一、颗粒增强钛基复合材料的制备技术及微观组织（论文文献综述）
杨光,王冰钰,赵朔,王伟,李长富,王向明[1]（2021）在《选区激光熔化3D打印钛基复合材料研究进展》文中研究说明选区激光熔化（SLM）3D打印技术是近年来快速发展的金属增材制造技术,因其可设计性、快速净成形复杂构件、高表面质量等优势,拥有广泛应用前景。基于SLM工艺制造的钛基复合材料通常可得到纳米级陶瓷增强相,获得比钛合金更优异的性能,成形构件力学性能优于铸件锻件水平。本文综述了近年来基于SLM工艺制备钛基复合材料的发展现状,以陶瓷增强体的选择为切入点,阐述其典型微观组织特征及演化规律,探讨其性能表现,分析其特有的强化机制,并在此基础上,对未来尚需解决的关键性学术问题和发展方向进行了展望。
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》文中研究表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》文中指出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。
刘欣[4]（2021）在《氧化石墨烯增强钛基复合材料激光选区熔化成形工艺研究》文中指出钛合金（TC4）凭借密度小、比强度高、生物相容性好、耐腐蚀性能优异等特点,成为航空航天、石油化工、生物医疗、兵器装备领域关键零部件的首选材料,但其弹性模量低、不耐磨和传热能力差等缺陷,限制了其在航空航天、国防装备领域的进一步发展。激光增材制造技术具有成形速度快、加工柔性高、材料利用率高和多相材料可设计性等特点,在制备金属基复合材料方面具有独特的优势。为此,本文通过添加氧化石墨烯（GO）增强相提高钛合金的耐磨损性能,利用激光选区熔化技术（SLM）制备钛基复合材料,结合数值模拟和试验方法,分析工艺参数对GO/TC4复合材料SLM成形质量及性能的影响规律,揭示GO的原位强化机理,并结合多目标遗传算法,探索GO/TC4复合材料的最优成形工艺参数。主要研究内容如下:（1）SLM成形GO/TC4复合材料的温度场和应力场分析。基于激光高斯热源模型、温度场以及应力场理论,建立SLM仿真模型;利用ANSYS软件,模拟分析GO/TC4复合材料SLM成形过程中扫描策略（直线扫描、条状扫描、回形扫描和棋盘扫描）对其温度分布和应力演变的影响规律,探索SLM成形GO/TC4复合材料的最优扫描策略。研究结果表明:采用分区棋盘扫描策略成形GO/TC4复合材料时,有利于热量向周围传递,受热影响作用最小,且试样内部等效应力分布较为均匀,产生的热应力最小。（2）激光工艺参数对GO/TC4复合材料成形质量的影响研究。基于单因素实验,结合试样表面形貌、显微硬度和摩擦学性能,分析激光功率和扫描速度对GO/TC4复合材料成形质量的影响,优选激光工艺参数范围,揭示激光工艺参数对GO/TC4复合材料成形质量的影响机制。研究结果表明:激光功率和扫描速度增加,GO/TC4试样显微硬度和耐磨损性能均呈现先增加后减小的趋势,当激光功率为160W,扫描速度为1000mm/s时,SLM制备的GO/TC4复合材料成形质量最优。（3）GO/TC4复合材料组织性能及GO强化机理研究。基于优选的激光工艺参数范围,成形不同质量分数的GO/TC4复合材料,进行试样表面形貌、显微硬度及耐磨损性能测试,结合显微组织及物相成分分析,探究GO含量对GO/TC4复合材料成形质量的影响,进一步揭示GO/TC4复合材料在高能激光下的原位生成机理。研究结果表明:GO的添加降低了TC4基体的自身结合,导致试样表面致密度随着GO含量增加而降低,当GO含量为1.0wt.%时,GO/TC4试样显微硬度最高,达到441.4HV0.2;当GO含量为0.5wt.%时,Ti C、Ti O2和Al2O3等增强相的原位生成使试样展现出最优的耐磨损性能,磨损量减少至4.01×10-2mm3,揭示了激光作用下GO对TC4基体的强化作用。（4）GO/TC4复合材料SLM成形工艺优化研究。基于响应面回归试验,建立GO/TC4复合材料成形质量预测模型,阐明激光工艺参数和GO含量对钛基复合材料成形质量的交互影响;基于多目标遗传算法,以显微硬度、致密度和耐磨损性能为指标,优化GO/TC4复合材料的SLM成形工艺参数,求解Pareto解集,并验证优化后的工艺参数组合,确定了优化模型的可靠性。
金剑波[5]（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[6]（2020）在《原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为》文中研究表明钛基复合材料（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。
王赛甫[7]（2020）在《原位合成多元相（TiB,TiC,Ti5Si3）混杂增强Ti555型钛基复合材料的SPS制备与组织性能研究》文中认为本文以Ti555型钛合金为基体,名义成分与Ti55531相近,采用SPS工艺制备原位合成多元相（TiB,TiC,Ti5Si3）混杂增强的新型钛基复合材料,分析了材料的组织性能,并研究了热处理工艺对材料组织性能的影响。开展的主要研究及取得的结果如下:（1）研究了不同含量B4Cp（1.75vol.%5.25vol.%）对复合材料的组织与性能的影响。研究发现,B4Cp能够起到细化混合粉末颗粒的作用。不同含量B4Cp烧结态复合材料的物相主要包括:Ti、TiB和TiC。当B4Cp含量增加时,复合材料的晶粒尺寸有所细化,同时显气孔率和显微硬度也随之增加。其中5.25vol.%含量B4Cp制备的复合材料,显气孔率最高,为5.02%,显微硬度也最高,为928.27HV,较基体合金提高了约72.15%。（2）研究了添加多种反应物（3.5vol.%B4Cp+1.5vol.%CNT或SiCp）制备的的复合材料的组织性能。