一、TiC-Al金属陶瓷自蔓延高温合成中的显微组织转变（论文文献综述）
李晶琨[1]（2021）在《SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究》文中认为SiC/Ti层状复合材料兼具Ti的高延展性和导热性以及SiC的高硬度、耐磨性和隔热性能,具有非常高的应用价值。为了解决SiC/Ti层状复合材料界面处的应力集中问题,本文提出将SiC与Ti的成分进行梯度过渡,制备出SiC/Ti梯度材料,从而使材料获得更加优良的服役效果。针对SiC与Ti烧结温度难以匹配和材料界面应力集中等问题,提出采用热压烧结法制备SiC/Ti梯度材料。在实现SiC的低温致密化烧结,使其与Ti烧结温度匹配的基础上,选择适宜的中间过渡成分和梯度,制备出SiC/Ti梯度材料,并对反应机理和烧结动力学进行研究。针对SiC烧结温度过高的问题,提出了添加Mg合金烧结助剂进行SiC低温液相烧结的新方法,阐明了 Mg元素降低SiC烧结温度的机理,实现了SiC在1300℃低温下的致密化烧结。研究了原材料颗粒尺寸、烧结助剂种类和烧结时间对于SiC致密化过程的影响规律及机理,在1300℃的烧结温度下获得了高致密度且具有优良力学性能的SiC陶瓷。发现了 Mg合金在烧结过程中通过发生溶解-析出和塑性变形过程实现SiC陶瓷颗粒的低温致密化;SiC晶界处的孔洞可以促进晶界的运动和传质过程的进行。为了实现SiC的低温固相烧结,以Mg2Si为烧结助剂引入Mg元素,在1300℃下对SiC陶瓷进行烧结,获得了 96.86%以上的高致密度和优良的力学性能,并分别通过研究SiC与Mg2Si的组织演变,揭示了 Mg2Si对SiC低温致密化烧结的作用。在烧结过程中,Mg2Si保持着随机的取向,仅在烧结后期发生晶粒长大。Mg2Si与SiC基体之间保持着良好匹配的位向关系,（0-111）SiC与（1-11）Mg2Si、（10-10）SiC与（1-1-1）Mg2Si、（10-10）SiC与（400）Mg2Si、（10-12）SiC与（222）Mg2Si和（10-11）SiC与（311）Mg2Si之间分别存在较小的取向差。致密化过程主要发生在烧结前期,随着烧结时间的延长,烧结致密化的速率逐渐降低,最终趋于稳定。制备出了无中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料,探明了其组织结构和致密化机理。无中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料中致密程度和孔洞分布不均匀;纯SiC和纯Ti部位较为致密,随着Ti质量分数的增加,材料中开始出现孔洞;当Ti质量分数进一步增加,材料中蕴含闭孔的数量和面积比例开始降低;当Ti质量分数达到80%后,仅有少量孔洞存在于SiC聚集区的边缘部位。SiC与Ti的反应主要传质机制为片层扩散,界面未反应生成明显的化合物层,是依靠元素扩散形成的冶金结合界面;烧结致密化的过程主要发生在升温和保温阶段。提出了加入Ni3Al提升低温烧结SiC致密度的新方法,阐明了 Ni3Al对于SiC陶瓷组织改善和性能提升的影响机理。添加10wt%的Ni3Al可以使SiC获得最佳的综合性能,相比于未添加Ni3Al的SiC陶瓷,显微维氏硬度提高174.55%;断裂韧性提高27.29%。加入Ni3Al后,Al元素均匀扩散至SiC中,富Ni区域呈岛状分布于SiC基体上;SiC颗粒结合紧密,在弯曲过程中不产生颗粒的脱落和开裂;硬度压痕引起的裂纹经过岛状富Ni区域时部分能量被吸收,裂纹扩展受到阻碍。探明了不同含量的Ni3Al与Ti的反应产物、孔洞形成机制和反应机理。随着Ni3Al含量的增加,其与Ti的反应依次形成尺寸小而密集的孔洞、尺寸小而分散的孔洞和尺寸大的孔洞。尺寸小而密集孔洞出现在Ni3Al含量高的一侧,主要是由烧结不致密导致的;尺寸小而分散的孔洞以及尺寸大的孔洞为烧结中的气孔,尺寸大的孔洞内会析出富Ti的直径几十微米的颗粒。Ni3Al与Ti反应生成Ti-Ni-Al相、Ti-Al相和少量的Ni-Ti相;随着烧结温度的升高,Ti-Ni-Al相首先形成,之后含量逐渐减少,而Ti-Al相的含量逐渐增加。制备出了含Ni3Al中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料,探明了梯度材料的组织结构与烧结致密化机理。在SiC/Ti梯度材料中,Ti元素和Si元素各自实现了梯度分布,Ni元素和Al元素在SiC与Ti成分间聚集,防止了 Si与Ti直接接触而导致过大的应力集中。梯度材料中包含四个界面,分别由Ti与Ni-Al的固液界面,Ni与Al的成分差异,Ni-Al与SiC的固液界面和Ni、Al、Si成分差异形成。烧结致密化过程是由片层扩散机制控制的,反应的激活能为184.6 kJ/mol。在以Ni3Al为中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料中加入TiAl层进行SiC与Ti成分的阻隔。Ni3Al与TiAl界面存在金属间化合物层,TiAl与Ti间元素均匀过渡。随着烧结时间的延长,SiC/Ti梯度材料的致密化速率首先较低,之后陡然上升。烧结致密化过程由界面反应和扩散机制共同控制且由扩散机制主导,反应的激活能为338.28 kJ/mol。
刘嘉威[2]（2020）在《碳氮化钛粉末的合成及其成型工艺研究》文中提出TiCN基金属陶瓷材料具有较高的红硬性、抗氧化性及优异的抗月牙洼磨损能力,是钢材高速加工和半精加工较为理想的刀具材料,但较低的强韧性制约着其在刀具等领域中的实际应用。本文以四氯化钛、炭黑为原料,利用水解沉淀-碳热还原氮化法制备了碳氮化钛粉末。通过差热分析、X射线衍射分析、扫描电镜形貌分析等手段,研究了反应过程中物相变化及反应工艺对产物的影响。并使用合成的超细碳氮化钛粉末为原料,制备了两种金属陶瓷材料:①以超细碳氮化钛粉末为原料的金属陶瓷②以超细碳氮化钛粉末与微米级碳氮化钛粉末混合为原料的金属陶瓷。分析了原料配比、烧结工艺对金属陶瓷组织及性能的影响。本文还采用机械合金化的方式将Cr、B引入Co、Ni粘结相中,合成了不同成分的CoNiCr、CoNiBx合金化粉末,简要探究了其对碳氮化钛基金属陶瓷力学性能的影响。在碳氮化钛粉末合成过程中,水解沉淀后得到的前驱体粉末在350℃煅烧2h,钛以二氧化钛的形式存在,TiO2与炭黑形成了2～10μm尺寸的团聚体。碳热氮化还原过程中,1200℃～1300℃是钛的氧化物向立方相TiCxNyOz快速转变阶段,随着进一步反应O逐渐被C、N元素置换,形成TiCxNy固溶体。在1530℃保温4h时,可以合成氧含量低于0.3%的碳氮化钛粉末,近似化学式为TiC0.547N0.453。采用合成的超细碳氮化钛粉末作为硬质相原料,制备了金属陶瓷材料,并对其显维组织和力学性能进行了研究。结果表明,1450℃烧结1h,金属陶瓷有较佳的力学性能,其致密度为99.4%,抗弯强度为1530MPa,维氏硬度为1783Hv30。通过SEM-BSE观察与SEM-EDS分析,发现金属陶瓷组织呈现明显“黑芯,灰环”结构与白色相。“黑芯”与“灰环”为相同结构,记为（Ti,Me）（C,N）（Me=W、Mo、Nb）相,白色相为（W,Mo,Ti,Nb）（CoNi）C相。金属陶瓷的断裂方式包含穿晶断裂与沿晶断裂,穿晶断裂主要发生在大块白色相。以合成的超细碳氮化钛粉末与购置的微米碳氮化钛粉末混合为原料,制备了金属陶瓷,并对其显维组织和力学性能进行了研究。结果表明,当超细碳氯化钛粉末含量为20wt%时,材料具有最佳性能,其致密度、抗弯强度、维氏硬度分别为99.6%、1672MPa、1702Hv30。金属陶瓷中存在着两种成分不同的“黑芯”相,一种为未完全溶解的大块条形状碳氮化钛相;另一种为TiCN、WC、Mo2C等碳化物形成的固溶体。金属陶瓷的断裂方式有穿晶断裂与沿晶断裂,穿晶断裂主要发生在未完全溶解的碳氮化钛相。采用机械合金化的方式将B、Cr元素引入粘结相中,简要探究了机械合金化的过程及B、Cr元素对碳氮化基金属陶瓷力学性能的影响。结果表明,随着Cr、B含量的增加,材料的力学性能均显着降低。从力学性能来看,B、Cr元素均不宜大量添加到金属陶瓷中。但是通过探究试验发现::金属陶瓷的烧结工艺与粘结相的熔点有关,因此后续的研究中应注意测定机械合金化后粘结相的熔点,以改善烧结工艺。
丁伟民[3]（2019）在《Ti（C,N）基金属陶瓷的原位碳热还原制备技术研究》文中研究表明本文基于TiO2原位碳热还原法,在真空环境下通过液相烧结制备出了Ti（C,N）基金属陶瓷。利用DTA、XRD、SEM、EDS等分析测试手段系统地研究了烧结工艺、化学成分、显微组织、力学性能以及耐冲蚀腐蚀性能之间的内在联系。本文首先研究了主要烧结工艺参数对基于原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:基于原位碳热还原法制备出的Ti（C,N）基金属陶瓷,与常规方法制备的金属陶瓷相比,其显微组织中白芯-灰环结构硬质相和没有明显包覆相的灰色硬质相的体积占比均明显增加,而黑芯-灰环结构硬质相的体积占比明显减小;经1400℃烧结,保温60min,材料的组织均匀性较好,环形相厚度适中,且具有最佳的力学性能:抗弯强度为2516 MPa,硬度为88.6 HRA,断裂韧性为18.4 MPa·m1/2。研究了纳米TiO2的添加量对金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:不同添加量的纳米TiO2对金属陶瓷的相组成没有明显影响;随纳米TiO2添加量的增加,硬质相晶粒不断细化;当纳米TiO2添加量为TiO2总量的100%时,硬质相晶粒细化的最明显,并且组织均匀性较好,材料具有最佳的力学性能:抗弯强度达2800 MPa,硬度达88.6 HRA,断裂韧性达17.8 MPa·m1/2。研究了晶粒长大抑制剂Cr3C2、VC对金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:添加Cr3C2、VC对金属陶瓷的相组成没有明显影响,并且组织仍然致密,没有出现明显的显微孔洞;Cr3C2和VC能抑制合金元素的沉积过程,使白芯-灰环结构硬质相细化;VC能提高材料的强度,韧性略有提高,硬度有所下降;Cr3C2会降低材料的强度和韧性,但能提高材料的硬度;当复合添加0.5wt.%VC和1wt.%Cr3C2时,材料具有最佳的力学性能:抗弯强度达2710 MPa,硬度大88.9 HRA,断裂韧性达15.4 MPa·m1/2。最后研究了Ti（C,N）基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀性能。结果表明:在冲蚀腐蚀过程中,Ti（C,N）基金属陶瓷首先发生的是粘结相的腐蚀破坏,随后,硬质相逐渐暴露出来,并在固态颗粒的冲击下产生微裂纹或者直接脱离基体,产生冲蚀破坏;基于原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷,通过引入纳米TiO2或复合添加Cr3C2和VC能有效提高材料的耐冲蚀腐蚀性能;与常规制备方式相比,原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷尽管具有更佳的综合力学性能,但耐冲蚀腐蚀性能有所降低。
