一、原位热压TiC/Ti/Al合成Ti_2AlC的研究（论文文献综述）
解厚波,李可琢,苑高千,张竞哲,张海军,李发亮[1]（2022）在《Ti3AlC2陶瓷力学性能强化研究进展》文中进行了进一步梳理Ti3AlC2具有由边缘共享的Ti6C八面体和二维密排的Al平面交替堆积而成的六方层状特殊结构,既具有陶瓷的熔点高、弹性模量高、耐腐蚀和高温抗氧化能力强等特点,又兼具金属的导电导热性好、剪切模量高和可加工性能优异等优点,被广泛用作高温涂层材料、高温结构材料、化学防腐材料、电极电刷材料、受电弓材料和MXene前驱体材料等。但是,Ti3AlC2陶瓷存在硬度和强度比传统结构陶瓷低以及中低温区（<1100℃）抗氧化能力较差等缺点,其作为结构材料在工程实际中的进一步应用受到限制。因此,研究者们开发了固溶强化、第二相复合强化以及织构强化等方法对Ti3AlC2陶瓷的力学性能进行强化。通过综述提高Ti3AlC2陶瓷力学性能的主要方法和对比不同方法的优劣,提出了当前方法中亟待解决的难点。最后,基于Ti3AlC2陶瓷当前的研究现状,提出其强化方法可能的改进方向及可行的优化措施。
张泽荣[2]（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。
蔡乐平[3]（2020）在《A位固溶钛铝碳的表面自适应摩擦学特性研究》文中研究指明具有纳米层状结构的三元化合物MAX相陶瓷由于其块体材料所表现出的高温氧化行为、高损伤容限和抗热冲击性等与摩擦学特性相关的特殊性能,使其有望应用于摩擦领域。已有研究表明,典型的MAX相如Ti3Si C2、Ti3AlC2等在干滑动摩擦条件下与低碳钢盘高速对磨时,摩擦学特性表现优良,这主要与其摩擦面上形成的由Ti和A位元素（Si或者Al）混合氧化物组成的摩擦学薄膜有关。本文利用钛铝碳的A位元素氧化物摩擦薄膜对钛铝碳材料摩擦学特性的支配作用,研究具有摩擦学表面自适应的A位固溶钛铝碳材料。本文的研究结果主要包括以下几个方面:（1）以Ti、Al、Si、Sn和TiC粉为原料,制备了系列Ti2Al（1-x）SnxC（0≤x≤1）,Ti3Al0.8Sn0.2C2等A位固溶钛铝碳粉体和块体材料。其中Ti3Al0.5Si0.4Sn0.1C2和Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2为首次成功合成的同时含三种元素掺杂的A位MAX固溶体材料。（2）对A位固溶钛铝碳块体材料的维氏硬度和弯曲强度等力学特性进行测试和分析,实验结果表明:在Ti3AlC2,Ti3Al0.8Sn0.2C2,Ti3Al0.8Si0.2C2和Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2体系中,固溶强化作用明显;而在Ti2Al C和Ti2Al0.8Sn0.2C体系中,材料并未表现出固溶强化作用,元素掺杂对MAX相产生强化或者软化的作用机制还不明确。（3）在干滑动摩擦条件下,Ti2Al0.8Sn0.2C、Ti3Al0.8Sn0.2C2和Ti3Al0.8Si0.2C2等A位固溶钛铝碳材料均表现出良好的摩擦学特性,其摩擦表面生成的具有自润滑作用的摩擦氧化膜起到了主要作用。Ti2Al0.8Sn0.2C与Ti2Al C相比,其摩擦系数较小而磨损率较大;Ti3AlC2,Ti3Al0.8Sn0.2C2和Ti3Al0.8Si0.2C2的摩擦系数值大小排列依次为Ti3Al0.8Si0.2C2>Ti3AlC2>Ti3Al0.8Sn0.2C2,而磨损率的表现却基本相反。A位固溶元素种类及含量是影响钛铝碳材料摩擦学特性的内在因素。（4）Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2在高温氧化过程中形成的氧化层为分层结构,其氧化层的物相组成由外至内依次为:最外层为TiO2和Al2O3混合层;第二层为不连续的SnO2中间过渡层;第三层为TiO2、Al2O3和SiO2的混合氧化物层;最内层为TiO2、Al2O3、SiO2和SnO2的混合层。（5）在实验条件下,Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2也表现出优良的摩擦学特性。A位固溶元素的掺杂促进了高温氧化层的形成,导致Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2的氧化速率加快,反而在其干滑动摩擦过程中可作为摩擦润滑膜起到积极作用。