研究发现烧结态的复合材料的物相有所差别,添加B4Cp+CNT制备的复合材料物相组成与仅添加B4Cp的极为相似,但TiC含量增多,而添加B4Cp+SiCp的复合材料中除了含有Ti、TiB和TiC外,还存在Ti5Si3和TiSi增强相。添加两种反应物制备的复合材料晶粒尺寸得到了进一步细化,显气孔率也有所增加,其中添加B4Cp+CNT制备的复合材料晶粒尺寸最为细小,显气孔率最高,为5.89%,硬度也最高,为1243.36HV。（3）研究了热处理工艺对复合材料组织性能的影响。研究发现,添加3.5vol.%B4Cp制备的复合材料热处理前后的物相组成几乎未发生变化,但增强相的含量有所增加,920℃固溶3h后经600℃时效8h的热处理制度下材料的性能最佳。多种反应物制备的复合材料热处理后硬度提升明显。其中,B4Cp+CNT的复合材料热处理后的硬度最高,为1327.42HV,同时其室温压缩强度也最高,为1002.36MPa,比基体合金提高了约53.32%。（4）研究了热处理后复合材料的高温氧化行为。研究发现,基体合金、添加了B4Cp和B4Cp+CNT制备的复合材料的氧化产物极为相似,主要为TiO2和Al2O3,而添加了B4Cp+SiCp制备的复合材料氧化层中除上述氧化物外,同时检测到了SiO2。基体合金、添加了B4Cp、B4Cp+CNT和B4Cp+SiCp制备的复合材料的氧化层致密度逐渐提高,并且氧化层厚度分别为56μm、42μm、32μm和38μm。总体来说,基体合金的抗氧化性能较弱,复合材料的抗氧化性较基体合金有着显着的提高,其中添加B4Cp+SiCp制备的复合材料的抗高温氧化性能最好。（5）研究了热处理后复合材料的热腐蚀行为。研究发现,基体合金、添加了B4Cp和B4Cp+CNT制备的复合材料的腐蚀产物主要为Al2O3、TiO2、NaTiO2和TiS2,而添加了B4Cp+SiCp的复合材料,除了以上的产物外,还检测到SiO2。基体、添加了B4Cp、B4Cp+CNT和B4Cp+SiCp制备的复合材料的腐蚀增重和腐蚀深度逐渐减小,腐蚀深度分别为49μm、37μm、14μm和23μm,表明复合材料的抗腐蚀性能逐渐增强,其中添加B4Cp+SiCp制备的复合材料抗腐蚀性能最好。综上所述,本文采用放电等离子烧结的方法,通过添加不同含量、多种反应物（B4Cp、CNT和SiCp）与Ti555型合金原位合成多元相（TiB,TiC,Ti5Si3）制备混杂增强的钛基复合材料。发现添加两种反应物制备的钛基复合材料的综合性能较为优异。具体表现为,添加B4Cp+CNT制备的钛基复合材料热处理前及热处理后的硬度最高,并且热处理后室温压缩性能也最高;而添加了B4Cp+SiCp制备的钛基复合材料热处理后的抗高温氧化和热腐蚀性能最好。
张在玉[8]（2019）在《钛基-石墨烯复合材料制备及其界面结构的研究》文中认为钛基复合材料具有比强度高、比刚度高、高温性能优良等特点能满足航天飞行器和新型汽车结构件对于轻量化与高强度的需求。但是传统的钛基复合材料存在的主要问题有:随着增强体含量增加,强度大幅提高,而塑性会显着下降,还有增强体的体积分数较大。传统钛基体复合材料还存在热电性能差难以适应新型航空航天领域对材料功能性能的要求。石墨烯具有卓越的机械性能、良好的导电性能和导热性能被视为可替代传统增强体的较好选择。本文以石墨烯为增强体采用半固态粉末冶金法制备石墨烯增强钛基复合材料。本文主要采取直接添加多层石墨烯片和以葡萄糖为碳源原位合成石墨烯纳米片两种思路来制备钛基体复合材料。第一种是通过机械球磨直接在钛基体中添加以多层石墨烯纳米片运用球磨和搅拌相结合方法对多层石墨烯纳米片（GNPs）进行分散形成贝壳微纳结构的复合粉末运用反应热压烧结技术成功制备了石墨烯增强钛基体复合块体材料。GNPs增强体添加质量分数主要有0.075wt%、0.15wt%、0.30wt%和0.60wt%。第二种思路是用葡萄糖作为碳源同样运用球磨加搅拌的方法对葡萄糖和钛粉进行混合分散再运用真空热压烧结技术成功制备了复合材料。对钛基体-石墨烯复合粉末和热处理成形后的块体材料运用采用X射线仪（XRD）、光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、原子力显微镜（AFM）和拉曼光谱等手段分析了其物相,以及组成微观组织增强体的形态和分布增强体/基体的界面结构。本文主要结论如下:（1）以离子液体为球磨介质把机械高能和低能球磨相结合在一起,制备了钛基-石墨烯复合粉体材料,并分析了复合粉体材料的微观组织结构。结果发现多层石墨烯纳米片在基体中均匀分散,机械球磨原位生成Ti C包裹在纯钛表面与留下的GNPs有增强和助烧的双重效果。（2）通过双对数烧结理论和实验相结合的方法,优化了复合材料的热压烧结工艺,结果得出制备钛基复合材料热压工艺分别为:烧结温度1200℃、热压压力25MPa和保温时间2h。（3）在烧结温度1200℃、热压压力25MPa和保温时间2h的热压工艺条件下,研究了不同GNPs添加量的力学性能。结果发现GNPs含量为0.3wt.%时复合材料的力学性能最佳,其屈服强度985MPa、抗拉强度1120MPa、延伸率19.6%,实现了以添加较少的GNPs获得强度显着增加和塑韧性小幅减少的目标。在GNPs含量为不超过0.3wt.%时复合材料的性能实现了较大增强,并对石墨烯含量为0.3wt.%时复合材料的界面进行了研究,得出在复合材料的界面区域存在Ti-GNPs-Ti连续的三明治界面结构,多层石墨烯与钛基体间界面结合较好。（4）以葡萄糖为碳源采用真空热压烧结法原位合成了石墨烯纳米片。与纯钛样品相比,钛基体复合材料的塑韧性基本不变。在1200℃烧结时复合材料的屈服强度达到688.3MPa,明显高于纯钛的屈服强度547.5MPa,延伸率为28.8%,小于纯钛的29.2%。并对其界面结构进行了研究,在复合材料中发现许多弥散分布纳米级的Ti C和GNPs相,经拉曼光谱发现GNPs均在三层以内。本文认为正是这些原位生成的Ti C和GNPs相相互协调,从而缓和了复合材料强塑性倒置的矛盾。（5）运用高分辨透射电镜对复合材料的界面进行详细的研究,结果发现复合材料界面存在Ti-GNPs、Ti C-GNPs和Ti-Ti C三个区域。每个区域的界面情况不同,Ti-GNPs之间为纯机械结合,Ti C-GNPs和Ti-Ti C的部分晶面之间存在一定的晶体学取向关系。原位生成的Ti C都呈现纳米级颗粒弥散分布在基体和GNPs之间,对改善复合材料的性能起到十分重要的作用。