周伟[4]（2018）在《高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究》文中研究表明针对目前Ti（C,N）基金属陶瓷中的含氮化合物在真空烧结过程中容易产生脱氮并导致最终烧结体难以致密的问题,本文采用X射线衍射仪、热分析仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、能谱仪等分析测试手段,系统研究了高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮行为以及工艺参数、化学成分和制备方法对其脱氮率、显微组织和力学性能影响,并得到了相关的脱氮机理和强韧化机理,最终制备出综合性能优良的Ti（C,N）基金属陶瓷。首先,研究了Ti(C1-x,Nx)固溶体稳定性的影响因素及其成分与金属陶瓷的脱氮率和显微组织之间的关系。结果表明:Ti(C1-x,Nx)固溶体的稳定性与成分和烧结气氛密切相关,最终烧结体的相组成取决于固溶体的N/C比以及烧结气氛中的氮分压。Ti(C1-x,Nx)固溶体的脱氮率随着温度的升高而增加,随着Ti(C1-x,Nx)固溶体中N/C比的增加而下降。当以不同Ti(C1-x,Nx)固溶体作为含氮硬质相制备Ti（C,N）基金属陶瓷时,最终烧结体的脱氮率随着N/C比的降低而逐渐增大。但是,在一定范围内脱氮率的增大不会明显降低金属陶瓷的致密度。以Ti(C0.6,N0.4)固溶体作为含氮硬质相所制备金属陶瓷的显微组织更加均匀,硬质相颗粒表面的环形相包覆更完整且厚度适中。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程中的典型脱氮过程以及主要烧结工艺参数对金属陶瓷脱氮行为的影响规律。主要得出以下结论:在整个烧结过程中,升温阶段的脱氮率要明显大于保温阶段,1240℃-1400℃升温阶段的脱氮率最大,而降温阶段的脱氮率最小。金属陶瓷的脱氮过程主要受氧化脱氮、分解脱氮和溶解脱氮三种机理控制。当1000℃-1240℃和1240℃-1450℃阶段的升温速率分别为3℃/min和2℃/min,并在1450℃保温1h后所得Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮率相对较低,显微组织较佳。而升温速率过快或终烧温度较低时,金属陶瓷烧结体将不能完全致密,环形相包覆也变得不完整,从而使得脱氮率明显增大。研究了主要化学成分对高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷中的显微组织、力学性能以及脱氮行为影响规律。实验发现:当Ni含量从15 wt.%增加到45 wt.%时,金属陶瓷的脱氮率逐渐增加,抗弯强度呈现出先增加后降低的趋势,材料的硬度逐渐降低,而断裂韧性逐渐增大;当Mo含量从6 wt.%增加到18 wt.%时,硬质相颗粒的尺寸逐渐细化,金属陶瓷的脱氮率逐渐降低,抗弯强度和硬度呈现出先增加后降低的趋势,而断裂韧性则逐渐下降;WC的含量对高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷的显微组织有比较明显的影响,随着WC含量从0 wt.%增加到9 wt.%时,黑色硬质相所占的比例以及黑芯表面环形相的厚度有所降低,白芯-灰壳结构硬质相的数量逐渐增加,金属陶瓷脱氮率逐渐增加,但是增加幅度较小,抗弯强度和硬度逐渐降低,而断裂韧性则逐渐增加。研究了以MoO3为钼源并添加适量碳粉,通过原位碳热还原的方法制备高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷。主要实验结论如下:原位碳热还原法所制备的Ti（C,N）基金属陶瓷的快速致密化过程进行得更早,体积收缩率更大,有气体生成的碳热还原反应均在液相出现之前完成,最终烧结体致密度达到99.85%。显微组织中无肉眼可见的孔洞,陶瓷硬质相既有大颗粒也有大量小颗粒,两种硬质相均以“黑芯-灰壳”结构为主,且金属粘结相分布也比较均匀。硬质相芯部、内外环形相以及金属粘结相之间的界面均存在共格关系,这些共格界面的存在有利于金属陶瓷界面结合强度的提高,从而明显改善金属陶瓷的力学性能。成分为Ti(C0.6,N0.4)-21.0MoO3-35.0Ni-6.2C（wt.%）并通过原位碳热还原法所制备Ti（C,N）基金属陶瓷的硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到88.0±0.1HRA、2461±62MPa和22.3±0.4MPa·m1/2。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程的脱氮行为所造成的环形相中非金属原子空位与其强韧化之间的关系。分析结果表明:当环形相中表征非金属原子空位浓度的z值从1.0逐渐减小到0.5时,（-11-1）环形相/（110）粘结相之间的界面电子密度差呈现出线性单调递减的趋势,而当z值从0.5逐渐减小到0.25时,则呈现出指数递减的趋势。当z值处于1.00.25之间时,环形相仍能够保持NaCl结构晶型不变,而当z值处于0.640.25之间时,环形相的（111）晶面与金属粘结相的（110）晶面之间的最小电子密度差可降低至10%以下的水平,使得界面上电子密度保持连续并明显改善界面结合强度,从而提高含氮金属陶瓷的强韧性。最后,采用粒径不同、N/C比也不同的两种Ti(C1-x,Nx)固溶体作为硬质相,通过原位碳热还原法制备了混晶结构高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷并研究了其显微组织和力学性能特点。主要得出以下结论:混晶结构金属陶瓷显微组织中的陶瓷硬质相有粗细两种尺寸,其中大颗粒硬质相仍为典型的黑芯-灰壳结构,而小颗粒硬质相则为白芯-灰壳结构和黑芯-无壳结构。随着粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体添加量的增加,金属陶瓷显微组织中黑芯-灰壳结构的大颗粒硬质相数量逐渐增加,白芯-灰壳结构的小颗粒硬质相数量先增加后减少,而抗弯强度和断裂韧性均是先增加后减小,硬度则是逐渐降低。当粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体和细颗粒Ti(C0.3,N0.7)固溶体的重量比为50%∶50%时,混晶结构Ti（C,N）基金属陶瓷的力学性能较佳,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为92.0±0.2HRA、2332±45MPa和11.2±0.4MPa·m1/2。
左蓓璘,刘佩进,张维海,严启龙[5]（2018）在《高温自蔓延反应合成功能材料的研究进展》文中研究说明简要总结了自蔓延高温反应（SHS）的国内外发展过程。从SHS前驱体元素体系的组成及SHS产物的应用方向（粉体功能材料、陶瓷材料、涂层材料等）进行了分类阐述,着重分析了未来含能材料在SHS方面的应用。其次,重点分析了适用于不同应用方向SHS材料的点火机制、反应机制、热力学和动力学等理论分析,在此基础上提出绝热温度不是SHS反应唯一判据的新观点。最后,介绍了自蔓延高温反应的燃烧机理,阐明了反应物粒径、球磨参数、反应物压坯压力等工艺参数对SHS反应的影响,同时对SHS技术发展中存在问题进行了分析。
