一、制备Ti_3SiC_2/SiC复合材料的动力学研究（论文文献综述）
李鑫海[1]（2021）在《Ti3SiC2-SiC复合材料的制备及性能的研究》文中指出Ti3SiC2是一种新型陶瓷材料,兼有金属和陶瓷的许多优异性能,具有较高的耐高温强度,良好的抗高温氧化性能,较高的导热和导电性能,硬度低,易于加工等优点,在很多方面具有着广阔的应用前景,有望成为最有发展前途的新型陶瓷材料之一。将Ti3SiC2与SiC复合,制备Ti3SiC2-SiC复合材料以其提高材料强韧性和可塑性,并获得综合性能较好的Ti3SiC2-SiC复相陶瓷。本实验通过无压烧结法制备高纯度Ti3SiC2-SiC复合材料。本实验采用无压烧结方法,以Si粉、TiC粉、Al粉末为原材料,制备Ti3SiC2/SiC复合材料。采用X射线衍射分析法、矢量网络分析仪、扫描电子显微镜、微控电子万能试验机等检测手段和方法,对所制得的Ti3SiC2/SiC复合材料的微观结构与力学性能进行了分析与研究,主要研究内容如下:（1）以原料摩尔配比TiC:Si:Al=3:2:0.2,在氩气气氛中,1400℃、1500℃、1600℃的温度下,所合成的复合材料以TiC为主晶相,并含有少量的Ti3SiC2相和SiC相,表明Ti3SiC2和SiC相能在此固态置换原位反应中生成,从XRD衍射图中可观察到:随着温度的升高,高温促使生成物中的Ti3SiC2迅速分解,从而形成TiC（固体）,同时Si从复合材料中挥发。该复合材料气孔率较高,具有松散的微观结构。其中在1400℃可得到相对密度为44.32%的复合材料。其断裂韧性与抗弯强度分别达到1.78 MPa·m1/2和145.62 MPa。Ti3SiC2/SiC试样的介电性能与Ti3SiC2含量有关,随着复合材料中Ti3SiC2含量的增多,复介电常数的实部与虚部均表现出升高的趋势。（2）以原料摩尔配比TiC:Si:Al=3:2:1=3:2:0.2/0.5/1/2/3,在氩气气氛中,1400℃的温度下,所合成的复合材料随着烧结助剂Al含量的增加,Ti3SiC2和SiC逐渐成为Ti3SiC2/SiC复合材料的主要相;当原料摩尔配比为TiC:Si:Al=3:2:1时,复合材料主要相为Ti3SiC2,第二相为SiC,X射线衍射仪未检测到TiC的衍射峰,表明复合材料中基本消除TiC。结果表明,Al的适量加入能促进Ti3SiC2和SiC的大量生成,气孔率降低,材料组织的致密度升高。随着材料致密性的提高,其断裂韧性与抗弯强度得到进一步增强,分别达到2.21 MPa·m1/2和192.56 MPa,Ti3SiC2/SiC样品的复介电常数随Ti3SiC2含量的增多而逐渐升高。（3）以原料摩尔配比TiC:Si:Al=3:2:1=3:1.8/2.0/2.2/2.4/2.6:1,在氩气气氛中,1400℃的温度下,所合成的复合材料随着Si含量的增加,在TiC:Si:Al=3:2.2:1时,X射线衍射检测到复合材料中Ti3SiC2衍射峰最强,主要相为Ti3SiC2,第二相为SiC;通过扫描电镜观察到,Ti3SiC2为片层状,SiC为颗粒状,平均晶粒尺寸在1μm左右的SiC分散在平均晶粒尺寸约为5μm的Ti3SiC2矩阵中,原位合成制备出大量具有良好塑韧性的Ti3SiC2,材料致密度进一步提高,相对密度达到67.75%,其断裂韧性和抗弯强度分别为2.59 MPa·m1/2和230.35 MPa,Ti3SiC2/SiC的复介电常数最高,样品的介电性能最佳。
张一帆[2]（2021）在《纳米粒子对氧化物弥散强化钢与钒合金的辐照损伤行为的影响》文中提出结构材料是未来聚变堆开发应用面临的关键瓶颈问题之一,ODS钢和钒合金都因其优越的性能被认为是聚变堆结构材料的重要候选。但目前对辐照环境下ODS钢的组织稳定性尚未形成统一的结论;对钒合金的辐照损伤行为的研究还处于早期阶段。本文以12Cr-ODS钢和V-4Cr-4Ti合金为主要研究材料,采用高压电镜、离子辐照、透射电镜、纳米压痕等手段对上述问题进行了研究,主要研究内容如下:采用高压电镜原位电子辐照结合HRTEM的方法,研究了常温、300℃和500℃电子辐照下12Cr-ODS钢中纳米粒子的稳定性。使用原位HRTEM替代传统TEM双束成像的方法可以在有效识别纳米粒子的同时避免辐照诱导位错环衬度引起的干扰。结果表明大部分Y-Ti-O纳米粒子在室温电子辐照至1.52 dpa时尺寸稳定,仅有极少数发生粗化。同时可以观察到一些新的Y-Ti-O纳米粒子在辐照过程中析出。在300℃时效后的TEM样品中Y-Ti-O纳米粒子发生“球形-立方”转化,形成近似立方的YTiO3共格纳米粒子。该纳米粒子在300℃和500℃电子辐照时发生明显的粗化,且粗化速率与辐照温度正相关。在辐照损伤速率恒定的前提下弥散粒子的尺寸的三次方与辐照剂量成线性关系,证实了该纳米粒子在电子辐照下的粗化过程由Ostwald熟化机制主导。对预注入He+的12Cr-ODS钢的电子辐照实验表明He的存在会降低Y的扩散并间接提高弥散相粒子的稳定性。电子辐照处于300℃和500℃下的12Cr-ODS钢样品时,在FFT图像中出现特殊的衍射条纹。HRTEM分析表明,该衍射条纹的产生与纳米粒子/基体界面处析出物的特殊形貌有关。电子辐照过程中,纳米粒子/基体界面处的缺陷阱导致了析出相沿着界面析出、长大。动力学研究表明辐照温度为500℃时析出相的形成速率快于300℃,说明析出物的形成速率与辐照温度正相关。相比于Fe-Cr合金中的辐照析出,ODS钢中的辐照析出对氢离子的预注依存性小,不需氢离子注入来协调晶格畸变。根据HRTEM结果提出了沿共格YTi03粒子/基体界面析处的单层Cr析出和YTiO3析出两种假设并结合衍射模拟进行了分析。使用室温D+离子辐照结合纳米压痕的方法研究了 V-4Cr-4Ti合金与含纳米粒子的V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti3SiC2合金的辐照硬化和辐照诱导位错环。结果表明V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti3SiC2合金具有更低的辐照硬化率,发现V-4Cr-4Ti合金具有异常辐照硬化现象,即合金在辐照后的实测硬化值远高于其理论辐照硬化值。分析表明,该异常硬化与合金中Ti（CNO）析出物的尺寸变化密切相关。为了进一步验证相关结论并排除Ti3SiC2引入的C元素可能造成的干扰,使用机械合金化结合放电等离子体烧结的方法制备了一些列不同Y含量的V-4Cr-4Ti合金,并探索了改善钒合金的塑性的新方式。以Y元素作为脱氧剂,通过内氧化的方式,可以有效降低钒合金基体中过剩氧的含量,从而有效提高钒合金的塑性,脱氧产物为Y2O3和YVO4纳米粒子。通过机械合金化、放电等离子烧结等关键参数的优化,确定了制备含纳米粒子的V-4Cr-4Ti合金的最佳工艺流程:以240 rpm球磨40h球料比为10:1,烧结温度1150℃、压力40 MPa、保温5 min。针对ZrO2球磨介质,提出了烧结温度的新边界条件。离子辐照实验表明表明排除晶内Ti（CNO）析出的影响后合金的辐照硬化主要由辐照诱导位错环产生,硬化值与理论值较为接近。与普通V-4Cr-4Ti合金相比,含纳米粒子的V-4Cr-4Ti合金具有更低的位错密度和更低的辐照硬化率,但纳米粒子的存在会导致辐照后Ti元素在弥散相周围偏聚。
张泽荣[3]（2021）在《MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为》文中认为MAX相（即Mn+1AXn,其中“M”是指早期过渡族金属元素,“A”主要包含ⅢA和ⅣA族元素;而“X”是指C或者N元素,并且n=1,2,3…）是一类三元层状化合物。因其独特的键合特征以及层状结构使得MAX相兼具金属和陶瓷的性能,包括良好的导电和导热性、可加工性、较高的强度和弹性模量以及良好的化学稳定性等,作为结构/功能一体化材料具有广阔的应用前景。其中,譬如Ti2AlC、Ti3AlC2和Cr2AlC等MAX相具有优异的抗高温氧化和热腐蚀性能,作为高温防护涂层已经受到广泛关注。同时,已有的研究工作表明,MAX相还具有优异的耐水溶液腐蚀性能。但是截至目前,这部分工作仍不够系统深入,大多数研究停留在耐蚀性能的测试上,而涉及钝化膜的种类与形成机制等微观耐蚀机理的研究却比较少,特别是关于MAX相涂层耐水溶液腐蚀性能的研究就相对更少了。MAX相中同时包含有离子键、共价键以及金属键,甚至同一元素因占据的晶格位置不同而呈现不同的键合状态。此外,MAX相还具有纳米层状结构,这些都是其有别于常规陶瓷或者金属的特征。另一方面,在制备MAX相涂层的过程中,常常可以获得同成分的非晶态M-A-X涂层。基于此,本论文重点以一种典型的MAX相Cr2AlC为研究对象,探究了 Cr2AlC块体材料及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的耐蚀性能。研究对于深入了解材料结构（纳米层状和非晶态等）和成分与其耐蚀性能之间的内在关系具有理论意义,同时对促进MAX相作为耐蚀防护涂层的应用奠定基础。论文获得的主要结论如下:Cr2AlC块体材料在3.5 wt.%NaCl溶液中开路电位下浸泡时,Cr2AlC中Al容易受到侵蚀而从层间迁出直接进入溶液中。而在电化学极化条件,基体中迁出的Al和电解液之间形成的富含Al和O的反应产物更多地沉淀在了在材料表面。原因是,一方面Cr2AlC中的Al处于层间弱结合而容易被侵蚀;另一方面,基体中Al化学活性高而且亲氧能力强容易与电解液反应生成腐蚀产物。对比研究了Cr2AlC-xAl2O3（x=6.1 wt.%和 15.2wt.%）复合材料在 3.5 wt.%NaCl 溶液中的腐蚀行为。结果表明,引入的第二相Al2O3颗粒倾向于分布在Cr2AlC基体的晶界位置,在一定程度上能够阻挡电解液的渗入,降低阳极溶解速率,使得Cr2AlC-Al2O3复合材料的耐蚀性较Cr2AlC有所提高。利用磁控溅射技术并采用Cr-Al-C复合物单靶在多晶YSZ（氧化钇稳定的氧化锆）基体上室温沉积了非晶态Cr-Al-C涂层,其成分近似符合原子比Cr:Al:(C=2:1:1。通过后续在Ar气氛中500℃～700℃下退火,沉积态非晶涂层经历了从完全的非晶态到部分晶化的（Cr,Al）2Cx固溶体,再到晶态Cr2AlC的相转变过程。对比非晶涂层、部分晶化涂层以及晶态Cr2AlC涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的腐蚀行为可知,各涂层均表现出钝化行为,且钝化膜均呈现为p型半导体特性。其中非晶涂层具有最低的腐蚀电流密度和钝化电流密度,表现出最好的耐蚀性,这是因为其钝化膜中含有最高含量的Cr2O3;完全晶化的Cr2AlC涂层的耐蚀性能与非晶态涂层较为接近,但是要略差一些;而部分晶化涂层因其内部结构不均匀以及钝化膜中Cr2O3含量最低而表现出了最差的耐蚀性能。通过将Ti元素引入非晶态Cr-Al-C涂层中,制备出不同成分的（Cr,Ti）-Al-C涂层,且各涂层成分符合原子比（Cr1-x+Tix）:Al:C=2:1:1,其中x=0.10-1.0。发现当x≤0.35时,沉积态涂层仍保持为完全的非晶态;但随着Ti含量继续增加,x≥0.50后,涂层内部开始出现纳米晶,形成以Cr和Al固溶在TiC中Ti金属格点的（Ti,Cr,Al）C固溶体。因此,Ti元素起到了促进Cr-Al-C涂层晶化的作用。各涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的电化学测试结果表明,随着涂层中Ti含量提高,涂层的钝化电流密度有所上升。这主要是因为Ti元素会诱导涂层晶化,从而降低涂层内部结构的均匀性;同时,Ti含量增加也会使得钝化膜中Cr含量降低,导致涂层钝化能力下降。另一方面,Ti含量的提高可以显着降低涂层在过钝化电位区间的电流密度,这是因为在过钝化电位下稳定的Cr（Ⅲ）氧化物会转化为可溶性的Cr（Ⅴ）氧化物,而TiO2钝化膜依然可以稳定存在从而保护基体。利用EPMA测量了 Ti3SiC2-Ti3AlC2扩散偶在1100℃～1400℃下热处理后互扩散区内元素的深度分布。结果表明仅Si和Al在Ti3SiC2/Ti3AlC2界面处发生了互扩散。采用Boltzmann-Matano方法和Sauer-Freise方法计算了 Si和Al的互扩散系数。计算结果表明:在整个实验温度范围内,互扩散系数处于10-13～10-11 m2/s量级,Matano面处（≈Ti3Si0.5Al0.5C2）对应的互扩散激活能为246kJ/mol。此外,两种计算方法均表明:在1100℃～1300℃温度下,互扩散系数随着Si含量的增加而单调降低;而在1400℃下,互扩散系数不再随着Si含量单调变化,这可能与Ti3AlC2一侧形成了杂质相Ti5Si3和大量孔洞有关。