项娟[9]（2019）在《等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究》文中认为钛基复合材料具有比强度高、高温耐久性能好等特点,在航空航天领域等领域具有广阔的应用前景。近年来,钛基复合材料的研究主要集中在组织调控与性能优化方面。细晶强化是改善材料力学性能的有效方法之一。钛基复合材料传统的热加工工艺虽然可以细化基体组织,但会显着改变材料原有的几何尺寸,而等径弯曲通道变形（ECAP）可在保持材料原有几何尺寸的基础上获得超细晶组织。本文采用ECAP剧烈塑性变形工艺成功地制备了基体为超细晶组织的原位自生钛基复合材料,研究了变形温度、挤压道次、增强体含量对复合材料微观组织和力学性能的影响,揭示了增强体促进超细晶形成的机理,并开展了超细晶钛基复合材料热稳定性的研究。研究结果表明:提高变形温度有利于连续动态再结晶,促进超细晶粒形成。增强体含量为1.2%的复合材料一道次ECAP后,变形温度仅600/700?°C时,基体内以位错缠结而成的胞状结构（500 nm）为主。800/900?°C的变形温度下,位错的湮灭和重组诱发大量超细晶粒（100500 nm）的形成,而La2O3颗粒阻碍了高温下超细晶粒的长大。因此高变形温度更有利于细晶强化。另一方面,TiB晶须的平均长径比随变形温度的升高而下降,900?°C变形后仅为2.1,低于TiB室温临界长径比2.7,减弱了TiB的承载强化效果。基体与增强体两方面的因素共同作用,导致了随变形温度升高材料抗拉强度的变化不明显,各变形温度下抗拉强度均在1100 MPa左右。TiB长径比的降低还使其在拉伸过程中更易与基体发生脱粘,形成裂纹源,使得复合材料塑性从锻态时的13.25%最低下降至9.69%。增加挤压道次有助于细化基体组织,但对增强体的影响不显着。增强体含量为1.2%的复合材料在800?°C一道次ECAP变形后,基体中超细晶粒与残余片层并存,平均晶粒尺寸由锻态时的2.11μm下降至0.32μm,显微硬度由锻态的278.49 HV提升至303.41 HV,细晶强化效果最为显着;二道次后基体进一步细化并变得均匀,平均晶粒尺寸下降至0.28μm,大角度晶界所占比例仅16%;三道次后平均晶粒尺寸为0.27μm,大角度晶界所占比例增加至25%。二、三道次后由于基体的平均晶粒尺寸基本不变,因此复合材料的显微硬度均在308 HV左右,相比一道次略有提升。多元多尺度增强体可促进基体细化。TiB晶须在ECAP过程中可与位错相互作用,在端部或断裂处促进超细晶形成。纳米级La2O3颗粒以阻碍位错运动,钉扎晶界的方式细化组织。因此900°C一道次ECAP后,不含增强体的Ti-6Al-4V合金抗拉强度相比锻态时仅提升3.9%,而复合材料的提升幅度显着,增强体含量为1.2%的复合材料抗拉强度的提升幅度可达15.6%。另一方面增强体含量增加至2.4%后,TiB长径比的增加不利于超细晶的生成,并且复合材料在ECAP过程中的变形不均匀性加剧,基体中微裂纹萌生,导致抗拉强度低于增强体含量为1.2%时的材料,延伸率也显着下降至4.59%。ECAP制备超细晶钛基复合材料具有良好的热稳定性。600°C热暴露50 h后各增强体含量材料的平均晶粒尺寸均小于1μm,仍属于超细晶范畴。600°C热暴露12.550 h时,晶粒长大行为对时间敏感,热暴露25 h后才观察到基体发生再结晶和晶粒长大,平均晶粒尺寸增加至0.76μm。400600°C热暴露50 h时,基体的回复和再结晶对热暴露温度敏感,500°C和600°C下大角度晶界才增加至22%以上。材料的高温抗氧化性能优良,600°C热暴露50 h后氧化层总厚度也仅有2.41μm。氧化层可分为氧高梯度扩散区和致密氧化膜区两个部分,氧化膜致密且紧紧附着于基体上,可有效抑制氧向基体深处的扩散。增强体含量对于氧化膜和氧扩散层厚度的影响不明显。ECAP后La2O3和TiB增强体与基体之间结合紧密,增强体周围的基体深处并未出现氧元素的异常富集。
黄锦栋[10]（2019）在《CNTs与TB8型钛合金原位反应制备的钛基复合材料组织与性能研究》文中提出钛基复合材料具有低密度、高比强度、高弹性模量、耐热及耐蚀等优异性能,应用前景广泛,具有较高的研究价值。本文以Ti-Mo-Nb-A1-Si系钛合金为基体,名义成分近似于TB8钛合金,添加含量为0wt.%、0.5wt.%、1.0wt.%和1.5wt.%的碳纳米管（CNTs）作为增强体,分别采用冷压-烧结和放电等离子烧结两种工艺制备了新型钛基复合材料,并对其组织与性能进行研究。所开展的研究及取得结果如下:（1）研究了冷压-烧结制备的复合材料烧结态的组织与性能。研究表明:复合材料的物相主要为α-Ti相、β-Ti相和TiC相;随着CNTs的含量增加,复合材料的晶粒尺寸得到细化,但团聚现象变得严重,孔洞增多变深,其显气孔率逐渐上升;复合材料的显微硬度随CNTs的增加呈先上升后下降的趋势,当CNTs含量为1.0wt.%时,硬度最高,为496.1 HV。（2）研究了冷压-烧结制备的复合材料的固溶和时效工艺以及固溶时效态的组织与性能。研究表明:添加0.5wt.%CNTs的复合材料经过热处理之后,XRD物相组成没有发生变化,但增强相含量增多;同时,复合材料的显微硬度显着提高,当热处理工艺为850℃/3h/AC+550℃/6 h/AC时,硬度最高,为615.3 HV;CNTs含量对热处理之后的复合材料的显微硬度和室温压缩性能有较大影响,当CNTs含量为1wt.