王钰午[6]（2017）在《金属氧化物放电等离子原位反应制备复合TiC金属陶瓷》文中指出TiC基金属陶瓷具有高熔点、高硬度、化学稳定性好等特征,是耐磨部件、切削刀具等的优选材料。在TiC基金属陶瓷的制备过程中,大都选用Ni、Co作粘结剂,但Ni、Co比较昂贵。Fe作为与Ni、Co同ⅧA组的元素,具有相似性,且Fe资源丰富,价格便宜,因而本文以Fe代替Ni、Co作粘结剂。但TiC、Fe等为原料,通过常规粉末冶金方法制备TiC基金属陶瓷不但工序长、能耗大、成本高,并且Fe易氧化导致金属陶瓷成分难以控制,以及各组分界面污染而影响材料的性能。所以,探索一条低成本、短流程制备高性能TiC基金属陶瓷的新途径就显得非常重要。本实验以TiO2、Fe2O3和MoO3等廉价金属为金属氧化物原料为主要原料,以纳米炭黑为碳源,通过三种不同方法制备利用放电等离子快速原位碳热还原制备复合TiC金属陶瓷。再利用X射线衍射仪RD和SEM扫描电镜分别对复合TiC金属陶瓷原料粉体及块体制品的物相和显微组织进行分析和观察;利用洛氏硬度计和万能材料试验机分别对复合TiC金属陶瓷材料的宏观硬度和抗弯强度进行测试。一次放电等离子烧结制备复合TiC基金属陶瓷,即利用原位碳热还原法,在1200℃～1400℃ 一次烧结直接制备复合TiC基金属陶瓷。通过对样品测试分析,在1200℃～1250℃时,TiO2发生晶型转变,由锐钛矿型变为金红石型;其相对密度和硬度随温度上升而增加,并在1350℃时达最大值,分别为87.3%和77.8HRA,在1350℃后,样品的硬度及其相对密度开始下降。二次放电等离子法制备复合TiC基金属陶瓷。首先,利用放电等离子原位碳热还原法快速合成金属陶瓷复合粉体,并讨论温度、保温时间、球磨时间对制备金属陶瓷复合粉体的影响,得出制备粉末的最佳条件为:温度1450℃、保温时间15min、球磨时间20h。再利用合成的复合TiC金属陶瓷粉体为原料,通过SPS原位快速烧结法制备了平均晶体尺寸在1μm左右的细晶复合TiC金属陶瓷材料。结果表明,在金属陶瓷粉体和在1000℃～1350℃制备复合TiC金属陶瓷过程中,TiC发生了以下顺序相演变:TiC→（Ti,Mo）C;金属陶瓷的晶体尺寸分布随着温度的升高分布更加均匀且晶粒尺寸没有出现明显长大,平均晶体尺寸在1μm左右;金属陶瓷的相对密度以及性能也随温度的升高而增加,并在1300℃、40MPa下复合TiC金属陶瓷的相对密度以及性能达到最值,相对密度为97.3%,洛氏硬度、抗弯强度、断裂韧性分别为 91.6 HRA、1484.6 MPa、8.2 MPa·m1/2。放电等离子二步制备复合TiC基金属陶瓷。第一步在温度1450℃～1600℃利用放电等离子快速反应,待冷却后,再在放电等离子系统内直接升温加压制备复合TiC基金属陶瓷。经分析测试后,样品的相对密度、硬度随温度的升高而增加,并在1600℃时,样品的相对密度及其硬度到达最值,分别为80.1HRA和84.17%。
程军[7]（2016）在《真空消失模法钢基SHS硬质涂层的制备及性能研究》文中认为为解决钢铁基体表面铸渗硬质涂层制备过程中涂层易产生气孔、夹渣等缺陷,界面结合强度不高和厚度范围窄等问题,本文提出了将自蔓延高温合成（SHS）技术与真空消失模铸造（V-EPC）工艺相结合,在钢铁铸件表面原位制备出SHS硬质涂层。结果表明,制备的钢基SHS硬质涂层厚度范围宽、致密度高、结合强度高、耐磨、耐冲击且表面质量良好,适合于规模化工业生产。本文设计了Ti-C和Ti-W-C两种自蔓延高温合成反应体系。利用X射线衍射、光学显微镜、扫描电镜及其能谱分析、透射电镜以及力学性能测试等综合实验手段,研究了不同反应体系成分配比、涂覆层制作方式、V-EPC工艺参数、添加剂、热处理工艺等对硬质涂层组织和性能的影响：对硬质涂层及颗粒相形成机理进行了分析。得到以下主要结论：Ti-C和Ti-W-C两种SHS反应体系制备硬质涂层的基本配比：Ti/C摩尔比0.75～1.0；W/Ti摩尔比0.5～1.0。Ti-C体系钢基硬质涂层组织主要由原位合成的TiC颗粒和基体相组成=Ti-W-C体系钢基硬质涂层组织分内外两层,内层以细小的TiC和（Ti,W）C颗粒相为主,外层以细小的TiC和粗大WC颗粒为主。压坯脱胶后硬质涂层内部质量好,随着压坯压制力的增加,反应合成的TiC颗粒细小,弥散分布,压坯压制力控制在80MPa～160MPa.通过正交实验得到较优的V-EPC工艺参数为：高锰钢浇注温度为1520℃,负压真空度为0.03～0.05MPa,金属钛粉粒度为200～300目,粘结剂为2%聚乙烯醇水溶液。随着TiC和WC颗粒加入量的增加,可提高硬质涂层组织致密度,反应合成的TiC颗粒更为细小,分布均匀,颗粒相体积分数显着增加,显微硬度呈上升趋势。加入TiC颗粒后硬质涂层组织由反应合成TiC颗粒、外加TiC颗粒和基体相构成。加入WC颗粒后的硬质涂层组织由反应合成的TiC颗粒、具有芯／壳结构（Ti, W） C环形相以及基体相组成;经热处理后（Ti, W） C环形相重新溶解析出,环形相厚度变小,部分W元素固溶于基体相中产生固溶强化。添加TiC的硬质涂层显微硬度最高值为3100HV。外加TiC最佳加入量为10wt.%, WC加入量控制在10wt.%～15wt.%之间。加入稀土Ce02后,可以净化涂层组织,提高致密度。可消除粗大的树枝晶组织,减少TiC颗粒团聚现象,形成均匀细小的粒状晶组织。稀土Ce02加入量低于1.5wt.%。随TiC和wC加入量的增加,硬质涂层界面结合强度增加；硬质涂层的冲击韧性下降,添加WC后涂层冲击韧性下降幅度大一些,冲击断口为脆性解理断口；抗磨粒磨损性能增加,添加TiC后硬质涂层耐磨性能提高幅度更大,其抗磨粒磨损能力为基体高锰钢的8～10倍,为不添加硬质颗粒的1.5～3倍。随着TiC颗粒加入量的增加,磨损形貌中犁沟明显变浅直至消失,颗粒脱落现象减少,表现出良好的抗磨粒磨损性能。将熔体铸渗速率与Fourier传热模型相结合,建立了形成过程数学模型。熔体中反应合成TiC颗粒可分为TiC形核与长大两个阶段,熔体中Ti和C元素的浓度越高,其TiC形核阶段越长,生成的TiC晶核数量越多。TiC颗粒生长为小平面光滑生长模式。成功制备了SHS钢基硬质涂层螺旋叶片,其表面质量良好,组织致密,与基体呈冶金结合,满足工业化生产的工艺要求。解决了螺旋叶片在使用过程中的断裂和局部磨损问题。
江涛[8]（2014）在《Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究现状和发展趋势》文中认为Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料是近年来发展起来的一种新型复合材料,其发展与Ti-Al金属间化合物和高技术陶瓷的发展密切相关。Ti-Al金属间化合物材料具有优秀的性能,利用Ti-Al金属间化合物的性能介于金属和陶瓷之间的特点,可以将Ti-Al金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料,能使Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料具有很多优异的性能。本文主要介绍Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料的制备工艺和力学性能以及研究进展,研究和开发的Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料主要包括Ti-Al/Al2O3和Ti-Al/TiC复合材料,Ti-Al/ZrO2复合材料,Ti-Al/TiB2复合材料。本文对Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料未来的发展趋势进行分析和预测。
陈肖[9]（2014）在《基于机械化学法制备TiC基金属陶瓷的研究》文中进行了进一步梳理机械化学法制备的粉末具有化学成分均匀、颗粒尺寸细小、粒度分布窄等特点,而且制备效率高、成本低、工艺过程简单,因而在超细粉末合成与制备方面具有较大的优势。本文将机械化学法应用于TiC基金属陶瓷制备领域,利用Ti-C反应高放热的特点,通过高能球磨诱发的自蔓延反应（机械诱发自蔓延反应）制备了TiC基固溶体粉末、金属陶瓷复合粉末、TiC-TiB2复合粉末以及TiC-Ni3A1陶瓷与金属间化合物复合粉末,并对采用这些合成粉末制备的TiC基金属陶瓷的显微组织与力学性能进行了研究。以Ti、Mo、W、Ta和石墨粉末为原料,采用机械诱发自蔓延反应制备了（Ti,Mo）C、（Ti,W）C和（Ti,Ta）C固溶体粉末,并以此为陶瓷相原料与Ni混合后制备了金属陶瓷。研究结果表明,高能球磨引发了Ti-C之间的自蔓延反应,Mo、W和Ta原子借助于反应热固溶于新生成TiC中,形成了（Ti,Mo）C、（Ti,W）C和（Ti,Ta）C固溶体。固溶体颗粒在烧结时发生选择性溶解和析出现象,使得固溶体金属陶瓷显微组织中出现芯／环结构,但该类芯、环之间的成分差异较小,因而固溶体金属陶瓷具有较高的断裂韧性。以Ti、W、Mo、Ta、Ni和石墨粉末为原料,采用机械诱发自蔓延反应合成了（Ti,M）C-Ni金属陶瓷复合粉末=W、Mo、Ta)。结果表明,球磨引发了Ti-C之间的自蔓延反应并使得金属颗粒熔化,冷却时少量熔体具有较快凝固速度而形成一些尺寸为1-15mm的不规则块体,大部分熔体则在凝固过程中受到磨球碰撞冲击形成超细粉末。采用上述复合粉末制备的金属陶瓷组织中无芯/环结构晶粒较多,而少数具有芯／环结构的晶粒其芯相和环形相间的成分差异较小,并且它们之间具有共格界面。陶瓷相与金属粘结相之间的界面具有较高的结合强度,它们之间存在一层微晶结构过渡层,这是金属陶瓷界面中一种比较理想的结合方式。以上界面特征都使得基于机械诱发自蔓延反应的TiC基金属陶瓷具有较高的断裂韧性,其中（Ti,W）C-Ni高达13.27MPa·m1/2,同时其硬度和抗弯强度与传统金属陶瓷相当。该类金属陶瓷的韧化机理是裂纹偏转增韧和裂纹桥连增韧。以Ti、B、Ni和石墨粉末为原料,采用机械诱发自蔓延反应制备了不同TiC/TiB2质量比的TiC-TiB2复合粉末和TiC-TiB2-Ni金属陶瓷复合粉末.结果表明,高能球磨无法点燃Ti与B之间的自蔓延反应,整个体系的自蔓延反应是基于Ti-C首先被点燃而引发的。TiC-TiB2金属陶瓷采用真空烧结工艺难以完全致密化,随着TiB2含量增加其孔隙率上升。TiC-TiB2金属陶瓷的硬度变化趋势较复杂,其中质量比TiB2/TiC=3/7时硬度最高,为16.32GPa。TiC-TiB2金属陶瓷的抗弯强度和断裂韧性随着TiB2含量增加而下降,材料的孔隙率对这两项性能的影响较大。烧结体中的孔隙主要存在于陶瓷晶粒内部,故TiC-TiB2金属陶瓷呈现出明显穿晶断裂特征。以Ti.Ni.Al和石墨粉末为原料,采用机械诱发自蔓延反应制备了不同Ni3A1含量的TiC-Ni3Al复合粉末。研究结果表明,原子比Ni/A1=3/1的Ni、Al混合粉末不能发生机械诱发自蔓延反应。球磨首先点燃Ti-C的反应,进而引发了整个体系的自蔓延反应。机械诱发自蔓延反应过程中形成球形TiC颗粒必须满足的条件有两个：（1）满足或接近TiC化学计量比；（2）体系具有能够使颗粒完成粗糙化转变的温度。随着Ni3A1含量增加,TiC-Ni3Al金属陶瓷的硬度和孔隙率下降,但抗弯强度和断裂韧性显着提高,并且显微组织中陶瓷晶粒也明显细化。以Ti和三聚氰胺为原料,采用机械化学法制备了粒度为10-20nm的Ti（C,N）固溶体粉末,其化学成分为Ti（C0.37N0.63）0.94.Ti（C,N）的合成属于机械化学中的逐步扩散反应机制。三聚氰胺在机械化学反应过程中不仅起着反应物的作用,还起着过程控制剂的作用,虽然抑制了反应的进行,但却细化了粉末颗粒,在纳米Ti（C,N）颗粒合成过程中具有重要作用。