（6）滑动速度与法向载荷被认为是影响A位固溶钛铝碳摩擦学特性的主要外在因素。在较低的滑动速度和法向载荷下,摩擦膜零散分布,此时摩擦机制主要是磨粒磨损和粘着磨损,摩擦系数和磨损率较高;当滑动速度和法向载荷增加时,磨屑不断生成并被高速挤压形成连续光滑的摩擦膜,此时磨损机制主要为氧化磨损,材料表现出较小的摩擦系数且数值保持稳定。（7）通过有意识地引入不同种类A位元素固溶的方式来调节由干滑动摩擦诱导生成的Ti、Fe以及多种A位元素混合氧化物组成的摩擦膜的物相和化学状态,进而使钛铝碳材料的摩擦学特性具有可调控性是可行的,使得该体系材料可适用于不同摩擦工况以扩大其应用范围。
邵篁[4]（2020）在《ISLF/RS制备Ti-Al-C系MAX陶瓷的工艺研究》文中研究指明Ti-Al-C系MAX陶瓷（Ti2AlC和Ti3AlC2）兼具陶瓷和金属的优良特性,在高温结构材料等领域具有广泛的应用前景。然而,受限于切削加工的自由度,传统方法难以加工制造出内腔、晶格、多孔等复杂结构。激光选区熔化（Selective Laser Melting,SLM）技术通过逐层熔化粉末可以成形各种复杂形状,为复杂陶瓷件的成形加工提供了新的思路。但Ti-Al-C系MAX陶瓷熔化前先分解的特点导致其难以通过熔融-凝固直接SLM成形。本文以实现Ti-Al-C系MAX陶瓷材料的近净成形为目的,结合Ti-Al-C系MAX陶瓷材料的反应合成路线,提出原位激光选区成形（In-situ Selective Laser Forming,ISLF）结合反应烧结（Reaction Sintering,RS）的新型Ti-Al-C系MAX陶瓷材料制备工艺,并基于多种材料体系,围绕工艺开发过程中相组成和微观结构的变化深入开展研究。采用Al-TiO2-TiC-CNT的粉末材料体系制备Ti3AlC2基复合材料,开展变ISLF工艺参数成形试验,为后续复杂结构的ISLF成形工艺研究提供基础。研究发现,降低粉层压实率和增加激光输入能量有利于促进原位反应,试样表面各相分布趋于均匀化。通过热力学计算分析Ti3AlC2的反应合成机制与工艺过程特点的耦合关系,为ISLF/RS工艺提供理论依据。基于Al-TiO2-TiC-CNT粉末材料的难成形性调整粉末体系,采用Ti-Al-C粉末体系成形制备Ti2AlC复杂结构件,通过ISLF工艺研究调控成形试样相组成和微观结构,揭示了TiC的晶体形成机制。研究发现,增加激光能量有利于试样的致密化,而柯肯达尔孔隙阻碍了试样的致密度进一步增加,非原位与原位合成TiC的晶体形貌存在差异,其中原位合成TiC的支晶生长受控于激光输入能量。通过热力学计算分析Ti2AlC的反应合成机制与工艺过程特点的耦合关系。在Ti-Al-C粉末材料的ISLF成形研究基础上,研究总结ISLF成形工艺和反应烧结工艺对Ti2AlC试样相组成和微观结构的影响规律,建立ISLF成形和反应烧结过程的工艺关联,优化Ti2AlC块体的合成纯度。研究发现,激光功率为40 W,扫描速度为100 mm/s的ISLF工艺,烧结温度为1300℃的烧结工艺下,Ti2AlC的纯度最高,达到87.79 wt.%。
周昊[5]（2020）在《MAX相固溶材料的制备与机械性能研究》文中研究表明MAX相材料具有优异的高温抗氧化性能,较好的高温摩擦学性能,是潜在的高温结构/润滑材料。但MAX相材料的硬度与强度较低,同时在高温摩擦条件下,其摩擦表面形成的摩擦氧化膜以M、A氧化物为主要成分,导致其摩擦因数仍较高。针对上述问题,本研究提出利用固溶改性手段,选择能够在高温条件下氧化生成具有较低剪切系数氧化物的金属元素作为固溶元素,同时提升MAX相的力学性能与高温摩擦学性能。本论文的主要研究工作如下:（1）以Cr-Al-C体系为原料,利用热压烧结工艺制备了块体Cr2AlC材料。对其力学性能测试表明,材料的维氏硬度、抗弯强度、断裂韧性分别为3.83GPa、289.3MPa和4.7MPa·m1/2。对其摩擦学性能的研究表明,室温条件下,严重的磨粒磨损导致了较高的摩擦因数与磨损率。随着试验温度的提高,Cr2AlC的摩擦因数与磨损率均呈现下降趋势。800℃时,表面摩擦氧化膜的出现使其拥有较为优异的高温摩擦学性能。（2）通过在Cr2AlC的制备原料中掺杂单质V、Mo,制备了含少量V2C的（Cr1-x,Vx）2AlC（x=0.25,0.5）和纯度较高的（Cr1-x,Mox）2AlC（x=0.1～0.5）固溶材料。