%时,硬度最高,为635.1 HV,室温压缩性能也最好,抗压强度为1263 MPa,断裂压缩率为18.5%。（3）研究了冷压-烧结制备的复合材料固溶时效态的抗高温氧化和抗热腐蚀性能。研究表明:添加CNTs能够提高复合材料的抗高温氧化性能,复合材料在750℃下均达到抗氧化等级,氧化产物主要为TiO2,Al2O3、MoO2、Nb2O5和SiO2等,当CNTs含量为1.0wt.%时,复合材料的平均氧化速度(K+值为0.221 g?m-2?h-1)最小,比基体合金(0.625 g?m-2?h-1)减小约64.64%,氧化膜厚度分别约为50μm、28μm、15μm和24μm;添加CNTs也可以改善复合材料的抗热腐蚀性能,复合材料在750℃下的25%NaCl+75%Na2SO4熔盐中腐蚀30 h后的腐蚀产物主要为TiO2、Al2O3和SiO2等氧化物,以及少量Ti（SO4）2、NaTiO2和TiS等化合物,CNTs含量为1.0wt.%的复合材料抗腐蚀性能最好,单位面积腐蚀增重(18.7363 mg·cm-2)比基体合金(33.7096 mg·cm-2)降低了44.4%,而且基体合金的腐蚀层相对较厚,随着CNTs含量增加,腐蚀层厚度减小。（4）研究了放电等离子烧结制备的复合材料组织与性能。研究表明:复合材料的相组成没有发生变化,晶粒均为等轴晶粒;与冷压-烧结制备的复合材料相比,放电等离子烧结制备的复合材料的显微硬度有所下降,但是抗压强度得到显着提升,基体和添加1.0wt.%CNTs复合材料分别提高到1495 MPa和1725 MPa;复合材料在750℃下均达到抗氧化等级,添加1.0wt.%CNTs的复合材料K+值(0.156 g?m-2?h-1)最小,比基体合金的K+值(0.216 g?m-2?h-1)减小约27.78%;基体和复合材料的氧化膜厚度分别约为22μm和10μm,相比冷压-烧结工艺制备的复合材料,分别下降约28μm和5μm,其抗高温氧化性能得到提高;材料的抗热腐蚀性能也得到提高,CNTs含量为1.0wt.%复合材料的抗腐蚀性能最好,其单位面积腐蚀增重(14.2513 mg·cm-2)比基体合金(21.3543 mg·cm-2)降低了33.3%;腐蚀层均匀覆盖在基体表面,与基体结合较好,相比冷压-烧结工艺制备的复合材料,未出现较大的裂痕,且腐蚀层厚度减小。综上所述,本文创造性地采用冷压-烧结和放电等离子烧结两种工艺,通过添加的CNTs与钛合金基体原位反应制备了钛基复合材料,其显微硬度、室温压缩、抗高温氧化和抗热腐蚀性能得到显着提高,为后续高性能的钛基复合材料的设计与制备提供参考。
二、颗粒增强钛基复合材料的制备技术及微观组织（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、颗粒增强钛基复合材料的制备技术及微观组织（论文提纲范文）
（1）选区激光熔化3D打印钛基复合材料研究进展（论文提纲范文）
| 1 SLM 3D打印钛基复合材料增强体的选择 |
| 2 SLM 3D打印钛基复合材料增强相组织形貌演化 |
| 2.1 SLM 3D打印钛基复合材料典型组织特征 |
| 2.2 SLM 3D打印钛基复合材料增强相形貌演化 |
| 3 SLM 3D打印钛基复合材料性能 |
| 3.1 SLM 3D打印钛基复合材料力学性能 |
| 3.2 SLM 3D打印钛基复合材料其他性能 |
| 4 SLM 3D打印钛基复合材料强化机制 |
| 5 研究展望 |
（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）氧化石墨烯增强钛基复合材料激光选区熔化成形工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 激光增材制造技术概述 |
| 1.2.1 激光选区烧结 |
| 1.2.2 激光金属沉积 |
| 1.2.3 激光选区熔化 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 SLM成形钛合金的研究现状 |
| 1.3.2 GO增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3.3 SLM成形钛基复合材料的研究现状 |
| 1.4 课题研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 扫描策略对GO/TC4 复合材料SLM成形温度场和应力场的影响研究 |
| 2.1 温度场数值模拟基本理论 |
| 2.1.1 控制方程 |
| 2.1.2 初始条件与边界条件 |
| 2.1.3 激光高斯热源模型 |
| 2.1.4 相变潜热处理 |
| 2.2 应力场数值模拟基本理论 |
| 2.2.1 屈服准则 |
| 2.2.2 硬化准则 |
| 2.2.3 流动准则 |
| 2.2.4 热力耦合分析理论 |
| 2.3 仿真模型的建立 |
| 2.3.1 扫描策略设计 |
| 2.3.2 材料热物性参数 |
| 2.3.3 有限元模型的建立 |
| 2.4 不同扫描策略下的仿真结果与分析 |
| 2.4.1 温度场分析 |
| 2.4.2 应力场分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 激光工艺参数对GO/TC4 复合材料成形质量的影响研究 |
| 3.1 试验条件与方案 |
| 3.1.1 试验设备及材料 |
| 3.1.2 试验方案 |
| 3.2 激光功率对GO/TC4 复合材料成形质量的影响 |
| 3.2.1 表面形貌分析 |
| 3.2.2 显微硬度分析 |
| 3.2.3 耐磨损性能分析 |
| 3.3 扫描速度对GO/TC4 复合材料成形质量的影响 |
| 3.3.1 表面形貌分析 |
| 3.3.2 显微硬度分析 |