王楠[4]（2019）在《Ti3SiC2/SiC功能梯度材料的制备及其性能研究》文中研究指明Ti3SiC2具有良好的韧性,但高温抗蠕变性和1100℃以上抗氧化性差。SiC为高性能的结构陶瓷,具有优异的高温抗蠕变性和抗氧化性,但韧性差。本文将这两种材料取长补短,在组成和结构上实现了逐渐过渡,从而制备出一种功能梯度材料（FGM）。由于强共价键特性,SiC需2000℃左右的高温和50 MPa以上的压力才可实现致密烧结。而Ti3SiC2的最佳烧结温度范围为1500-1600℃,且Ti3SiC2在1700℃以上（即使在惰性气氛保护下）将不可避免地分解成TiC。这一矛盾构成了Ti3SiC2/SiC FGM制备的难点,需探索新的致密化方法。本文提出了一种局部浸渍法-定位浸渍技术。定位浸渍工艺使得SiC体积分数大于70%的层显着致密化,同时对其他层几乎无影响,并保留了层与层之间弱的界面。经定位浸渍后,FGMs的致密度显着提高。由于定位浸渍对致密化的影响,在1600℃热压的FGM,其密度从3.47增加到3.79 g/cm3,开气孔率从11.2%下降到1.98%;在1700℃热压的FGM,其密度从3.50增加到3.83 g/cm3,开气孔率从10.8%下降到1.58%。在1600和1700℃下热压浸渍的FGMs,不仅具有高的弯曲强度,而且具有锯齿形的载荷-位移行为。这些FGMs的弯曲强度分别为436和485 MPa;相比之下,在1600,1700和1800℃下热压未浸渍的FGMs,其分别为235,268和328 MPa。此外,这些FGMs的断裂韧性分别为8.23和7.15 MPa·m1/2;相比之下,在1600,1700和1800℃下热压未浸渍的FGMs,其分别为6.77,7.05和4.65 MPa·m1/2。在1600℃下热压的FGM,其抗氧化性经定位浸渍后显着提高。在1400℃下氧化20 h后,其质量增重百分比仅为12.9%,比在1600和1800℃下热压未浸渍的FGMs分别低45%和20%,比Ti3SiC2/30 wt%SiC复合材料低39%。对于未浸渍的FGM,中心过渡层显示出最好的抗氧化性,而朝向两端的梯度层,其抗氧化性逐渐恶化。随着层中Ti3SiC2含量的增加,电阻率先下降后缓慢下降,最后趋于恒定。所有浸渍的样品在X波段的总屏蔽效能（SET）均为43-52 dB。因此,通过定位浸渍制备的Ti3SiC2/SiC FGM可潜在应用于优异的电磁屏蔽或电磁吸收材料领域中。此外,添加γ-Al2O3纳米粒子并没有明显改善SET,但在纯SiC层作为入射面的情况下SET略有提高。与纯SiC层作为入射面的情况相比,当纯Ti3SiC2层作为入射面时,SET增强。对于所有样品,无论纯Ti3SiC2层或纯SiC层作为入射面时,SEA均高于SER。
齐方方[5]（2019）在《热压烧结制备Ti3SiC2/Al2O3复合材料及其性能研究》文中研究指明Ti3SiC2与Al2O3具有良好的物化相容性且力学性能互补,Ti3SiC2/Al2O3复合材料被认为是一种理想的结构材料。但多数研究中Al2O3（≤30.0vol.%）仅作为增强相引入Ti3SiC2基体中,导致复合材料高温抗氧化性能较差。同时,由于Ti3SiC2相区狭小,制备过程难以控制,以及Ti5Si3、TiSi2等杂质相的影响,降低了Ti3SiC2/Al2O3复合材料的力学性能。本研究首先以Ti3SiC2和Al2O3为原料,利用正交试验对Ti3SiC2/Al2O3复合材料进行体系设计和工艺优化。然后通过原位合成制备高纯的Ti3SiC2/Al2O3复合材料,探索其反应过程中的物相转化规律,并对Ti3SiC2/Al2O3复合材料的力学性能及高温氧化行为进行研究。首先,以Ti3SiC2和Al2O3为原料,采用热压烧结的方法,通过改变温度、压力、保温时间及原料配比,设计四因素三水平的正交实验,获得Ti3SiC2/Al2O3复合材料制备及性能优化的基本参数。通过对实验数据进行分析,得到制备Ti3SiC2/Al2O3复合材料的最佳参数为Ti3SiC2与Al2O3的体积比为4:6,烧结温度、压力和保温时间分别为1500℃,30MPa和30min。然后,以Ti、SiC、Al2O3为原料,在1600℃、30MPa的热压烧结条件下保温2h,研究Ti-Si-C/Al2O3体系的物相生成及微观组织演变。随着SiC体积含量的逐渐增多,Ti-Si-C/Al2O3体系中逐渐有TiC、Ti5Si3、Ti3SiC2、TiSi2等产生,新相的存在明显抑制了Al2O3晶粒的异常长大。但高温下大量液相Si的产生不利于Ti3SiC2原位合成,这说明原位反应制备Ti3SiC2/Al2O3复合材料的温度应小于1600℃。此后,在1550℃、30 MPa下保温保压1.5h的相同烧结工艺下,优选出以Ti、SiC、C、Al和Al2O3作为原料,采用原位合成的方法制备Ti3SiC2/Al2O3复合材料。适量Al的引入会与Ti3SiC2中的Si发生固溶置换,稳定Ti3SiC2的晶格并促进其生成,减少TiC杂质相的出现。Al的引入可以通过熔融产生液相促进Ti3SiC2/Al2O3复合材料的烧结致密化,并提高Ti3SiC2的含量,有利于Ti3SiC2/Al2O3复合材料力学性能的提高。裂纹在扩展过程中,遇到特殊层状结构的Ti3SiC2时,通过沿片层或穿片层的断裂方式,延长裂纹扩展路径,进而提高Ti3SiC2/Al2O3复合材料的力学性能。复合材料的相对密度、维氏硬度、抗弯强度和断裂韧性的最佳值分别为99.59%、16.97GPa、553.38MPa和9.63MPa·m1/2。在不同温度（1000℃、1100℃、1200℃、1300℃、1400℃）和不同保温时间（1h、2h、4h、6h、12h）下研究了Ti3SiC2/Al2O3复合材料的高温抗氧化性能。实验结果表明,Ti3SiC2/Al2O3复合材料的氧化增重曲线对温度增长的变化符合抛物线定律。分别建立空白样品和含铝样品在氧化反应速率常数与温度的函数方程,并求得其氧化反应活化能分别为218.51kJ/mol和255.15kJ/mol,即Al的引入可提高材料的氧化反应活化能,抑制氧化反应的进行。通过分析氧化层的产物及分布,确定其高温抗氧化机理为Al2O3和Al2TiO5限制了基体与外界的物质交换。掺Al的Ti3SiC2/Al2O3复合材料样品在氧化时优先产生Al2O3和Al2TiO5抗氧化层,在长时间的氧化下表现出更高的反应活化能和更好的高温抗氧化能力。
李华鑫[6]（2019）在《碳化硅结构陶瓷的连接工艺、微观组织及性能研究》文中提出连续碳化硅纤维增强的碳化硅陶瓷基体（SiC/SiC）复合材料是非常重要且用途广泛的高温结构材料。虽然SiC/SiC复合材料的制备技术和工艺已取得了较大的进展,但由于技术和条件的限制,制备大尺寸或者形状复杂的部件的成本非常高,因此需要开发陶瓷连接技术及研究连接机理。由于SiC/SiC复合材料在应用时通常会在其表面沉积一层较为致密的SiC,因此其连接问题可归结为SiC的连接问题。考虑到面向高温环境用SiC/SiC复合材料的要求,本论文对SiC陶瓷的扩散与钎焊连接工艺、接头微观组织及性能进行了深入地研究,主要研究成果如下:采用高熔点的Ta-5W箔片作为中间层,通过放电等离子烧结（SPS）扩散连接模式实现了 SiC的连接,研究了连接工艺参数与接头微观组织及性能的关系。SiC/Ta-5W界面元素扩散动力学的计算结果表明,SPS扩散连接的扩散常数比热压扩散连接的扩散常数大两个数量级,SPS扩散连接的激活能只有热压扩散连接的十分之一。界面反应产物构成与反应层厚度与连接温度和保温时间密切相关,界面反应层的厚度和界面缺陷的数量是影响接头强度的主要因素。具有较大热膨胀系数的（Ta,W）5Si3是反应产物中含量最高的相,它是接头在反应层过厚时导致接头强度下降主要有害相。为了降低SiC/Ta-5W/SiC接头的扩散连接温度,同时保持较高的接头强度,提出了采用Ti/Ta-5W/Ti多层中间层的方法来连接SiC。当在SiC和Ta-5W中间插入Ti箔,可以抑制SiC/Ta-5W界面（Ta,W）5Si3有害相的形成,并且在界面形成更利于与SiC结合的Ti3SiC2。从而把SiC/Ta-5W/SiC接头的最佳连接温度从1600℃下降到1300℃,同时接头保持123.5±25.3 MPa的高强度。此外,还发现中间层厚度较大或层数较多时需要更高的温度才能实现良好的界面结合。采用SPS扩散连接的模式可以在1300℃保温10 min的条件下实现W箔与SiC陶瓷良好的界面结合。W/SiC的界面反应层由W5Si3和W2C两相组成,反应层具有与W箔相近的弹性模量。通过微米级悬臂梁弯曲实验评价了界面结合强度,微米尺寸的W/SiC样品弯曲强度高达9.52±2.68 GPa。采用稀土元素Y微合金化71 Si-29Cr（wt.%）共晶合金钎焊实现了SiC陶瓷连接。添加适量的Y（0.1 wt.%）在细化CrSi2和初生Si的晶粒尺寸的同时,增加了接头CrSi2-Si共晶区的分数,从而提高了接头强度。与未添加Y的钎焊接头相比,添加0.1 wt.%Y共晶合金钎焊的接头强度可提高20%。采用这种合金钎焊实现了复杂形状SiC部件的一体成型。
田养利[7]（2019）在《Ti3SiC2基复合材料相组成、结构与性能研究》文中指出Ti3SiC2是典型的312相三元层状化合物,兼备陶瓷和金属材料的优点。它具有高熔点、高强度、高导电、高导热,低摩擦系数、吸波和热稳定性好等特点,可望广泛应用于机械、冶金、化工、机电和航空航天等领域,是近年来广受关注的一种新型材料。为了促进该材料得到广泛利用,人们希望在提高其抗氧化性能的同时,能够获得优异的力学性能,并保持良好的导电性能。本研究以Ti、Si和TiC粉为主要原料,采用反应热压烧结法制备了Ti3SiC2基复合材料,系统研究了添加物（Al2O3、SiC、MgAl2O4、TaC）类型、粒径、添加量和热压烧结温度对Ti3SiC2基复合材料物相组成、显微结构、力学性能、高温抗氧化性和常温导电性能的影响,得到如下结果:（1）Al2O3、MgAl2O4在反应热压条件下与Ti3SiC2化学相容,引入适量的氧化物（20wt%Al2O3、30wt%MgAl2O4）可以获得致密的Ti3SiC2基复合材料;加入微米级氧化物比纳米级氧化物更有利于Ti3SiC2基复合材料致密化。（2）在1450℃热压烧结时,随着SiC含量的增加,SiC/Ti3SiC2复合材料致密性降低,这是由于SiC为共价键结合高温下扩散系数较低,不利于烧结致密化,引入过多的SiC会影响Ti3SiC2相反应烧结和致密化。引入TaC获得的是以Ti3SiC2和TaTiC2为主晶相的复合材料;当TaC引入量较低时（<30wt%）,Ti3SiC2为主晶相;TaC引入量再增加,Ti3SiC2含量降低,TaTiC2含量和TiC相增高,当引入量为50wt%时,Ti3SiC2相已不是主晶相。（3）引入第二相添加物Ti3SiC2基复合材料力学性能均表现为随加入量增大先增加后降低的规律。当Al2O3含量为30wt%时Al2O3/Ti3SiC2复合材料的抗弯强度达到最大值512 MPa,当Al2O3含量为20wt%,Al2O3/Ti3SiC2复合材料断裂韧性达到最大值7.09 MPa·m1/2。在1450℃热压烧结时,当MgAl2O4含量为20wt%时,MgAl2O4/Ti3SiC2复合材料抗弯强度达到最大值528MPa,断裂韧性最大值为7.10MPa·m1/2（4）在1450℃热压烧结时,引入20wt%SiC的SiC/Ti3SiC2复合材料抗弯强度为496 MPa,断裂韧性达到7.70 MPa·m 1/2。添加30wt%TaC时获得的Ti3SiC2基复合材料力学性能最高,随着TaC引入量的增大,复合材料的相组成和显微结构发生很大变化,导致其力学性能变差。（5）Ti3SiC2基复合材料的力学性能与Ti3SiC2相含量和粒度有着密切关系,断裂过程发生Ti3SiC2相晶片弯折与拔出,产生了裂纹偏转;第二相起到了细化晶粒和弥散强化作用。（6）在Ti3SiC2中引入Al2O3、MgAl2O4、SiC、TaC等第二相添加物,制备的Ti3SiC2基复合材料高温抗氧化性能均得到提高,第二相添加物引入量越多,Ti3SiC2基复合材料的抗氧化性能越好;添加SiC的Ti3SiC2基复合材料的抗氧化性能最好,这是由于SiO2使氧化产物层致密化。（7）利用Factsage软件计算得到的TiO2-SiO2二元相图、TiO2-SiO2-Al2O3三元相图和TiO2-SiO2-Al2O3-MgO四元相图解释了SiC/Ti3SiC2、Al2O3/Ti3SiC2和MgAl2O4/Ti3SiC2复合材料高温氧化产物组成和X-射线衍射图结果。（8）引入第二相添加物均会降低Ti3SiC2基复合材料的导电性能,引入量越大电导率降低越明显;引入第二相添加物粒径越小,该复合材料的常温导电性能下降越显着。