V、Mo的固溶在一定程度上提高了 Cr2AlC的力学性能,其中（Cr0.5,V0.5）2AlC、（Cr0.6,Mo0.4）2AlC具有最优的综合力学性能,两种固溶材料的维氏硬度、抗弯强度、断裂韧性较Cr2AlC分别提升了 40%、34%、61%和35%、85%、61%。800℃条件下,以固溶形式存在的V能够与基体中的Cr、Al等元素反应生成CrVO4和AlVO4等钒酸盐,这些三元氧化物的剪切系数较低,起到了良好的润滑减磨作用,因此（Cr0.5,V0.5）2AlC固溶材料表现出优异的高温摩擦学性能,其摩擦因数与磨损率仅为0.37与8.3 × 10-6mm3/N·m。而以固溶形式存在Mo却难以氧化,未能有效改善摩擦氧化膜成分,固溶材料（Cr1-x,Mox）2AlC的高温摩擦学性能较差。（3）研究了 Mo掺杂对Ti3SiC2制备以及室温摩擦学性能的影响。结果表明,Mo掺杂影响了原材料体系中Ti3SiC2的生成,Mo掺杂的样品主要由（Ti0.8M0.2）Si2、Mo4.8Si3C0.6和TiC等相组成。随着Mo掺杂量的提高,材料的密度、维氏硬度以及抗弯强度均呈现先增加后减小的趋势,掺杂16.67at%Mo的样品拥有最优的综合力学性能。与Ti3SiC2相比,Mo掺杂量为8.33at%和16.77at%的样品由于硬质相的出现,拥有较低的磨损率,但摩擦因数相对较高。Mo掺杂量为25at%和33.33at%的试样摩擦因数较低,但由于样品致密度较差而表现出较高的磨损率。本研究的结果表明,Mo、V元素的固溶可以在一定程度上提升Cr2AlC的力学性能。同时,适量V元素的固溶有效地降低了 Cr2AlC的高温摩擦因数与磨损率,为其在高温润滑领域的应用奠定了基础。
谢曦[6]（2020）在《取向Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料的制备和性能研究》文中研究说明国民经济和国防建设的需求不断推动着高技术新型陶瓷材料的发展。Ti2AlC和Ti3AlC2陶瓷是两种非常有潜力的三元纳米层状陶瓷（MAX相）。该类陶瓷同时具有陶瓷性M-X共价键和金属性M-A键,所以同时具有陶瓷和金属的优异性能。这些优异的性能使其有望在核反应堆,航空航天,装甲防护,轨道交通、海洋工程等高技术领域获得应用。然而与其他工程陶瓷相比,Ti2AlC和Ti3AlC2陶瓷的压缩、弯曲强度和硬度差距很大;而与金属材料比,Ti2AlC和Ti3AlC2陶瓷的断裂韧性不足,限制了材料的应用空间。本论文主要通过制备取向Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料来研究其强韧化效果。利用反应球磨的方法制备两种陶瓷的纳米片层粉体,通过热压烧结粉体的方法制备超细晶的陶瓷块体,利用细化晶粒提高材料的强度。同时由于纳米粉体吸氧,会在烧结过程中析出纳米弥散分布的Al2O3相,进一步提高材料的强度。该方法制备的Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料微观组织取向性和织构特征明显,材料沿某些方向的裂纹扩展可以偏转,材料的断裂韧性得到大幅提升。同时研究了 Al元素添加对烧结的Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料的影响,通过少量Al元素添加大幅提高了 Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料的抗氧化性。利用多种分析表征手段,研究了上述方法制备材料的微观结构、物理性能、力学性能、抗氧化性等。主要结果如下:制备的Ti2AlC复合材料中,Ti2AlC和Ti3AlC2相的含量约为60 wt%和30 wt%,Al2O3相的含量约为9.3 wt%。制备的Ti3AlC2复合材料中,Ti3AlC2和TiC相含量约为75 wt%和15 wt%,Al2O3相的含量约为9.5 wt%。Ti2AlC复合材料样品的晶粒平均长度为1.09 μm,平均厚度为0.37 μm,Ti3AlC2复合材料样品的晶粒平均长度为1.53μm,平均厚度为0.42μm。两种复合材料的显微硬度从粗晶材料的4 GPa左右,提高到了 6～8 GPa之间。Ti2AlC复合材料的室温抗压强度超过2 GPa,Ti3AlC2复合材料的室温抗压强度约1.8 GPa左右,都接近其粗晶材料的3倍。Ti2AlC复合材料断裂韧性在平行于晶体c轴加载时断裂韧性为8.5 MPa.m1/2。