| 3.3.3 耐磨损性能分析 |
| 3.4 激光线能量密度对GO/TC4 复合材料成形质量的影响机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 GO含量对钛基复合材料组织及性能的影响研究 |
| 4.1 试验方案 |
| 4.2 GO含量对成形件组织成分的影响 |
| 4.2.1 显微组织分析 |
| 4.2.2 物相成分分析 |
| 4.3 GO含量对钛基复合材料成形性能的影响 |
| 4.3.1 表面形貌分析 |
| 4.3.2 显微硬度分析 |
| 4.3.3 耐磨损性能分析 |
| 4.4 GO增强钛基复合材料的强化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 GO/TC4 复合材料SLM成形工艺优化研究 |
| 5.1 响应面试验设计 |
| 5.2 GO/TC4 复合材料成形质量回归分析 |
| 5.2.1 成形质量预测模型的建立 |
| 5.2.2 工艺参数对成形质量的交互影响分析 |
| 5.3 基于遗传算法的GO/TC4 复合材料SLM成形工艺优化 |
| 5.3.1 遗传算法概述 |
| 5.3.2 多目标优化基本理论 |
| 5.3.3 SLM成形工艺参数优化 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录:作者在攻读硕士学位期间发表的论文 |
（5）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 |
（6）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 |
（7）原位合成多元相（TiB,TiC,Ti5Si3）混杂增强Ti555型钛基复合材料的SPS制备与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 本文研究背景 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 Ti555型合金 |
| 1.2.2 钛基复合材料 |
| 1.3 钛基复合材料基体和增强体的选择 |
| 1.3.1 基体的选择 |
| 1.3.2 增强体的选择 |
| 1.4 钛基复合材料的制备方法 |
| 1.4.1 熔铸法 |
| 1.4.2 粉末冶金法 |
| 1.4.3 高温自蔓延法 |
| 1.4.4 放热扩散法(XDTM) |
| 1.4.5 反应热压法 |
| 1.4.6 放电等离子烧结法 |
| 1.5 钛基复合材料的热处理 |
| 1.6 钛基复合材料的高温氧化及热腐蚀 |
| 1.7 本文研究的目的及主要内容 |
| 1.7.1 本文研究的目的及意义 |
| 1.7.2 本文研究的主要内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验原料及实验设备 |
| 2.3 制备工艺流程 |
| 2.3.1 机械球磨混合粉末 |
| 2.3.2 SPS工艺 |
| 2.4 热处理工艺 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 2.5.1 组织形貌分析 |
| 2.5.2 物相分析 |
| 2.5.3 显气孔率 |
| 2.6 性能检测 |
| 2.6.1 显微硬度 |
| 2.6.2 压缩性能 |
| 2.6.3 高温氧化性能 |
| 2.6.4 热腐蚀性能 |
| 第三章 B_4C_p含量对钛基复合材料组织性能影响的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同含量B_4C_p混合粉末球磨后的微观形貌及物相组成 |
| 3.2.1 混合粉末微观形貌 |
| 3.2.2 混合粉末的物相组成 |
| 3.3 不同含量B_4C_p制备复合材料的物相与微观形貌 |
| 3.3.1 复合材料的物相 |
| 3.3.2 复合材料的微观形貌 |
| 3.4 不同含量B_4C_p制备的复合材料的显气孔率 |
| 3.5 不同含量B_4C_p制备的复合材料的显微硬度 |
| 3.6 本章总结 |
| 第四章 多种反应物制备的钛基复合材料的组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多种反应物混合粉末球磨后的微观形貌 |
| 4.3 多种反应物制备的复合材料的物相及微观形貌 |
| 4.3.1 多种反应物制备的复合材料的物相 |
| 4.3.2 多种反应物制备的复合材料的微观形貌 |
| 4.4 多种反应物制备的复合材料的显气孔率 |
| 4.5 多种反应物制备的复合材料的显微硬度 |
| 4.6 本章总结 |
| 第五章 钛基复合材料的固溶时效工艺优化及组织性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理工艺的制定 |
| 5.2.1 公式法计算相变点 |
| 5.2.2 热力学模拟法计算相变点 |
| 5.2.3 热处理方案的确定 |
| 5.3 热处理对3.5vol.%B_4C_p制备的复合材料组织和硬度的影响 |
| 5.3.1 固溶对3.5vol.%B_4C_p制备的复合材料组织和硬度的影响 |
| 5.3.2 固溶时效对3.5vol.%B_4C_p制备的复合材料组织性能的影响 |
| 5.4 热处理对材料室温力学性能的影响 |
| 5.4.1 热处理后材料的显微硬度 |
| 5.4.2 热处理后材料的室温压缩性能 |
| 5.5 本章总结 |
| 第六章 钛基复合材料热处理后的抗高温氧化和热腐蚀性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 高温氧化行为 |
| 6.2.1 氧化动力学曲线及特征参数 |