李尚书[8]（2019）在《含钛复杂矿物电化学制备钛合金/碳化物/复合材料的基础研究》文中进行了进一步梳理我国拥有丰富的钛矿资源,但由于矿相组成复杂、共生元素多样以及碱土元素含量高等原因,导致钛资源并未得到有效的利用。传统提钛工艺包括钛矿的富集、氯化、还原等流程,这些流程往往面临着能耗高、污染严重、工艺复杂等问题,从而导致了钛材价格居高不下,进而限制了钛的广泛应用,同时也不利于绿色可持续发展。熔盐电解法是一种简单、绿色的材料制备方法,该方法通过直接电解固体氧化物制备金属或合金,可有效降低生产成本。本文基于复杂含钛矿物组元间相互作用和不同矿物元素组成特点,提出直接从含钛矿物中制取两元合金到多元碳化物和复合材料的电化学合成技术路线。本文研究了含钛矿物中杂质元素（如Si、Al）与Ti元素的基本反应行为,通过适当调整各元素的含量,首先利用熔盐电解法提取制备二元Ti5Si3和TiAl3合金;然后通过外配碳进一步制备三元碳化物（如Ti3AlC2）和复合材料（如TisSi3/TiC、Ti5Si3/Ti3SiC2、Fe-TiC）;最后还初步研究了利用“熔盐电解-化学/电化学刻蚀”两步法制备特殊结构二元碳化物（如TiCx和Ti3C2Tx）的可行性,论文得到以下有意义的结论:1)首先以含钛高炉渣为主要原料,电解含钛高炉渣/TiO2前驱体制备Ti5Si3合金。电解过程中发生的主要反应包括:透辉石矿相（Ca（Mg,Al）（Si,Al）2O6）的分解、中间物相（如CaTi03、Ca12Al14O33、CaSi2O5、Mg2SiO4等）的还原、以及终产物（Ti5Si3、TiC、Ti3SiC2）的生成。对渣中主要杂质元素行为的分析表明:在电解过程中,含钛高炉渣中元素Ca和Mg均可被有效去除,且Ca的脱除速率比Mg快,但元素Al很难被完全去除,这是因为Al会和Ti反应生成Ti-Al相而存在于产物中。接着以Ti-Al二元系为出发点,进一步从理论分析和实验研究证明了电解制备TiAl3合金的可行性,并在电解Ti02/Al203前驱体制备TiAl3的基础上进行了电解高钛渣/Al2O3前驱体制备TiAl3的研究。电解过程中主要发生的反应包括:CaTiO3和Ca12Al14O33的生成、含钛氧化物（如CaTiO3、TiO2）和含铝氧化物（如Ca12Al4O33、Al2O3）的还原、以及TiAl3的生成。其中,Ti比Al优先生成,电解过程中生成的Ti-Al合金由富Ti相向富Al相转变,并最终生成TiAl3。由于高钛渣中FeOx的含量较高,还原生成的Fe会与Ti和Al反应生成Ti0.75Fe0.25Al3,而多余的Ti会和Si生成Ti5Si3,所以电解高钛渣/Al2O3前驱体的产物主要为TiAl3和Ti0.75Feo.25Al3,以及微量的TisSi3。此外,初步研究表明:向Ti02/Al203前驱体中添加NaCl作为填充剂进行电解可得到多孔TiAl3片体。2)基于对Ti-Al二元系合金的研究,进一步探索Ti-Al-C三元系碳化物的电化学合成。以制备Ti3AlC2为目标,首先进行了 Ti02/Al203/C前驱体的电解研究。结果表明前驱体组成会影响产物的物相组成以及产物中Ti3AlC2的晶体结构。其中,前驱体中C含量的增加会导致产物中Ti3AlC2的晶格参数c呈线性变化,最佳的前驱体组成（摩尔比）为TiO2:Al2O3:C=3:0.5:1.5和2:0.5:1。电解过程中主要发生的反应包括:i)CaTiO3和Ca12Al14O33的生成;ii)CaTiO3、TiO2等含钛氧化物的还原和TiCxOy的生成;iii)TiCxOy和Ca12Al14O33、Al203等含铝氧化物的还原;iv)Ti3AlC2的生成。电解制备的Ti3AlC2颗粒表现为典型的片状形貌。在电解TiO2/Al2O3/C前驱体的基础上,进行了高钛渣/Al2O3/C前驱体的电解研究。结果表明电解温度和熔盐电解质对电解产物具有一定的影响,可以通过调整熔盐体系和温度使杂质元素Fe和Si分别富集到Fe-Al合金和Ti3AlC2相（即形成Ti3Al1-xSixC2固溶体）,并进一步利用酸浸法除去Fe-Al杂质相以提高产物纯度。通过熔盐电解-酸浸法处理高钛渣/Al2O3/C前驱体,在最佳电解条件下可获得Ti3AlC2含量高达98.16wt%的产物。此外,可分别利用化学刻蚀法和电化学刻蚀法从电解制备的Ti3AlC2中提取制备出具有疏松层状结构的Ti3C2Tx和具有多层状结构的TiCx。3)将含钛矿物外配碳后直接电解制备碳化物复合材料,结果表明:电解含钛高炉渣/TiO2/C前驱体可制备Ti5Si3/TiC和Ti5Si3/Ti3SiC2复合材料;电解钛铁矿/C前驱体可制备Fe-TiC复合材料。含钛高炉渣/TiO2/C前驱体电解过程的物相变化、产物特征以及杂质元素行为均与含钛高炉渣/TiO2前驱体电解过程相同,终产物表现为结节状的微观结构。钛铁矿/C前驱体电解过程主要发生的反应包括:Fe和CaTiO3的生成、CaTiO3的还原和TiCxOy的生成、以及TiCxOy的还原和TiC的生成。电解前期生成的Fe具有良好的导电性,进而能强化阴极片的电化学还原。电解中优先生成的Fe和后生成的TiC会相互包裹或隔离,从而限制了同一物相颗粒之间的烧结长大,实现了对产物形貌和尺寸的控制。基于此,通过熔盐电解-化学刻蚀（酸浸）法直接从钛铁矿/C前驱体中制备得到纳米TiC颗粒,制备的TiC颗粒的平均粒径为89nm。采用不同阳极进行电解的对比实验研究发现:SOM基阳极过程相比于石墨阳极过程具有更快的还原速率以及更高的电流效率,这是因为SOM基阳极过程采用了更高的电解电压和电解温度,并且该方法可有效避免由碳污染引起的电流效率较低的问题。4)理论分析了含钛矿物中各氧化物组元在电解过程中的反应行为,结果表明:各氧化物的还原活性存在明显差异;当熔盐中氧离子浓度处于较高水平时,Ca2+和O2-会结合并与阴极氧化物反应生成复杂中间物相,随着氧离子浓度不断降低,稳定的中间物相才会逐渐还原。基于三相界线反应原理,建立熔盐电解过程宏观动力学模型,表明电解过程主要受氧离子在阴极片中的扩散控制,同时孔隙率、氧离子浓度、反应面积等对氧离子的扩散均有影响。
刘满门[9]（2019）在《Ag/Ti3AlC2复合材料制备与性能研究》文中认为银基电接触材料具有优良的导电、导热性,低的接触电阻,较高的硬度和强度,良好的耐电弧侵蚀、抗熔焊性等性能,在分合电接触领域和滑动电接触领域都占据不可替代的重要地位,且应用十分广泛。三元层状化合物MAX相具有高弹性模量、屈服强度和断裂韧性,高熔点、良好的高温抗氧化性、导电、导热性,低的热膨胀系数,尤其是其独特的层状结构,能够起到减摩耐磨的作用,使得它成为银基电接触材料的理想增强相。本文提出三元层状碳化物Ti3AlC2作为银基电接触材料增强相的新体系,采用热压烧结工艺,通过有效控制Ti3AlC2/Ag界面结构,实现良好的界面结合,以制备综合性能优异的Ag/Ti3AlC2复合材料,并研究该材料的分合电接触性能和滑动电接触性能,探讨Ag/Ti3AlC2复合材料应用于环保型电接触材料的可能性。论文的研究内容和结果如下:1、分别在 750℃、800℃、850℃热压烧结制备了 Ag-30 vol.%Ti3AlC2 复合材料,物相和界面结构分析表明,Ti3AlC2/Ag界面反应机理为Ti3AlC2中的Al原子向Ag基体中扩散,界面反应和结构演变受温度控制。750℃热压烧结后,Ti3AlC2与Ag基体间形成宽约40 nm的非晶层;800℃热压烧结后,Ti3AlC2与Ag基体间形成含有TiC颗粒的界面反应层;850℃热压烧结后,Ti3AlC2剧烈分解生成TiC,长条状TiC与富Ag相交替排列,富Ag相中过饱和的Al以立方相μ-Ag3Al金属间化合物析出,且该析出物与Ag基体保持共格关系。力学和电学性能测试表明800℃热压烧结所得复合材料综合性能最佳。2、研究了塑性变形和退火处理对Ag/Ti3AlC2复合材料力学及导电性能的影响。结果表明:塑性变形过程中,Ti3AlC2颗粒在基体中的分布均匀性能够随着金属Ag基体的流动而得到改善,这对复合材料强度和导电性均有积极影响;塑性变形能导致Ag基体中产生位错等缺陷,起到强化基体的作用,提高了复合材料的强度;退火处理能消除材料内部缺陷,可以提高材料延伸率和导电性。3、将Ag/Ti3 AlC2复合材料与CuZn合金配对来进行摩擦磨损试验,研究载荷、速度和增强相含量对摩擦磨损性能的影响,并对磨损表面、磨屑形貌与成分进行表征,进而分析该摩擦副的磨损机制。在干摩擦条件下,复合材料中Ti3AlC2含量相同时,磨损率随着载荷的增加而增大,随着摩擦速度的升高而减小。在载荷、摩擦速度不变的情况下,Ti3AlC2体积分数越高,复合材料的磨损率越低。Ag/Ti3AlC2复合材料磨损表面由机械混合层和镶嵌磨粒的犁沟组成,该机械混合层主要为富铜锌相,并含有少量的Ag、Ti、Al、O等元素;磨屑成分主要由CuZn合金、Ag和少量的氧化物组成,由此分析出摩擦磨损主要为粘着磨损和磨粒磨损,并存在轻微的氧化磨损。在DC 24V、5A载流摩擦磨损条件下,Ag/Ti3AlC2复合材料的摩擦系数随载荷增加而增大,随摩擦速度增加而减小;磨损率随着载荷的增加而增大,随着摩擦速度的增加而增大。磨损表面有明显的粘着层、镶嵌磨粒的犁沟、电弧侵蚀坑和凝固粒子,磨屑的主要成分为Cu和Zn的氧化物,由此表明载流条件下摩擦磨损主要为氧化磨损和电弧侵蚀磨损,同时存在一定的粘着磨损和磨粒磨损。Ag基体中的Ti3AlC2颗粒未表现出类似石墨的自润滑性能,但高强度高硬度的Ti3AlC2颗粒在摩擦过程中起到承载作用,减轻了材料的粘着磨损,提高了材料的减摩耐磨性能。4、在DC 24 V、15 A条件下测试了 Ag/Ti3AlC2复合材料的电接触性能,并与商用电触头材料进行了对比,分析了 Ag/Ti3AlC2 触头的材料转移机制和电弧侵蚀机理。Ag/Ti3AlC2电触头的材料转移受电弧转移和熔桥转移双重材料转移机制控制,何种材料转移机制占主导地位,则取决于复合材料中Ti3AlC2含量大小:Ag-5 vol.%Ti3AlC2和Ag-10 vol.%Ti3AlC2两种触头,其材料转移机制主要为气体电弧主导的电弧转移机制,材料转移方向为阴极转向阳极;而Ag-15 vol.%Ti3AlC2和Ag-20 vol.%Ti3AlC2两种触头,材料转移主要方式为熔桥转移,材料转移方向为阳极转向阴极。Ag/Ti3AlC2触头的抗电弧侵蚀机理主要为Ti3AlC2分解消耗电弧能量和Ti3AlC2颗粒提高熔池黏度防止液滴飞溅。因此,Ag-5 vol.%Ti3AlC2与Ag-10 vol.%Ti3AlC2两种触头展现出良好的抗电弧侵蚀性能。然而,Ag-15 vol.%Ti3AlC2与Ag-20 vol.%Ti3AlC2两种触头在电弧作用下会出现Ti3AlC2聚集和表面结构分层,由此而引起的电弧能量集中和结构损耗导致这两种成分触头的材料损耗大幅增加。Ag-5 vol.%Ti3AlC2触头表现出与商用触头相当的电接触性能,且具有优异的塑性变形能力,两次退火之间的冷加工率达到28%,有利于进行塑性变形加工。
