛基复合材料的力学性能 |
| 1.5.2 石墨烯增强钛基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 1.5.3 石墨烯增强钛基复合材料的导电性能 |
| 1.6 研究意义及目的 |
| 第二章 实验材料,实验设备及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 复合材料的增强体 |
| 2.1.2 复合材料的分散剂 |
| 2.1.3 复合材料的基体 |
| 2.2 实验设备与仪器 |
| 2.3 复合材料的实验方法 |
| 2.3.1 复合材料的制备方法 |
| 2.3.2 复合材料的组织与性能表征 |
| 第三章 石墨烯增强钛基复合材料的制备工艺 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原材料的制备 |
| 3.2.1 石墨烯的制备 |
| 3.2.2 石墨烯-钛粉末的制备 |
| 3.3 石墨烯增强钛基复合材料的制备工艺 |
| 3.3.1 复合材料的等离子烧结 |
| 3.3.2 石墨烯增强钛基复合材料的热处理工艺 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 石墨烯增强钛基复合材料的显微组织及其分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 石墨烯增强钛基复合材料的显微组织 |
| 4.2.1 石墨烯增强钛基复合材料的金相组织 |
| 4.2.2 石墨烯增强钛基复合材料的激光共聚焦显微组织 |
| 4.2.3 石墨烯增强钛基复合材料的原子力显微组织和透射电镜组织 |
| 4.3 石墨烯增强钛基复合材料的组织分析 |
| 4.3.1 石墨烯增强钛基复合材料的物相分析 |
| 4.3.2 石墨烯增强钛基复合材料的扫描电镜分析 |
| 4.3.3 石墨烯增强钛基复合材料的透射电镜分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 石墨烯增强钛基复合材料的性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 石墨烯增强钛基复合材料的性能研究 |
| 5.2.1 石墨烯增强钛基复合材料的致密度 |
| 5.2.2 石墨烯增强钛基复合材料的显微硬度 |
| 5.2.3 石墨烯增强钛基复合材料的拉伸性能 |
| 5.2.4 石墨烯增强钛基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论及展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（10）原位合成TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 β钛合金的发展 |
| 1.2.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3 钛基复合材料基体和增强相的选取 |
| 1.3.1 钛基体的选择 |
| 1.3.2 增强相的选择 |
| 1.4 钛基复合材料的制备工艺 |
| 1.4.1 放电等离子烧结 |
| 1.4.2 机械合金化法 |
| 1.4.3 自蔓延高温反应合成法 |
| 1.4.4 放热扩散法 |
| 1.4.5 熔铸法 |
| 1.4.6 快速凝固法 |
| 1.5 原位反应热力学分析 |
| 1.5.1 Ti-C系 |
| 1.5.2 Ti-B4C-C系 |
| 1.6 钛基复合材料的热处理工艺 |
| 1.6.1 热处理对基体显微组织与性能的影响 |
| 1.6.2 热处理对增强相的影响 |
| 1.7 钛基复合材料的高温氧化和热腐蚀研究 |
| 1.7.1 高温氧化机理 |
| 1.7.2 热腐蚀机理 |
| 1.8 本文研究背景以及内容 |
| 1.8.1 研究背景 |
| 1.8.2 本文主要的研究内容 |
| 第二章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料制备与研究方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验原料及设备 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 钛基复合材料的制备工艺 |
| 2.3.1 机械球磨混粉 |
| 2.3.2 SPS放电等离子烧结工艺 |
| 2.4 钛基复合材料的热处理工艺 |
| 2.5 钛基复合材料组织结构分析 |
| 2.5.1 试样制备 |
| 2.5.2 显微组织与EDS能谱分析 |
| 2.5.3 物相组成分析 |
| 2.6 钛基复合材料性能测试 |
| 2.6.1 显气孔率 |
| 2.6.2 显微硬度 |
| 2.6.3 室温压缩性能测试 |
| 2.6.4 抗高温氧化性能 |
| 2.6.5 耐热腐蚀性能测试 |
| 第三章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料组织、显气孔率与显微硬度研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 混合粉末机械球磨后的显微结构分析 |
| 3.2.1 混合粉末物相组成 |
| 3.2.2 混合粉末的微观形貌 |
| 3.3 钛基复合材料烧结态物相组成及显微形貌 |
| 3.3.1 钛基复合材料物相组成分析 |
| 3.3.2 钛基复合材料显微形貌分析 |
| 3.4 钛基复合材料烧结态的显气孔率与显微硬度 |
| 3.4.1 钛基复合材料的显气孔率 |
| 3.4.2 钛基复合材料的显微硬度 |
| 3.5 本章总结 |
| 第四章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料的热处理工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶时效制度的选择 |
| 4.2.1 基体相转变温度的确定 |
| 4.2.2 钛基复合材料热处理工艺的拟定 |
| 4.3 固溶温度对钛基复合材料组织与性能的影响 |
| 4.3.1 固溶处理后物相组成与金相组织分析 |
| 4.3.2 固溶温度对TMC2 显微硬度的影响 |
| 4.4 时效工艺对钛基复合材料组织与性能的影响 |
| 4.4.1 时效处理后钛基复合材料的物相组成与显微组织分析 |
| 4.5 热处理后钛基复合材料的性能 |
| 4.5.1 热处理对钛基复合材料显微硬度的影响 |
| 4.5.2 钛基复合材料的室温压缩性能 |
| 4.6 本章总结 |
| 第五章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料抗高温氧化性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 氧化反应热力学分析 |
| 5.3 氧化后的宏观特征 |
| 5.4 氧化动力学曲线及参数特征 |
| 5.5 氧化产物的物相组成与显微组织分析 |
| 5.5.1 氧化产物的物相组成分析 |
| 5.5.2 氧化产物的显微组织分析 |
| 5.5.3 氧化层截面结构分析 |
| 5.6 基体与钛基复合材料的氧化机理分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料耐热腐蚀性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 腐蚀后的宏观特征 |
| 6.3 耐热腐蚀动力学曲线及参数特征 |
| 6.4 热腐蚀产物的物相组成与显微组织分析 |
| 6.4.1 热腐蚀产物的物相组成分析 |
| 6.4.2 热腐蚀产物的显微组织分析 |
| 6.4.3 腐蚀层截面结构分析 |
| 6.5 基体与钛基复合材料的热腐蚀机理分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 全文工作总结 |
| 7.2 本文主要创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
四、连续纤维增强钛基复合材料热残余应力的研究进展（论文参考文献）
- [1]SiCf/Ti2AlNb复合材料界面及力学性能研究[D]. 韦泽麒. 广西大学, 2021(02)
- [2]TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控[D]. 孙永刚. 太原理工大学, 2021
- [3]5vol.%TiCp/近α钛基复合材料构件热成形及组织性能研究[D]. 嵇祥. 太原理工大学, 2021
- [4]激光选区熔化钛合金组织调控及其复合材料成形工艺研究[D]. 朱冬. 上海第二工业大学, 2021
- [5]SiC纤维增强Ti基复合材料的制备及微观组织结构研究[D]. 金旗. 北京科技大学, 2021(08)
- [6]激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究[D]. 金剑波. 天津工业大学, 2020(01)
- [7]原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为[D]. 郑博文. 沈阳工业大学, 2020(02)
- [8]石墨烯调控3D打印高强高孔隙率功能钛的研究[D]. 亢宁宁. 西安理工大学, 2020(01)
- [9]石墨烯增强钛基复合材料的强塑性及摩擦磨损性能研究[D]. 曹洪川. 贵州大学, 2020(03)
- [10]原位合成TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料组织与性能研究[D]. 李冲. 江苏大学, 2020(02)