张彬[10]（2013）在《TiC-Al2O3/Fe3C复相陶瓷材料的制备及性能研究》文中认为本试验通过热爆炸合成反应（TE）和准热等静压结合（TE/PHIP同步法），在真空条件下，以TiO2（Ti）-Al-C-Fe体系为原料，合成TiC-Al2O3/Fe3C复相陶瓷材料，确定Fe3C作为粘结相的可行性。预制样密度、热压烧结压力与烧结温度等工艺参数是影响合成试样性能的主要因素。增加预制样的密度、提高热压烧结压力及在反应物中多加一定比例的Fe有助于提高复相陶瓷材料的综合性能。从制备TiC/Fe3C复合材料的角度出发，以Ti-Fe-C体系为原料制备含有Fe3C相的复合材料，并对其工艺及实验结果进行分析，对研究TiC-Al2O3/Fe3C复相陶瓷材料的制备方法起到指导作用。采用金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、能谱分析（EDS）及X射线衍射（XRD）等分析手段，较系统的研究了合成产物的相组成、微观结构和组织。合成试样经检测表明主要组成为TiC、Al2O3、Fe和Fe3C，并有少量的Fe2C和TiO2；Fe作为主要粘结相分布于试样的空隙中，Fe和TiC的界面结合良好，Al2O3相的分布不均且局部有异常长大。预制样的加压方式对合成试样的微观结构和致密度有明显影响。试样的主要缺陷是孔隙及少量杂质的产生。孔隙的主要来源是反应过程中形成的气体不能及时排除被封闭在试样中形成孔隙，及杂质气化后形成孔隙。采用阿基米德排水法测量孔隙率和密度，表明其中闭孔是孔隙的主要存在形式，孔隙大小和分布主要影响试样的硬度和磨损性能。对试样进行磨损性能试验表明，用较细磨料进行二体磨料磨损试验，试样的磨损率低于粗磨料磨损试验。依据研究成果，提出优化制备TiC-Al2O3/Fe3C复相陶瓷材料的途径：1)对原料配比进行优化设计；2)提高预制样密度；3)提高热压压力。
二、TiC-Al金属陶瓷自蔓延高温合成中的显微组织转变（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、TiC-Al金属陶瓷自蔓延高温合成中的显微组织转变（论文提纲范文）
（1）SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 研究目的与意义 |
| 1.2 金属/陶瓷梯度材料的发展和应用 |
| 1.2.1 金属/陶瓷梯度材料的发展 |
| 1.2.2 金属/陶瓷梯度材料的应用 |
| 1.3 热压烧结工艺研究现状 |
| 1.3.1 颗粒尺寸对致密化效果的影响 |
| 1.3.2 烧结工艺对致密化效果的影响 |
| 1.3.3 烧结过程物质迁移机制 |
| 1.3.4 烧结致密化过程 |
| 1.4 SiC热压烧结研究现状 |
| 1.4.1 SiC的热压烧结工艺 |
| 1.4.2 烧结助剂对SiC致密化的影响 |
| 1.4.3 SiC烧结的致密化机理 |
| 1.4.4 SiC烧结的温度限制 |
| 1.5 金属/陶瓷梯度材料的结构、制备与使用性能 |
| 1.5.1 金属/陶瓷层状复合材料的结构及其优化 |
| 1.5.2 金属/陶瓷梯度材料的设计方法 |
| 1.5.3 金属/陶瓷梯度材料的烧结方法 |
| 1.5.4 金属/陶瓷梯度材料的热应力分布 |
| 1.5.5 金属/陶瓷梯度材料的断裂失效行为 |
| 1.6 烧结材料表征方法研究现状 |
| 1.6.1 烧结动力学研究方法 |
| 1.6.2 组织结构观测方法 |
| 1.6.3 性能评价指标与方法 |
| 1.7 本章小结 |
| 2 研究内容与实验方案 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 实验方法 |
| 2.4.1 以Mg为烧结助剂的SiC低温液相烧结研究 |
| 2.4.2 以Mg_2Si为烧结助剂的SiC低温固相烧结研究 |
| 2.4.3 SiC/Ti梯度材料的制备与组织结构研究 |
| 2.4.4 Ni_3Al对SiC和Ti烧结致密化的影响 |
| 2.4.5 SiC/Ti梯度材料的制备与表征 |
| 2.5 主要创新点 |
| 3 SiC低温液相烧结工艺与组织演变 |
| 3.1 多径球磨工艺快速细化SiC粉末颗粒 |
| 3.1.1 多径球磨前后SiC颗粒的变化 |
| 3.1.2 多径球磨快速细化粉末颗粒机理 |
| 3.1.3 多径球磨过程中的能量转换 |
| 3.2 SiC低温液相烧结工艺开发 |
| 3.2.1 低温液相烧结SiC陶瓷的成分与组织 |
| 3.2.2 原材料颗粒尺寸对SiC烧结质量的影响 |
| 3.2.3 烧结助剂对SiC烧结质量的影响 |
| 3.2.4 烧结时间对SiC烧结质量的影响 |
| 3.3 SiC陶瓷低温液相烧结组织演变 |
| 3.3.1 Mg合金的变形与作用机制 |
| 3.3.2 低温液相烧结SiC陶瓷的亚结构 |
| 3.3.3 孔洞在SiC低温液相烧结致密化中的作用 |
| 3.3.4 Mg与SiC的界面结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 SiC低温固相烧结工艺与组织演变 |
| 4.1 SiC低温固相烧结的组织演变与性能变化 |
| 4.1.1 SiC低温固相烧结的组织演变 |
| 4.1.2 SiC低温固相烧结的性能变化 |
| 4.2 Mg_2Si的作用与组织演变 |
| 4.2.1 Mg_2Si的组织演变规律 |
| 4.2.2 Mg_2Si的取向演变规律 |
| 4.2.3 Mg_2Si与SiC基体的界面结构 |
| 4.3 SiC的低温固相烧结动力学 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 无中间过渡成分SiC/Ti梯度材料的组织结构与致密化机理 |
| 5.1 SC/Ti梯度材料的组织结构 |
| 5.1.1 SiC/Ti梯度材料的整体结构 |
| 5.1.2 SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 5.2 SiC与Ti的烧结反应机理 |
| 5.2.1 SiC/Ti梯度材料的致密化机理 |
| 5.2.2 SiC与Ti的界面反应机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 Ni_3Al对SiC和Ti烧结质量的影响与反应机理研究 |
| 6.1 Ni_3Al对SiC组织与性能的影响 |
| 6.1.1 Ni_3Al对SiC陶瓷显微组织的影响 |
| 6.1.2 Ni_3Al对SiC陶瓷致密度与力学性能的影响 |
| 6.1.3 Ni_3Al对SiC陶瓷的强韧化作用机理 |
| 6.2 Ni_3Al与Ti反应的高通量研究 |
| 6.2.1 Ni_3Al/Ti梯度试样的整体结构 |
| 6.2.2 Ni_3Al/Ti梯度试样的孔洞结构与形貌 |
| 6.2.3 Ni_3Al/Ti梯度试样的显微组织与成分 |
| 6.2.4 Ni_3Al与Ti的烧结反应机理 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的组织与致密化机理 |
| 7.1 含Ni_3Al过渡成分的SiC/Ti梯度材料 |
| 7.1.1 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的结构 |
| 7.1.2 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 7.1.3 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的烧结动力学研究 |
| 7.2 含Ni_3Al过渡成分与TiAl层的SiC/Ti梯度材料 |
| 7.2.1 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的结构 |
| 7.2.2 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 7.2.3 Ni_3Al/TiAl与TiAl/Ti的界面结构 |
| 7.2.4 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的烧结动力学研究 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）碳氮化钛粉末的合成及其成型工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳氮化钛基金属陶瓷的概况 |
| 1.3 碳氮化钛基金属陶瓷的研究现状 |
| 1.3.1 碳氮化钛基金属陶瓷的显微组织结构 |
| 1.3.1.1 芯相 |
| 1.3.1.2 环形相 |
| 1.3.2 碳氮化钛粉末的合成 |
| 1.3.2.1 TiO_2碳热还原氮化法 |
| 1.3.2.2 钛铁矿直接还原法 |