Ti3AlC2复合材料的断裂韧性在平行于晶体c轴加载时断裂韧性为16.1 MPa.m1/2。Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料在平行于晶体c轴方向加载时抗弯强度分别为735 MPa和853 MPa。由于材料中Al元素向Al2O3相转变导致所制备的Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料在高温下氧化无法生成保护性Al2O3膜,材料的抗氧化性非常差。因此研究了 Al元素添加提高Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料抗氧化性的方法。发现添加2 wt%Al元素烧结的Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料抗氧化性达到正常粗晶材料的水平,同时材料的各项力学性能下降在非常小的范围内。分析表征了上述材料的微观组织,提出了几种强化扩散提高烧结活性的机理解释。
何乃如,周昊,文怀兴,方媛,黄琰,贾均红[7]（2019）在《MAX相陶瓷强化方式及机理研究进展》文中认为MAX相陶瓷兼具金属和陶瓷的优良性能,在航空航天、高铁、核工业等许多高新技术领域拥有巨大的应用潜力。但是,MAX相的强度和硬度偏低,这限制了其在实际工程中的应用。本文总结了MAX相陶瓷材料的强化方式及机理,重点介绍了固溶强化、第二相颗粒强化和织构强化等强化方式对MAX相陶瓷力学性能的影响。最后,展望了MAX相材料强化的研究前景。为该材料在实际工程中应用提供了重要的参考价值。
韩婷[8]（2019）在《Ti-Al-C原位反应制备MAX相Ti3AlC2及其性能调控》文中认为新型层状陶瓷材料MAX相Ti3AlC2兼有金属和陶瓷的特性,不仅像金属一样具有导电导热性与可加工性,而且具有与陶瓷类似的良好耐腐蚀性和高温抗氧化性。然而Ti3AlC2晶体结构中A1原子层和[Ti6C]八面体间的结合力较弱,导致其硬度和强度偏低,从而限制了该材料的广泛应用。针对此问题,本文以钛（Ti）粉、铝（A1）粉和石墨（C）粉为原料,采用粉末冶金法原位反应制备出高纯高致密的Ti3AlC2材料,并对其性能进行研究。在此基础之上,提出了采用Si掺杂改善其性能的思路,研究了 Si掺杂对Ti3AlC2材料性能的影响,通过对弯曲强度、断裂韧性、裂纹扩展路径及断口形貌的分析,阐明了 Si掺杂对Ti3AlC2材料性能影响机理。论文通过热力学计算分析了 Ti-Al-C体系合成Ti3AlC2材料的反应过程。通过改变原料配比（Ti:Al:C=3:1:2、3:1.1:1.8、3:1.2:2）、烧结温度(1200 ℃、1300℃和1400 ℃ 和保温时间（10min、60 min）,研究其对合成Ti3AlC2材料的影响。发现在Ti:Al:C=3:1.2:2,烧结温度为1300 ℃保温60 min烧结条件下可以制备出纯度最高为97.23 wt.%的Ti3AlC2材料。通过对烧结温度为700～1400 ℃、保温10 min烧结条件下产物物相分析,阐明了合成Ti3AlC2材料的反应过程及机理。论文同时研究了原料配比对Ti3AlC2材料性能的影响。通过对Ti:Al:C=3:1:2、Ti:Al:C=3:1.1:1.8和Ti:Al:C=3:1.2:2三种配比在1300。℃保温60 min烧结条件下制备的Ti3AlC2材料性能进行测试,结果表明,原料配比显着影响产物的纯度,Ti3AlC2纯度越高,材料的维氏硬度、弯曲强度、断裂韧性和导电率越高。其中纯度为97.23 wt.%的Ti3AlC2材料性能表现优异,其维氏硬度、弯曲强度、断裂韧性和导电性分别为5.26 GPa、500 MPa、7.35 MPa·m1/2、3.37×106 s·m-1。断口形貌分析表明,在外加载荷作用下,其特有的层状组织会发生挤压、扭折等变形。在此基础上,论文引入Si原子对Ti3AlC2进行掺杂。随着Si添加量的增加,Ti3AlC2材料的衍射峰表现出逐渐向右偏移,材料的维氏硬度、弯曲强度和断裂韧性先增加后降低。当Si的添加量为0.2时,其维氏硬度、弯曲强度和断裂韧性分别为5.52 GPa、546 MPa、7.51 MPa·m1/2,表现出最佳性能。当Si的添加量继续增加时,产物中会生成Ti3SiC2和TiC。断口形貌分析表明,穿晶断裂、层间撕裂且伴随裂纹分叉、偏转是其主要的断裂机制,这种复杂的混合断裂模式,阻碍了裂纹的扩展,能够消耗更多的断裂能,从而提高了材料的弯曲强度和断裂韧性。