屈炼石[10]（2019）在《Zr掺杂纳米层状Ti3SiC2 MAX相陶瓷的制备及性能研究》文中进行了进一步梳理Ti3SiC2 MAX相陶瓷具有良好的综合性能,如较低的密度（4.52 g/cm3）、高导热系数（43 W/（m·K））、高熔点（3200℃）和高弹性模量（326 GPa）。Ti3SiC2中Si原子层和TiC八面体相互叠加构成的层状结构又使其具有良好的可加工性,有望作为新一代航空材料使用。但相比Si3N4、Al2O3等传统陶瓷材料,Ti3SiC2的硬度相对较低,在长期冲蚀摩擦环境中材料损耗会很快。通过在Ti3SiC2 MAX相中掺杂其他原子形成固溶体是一个很好的强化陶瓷方法。本文采用放电等离子烧结工艺（Spark Plasma Sintering）制备Ti3SiC2 MAX相陶瓷和Ti3-xZrxSiC2 MAX相陶瓷固溶体。通过XRD、SEM、EDS和EPMA等手段分析制备出来的Ti3SiC2 MAX相及Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体的结构和成分,优化出最佳材料制备工艺。对制备出来材料的硬度、弹性模量、抗冲蚀行为、抗摩擦行为、高温抗氧化性能及自愈合性能进行测试和研究。以Ti粉、Zr粉、Si粉和TiC粉为初始原料,利用等离子放电烧结技术制备Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体材料。发现在1450℃、50 MPa、1h的制备条件下获得的Ti3SiC2 MAX相材料晶粒纯净、均匀、细小,杂质相的含量在2 vol.%以下。Zr元素可以取代Ti3SiC2 MAX相晶体结构中的Ti原子位置,形成稳定的Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体。随着Zr在Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体中含量上升,材料制备所需的最佳温度也随之提高,同时制备得到的固溶体材料中杂质相含量也随之增加,并且发现部分Zr元素也能扩散至TiC杂质相的晶格中,形成Ti1-yZryC固溶体。利用XRD Rietveld方法对制备出来的Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体晶体结构研究表明Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体晶体结构常数a、晶格常数c以及c/a随Zr固溶含量提升呈线性变化。当Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体中x从0增加到0.51时,Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体晶格常数a从3.0666 A增加到3.1172 A,晶格常数c从17.6683 A增加到17.8643 A。Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体晶格常数随Zr固溶含量的变化遵循Vegard定律。这表明制备出来的Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体具有理想的晶体结构。随着Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体中的Zr原子固溶含量增加,固溶体的硬度和弹性模量随之上升。当x从0增加到0.51,Ti3-xZrxSiC2 MAX相固溶体的纳米压痕硬度从12.8± 1 GPa 提升到 16.3±1.1 GPa,弹性模量从 255±22 GPa 提升到 290±24 GPa。Ti2.73Zr0.27SiC2 MAX相固溶体的硬度、弹性模量、抗冲蚀能力以及抗摩擦性能都要优于Ti3SiC2 MAX相,其原因主要是Ti2.73Zr0.27SiC2 MAX相固溶体中残存TiC引起的复合强化作用以及固溶Zr原子带来的强化效应。Ti3SiC2 MAX相在不同力学测试条件下形成的损伤区域中出现类似金属材料的“准塑性”行为,包括晶粒弯折、位错滑移线、扭折带的形成、晶粒的拔出和少量的晶界裂纹。对Ti3SiC2 MAX相和Ti2.91Zr0.09SiC2 MAX相固溶体在空气中的抗氧化性研究表明,在1000～1200℃范围内,Ti3SiC2 MAX相和Ti2.91Zr0.09SiC2 MAX相固溶体在空气中的氧化动力学曲线遵循抛物线定律。Ti3SiC2 MAX相氧化后形成的氧化层是由TiO2和SiO2构成的多层结构。随着氧化温度的上升,氧化速度快速增加。连续致密的SiO2层的形成是保护Ti3SiC2 MAX相不继续被氧化的原因。Ti2.91Zr0.09SiC2 MAX相固溶体氧化后形成的氧化层结构和Ti3SiC2的氧化层类似,但是其氧化激活能要高Ti3SiC2,表明部分Zr取代Ti3SiC2中的Ti形成固溶体能够改善材料的抗氧化性能。Ti3SiC2 MAX相陶瓷在高温下具有良好的自愈合性能。Ti3SiC2 MAX相氧化后产生的TiO2和SiO2填充狭缝是材料具有自愈合能力的原因。
二、制备Ti_3SiC_2/SiC复合材料的动力学研究（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、制备Ti_3SiC_2/SiC复合材料的动力学研究（论文提纲范文）
（1）Ti3SiC2-SiC复合材料的制备及性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti_3SiC_2 |
| 1.2.1 Ti_3SiC_2的结构 |
| 1.2.2 Ti_3SiC_2材料的性质与性能 |
| 1.2.3 Ti_3SiC_2陶瓷的应用前景 |
| 1.3 SiC |
| 1.3.1 SiC的晶体结构 |
| 1.3.2 SiC材料的性能和用途 |
| 1.4 Ti_3SiC_2及其复合材料 |
| 1.4.1 制备方法 |
| 1.4.1.1 CVD法 |
| 1.4.1.2 压制烧结法 |
| 1.4.1.3 SHS法 |
| 1.4.1.4 多步骤合成工艺法 |
| 1.4.1.5 电弧焰化法 |
| 1.4.1.6 放电等离子合成 |
| 1.4.1.7 热压成型法 |
| 1.4.1.8 固态置换原位反应合成法 |
| 1.4.2 国内外研究进展 |
| 1.5 研究目的、意义和内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 实验部分 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 原料 |
| 2.1.2 实验仪器 |
| 2.1.3 制备工艺 |
| 2.2 性能测试和微观结构分析 |
| 2.2.1 显气孔率与体积密度的测定 |
| 2.2.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.3 抗弯试验 |
| 2.2.4 断裂韧性试验 |
| 2.2.5 能谱分析 |
| 2.2.6 电镜扫描显微结构分析 |
| 2.2.7 电磁参数测试 |
| 第3章 烧结温度对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 相组成分析 |
| 3.3 产生TiC相分析结果讨论 |
| 3.4 体积密度和显气孔率 |
| 3.5 显微组织分析 |
| 3.6 抗弯强度和断裂韧性 |
| 3.7 介电性能 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 不同原料摩尔配比对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同Al含量对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 4.2.1 相组成分析 |
| 4.2.2 体积密度和显气孔率 |
| 4.2.3 显微组织分析 |
| 4.2.4 抗弯强度和断裂韧性 |
| 4.2.5 介电性能 |
| 4.3 不同Si含量对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 4.3.1 相组成分析 |
| 4.3.2 体积密度和显气孔率 |
| 4.3.3 显微组织分析 |
| 4.3.4 抗弯强度和断裂韧性 |
| 4.3.5 介电性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及科研成果 |
| 致谢 |
（2）纳米粒子对氧化物弥散强化钢与钒合金的辐照损伤行为的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 核聚变 |
| 2.2 金属材料的辐照损伤概述 |
| 2.2.1 辐照损伤的物理过程 |
| 2.2.2 辐照损伤的产生 |
| 2.2.3 辐照肿胀 |
| 2.2.4 辐照增强扩散和辐照偏析 |
| 2.2.5 辐照对材料力学行为的影响 |
| 2.2.6 核嬗变 |
| 2.3 聚变堆用结构材料研究进展 |
| 2.3.1 RAFM钢及其辐照损伤特性 |
| 2.3.2 ODS钢及其辐照损伤特性 |
| 2.3.3 纳米粒子在辐照过程中的稳定性研究 |
| 2.3.4 钒合金及其辐照损伤特性 |
| 2.3.5 其他包层候选材料 |
| 2.4 金属材料的弥散强化概述 |
| 2.4.1 金属材料的弥散强化原理 |
| 2.4.2 典型的弥散强化合金制备方法 |
| 2.4.3 非粉末冶金法制备ODS合金 |
| 2.5 产生辐照损伤的实验方法概述 |
| 2.5.1 中子辐照 |
| 2.5.2 离子辐照 |
| 2.5.3 电子辐照与高压电镜 |
| 3 实验方法与研究内容 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.1.1 ODS钢的电子辐照损伤行为 |
| 3.1.2 纳米颗粒对V-4Cr-4Ti辐照损伤行为的研究 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 设备与仪器 |
| 3.3 辐照样品的表征手法 |
| 3.3.1 透射电镜对辐照缺陷的表征手法 |
| 3.3.2 使用HRTEM显示纳米粒子衬度的方法 |
| 3.3.3 透射电镜样品厚度的测量 |
| 3.3.4 纳米压痕技术 |
| 4 电子辐照下12Cr-ODS钢中纳米粒子的稳定性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.3 室温辐照下纳米粒子的稳定性分析 |
| 4.4 高温辐照下纳米粒子的稳定性分析 |
| 4.4.1 时效导致的纳米粒子形态变化 |
| 4.4.2 高温电子辐照下纳米粒子的粗化 |
| 4.4.3 共格YTiO_3粒子的粗化动力学 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 高温电子辐照下ODS钢中的衍射条纹分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.3 ODS钢中的衍射条纹 |
| 5.3.1 12Cr-ODS钢中的衍射条纹 |
| 5.3.2 预注入He对衍射条纹的影响 |
| 5.3.3 11Cr-ODS钢中的衍射条纹 |
| 5.4 衍射条纹结构与成因分析 |
| 5.4.1 析出物的成因分析 |
| 5.4.2 Cr析出假设 |
| 5.4.3 YTiO_3析出假设 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 弥散强化钒合金的辐照损伤行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.3 V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti_3SiC_2合金中的纳米粒子与析出相 |
| 6.3.1 V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti_3SiC_2合金中的纳米粒子 |
| 6.3.2 Ti(CNO)析出相 |
| 6.4 辐照诱导位错环与辐照硬化 |
| 6.4.1 辐照诱导位错环 |
| 6.4.2 辐照硬化 |
| 6.4.3 Ti(CNO)析出物尺寸变化对合金硬化的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 粉末冶金法制备V-4Cr-4Ti合金的研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验 |
| 7.3 钒基粉末的机械合金化研究 |
| 7.3.1 振动球磨过程中粉体的演化 |
| 7.3.2 行星球磨过程中粉体的演化 |
| 7.4 球磨过程的数学描述 |
| 7.4.1 基本模型 |
| 7.4.2 球磨能量对粉体变形的影响 |
| 7.4.3 振动球磨过程中的粉体粒径模型 |
| 7.4.4 行星球磨过程中的粉体粒径模型 |
| 7.5 V-4Cr-4Ti复合粉体的烧结工艺研究 |
| 7.5.1 SPS烧结参数的初步探讨 |