| 1.3.2.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.2.4 溶胶-凝胶法 |
| 1.3.2.5 溶剂热法 |
| 1.3.2.6 微波合成法 |
| 1.3.3 化学成分对碳氮化钛基金属陶瓷的影响 |
| 1.3.3.1 粘结相成分 |
| 1.3.3.2 添加碳化物 |
| 1.3.4 烧结技术对碳氮化钛基金属陶瓷的影响 |
| 1.3.4.1 真空烧结 |
| 1.3.4.2 热等静压烧结 |
| 1.3.4.3 微波烧结 |
| 1.3.4.4 放电等离子烧结 |
| 1.4 本文研究的目的与主要研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验原材料与设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 主要实验设备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 碳氮化钛粉末的合成 |
| 2.2.1.1 前驱体粉末的制备 |
| 2.2.1.2 碳热还原氮化反应合成 |
| 2.2.2 碳氮化钛基金属陶瓷的制备工艺 |
| 2.3 材料分析表征手段及测试方法 |
| 2.3.1 碳氮化钛粉末的分析表征 |
| 2.3.1.1 XRD物相分析 |
| 2.3.1.2 综合热分析 |
| 2.3.1.3 粉末形貌与粒度表征 |
| 2.3.1.4 粉末氧含量测试 |
| 2.3.2 碳氮化钛基金属陶瓷的分析表征 |
| 2.3.2.1 相对密度测试 |
| 2.3.2.2 硬度测试 |
| 2.3.2.3 抗弯强度测试 |
| 2.3.2.4 金属陶瓷微观结构表征 |
| 第三章 碳氮化钛粉末的合成 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 前驱体分析 |
| 3.3 碳热还原氮化反应的过程分析 |
| 3.3.1 还原温度的影响 |
| 3.3.2 保温时间的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 碳氮化钛基金属陶瓷的组织和性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 烧结温度的影响 |
| 4.2.1 烧结温度对相组成和组织的影响 |
| 4.2.2 烧结温度对断口形貌的影响 |
| 4.2.3 烧结温度对力学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 混合粉末原料对金属陶瓷组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.2.1 试样的制备 |
| 5.2.2 性能的测试 |
| 5.3 相及显微组织表征 |
| 5.4 力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 B、Cr元素对金属陶瓷性能影响的初步探究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方法 |
| 6.2.1 预合金化粉末的合成 |
| 6.2.2 碳氮化钛基金属陶瓷的制备 |
| 6.2.3 分析表征 |
| 6.3 粘结相粉末预合金化过程分析 |
| 6.4 Cr、B元素对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4.1 Cr元素的影响 |
| 6.4.2 B元素对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（3）Ti（C,N）基金属陶瓷的原位碳热还原制备技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的组织、结构与性能 |
| 1.3 合金元素及添加剂对Ti(C,N)基金属陶瓷组织与性能的影响 |
| 1.3.1 C、N元素 |
| 1.3.2 Ni、Co |
| 1.3.3 添加剂 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷制备技术的发展概况 |
| 1.4.1 原始粉末的制备 |
| 1.4.2 混料方式 |
| 1.4.3 成形方式 |
| 1.4.4 烧结方法 |
| 1.5 碳热还原制备技术的研究现状 |
| 1.5.1 碳热还原法制备粉体材料的研究 |
| 1.5.2 碳热还原制备技术在硬质合金中的应用 |
| 1.5.3 碳热还原制备技术在Ti(C,N)基金属陶瓷中的应用 |
| 1.6 Ti(C,N)基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀特性 |
| 1.7 本文研究目的和意义 |
| 1.8 本文技术路线 |
| 第二章 试验材料的制备及表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 制备流程 |
| 2.3 测试与表征 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 物相分析 |
| 2.3.3 差热分析 |
| 2.3.4 显微组织形貌观测及微区成分分析 |
| 2.3.5 硬质相晶粒尺寸分布的统计 |
| 第三章 原位碳热还原法制备Ti(C,N)基金属陶瓷的烧结工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷烧结过程中的相变及显微组织演变 |
| 3.3.1 烧结过程中的相变 |
| 3.3.2 烧结过程中的显微组织演变 |
| 3.4 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.4.1 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷相组成的影响 |
| 3.4.2 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.4.3 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.4.4 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 3.5 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.5.1 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.5.2 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.5.3 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 3.6 原位碳热还原法制备Ti(C,N)基金属陶瓷的烧结工艺的确定 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 原位碳热还原法制备纳米复合金属陶瓷的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 原位碳热还原法制备的纳米复合金属陶瓷的组织与性能 |
| 4.3.1 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷相组成的影响 |
| 4.3.2 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.3 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 4.3.4 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 晶粒长大抑制剂在原位碳热还原法制备的金属陶瓷中的作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 Cr_3C_2、VC对原位碳热还原法制备的金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 5.3.1 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷相组成的影响 |
| 5.3.2 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 5.3.3 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 5.3.4 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 原位碳热还原法制备的Ti(C,N)基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 原位碳热还原法制备的金属陶瓷耐冲蚀腐蚀特性 |
| 6.3.1 侵蚀时间对Ti(C,N)基金属陶瓷冲蚀腐蚀失重率的影响 |
| 6.3.2 侵蚀时间对Ti(C,N)基金属陶瓷表面形貌的影响 |
| 6.3.3 原始粉料尺寸及化学成分对Ti(C,N)基金属陶瓷耐冲蚀腐蚀性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 本文主要结论 |