| 6.2.2 氧化层的物相组成及微观形貌 |
| 6.2.3 氧化层横截面形貌及机理分析 |
| 6.3 热腐蚀行为 |
| 6.3.1 热腐蚀动力学曲线 |
| 6.3.2 腐蚀层的物相组成及微观形貌 |
| 6.3.3 腐蚀层横截面形貌与机理分析 |
| 6.4 本章总结 |
| 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 |
（8）钛基-石墨烯复合材料制备及其界面结构的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 石墨烯的研究 |
| 1.2.1 石墨烯的发展历史 |
| 1.2.2 石墨烯的结构 |
| 1.2.3 石墨烯的性能 |
| 1.2.4 石墨烯的制备 |
| 1.2.5 复合材料中石墨烯的存在方式 |
| 1.3 钛基复合材料的研究 |
| 1.3.1 制备方法 |
| 1.3.2 石墨烯在金属复合材料中的增强机制 |
| 1.4 石墨烯增强钛基复合材料的研究现状 |
| 1.4.1 石墨烯增强钛基复合材料的制备 |
| 1.4.2 界面结构研究 |
| 1.4.3 存在的问题 |
| 1.5 本文的选题及研究思路 |
| 1.5.1 本文设计思想 |
| 1.5.2 本文主要内容 |
| 1.5.3 全文的研究技术路线 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 初始原料 |
| 2.1.2 实验仪器及试剂 |
| 2.2 复合材料的制备方法 |
| 2.2.1 机械球磨制备GNPs/Ti复合材料 |
| 2.2.2 原位合成GNPs制备GNPs/Ti复合材料 |
| 2.3 分析测方法 |
| 2.3.1 测试密度和硬度 |
| 2.3.2 显微组织检测 |
| 2.3.3 物相分析 |
| 2.3.4 石墨烯结构和形貌的表征 |
| 2.3.5 样品力学性能分析 |
| 2.4 断口组织分析和界面结构的透射电子显微镜分析 |
| 第三章 复合粉末的制备及致密化过程研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多层石墨烯(GNPS)制备及表征 |
| 3.2.1 GNPs的制备 |
| 3.2.2 GNPs的表征 |
| 3.3 复合粉体的制备 |
| 3.3.1 离子液体分散GNPs粉末 |
| 3.3.2 机械球磨制备GNPs/Ti复合粉末 |
| 3.3.3 机械球磨过程粉末形貌演变 |
| 3.4 复合粉体的微观形貌以及结构研究 |
| 3.4.1 微观形貌分析 |
| 3.4.2 复合粉末的结构分析 |
| 3.4.3 球磨时间和纯钛初始粒径对GNPs的结构的影响 |
| 3.5 GNPS/TI复合材料设计 |
| 3.5.1 GNPs增强体含量计算 |
| 3.5.2 复合材料的烧结热力学分析 |
| 3.5.3 复合材料的烧结动力学分析 |
| 3.6 GNPS/TI粉末热压固化研究 |
| 3.6.1 复合材料度固化过程 |
| 3.6.2 GNPs添加量和烧结温度对复合材料致密过程影响 |
| 3.6.3 烧结温度对复合材料组织的影响 |
| 3.7 热压烧结界面结合 |
| 3.8 GNPS添加量对复合材料导电性能影响 |
| 3.9 本章结论 |
| 第四章 GNPS增强TI复合材料的力学性能及其界面微观组织研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合材料的制备 |
| 4.2.1 复合粉末的预处理 |
| 4.2.2 热压烧结制备复合材料 |
| 4.3 复合材料的微观组织结构 |
| 4.4 复合材料力学性能 |
| 4.4.1 室温静态拉伸实验 |
| 4.4.2 复合材料力学性能 |
| 4.5复合材料的断口分析 |
| 4.6 复合材料的强化机制 |
| 4.6.1 载荷传递强化 |
| 4.6.2 热错配强化 |
| 4.6.3 细晶强化 |
| 4.6.4 第二相强化 |
| 4.7 复合材料的界面结构研究 |
| 4.7.1 金属复合材料界面类型和效应 |
| 4.7.2 复合材料界面处的GNPs |
| 4.7.3 复合材料界面结构的研究 |
| 4.8 本章结论 |
| 第五章 原位合成GNPS增强TI复合材料及其界面研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料制备 |
| 5.2.1 烧结态复合材料制备 |
| 5.2.2 复合材料热轧态制备 |
| 5.3 复合材料中石墨烯的表征 |
| 5.3.1 XRD和拉曼光谱分析 |
| 5.3.2 复合材料的微观组织 |
| 5.4 复合材料的力学性能 |
| 5.5 复合材料界面的研究 |
| 5.6 钛基体上原位合成GNPS的机理 |
| 5.6.1 高温烧结钛催化碳生成GNPs |
| 5.6.2 降温过程中GNPs生成 |
| 5.7 本章结论 |
| 第六章 复合材料界面扩散及结构研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 扩散理论 |
| 6.2.1 扩散的宏观理论 |
| 6.2.2 扩散的微观机制 |
| 6.3 复合材料界面处GNPS扩散研究 |
| 6.3.1 钛和碳的反应阶段和步骤 |
| 6.3.2 碳的扩散途径 |
| 6.3.3 复合材料的中扩散模型 |
| 6.3.4 碳有效扩散距离 |
| 6.3.5 复合材料烧结过程碳钛的反应扩散 |
| 6.4 复合材料中微区EDS分析和TIC尺寸 |
| 6.4.1 复合材料中微区EDS成分分析 |
| 6.4.2 复合材料中TiC |
| 6.5 6WT.%GNPS含量复合材料的界面结构 |