| 7.5.2 新的烧结边界条件 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 纳米粒子对V-4Cr-4Ti合金力学与辐照损伤行为的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验 |
| 8.3 含纳米粒子的V-4Cr-4Ti合金的微观结构 |
| 8.3.1 XRD分析 |
| 8.3.2 V-4Cr-4Ti的微观结构 |
| 8.4 V-4Cr-4Ti合金的力学性能 |
| 8.5 V-4Cr-4Ti合金的高温辐照损伤实验 |
| 8.5.1 高温离子注入实验 |
| 8.5.2 辐照诱导位错环 |
| 8.5.3 辐照硬化 |
| 8.6 V-4Cr-4Ti合金的室温辐照损伤实验 |
| 8.6.1 室温离子注入实验 |
| 8.6.2 辐照诱导位错环 |
| 8.6.3 辐照硬化 |
| 8.6.4 纳米粒子周围的Ti包覆层 |
| 8.7 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 |
（3）MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 MAX相简介 |
| 1.1.1 MAX相组成与晶体结构 |
| 1.1.2 MAX相的制备 |
| 1.1.3 MAX相的基本性能 |
| 1.1.4 MAX相的改性 |
| 1.2 MAX相耐电化学腐蚀性能 |
| 1.2.1 电化学腐蚀测试方法 |
| 1.2.2 电化学腐蚀行为 |
| 1.2.3 钝化膜生长与氯离子作用机制 |
| 1.3 MAX相涂层的耐蚀性能 |
| 1.3.1 MAX相涂层的制备 |
| 1.3.2 涂层的成分与晶体结构 |
| 1.3.3 涂层的耐蚀性能 |
| 1.4 非晶态与纳米晶MAX相涂层 |
| 1.4.1 非晶和纳米晶碳化物涂层 |
| 1.4.2 非晶态M-A-X涂层 |
| 1.4.3 非晶态M-A-X涂层耐蚀性及其影响因素 |
| 1.5 本文研究目的、意义及内容 |
| 第2章 Cr_2AlC及Cr_2AlC-Al_2O3复合材料在3.5 wt.%NaCl水溶液中的腐蚀行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 成分和微观结构的表征 |
| 2.2.3 电化学性能测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 材料的相组成和微观结构 |
| 2.3.2 动电位极化测试 |
| 2.3.3 电化学阻抗谱分析 |
| 2.3.4 恒电位极化后样品表面形貌 |
| 2.3.5 腐蚀机制 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 非晶态Cr-Al-C涂层的腐蚀行为及后续退火处理的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 Cr-Al-C涂层的制备 |
| 3.2.2 Cr-Al-C涂层的表征方法 |
| 3.2.3 电化学性能测试 |
| 3.2.4 XPS表面分析 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 沉积态Cr-Al-C涂层的表征 |
| 3.3.2 退火后涂层的相组成 |
| 3.3.3 退火后涂层的微观结构 |
| 3.3.4 动电位极化测试 |
| 3.3.5 恒电位极化测试 |
| 3.3.6 钝化膜成分及半导体特性 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 Cr-Al-C涂层晶化机制 |
| 3.4.2 涂层表面钝化膜形成机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (Cr,Ti)-Al-C涂层中Ti含量对其晶化和耐蚀性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 (Cr,Ti)-Al-C涂层的制备 |
| 4.2.2 (Cr,Ti)-Al-C涂层的表征方法 |
| 4.2.3 电化学测试 |
| 4.2.4 XPS表面分析 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 沉积态(Cr,Ti)-Al-C涂层的表征 |
| 4.3.2 动电位极化测试 |
| 4.3.3 恒电位极化测试 |
| 4.3.4 钝化膜成分 |
| 4.3.5 钝化膜半导体特性 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 (Cr,Ti)-Al-C非晶与纳米晶涂层的形成 |
| 4.4.2 钝化膜性能与Ti元素作用机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Si和Al在Ti_3SiC_2-Ti_3AlC_2体系中1100℃～1400℃下的互扩散系数 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 扩散偶的制备 |
| 5.2.2 互扩散界面的表征方法 |
| 5.2.3 互扩散系数计算方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 互扩散区浓度分布 |
| 5.3.2 互扩散区相组成与微观形貌 |
| 5.3.3 互扩散系数计算 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其它研究成果 |
（4）Ti3SiC2/SiC功能梯度材料的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 功能梯度材料的研究现状 |
| 1.2.1 功能梯度材料的制备 |
| 1.2.2 功能梯度材料的应用 |
| 1.3 Ti_3SiC_2/SiC复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 Ti_3SiC_2的晶体结构与性能 |
| 1.3.2 Ti_3SiC_2/SiC复合材料的国内外研究现状 |
| 1.4 研究目的和内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2.Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的制备及性能测试方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的制备 |
| 2.3.1 混料 |
| 2.3.2 装模 |
| 2.3.3 真空热压烧结 |
| 2.3.4 定位浸渍与热解 |
| 2.4 材料性能测试 |
| 2.4.1 密度和开气孔率的测试 |
| 2.4.2 弯曲强度测试 |
| 2.4.3 断裂韧性测试 |
| 2.4.4 抗氧化性测试 |
| 2.4.5 电阻率测试 |
| 2.4.6 电磁屏蔽性能测试 |
| 2.5 材料结构表征 |
| 2.5.1 扫描电子显微镜 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 3.热压温度和定位浸渍对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料致密度和显微结构的影响 |
| 3.1 热压温度对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的影响 |
| 3.1.1 热压温度对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料密度的影响 |
| 3.1.2 热压温度对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料显微结构的影响 |
| 3.1.3 热压温度对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料物相组成的影响 |
| 3.2 定位浸渍对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的影响 |
| 3.2.1 定位浸渍对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料显微结构的影响 |
| 3.2.2 定位浸渍对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料密度的影响 |
| 3.2.3 定位浸渍对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料物相组成的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4.Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的力学性能 |
| 4.1 定位浸渍和热压温度对力学性能的影响 |
| 4.2 定位浸渍和热压温度对断口形貌的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5.Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的抗氧化性能 |
| 5.1 氧化后物相组成和显微结构 |
| 5.1.1 物相组成 |
| 5.1.2 显微结构 |
| 5.2 Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的氧化动力学 |
| 5.3 Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的氧化机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 6.Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料的电性能和电磁屏蔽性能 |
| 6.1 掺杂对Ti_3SiC_2/SiC功能梯度材料物相组成的影响 |
| 6.2 定位浸渍和掺杂对电性能的影响 |
| 6.3 电磁屏蔽效能和屏蔽机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 7.结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（5）热压烧结制备Ti3SiC2/Al2O3复合材料及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 陶瓷基复合材料的定义、类型及应用 |
| 1.3 氧化铝基陶瓷复合材料的研究进展 |
| 1.4 Ti_3SiC_2的研究进展 |
| 1.5 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的研究现状 |
| 1.6 研究目的、意义和内容 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 实验原料、仪器设备及测试方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 仪器设备 |
| 2.3 材料性能测试及表征方法 |
| 2.3.1 物相组成分析 |
| 2.3.2 微观结构分析 |
| 2.3.3 相对密度测试 |
| 2.3.4 力学性能测试 |
| 2.3.5 高温抗氧化性能测试 |
| 第三章 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的制备 |
| 3.1 实验方案和内容 |
| 3.2 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的体系设计及工艺优化 |
| 3.2.1 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的体系设计 |