| 7.2 本文创新之处 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（4）高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分和典型组织 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的典型组织 |
| 1.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的研究进展 |
| 1.3.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备技术 |
| 1.3.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的合金化 |
| 1.3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面结构特点 |
| 1.3.4 Ti(C,N)基金属陶瓷的特殊性能 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性及脱氮行为的研究现状 |
| 1.4.1 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性的研究 |
| 1.4.2 Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 1.5 Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化技术的研究现状 |
| 1.5.1 晶须增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.2 碳纳米管增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.3 碳纤维增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.4 纳米颗粒增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.6 固体与分子经验电子理论及其在材料中的应用 |
| 1.6.1 固体与分子经验电子理论概述 |
| 1.6.2 固体与分子经验电子理论在材料中的应用 |
| 1.7 本文研究的目的和意义 |
| 1.8 本文研究的主要内容 |
| 第二章 试验材料的制备及测试表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验所用原料及其初始条件 |
| 2.3 试验材料的制备工艺流程 |
| 2.4 试验材料的测试与表征 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.2 密度的测定 |
| 2.4.3 孔隙度的测定 |
| 2.4.4 烧结体中的氮氧含量分析 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 差热分析 |
| 2.4.7 显微组织形貌观察及成分分析 |
| 第三章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 Ti(C_(1-x),N_x)固溶体的热力学稳定性 |
| 3.4 Ti(C_(1-x),N_x)固溶的N/C比对金属陶瓷稳定性的影响 |
| 3.4.1 N/C比对金属陶瓷脱氮率的影响 |
| 3.4.2 N/C比对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.5 Ti(C,N)基金属陶瓷典型脱氮过程和脱氮机理研究 |
| 3.5.1 烧结过程中各温度区间的脱氮率 |
| 3.5.2 烧结过程中的相变和组织演化 |
| 3.5.3 烧结过程中的脱氮机理 |
| 3.6 烧结工艺参数对Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.1 1000 ℃-1240℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.2 1240 ℃-1400℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.3 终烧温度对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 化学成分对高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.3.1 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.2 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.4 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.4.1 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.4.2 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.5 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.5.1 WC对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和显微组织的影响 |
| 4.5.2 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 原位碳热还原法制备高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 测试与分析 |
| 5.3 原位碳热还原过程中的致密化行为和相变 |
| 5.3.1 烧结过程中的致密化行为 |
| 5.3.2 烧结过程中的主要相变 |
| 5.4 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 5.4.1 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织 |
| 5.4.2 原位碳热还原法所制备金属陶瓷中的界面特点 |
| 5.5 原位碳热还原法所制备Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 研究方法 |
| 6.3 陶瓷硬质相和金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.3.1 陶瓷硬质相的价电子结构计算 |
| 6.3.2 金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.4 陶瓷硬质相/金属粘结相界面的价电子密度差计算 |
| 6.4.1 陶瓷硬质相((?)1(?))晶面的价电子密度 |
| 6.4.2 金属粘结相(110)晶面的价电子密度 |
| 6.4.3 相界面价电子密度差计算 |
| 6.5 计算结果 |
| 6.6 高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷的强韧化机理分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 混晶结构高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验方法 |
| 7.3 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的主要粉料形貌和物相组成 |
| 7.4 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 7.4.1 高氮量碳混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织 |
| 7.4.2 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面特点 |
| 7.5 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 7.6 粗/细硬质相比例对高氮量混晶结构金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 7.6.1 粗/细硬质相比例对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 7.6.2 粗/细硬质相比例对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 7.7 本章小结 |
| 第八章 全文总结 |
| 8.1 本文主要结论 |
| 8.2 本文创新之处 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
| 附录 价电子计算程序 |
（5）高温自蔓延反应合成功能材料的研究进展（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 自蔓延反应制备的功能材料类别 |
| 2.1 按组成元素分类 |
| 2.2 按用途分类 |
| 2.2.1 粉体功能材料 |
| 2.2.2 陶瓷材料 |
| (1) 无机非金属陶瓷 |
| (2) 金属陶瓷 |
| (3) 复合金属陶瓷 |
| (4) 纳米陶瓷 |
| 2.2.3 涂层材料 |
| 3 自蔓延反应机理 |
| 3.1 点火机制 |
| 3.2 反应机制 |
| 3.3 反应动力学和热力学研究 |
| (1) SHS反应热力学 |