| 6.5.1 界面的整体情况 |
| 6.5.2 Ti与 GNPs的界面 |
| 6.5.3 Ti C与 GNPs界面 |
| 6.5.4 Ti-TiC界面 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 总结和展望 |
| 7.1 本文结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 7.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 图版 |
| 附录 在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（9）等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 原位自生钛基复合材料的制备 |
| 1.2.1 基体及增强体的选择 |
| 1.2.2 制备方法 |
| 1.3 非连续颗粒增强钛基复合材料的热加工工艺 |
| 1.3.1 传统热加工工艺方法 |
| 1.3.2 钛基复合材料先进热加工工艺 |
| 1.4 金属剧烈塑性变形工艺 |
| 1.4.1 剧烈塑性变形工艺的原理 |
| 1.4.2 剧烈塑性变形对材料力学行为的影响 |
| 1.5 ECAP工艺及其在金属基复合材料上的应用 |
| 1.5.1 ECAP工艺研究现状 |
| 1.5.2 ECAP工艺中超细晶的形成机制 |
| 1.5.3 ECAP工艺在金属基复合材料上的应用 |
| 1.6 超细晶材料热稳定性 |
| 1.6.1 超细晶材料晶粒长大行为 |
| 1.6.2 超细晶材料的高温抗氧化性能 |
| 1.7 本研究的工作内容和意义 |
| 1.7.1 研究难点和意义 |
| 1.7.2 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料制备和研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 实验材料成分设计及制备 |
| 2.3.1 钛基复合材料成分设计 |
| 2.3.2 热加工及热处理工艺 |
| 2.4 等径弯曲通道变形(ECAP)工艺 |
| 2.4.1 试样预处理 |
| 2.4.2 ECAP模具 |
| 2.4.3 钛基复合材料ECAP工艺参数 |
| 2.5 超细晶钛基复合材料热稳定性实验 |
| 2.6 相鉴定及微观组织分析 |
| 2.6.1 物相鉴定分析 |
| 2.6.2 微观组织观察分析 |
| 2.6.3 微观组织定量分析 |
| 2.7 力学性能分析 |
| 2.7.1 宏观力学性能测试分析 |
| 2.7.2 增强体/基体界面微区力学性能 |
| 2.8 本章小结 |
| 第三章 ECAP对钛基复合材料组织形貌演化的影响规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 初始组织分析 |
| 3.2.1 物相鉴定 |
| 3.2.2 微观组织形貌与微区成分分析 |
| 3.3 变形温度对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.3.1 宏观形貌变化规律 |
| 3.3.2 微观组织变化规律 |
| 3.3.3 不同变形温度下超细晶结构形成机制 |
| 3.4 挤压道次对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.4.1 微观组织形貌表征 |
| 3.4.2 微观组织特征定量分析 |
| 3.4.3 不同累积变形量下超细晶的演化机制 |
| 3.5 增强体含量对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.5.1 微观组织对比分析 |
| 3.5.2 增强体促进超细晶形成机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 ECAP后钛基复合材料微观组织和力学性能的关系 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态材料室温力学性能 |
| 4.3 工艺参数对力学性能的影响 |
| 4.3.1 变形温度对力学性能的影响 |
| 4.3.2 挤压道次对力学性能的影响 |
| 4.4 增强体含量对力学性能的影响 |
| 4.5 钛基复合材料的ECAP强化机理 |
| 4.5.1 TiB晶须的断裂机制 |
| 4.5.2 增强体与超细晶结构的耦合强化作用 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 超细晶钛基复合材料热稳定性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 超细晶钛基复合材料的组织热稳定性 |
| 5.2.1 增强体含量对组织热稳定性的影响 |
| 5.2.2 温度对组织热稳定性的影响 |
| 5.2.3 时间对组织热稳定性的影响 |
| 5.3 超细晶钛基复合材料的高温抗氧化性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论与创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者攻读博士学位期间发表的学术论文及参与的科研项目 |
（10）CNTs与TB8型钛合金原位反应制备的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 本文研究背景 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 TB8钛合金及其应用 |
| 1.2.2 钛基复合材料 |