| 3.2.2 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的工艺优化 |
| 3.3 原位合成制备Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料 |
| 3.3.1 Ti-Si-C/Al_2O_3体系的物相演变 |
| 3.3.2 原位合成Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料原料选择 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的性能研究 |
| 4.1 研究内容和方法 |
| 4.2 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的显微结构 |
| 4.3 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的力学性能 |
| 4.4 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料致密化及强韧化机理 |
| 4.5 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的高温抗氧化性能 |
| 4.5.1 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的高温氧化行为 |
| 4.5.2 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料氧化动力学方程的建立 |
| 4.5.2 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料的高温氧化产物及氧化机理分析 |
| 4.6 本章小节 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（6）碳化硅结构陶瓷的连接工艺、微观组织及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳化硅复合材料的应用 |
| 1.2.1 碳化硅复合材料在核聚变堆的应用 |
| 1.2.2 碳化硅复合材料在核裂变堆中的应用 |
| 1.2.3 碳化硅复合材料在航空航天领域的应用 |
| 1.3 碳化硅连接技术 |
| 1.3.1 直接连接 |
| 1.3.2 金属中间层固相扩散连接 |
| 1.3.3 瞬态共品连接 |
| 1.3.4 氧化物玻璃连接 |
| 1.3.5 Si-C反应连接 |
| 1.3.6 MAX相连接 |
| 1.3.7 钎焊 |
| 1.3.8 先驱体连接 |
| 1.3.9 放电等离子烧结连接技术 |
| 1.4 碳化硅接头的评价方法 |
| 1.4.1 微结构表征方法 |
| 1.4.2 力学性能评价方法 |
| 1.4.3 界面微结构与力学性能之间的联系 |
| 1.5 碳化硅连接所面临的科学问题 |
| 1.6 本文的研究工作 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 拟解决的关键问题 |
| 第二章 Ta-5W箔片中间层SPS扩散连接SiC陶瓷 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 接头的微结构演变与剪切强度 |
| 2.3.2 接头的反应相演变 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 Ti/Ta-5W/Ti多层中间层SPS扩散连接SiC陶瓷 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 W箔SPS直接扩散连接SiC陶瓷基底 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 W箔与SiC陶瓷基底的SPS扩散连接 |
| 4.2.2 微观机械性能评价 |
| 4.2.3 微结构表征 |
| 4.3 结果 |
| 4.3.1 微结构表征 |
| 4.3.2 微纳尺度力学性能评价 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 微米尺度界面结合强度评价 |
| 4.4.2 微结构与界面结合强度的联系 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 稀土钇微合金化Si-Cr共晶钎焊SiC陶瓷 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.3 结果 |
| 5.4 讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结与未来工作展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 创新之处 |
| 6.3 未来展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的学术活动及成果情况 |
（7）Ti3SiC2基复合材料相组成、结构与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti_3SiC_2材料的晶体结构 |
| 1.3 Ti_3SiC_2材料的性能 |
| 1.3.1 Ti_3SiC_2材料的可加工性 |
| 1.3.2 Ti_3SiC_2材料的摩擦性能 |
| 1.3.3 Ti_3SiC_2材料的抗腐蚀性能 |
| 1.3.4 Ti_3SiC_2材料的力学性能 |
| 1.3.5 Ti_3SiC_2材料的抗热震性 |
| 1.3.6 Ti_3SiC_2材料的高温稳定性 |
| 1.3.7 Ti_3SiC_2材料的抗氧化性 |
| 1.3.8 Ti_3SiC_2材料的电学性能 |
| 1.3.9 Ti_3SiC_2材料的热学性能 |
| 1.4 Ti_3SiC_2材料的制备方法 |
| 1.4.1 化学气相沉积法 |
| 1.4.2 多步骤合成工艺法 |
| 1.4.3 压制烧结法 |
| 1.4.4 自蔓延高温合成法 |
| 1.4.5 热压与热等静压烧结法 |
| 1.4.6 电弧熔化法 |
| 1.4.7 固态置换原位反应合成法 |
| 1.4.8 放电等离子烧结法 |
| 1.5 Ti_3SiC_2基复合材料的研究现状 |
| 1.5.1 Ti_3SiC_2/TiC复合材料研究现状 |
| 1.5.2 Ti_3SiC_2/SiC复合材料研究现状 |
| 1.5.3 Ti_3SiC_2/Al_2O_3复合材料研究现状 |
| 1.5.4 Ti_3SiC_2/MgAl_2O_4复合材料研究现状 |
| 1.5.5 Ti_3SiC_2/TaC复合材料研究现状 |
| 1.5.6 其他Ti_3SiC_2基复合材料研究现状 |
| 1.6 Ti_3SiC_2材料的应用前景 |
| 1.7 选题依据和创新点 |
| 1.8 研究的主要内容 |
| 第2章 实验方案和检测方法 |
| 2.1 实验原料与设备 |
| 2.1.1 实验主要原料 |
| 2.1.2 实验主要设备 |
| 2.2 试样的制备 |
| 2.2.1 Ti_3SiC_2试样的制备 |
| 2.2.2 Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料试样的制备 |
| 2.2.3 SiC/Ti_3SiC_2复合材料试样的制备 |
| 2.2.4 MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料试样的制备 |
| 2.2.5 TaC/Ti_3SiC_2复合材料试样的制备 |
| 2.3 试样制备流程 |
| 2.4 性能检测和表征 |
| 2.4.1 体积密度和显气孔率的测定 |
| 2.4.2 力学性能检测 |
| 2.4.3 相组成分析 |
| 2.4.4 试样的显微结构观察和能谱分析 |
| 2.4.5试样抗氧化实验 |
| 2.4.6 常温电导率的测定 |
| 第3章 添加物对Ti_3SiC_2基复合材料相组成和致密度的影响 |
| 3.1 Al_2O_3对Al_2O_3/Ti3Si C2 复合材料相组成与显微结构的影响 |
| 3.1.1 热压温度对Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料相组成的影响 |
| 3.1.2 Al_2O_3引入量对Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料致密度的影响 |
| 3.1.3 Al_2O_3粒径对Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料相组成的影响 |
| 3.1.4 Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料的显微结构 |
| 3.2 MgAl_2O_4对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料相组成与显微结构的影响 |
| 3.2.1 热压烧结温度对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料相组成的影响 |
| 3.2.2 MgAl_2O_4引入量对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料致密度的影响 |
| 3.2.3 MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料的显微结构 |
| 3.3 SiC对 SiC/Ti_3SiC_2复合材料相组成与致密度的影响 |
| 3.3.1 SiC引入量对SiC/Ti_3SiC_2复合材料致密度的影响 |
| 3.3.2 SiC/Ti_3SiC_2复合材料的显微结构 |
| 3.4 TaC对 TaC/Ti_3SiC_2复合材料相组成与致密度的影响 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 添加物对Ti_3SiC_2基复合材料力学性能的影响 |
| 4.1 引入Al_2O_3对Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料力学性能的影响 |
| 4.2 引入MgAl_2O_4对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料力学性能的影响 |
| 4.2.1 MgAl_2O_4引入量对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料力学性能的影响 |
| 4.2.2 热压烧结温度对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料力学性能的影响 |
| 4.3 引入SiC对SiC/Ti_3SiC_2复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 引入TaC对TaC/Ti_3SiC_2复合材料力学性能的影响 |
| 4.5 Ti_3SiC_2基复合材料的断裂机制与强化机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 添加物对Ti_3SiC_2基复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.1 引入SiC对 SiC/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.1.1 氧化温度对SiC/Ti_3SiC_2复合材料抗氧化性的影响 |