| (2) SHS反应动力学 |
| 4 影响SHS的工艺因素 |
| 5 结论与展望 |
（6）金属氧化物放电等离子原位反应制备复合TiC金属陶瓷（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 TiC以及TiC复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 TiC基本性质 |
| 1.2.2 复合TiC金属陶瓷材料的研究现状 |
| 1.2.3 TiC以及TiC复合材料的应用 |
| 1.3 制备TiC基金属陶瓷的方法 |
| 1.3.1 放电等离子燃烧法 |
| 1.3.2 碳热还原法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 原位合成法 |
| 1.3.5 机械合金化法 |
| 1.3.6 其它合成方法 |
| 1.4 本实验的研究目的与研究内容 |
| 1.4.1 实验的研究目的 |
| 1.4.2 实验的研究内容 |
| 第二章 实验设计 |
| 2.1 实验材料与设备 |
| 2.1.1 实验的主要材料 |
| 2.1.2 实验的主要设备 |
| 2.2 实验步骤 |
| 2.2.1 实验的基本流程 |
| 2.2.2 球磨混料 |
| 2.3 测试与分析 |
| 2.3.1 物相 |
| 2.3.2 显微组织 |
| 2.3.3 密度 |
| 2.3.4 力学性能 |
| 第三章 放电等离子一次烧结制备复合TiC金属陶瓷 |
| 3.1 原料的前期处理 |
| 3.2 样品的预处理 |
| 3.3 金属陶瓷的物相 |
| 3.4 金属陶瓷的密度 |
| 3.5 金属陶瓷的硬度 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 复合TiC金属陶瓷粉体的制备 |
| 4.1 TiO_2碳热还原热力学分析 |
| 4.2 MoO_3碳热还原热力学分析 |
| 4.3 原料的前期处理 |
| 4.4 不同温度对样品的影响 |
| 4.4.1 粉末的物相 |
| 4.4.2 粉末的显微组织 |
| 4.5 保温时间对样品的影响 |
| 4.5.1 粉末的物相 |
| 4.5.2 粉末的显微组织 |
| 4.6 球磨时间对样品的影响 |
| 4.6.1 粉末的物相 |
| 4.6.2 粉末的显微组织 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 二次放电等离子制备复合TiC金属陶瓷 |
| 5.1 不同二次温度烧结制备复合TiC金属陶瓷 |
| 5.1.1 金属陶瓷的物相 |
| 5.1.2 金属陶瓷的显微组织 |
| 5.1.3 金属陶瓷的相对密度 |
| 5.1.4 金属陶瓷的力学性能 |
| 5.2 不同温度的粉末二次烧结制备复合TiC金属陶瓷 |
| 5.2.1 金属陶瓷的物相 |
| 5.2.2 金属陶瓷的显微组织 |
| 5.2.3 金属陶瓷的相对密度 |
| 5.2.4 金属陶瓷的力学性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 放电等离子两步烧结制备复合TiC金属陶瓷 |
| 6.1 原料的前期处理 |
| 6.2 实验设计 |
| 6.3 金属陶瓷的物相 |
| 6.4 金属陶瓷的性能分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
（7）真空消失模法钢基SHS硬质涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 表面涂层技术研究现状 |
| 2.1.1 表面涂层技术发展现状 |
| 2.1.2 表面涂层制备方法 |
| 2.1.3 表面硬质涂层的研究进展 |
| 2.2 原位合成颗粒增强钢铁基复合材料的研究现状 |
| 2.2.1 原位合成颗粒增强钢铁基复合材料的制备 |
| 2.2.2 原位合成颗粒形成机理研究进展 |
| 2.3 自蔓延高温合成涂层的研究现状 |
| 2.3.1 自蔓延高温合成技术概述 |
| 2.3.2 自蔓延高温合成技术特点 |
| 2.3.3 自蔓延高温合成涂层技术研究进展 |
| 2.4 课题研究意义 |
| 2.5 主要研究内容 |
| 3 钢基表面SHS硬质涂层的制备与实验方法 |
| 3.1 SHS反应体系的选择 |
| 3.1.1 Ti-C体系反应热力学分析 |
| 3.1.2 W-C体系反应热力学分析 |
| 3.2 真空消失模铸造工艺原理 |
| 3.3 钢基表面SHS硬质涂层的制备 |
| 3.3.1 制备工艺过程 |
| 3.3.2 实验材料 |
| 3.4 研究方法 |
| 3.4.1 综合热分析 |
| 3.4.2 显微组织及相组成 |
| 3.4.3 透射电镜分析 |
| 3.4.4 力学性能测试 |
| 4 不同SHS体系钢基表面硬质涂层的组织结构 |
| 4.1 Ti-C体系钢基SHS硬质涂层组织 |
| 4.1.1 Ti-C体系综合热分析 |
| 4.1.2 钛碳比对Ti-C体系钢基硬质涂层组织的影响 |
| 4.2 Ti-W-C体系钢基SHS硬质涂层组织 |
| 4.2.1 Ti-W-C体系综合热分析 |
| 4.2.2 钨钛比对Ti-W-C体系钢基硬质涂层组织的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 工艺参数对钢基硬质涂层质量的影响 |
| 5.1 涂覆工艺对钢基SHS硬质涂层组织的影响 |
| 5.1.1 SHS涂覆层的制作 |
| 5.1.2 涂覆工艺对Ti-C体系钢基硬质涂层组织的影响 |
| 5.2 V-EPC工艺参数对钢基表面硬质涂层质量的影响 |
| 5.2.1 正交试验设计 |
| 5.2.2 正交试验结果及分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 添加剂对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.1 TiC含量对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 TiC加入量对钢基硬质涂层组织的影响 |
| 6.1.3 TiC加入量对钢基硬质涂层显微硬度的影响 |
| 6.2 WC含量对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 WC加入量对钢基硬质涂层组织的影响 |
| 6.2.3 WC加入量对钢基硬质涂层显微硬度的影响 |
| 6.3 稀土氧化物含量对钢基表面硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.3.1 实验方案 |
| 6.3.2 稀土氧化物含量对钢基硬质涂层组织的影响 |
| 6.3.3 稀土氧化物含量对钢基硬质涂层硬度的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 热处理对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 7.1 热处理对钢基表面硬质涂层组织的影响 |
| 7.2 热处理对钢基表面硬质涂层硬度的影响 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 钢基SHS硬质涂层力学性能及磨损性能的研究 |
| 8.1 界面结合强度 |
| 8.2 冲击韧性及断口分析 |
| 8.3 磨损性能 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 钢基SHS硬质涂层形成机理的研究 |
| 9.1 真空消失模法SHS硬质涂层形成过程机理 |
| 9.2 SHS硬质涂层形成过程中的传质和传热 |
| 9.3 真空消失模法SHS硬质涂层形成动力学研究 |
| 9.3.1 真空消失模铸渗推动力 |
| 9.3.2 真空消失模铸渗过程动力学研究 |
| 9.3.3 硬质涂层形成过程模型建立 |
| 9.3.4 硬质涂层形成过程影响因素分析 |
| 9.4 SHS合成TiC的形成动力学研究 |
| 9.4.1 熔体中TiC颗粒SHS合成 |
| 9.4.2 SHS合成TiC颗粒生长机制 |
| 9.5 本章小结 |
| 10 钢基SHS硬质涂层的工业应用 |
| 10.1 钢基硬质涂层摊铺机叶片的制备 |
| 10.2 高锰钢基硬质涂层摊铺机叶片性能测试 |
| 10.3 硬质涂层摊铺机螺旋叶片使用寿命 |
| 10.4 本章小结 |
| 11 结论与创新点 |
| 11.1 主要结论 |
| 11.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究现状和发展趋势（论文提纲范文）
| 1 Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料的制备技术 |
| 1.1 粉末冶金法 |
| 1.2 熔渗法 |
| 1.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.4 原位合成技术 |
| 2 Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料的研究现状 |
| 2.1 Ti-Al系金属间化合物/Al2O3陶瓷基复合材料 |
| 2.2 Ti-Al/TiC 复 合 材 料 和 Ti-Al/TiCAl2O3复合材料 |
| 2.3 Ti-Al/ZrO2复合材料 |
| 2.4 Ti-Al/TiB2复合材料 |
| 2.5 其他类型的 Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料 |