| 1.3 钛基复合材料基体和增强体的选择 |
| 1.3.1 基体的选择 |
| 1.3.2 增强体的选择 |
| 1.4 钛基复合材料的制备方法 |
| 1.4.1 冷压-烧结法 |
| 1.4.2 反应热压法 |
| 1.4.3 传统熔铸法 |
| 1.4.4 放电等离子烧结法 |
| 1.5 钛基复合材料的热处理工艺 |
| 1.5.1 热处理工艺简述 |
| 1.5.2 热处理工艺对钛基复合材料的影响 |
| 1.6 钛基复合材料的高温氧化及热腐蚀机理 |
| 1.6.1 高温氧化机理 |
| 1.6.2 热腐蚀机理 |
| 1.7 本文研究目的和主要内容 |
| 1.7.1 本文研究的目的 |
| 1.7.2 本文研究的主要内容 |
| 第二章 实验材料制备及实验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验原料及实验设备 |
| 2.3 复合材料的制备工艺 |
| 2.3.1 机械混粉 |
| 2.3.2 冷压成型-氩气保护烧结 |
| 2.3.3 放电等离子烧结工艺 |
| 2.4 材料组织结构分析 |
| 2.4.1 显微组织分析 |
| 2.4.2 物相组织分析 |
| 2.4.3 显气孔率 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度 |
| 2.5.2 室温压缩性能测试 |
| 2.5.3 高温氧化性能测试 |
| 2.5.4 热腐蚀性能测试 |
| 第三章 冷压-烧结制备的钛基复合材料烧结态的组织与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 机械球磨后混合粉末的微观形貌 |
| 3.3 烧结块体的相组成及微观形貌 |
| 3.3.1 烧结块体的物相分析 |
| 3.3.2 烧结块体的微观形貌 |
| 3.4 烧结块体的显气孔率 |
| 3.5 烧结块体的显微硬度 |
| 3.6 本章总结 |
| 第四章 冷压-烧结制备的钛基复合材料的固溶时效工艺优化及其组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺 |
| 4.2.1 公式法 |
| 4.2.2 热力学模拟法 |
| 4.2.3 热处理工艺的拟定 |
| 4.3 固溶时效温度对复合材料组织性能的影响 |
| 4.3.1 固溶时效温度对复合材料相组成和微观形貌的影响 |
| 4.3.2 固溶时效温度对复合材料显微硬度的影响 |
| 4.4 CNTs含量对复合材料室温力学性能的影响 |
| 4.4.1 CNTs含量对复合材料硬度的影响 |
| 4.4.2 CNTs含量对复合材料室温压缩力学性能的影响 |
| 4.5 本章总结 |
| 第五章 冷压-烧结制备的钛基复合材料固溶时效态的抗高温氧化和抗热腐蚀性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 基体和复合材料的抗高温氧化行为 |
| 5.2.1 氧化动力曲线及特征参数 |
| 5.2.2 氧化膜构成及微观形貌 |
| 5.2.3 氧化层横截面形貌及机理分析 |
| 5.3 基体和复合材料的抗热腐蚀行为 |
| 5.3.1 热腐蚀动力学 |
| 5.3.2 热腐蚀产物组成与微观形貌 |
| 5.3.3 热腐蚀横截面形貌与机理分析 |
| 5.4 本章总结 |
| 第六章 放电等离子烧结制备的钛基复合材料组织与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 基体和复合材料的物相组成及微观形貌 |
| 6.2.1 物相组成 |
| 6.2.2 微观形貌 |
| 6.3 基体和复合材料的显气孔率 |
| 6.4 基体和复合材料的室温力学性能 |
| 6.4.1 显微硬度 |
| 6.4.2 室温压缩性能 |
| 6.5 基体和复合材料的抗高温氧化行为 |
| 6.5.1 氧化动力学曲线及特征参数 |
| 6.5.2 氧化膜构成及微观形貌 |
| 6.5.3 氧化层横截面分析 |
| 6.6 基体和复合材料的抗热腐蚀行为 |
| 6.6.1 热腐蚀动力学 |
| 6.6.2 热腐蚀产物相组成及微观形貌 |
| 6.6.3 热腐蚀横截面分析 |
| 6.7 本章总结 |
| 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、颗粒增强钛基复合材料的制备技术及微观组织（论文参考文献）
- [1]选区激光熔化3D打印钛基复合材料研究进展[J]. 杨光,王冰钰,赵朔,王伟,李长富,王向明. 稀有金属材料与工程, 2021(07)
- [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]氧化石墨烯增强钛基复合材料激光选区熔化成形工艺研究[D]. 刘欣. 江南大学, 2021(01)
- [5]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)
- [6]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)
- [7]原位合成多元相（TiB,TiC,Ti5Si3）混杂增强Ti555型钛基复合材料的SPS制备与组织性能研究[D]. 王赛甫. 江苏大学, 2020(02)
- [8]钛基-石墨烯复合材料制备及其界面结构的研究[D]. 张在玉. 贵州大学, 2019(05)
- [9]等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究[D]. 项娟. 上海交通大学, 2019(06)
- [10]CNTs与TB8型钛合金原位反应制备的钛基复合材料组织与性能研究[D]. 黄锦栋. 江苏大学, 2019(02)