| 5.1.2 SiC引入量对SiC/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.2 引入Al_2O_3对Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.2.1 氧化时间对Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.2.2 Al_2O_3引入量对Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.3 引入MgAl_2O_4对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.3.1 氧化温度对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.3.2 MgAl_2O_4引入量对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.4 引入TaC对 TaC/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.4.1 TaC引入量对TaC/Ti_3SiC_2复合材料高温抗氧化性的影响 |
| 5.5 引入物对Ti_3SiC_2基复合材料氧化层厚度的影响 |
| 5.6 添加物对Ti_3SiC_2基复合材料氧化表面形貌的影响 |
| 5.7 Ti_3SiC_2基复合材料高温氧化相图分析 |
| 5.7.1 SiO_2-TiO_2 二元相图 |
| 5.7.2 TiO_2-SiO_2-Al_2O_3三元相图 |
| 5.7.3 TiO_2-SiO_2-Al_2O_3-MgO四元相图 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 引入物对Ti_3SiC_2基复合材料导电性能的影响 |
| 6.1 Al_2O_3/Ti_3SiC_2复合材料的常温导电性能 |
| 6.1.1 热压烧结温度对Al_2O_3/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.1.2 Al_2O_3引入量对Al_2O_3/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.1.3 Al_2O_3粒径对Al_2O_3/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.2 SiC/Ti_3SiC_2复合材料的常温导电性能 |
| 6.2.1 热压烧结温度对SiC/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.2.2 SiC引入量对SiC/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.2.3 SiC粒径对SiC/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.3 MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2复合材料的常温导电性能 |
| 6.3.1 热压烧结温度对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.3.2 MgAl_2O_4引入量对MgAl_2O_4/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.4 TaC/Ti_3SiC_2复合材料的常温导电性能 |
| 6.4.1 热压烧结温度对TaC/Ti_3SiC_2材料常温导电性能的影响 |
| 6.4.2 TaC引入量Ti_3SiC_2基复合材料常温导电性能的影响 |
| 6.5 引入物对Ti_3SiC_2复合材料常温导电性能的对比分析 |
| 6.6 导电机理分析 |
| 6.7 小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（8）含钛复杂矿物电化学制备钛合金/碳化物/复合材料的基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本论文的主要创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛及钛资源概述 |
| 1.1.1 钛的性质及应用 |
| 1.1.2 钛资源概况 |
| 1.2 钛资源利用现状 |
| 1.2.1 含钛高炉渣资源利用现状 |
| 1.2.2 钦铁矿资源利用现状 |
| 1.2.3 高钛渣资源利用现状 |
| 1.3 钛合金制备技术 |
| 1.4 熔盐电解法 |
| 1.4.1 FFC法 |
| 1.4.2 OS法 |
| 1.4.3 SOM法 |
| 1.4.4 USTB法 |
| 1.5 课题研究的意义及主要内容 |
| 1.5.1 课题研究的意义 |
| 1.5.2 课题研究的主要内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法及样品表征 |
| 2.1 实验原理 |
| 2.1.1 理论分解电压 |
| 2.1.2 熔盐体系选择 |
| 2.2 实验原料及试剂 |
| 2.3 实验内容 |
| 2.3.1 阴极制备 |
| 2.3.2 阳极制备 |
| 2.3.3 实验过程 |
| 2.4 样品表征 |
| 2.4.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.2 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.4.3 透射电镜(TEM)分析 |
| 2.4.4 其他表征方法 |
| 参考文献 |
| 第三章 配料含钛矿物直接电解制备TiM_x(M=Si,Al)二元合金 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 含钛矿物电解制备合金热力学分析 |
| 3.3 含钛高炉渣配加TiO_2电解制备Ti_5Si_3合金 |
| 3.3.1 物相组成与变化 |
| 3.3.2 阴极产物形貌特征 |
| 3.3.3 电解过程杂质元素行为分析 |
| 3.3.4 电解过程反应机理分析 |
| 3.4 人为混合钛铝氧化物电解制备TiAl_3合金 |
| 3.4.1 电化学合成TiAl_3合金的可行性 |
| 3.4.2 物相组成与变化 |
| 3.4.3 产物形貌特征与变化 |
| 3.4.4 反应机理分析 |
| 3.4.5 电解制备多孔TiAl_3 |
| 3.5 高钛渣配加Al_2O_3电解制备TiAl_3合金 |
| 3.5.1 物相组成与变化 |
| 3.5.2 产物微观形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 配碳钛铝氧化物直接电解制备Ti_3AlC_2三元碳化物 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 电解3TiO_2/0.5Al_2O_3/xC前驱体制备Ti_3AlC_2 |
| 4.2.1 前驱体组成对电解产物的影响 |
| 4.2.2 物相组成与变化 |
| 4.2.3 电流-时间变化曲线 |
| 4.2.4 宏观和微观形貌变化 |
| 4.2.5 反应机理分析 |
| 4.3 电解2TiO_2/0.5Al_2O_3/C前驱体制备Ti_3AlC_2 |
| 4.3.1 电流-时间变化曲线 |
| 4.3.2 物相组成与变化 |
| 4.3.3 微观形貌变化 |
| 4.4 电解高钛渣/Al_2O_3/C前驱体制备Ti_3AlC_2 |
| 4.4.1 电流特征及物相变化 |
| 4.4.2 产物形貌变化 |
| 4.4.3 电解温度和熔盐电解质对产物的影响分析 |
| 4.5 Ti_3AlC_2衍生碳化物的合成研究 |
| 4.5.1 熔盐电解-化学刻蚀制备Ti_3C_2T_x |
| 4.5.2 熔盐电解-电化学刻蚀制备TiC_x |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 配碳含钛矿物直接电解制备碳化物复合材料 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 电解含钛高炉渣/TiO_2/C前驱体制备Ti_5Si_3/TiC |
| 5.2.1 电流特征变化 |
| 5.2.2 物相组成与变化 |
| 5.2.3 产物微观形貌变化 |
| 5.3 电解含钛高炉渣/TiO_2/C前驱体制备Ti_5Si_3/Ti_3SiC_2 |
| 5.3.1 物相组成与变化 |
| 5.3.2 产物形貌特征与尺寸变化 |
| 5.3.3 制备碳化物复合材料过程中的杂质元素含量变化 |
| 5.4 电解钛铁矿/C前驱体制备Fe-TiC |
| 5.4.1 不同阳极电解过程的电流特征 |
| 5.4.2 物相变化分析 |
| 5.4.3 产物形貌分析 |
| 5.4.5 Fe-TiC刻蚀制备纳米TiC |
| 5.4.6 反应机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 含钛矿物电解脱氧机理与传质动力学 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 氧化物前驱体电解过程还原机理分析 |
| 6.2.1 E-pO~(2-)电化学优势区图的构建 |
| 6.2.2 不同氧化物体系的电化学还原 |
| 6.2.3 含钛矿物电解过程还原机理 |
| 6.3 电解过程宏观动力学分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 作者在攻读博士学位期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（9）Ag/Ti3AlC2复合材料制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 银基电接触材料发展现状 |
| 1.2.1 银基分合电接触材料 |
| 1.2.1.1 Ag/MeO系列电触头材料 |
| 1.2.1.2 AgNi系列电触头材料 |
| 1.2.1.3 AgW(AgWC)系列电触头材料 |
| 1.2.1.4 AgC系列电触头材料 |
| 1.2.1.5 银基分合电触头材料存在的问题及展望 |
| 1.2.2 银基滑动电接触材料 |
| 1.2.2.1 Ag/graphite自润滑电接触材料 |
| 1.2.2.2 Ag/MoS_2自润滑电接触材料 |
| 1.2.2.3 银基自润滑电接触材料存在的问题及展望 |
| 1.3 Ti_3AlC_2的结构、性能 |
| 1.3.1 Ti_3AlC_2的结构 |
| 1.3.2 Ti_3AlC_2的性能 |
| 1.3.2.1 力学性能 |
| 1.3.2.2 热性能 |
| 1.3.2.3 电性能 |
| 1.3.2.4 氧化性能 |
| 1.3.2.5 摩擦性能 |
| 1.4 MAX相颗粒增强电工材料 |
| 1.4.1 制备方法 |
| 1.4.1.1 常规粉末冶金法 |
| 1.4.1.2 放电等离子体烧结法 |
| 1.4.1.3 无压浸渍法 |
| 1.4.1.4 热压烧结法 |
| 1.4.2 力学、电学、摩擦磨损性能 |
| 1.4.3 MAX相/金属界面 |
| 1.4.3.1 界面润湿性 |
| 1.4.3.2 界面反应 |
| 1.4.3.3 界面改性 |
| 1.4.4 多相复合增强 |
| 1.5 本文的选题意义及主要研究内容 |
| 第2章 实验与测试 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 组织形貌、结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜 |
| 2.3.3 高分辨透射电子显微镜 |
| 2.4 性能表征 |
| 2.4.1 密度 |
| 2.4.2 显微硬度 |
| 2.4.3 电导率 |
| 2.4.4 抗拉强度和延伸率 |
| 2.4.5 摩擦磨损性能 |
| 2.4.6 电接触性能 |
| 第3章 Ag/Ti_3AlC_2复合材料界面分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验原料及分析方法 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 原料粉末形貌与结构 |