| 2.6 Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的未来发展趋势与展望 |
| 3 结论 |
（9）基于机械化学法制备TiC基金属陶瓷的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 机械化学简介 |
| 1.2 机械诱发自蔓延反应 |
| 1.3 TiC和Ti(C,N)基金属陶瓷及其研究现状 |
| 1.4 本文研究的目的、意义及内容 |
| 2 试验材料的制备及研究方法 |
| 2.1 成分设计原则与制备工艺 |
| 2.2 材料的分析测试方法 |
| 3 基于机械诱发自蔓延反应制备TiC基固溶体金属陶瓷的组织与性能 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 固溶体粉末的合成 |
| 3.4 TiC基固溶体金属陶瓷的显微组织与力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 TiC基金属陶瓷复合粉末的MSR合成及烧结体组织与性能的研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 反应产物的结构与特征 |
| 4.4 金属陶瓷复合粉末的合成机理 |
| 4.5 烧结体的显微组织与力学性能 |
| 4.6 金属陶瓷的铜化机理 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 TiC-TiB_2金属陶瓷的制备及组织与性能的研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 TiC-TiB_2复合粉末的合成 |
| 5.4 TiC-TiB_2金属陶瓷的显微组织与力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 以金属间化合物为粘结剂的TiC基金属陶瓷的制备及组织与性能的研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 试验方法 |
| 6.3 TiC-Ni_3Al复合粉末的合成 |
| 6.4 TiC-Ni_3Al金属陶瓷的显微组织与力学性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 机械化学法制备纳米Ti(C,N)固溶体粉末的研究 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 试验方法 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.4 纳米Ti(C,N)的合成机制 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 攻读学位期间发表的论文及申请的专利 |
（10）TiC-Al2O3/Fe3C复相陶瓷材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 工程陶瓷材料 |
| 1.2 以抗磨损为目标的工程陶瓷材料 |
| 1.2.1 碳化钛（TiC）陶瓷材料 |
| 1.2.2 氧化铝（Al_2O_3）陶瓷材料 |
| 1.3 工程陶瓷材料的制备方法 |
| 1.4 本文的研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 TiC-Al_2O_3复相陶瓷体系 |
| 2.1.1 以 Fe_3C 作为粘结相的 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料成分设计与分析 |
| 2.1.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的热力学计算与分析 |
| 2.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的制备 |
| 2.2.1 实验所需原料与设备 |
| 2.2.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的制备 |
| 2.2.3 试样烧结原理及工艺 |
| 2.2.4 实验过程 |
| 2.3 显微组织研究方法 |
| 2.3.1 金相分析方法 |
| 2.3.2 扫描电镜和能谱分析 |
| 2.3.3 X 射线衍射分析 |
| 2.3.4 采用 Archimedes 法测量密度和孔隙率 |
| 2.4 力学行为及磨损性能研究方法 |
| 2.4.1 硬度测试方法 |
| 2.4.2 磨损性能研究方法 |
| 第三章 试验结果 |
| 3.1 金相分析 |
| 3.1.1 TiC/Fe_3C 复合材料的金相分析 |
| 3.1.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的金相分析 |
| 3.2 XRD 物相分析 |
| 3.2.1 TiC/Fe_3C 复合材料的 XRD 分析 |
| 3.2.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的 XRD 图分析 |
| 3.3 扫描电镜与能谱分析 |
| 3.3.1 TiC/Fe_3C 复合材料的 EDS 图像分析 |
| 3.3.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的 EDS 图像分析 |
| 3.3.3 TiC/Fe_3C 复合材料的 SEM 图像 |
| 3.3.4 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的 SEM 图像 |
| 3.4 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的密度及孔隙率 |
| 3.5 硬度实验结果 |
| 3.5.1 TiC/Fe_3C 复合材料的硬度实验结果 |
| 3.5.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的硬度实验结果 |
| 3.6 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的磨损性能 |
| 3.6.1 TiC/Fe_3C 复合材料的磨损性能 |
| 3.6.2 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的磨损性能 |
| 第四章 分析及讨论 |
| 4.1 原料配比对 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料显微组织的影响 |
| 4.2 制备工艺参数对 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料显微组织的影响 |
| 4.2.1 预制样密度对 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料显微组织的影响 |
| 4.2.2 热压烧结压力对 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料显微组织的影响 |
| 4.3 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的成孔机制 |
| 4.3.1 成孔的微观机制 |
| 4.3.2 原料的选择对材料致密化的影响 |
| 4.4 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的磨损微观机制 |
| 4.5 TiC-Al_2O_3/Fe_3C 复相陶瓷材料的原料配比及工艺参数优化设计原则 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
四、TiC-Al金属陶瓷自蔓延高温合成中的显微组织转变（论文参考文献）
- [1]SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究[D]. 李晶琨. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]碳氮化钛粉末的合成及其成型工艺研究[D]. 刘嘉威. 厦门理工学院, 2020(01)
- [3]Ti（C,N）基金属陶瓷的原位碳热还原制备技术研究[D]. 丁伟民. 南京航空航天大学, 2019(02)
- [4]高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究[D]. 周伟. 南京航空航天大学, 2018(01)
- [5]高温自蔓延反应合成功能材料的研究进展[J]. 左蓓璘,刘佩进,张维海,严启龙. 含能材料, 2018(06)
- [6]金属氧化物放电等离子原位反应制备复合TiC金属陶瓷[D]. 王钰午. 海南大学, 2017(07)
- [7]真空消失模法钢基SHS硬质涂层的制备及性能研究[D]. 程军. 北京科技大学, 2016(08)
- [8]Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究现状和发展趋势[J]. 江涛. 现代技术陶瓷, 2014(06)
- [9]基于机械化学法制备TiC基金属陶瓷的研究[D]. 陈肖. 华中科技大学, 2014(07)
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