| 3.3.2 球磨混料过程中Ti_3AlC_2的结构稳定性 |
| 3.3.3 复合粉末的形貌 |
| 3.3.4 烧结温度对复合材料物相组成的影响 |
| 3.3.5 热压温度对Ti_3AlC_2/Ag界面结构及Ti_3AlC_2形态的影响 |
| 3.3.5.1 750℃热压烧结后Ti_3AlC_2/Ag界面分析 |
| 3.3.5.2 800℃热压烧结后Ti_3AlC_2/Ag界面分析 |
| 3.3.5.3 850℃热压烧结后Ti_3AlC_2与Ag界面分析 |
| 3.3.6 热压温度对复合材料性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ag/Ti_3AlC_2复合材料塑性变形组织演化及性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 复合材料的制备 |
| 4.2.2 复合材料的热挤压 |
| 4.2.3 复合材料的冷拉拔 |
| 4.2.4 分析检测 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 复合材料塑性变形过程显微组织演化 |
| 4.3.2 塑性变形和退火对复合材料密度的影响 |
| 4.3.3 塑性变形和退火对复合材料显微硬度的影响 |
| 4.3.4 塑性变形和退火对复合材料电阻率的影响 |
| 4.3.5 塑性变形和退火对复合材料强度和延伸率的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ag/Ti_3AlC_2复合材料摩擦磨损研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 测试过程 |
| 5.3 干摩擦实验结果与讨论 |
| 5.3.1 摩擦系数 |
| 5.3.1.1 Ag-10 vol.% Ti_3AlC_2复合材料 |
| 5.3.1.2 Ag-15 vol.% Ti_3AlC_2复合材料 |
| 5.3.1.3 Ag-20 vol.% Ti_3AlC_2复合材料 |
| 5.3.2 磨损率 |
| 5.3.2.1 速度和负载对磨损率的影响 |
| 5.3.2.2 Ti_3AlC_2体积分数对复合材料磨损率的影响 |
| 5.3.3 复合材料磨损表面形貌与成分分析 |
| 5.3.4 磨屑形貌与成分 |
| 5.4 载流摩擦实验结果与讨论 |
| 5.4.1 摩擦系数 |
| 5.4.2 磨损率 |
| 5.4.3 复合材料载流摩擦磨损表面形貌 |
| 5.4.4 载流摩擦磨损磨屑形貌 |
| 5.4.5 载流摩擦磨损磨屑物相组成 |
| 5.4.6 载流摩擦磨损机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Ag/Ti_3AlC_2触头电接触性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验条件 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 电接触物理现象 |
| 6.3.1.1 接触电阻 |
| 6.3.1.2 燃弧特性 |
| 6.3.1.3 熔焊力 |
| 6.3.2 触头材料转移与损耗 |
| 6.3.3 触头电弧侵蚀形貌 |
| 6.3.3.1 触头表面形貌 |
| 6.3.3.2 触头纵截面形貌 |
| 6.3.4 Ag/Ti_3AlC_2触头的双重材料转移机制及控制 |
| 6.3.4.1 气体电弧作用下材料蒸发与沉积 |
| 6.3.4.2 液相转移材料的凝固分层 |
| 6.3.5 Ag/Ti_3AlC_2触头抗电弧侵蚀机理 |
| 6.4 与商用触头材料性能对比 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文、获奖情况及发明专利 |
| 致谢 |
（10）Zr掺杂纳米层状Ti3SiC2 MAX相陶瓷的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 MAX相介绍 |
| 1.2.1 MAX相陶瓷介绍 |
| 1.2.2 Ti_3SiC_2 MAX相陶瓷介绍 |
| 1.2.3 MAX相陶瓷应用介绍 |
| 1.3 MAX相陶瓷制备及性能研究进展 |
| 1.3.1 MAX相材料的制备进展 |
| 1.3.2 MAX相弹性模量和硬度研究进展 |
| 1.3.3 MAX相抗冲蚀性能研究进展 |
| 1.3.4 MAX相抗摩擦性能研究进展 |
| 1.3.5 MAX相抗氧化性能研究进展 |
| 1.4 MAX相陶瓷固溶体研究进展 |
| 1.5 本文研究目的意义和研究内容 |
| 1.5.1 本文研究目的和意义 |
| 1.5.2 本文研究内容 |
| 第2章 实验方法和过程 |
| 2.1 放电等离子烧结设备及其工艺 |
| 2.2 试样机械加工 |
| 2.3 成分及组织结构表征方法 |
| 2.3.1 材料物相分析 |
| 2.3.2 微观组织观察 |
| 2.3.3 密度的测定 |
| 2.4 力学性能测试方法 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 弹性模量测试 |
| 2.4.3 抗冲蚀性能测试 |
| 2.4.4 抗摩擦性能测试 |
| 2.5 抗氧化及自愈合性能测试方法 |
| 2.5.1 抗氧化性能测试 |
| 2.5.2 自愈合性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 Ti_(3_x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体制备及成分和结构表征 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 Ti_3SiC_2 MAX相陶瓷制备工艺研究 |
| 3.2.1 烧结温度对材料制备的影响 |
| 3.2.2 原材料中TiC配比和保温时间对材料制备的影响 |
| 3.3 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体制备工艺研究 |
| 3.3.1 原材料中TiC配比对材料制备的影响 |
| 3.3.2 烧结温度对材料制备的影响 |
| 3.4 Ti_(3_x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体成分和微观形貌表征 |
| 3.4.1 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体成分表征 |
| 3.4.2 Ti_(3_x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体微观形貌表征 |
| 3.5 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体密度和晶体结构表征 |
| 3.5.1 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体密度表征 |
| 3.5.2 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体晶体结构表征 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体硬度和弹性模量研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Ti_(3_x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体硬度性质研究 |
| 4.2.1 Ti_(3_x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体纳米压痕硬度性质研究 |
| 4.2.2 Ti_(3_x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体显微硬度性质研究 |
| 4.2.3 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体压痕形貌表征 |
| 4.3 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体弹性模量性质研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体抗冲蚀及摩擦性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体抗冲蚀性能研究 |
| 5.2.1 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体抗冲蚀结果分析 |
| 5.2.2 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体冲蚀损伤宏观形貌表征 |
| 5.2.3 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体冲蚀损伤微观形貌表征 |
| 5.3 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体抗摩擦性能研究 |
| 5.3.1 压力对Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体抗摩擦性能的影响 |
| 5.3.2 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体在摩擦力作用下的损伤机制研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体抗氧化性能研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 温度对Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体氧化的影响研究 |
| 6.2.1 温度对Ti_(3_x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体氧化速率的影响研究 |
| 6.2.2 温度对Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体氧化激活能的影响研究 |
| 6.3 Ti_(3-x)Zr_xSiC_2 MAX相固溶体氧化层的微观形貌和成分表征 |
| 6.4 Ti_3SiC_2 MAX相陶瓷自愈合行为研究 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
四、制备Ti_3SiC_2/SiC复合材料的动力学研究（论文参考文献）
- [1]Ti3SiC2-SiC复合材料的制备及性能的研究[D]. 李鑫海. 吉林化工学院, 2021(01)
- [2]纳米粒子对氧化物弥散强化钢与钒合金的辐照损伤行为的影响[D]. 张一帆. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为[D]. 张泽荣. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]Ti3SiC2/SiC功能梯度材料的制备及其性能研究[D]. 王楠. 西安建筑科技大学, 2019(06)
- [5]热压烧结制备Ti3SiC2/Al2O3复合材料及其性能研究[D]. 齐方方. 济南大学, 2019(01)
- [6]碳化硅结构陶瓷的连接工艺、微观组织及性能研究[D]. 李华鑫. 合肥工业大学, 2019
- [7]Ti3SiC2基复合材料相组成、结构与性能研究[D]. 田养利. 西安建筑科技大学, 2019(06)
- [8]含钛复杂矿物电化学制备钛合金/碳化物/复合材料的基础研究[D]. 李尚书. 上海大学, 2019
- [9]Ag/Ti3AlC2复合材料制备与性能研究[D]. 刘满门. 东北大学, 2019
- [10]Zr掺杂纳米层状Ti3SiC2 MAX相陶瓷的制备及性能研究[D]. 屈炼石. 哈尔滨工程大学, 2019