郑光明[9]（2019）在《原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的制备及性能研究》文中认为金属基功能梯度复合材料因其能够充分发挥复合材料的高韧性、高强度、高硬度以及很好的缓和热应力等优良特性引起了人们的广泛关注。本论文基于提升航天飞行器关键热端部位的性能与使用寿命的迫切需要,以Ni粉和Ti3AlC2粉为原材料,通过热压烧结技术原位反应制备了 TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料。通过X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、能谱分析（EDS）技术手段对TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料进行表征,分析了其物相组成和微观组织结构随Ti3AlC2体积分数的变化关系。研究了梯度复合材料的力学性能和抗热震性能,并探讨了梯度结构和Ti3AlC2含量对梯度复合材料性能的影响,最后总结了梯度复合材料的反应过程以及微观组织结构与性能的关系。研究结果表明:（1）在以Ti3AlC2粉、Ni粉为原料,1200℃、17MPa保温保压60 min的条件下,采用原位热压烧结工艺能够成功制备出层间过渡均匀、外硬内韧的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni基功能梯度复合材料。（2）高温下Ti3AlC2分解形成TiCx,Al原子和少部分Ti原子从Ti3AlC2中脱离,并与Ni基体发生反应形成γ’-Ni3（Al,Ti）。部分亚微米级陶瓷颗粒TiCx和Ni3（Al,Ti）颗粒均匀分布在Ni基体中,还有一些TiCx保持原始的Ti3AlC2片层形貌。当Ti3AlC2体积含量逐渐增加,生成的TiCx和Ni3（Al,Ti）越来越多,分布越来越均匀。（3）制备的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料力学性能优异,弯曲强度和维氏硬度均随Ti3AlC2体积含量的增多而逐渐增大。其整体断裂韧性和抗弯强度分别为 21.09 MPa·m1/2 和 1329±34 MPa。从 10Ti3AlC2/Ni 层到 60Ti3AlC2/Ni层,硬度值逐渐增大,最大可达7.12 GPa,两层界面过渡区硬度呈连续变化状态,无台阶式突变。并且其过渡层具有优异的剪切强度,最大剪切强度值为590.14 MPa。（4）制备的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料具有优异的抗热震性能。当热震温度低于1000℃C时,热震10次后,弯曲性能未出现明显下降。而热震温度为1200℃时随热震次数的增加其弯曲性能下降明显,由热震前的1329 MPa下降到843 MPa。这主要是由于在热震过程中热震温度的升高使梯度复合材料内部产生了更多的热应力（5）热震后过渡层未出现层间断裂现象,每层复合材料未出大的裂纹。这主要是由于设计的梯度结构,使梯度材料内部成分呈梯度变化缓解了部分热应力。提高热震温度增加热震次数,产生的热应力增多开始出现孔洞和缺陷。
靳印玺[10]（2019）在《陶瓷相增强TiAl基复合材料力学及抗氧化性能研究》文中研究表明TiAl合金因其轻质,比强度高,比模量高,高温机械性能优良,成为航空发动机最具有应用潜力的材料。但是其又存在硬度低,室温塑性差,耐磨性能差,高温抗氧化性能差的缺点,所以对其力学性能以及高温氧化性能的研究至关重要。本文以Ti粉,Al粉为原料,通过添加TiN粉、Si粉和BN粉,使用真空电弧熔炼的工艺制备了 TiAl合金以及Ti2AlN/Ti5Si3/TiAl和Ti2AlN/TiB2/TiAl复合材料。对不同配比的复合材料,使用X射线衍射仪（XRD）,高分辨扫描电镜（SEM）,能谱仪（EDS）,显微硬度计,万能试验机,摩擦磨损试验机,三维表面形貌仪等设备对复合材料的物相组成、组织形貌进行了系统性的研究,探讨了陶瓷相的含量、分布以及与基体之间的界面关系对TiAl合金的组织形貌,硬度,抗压,耐磨性能以及高温抗氧化性能的影响。研究结果如下:（1）以Ti粉,Al粉为原料。TiN作为N源,Si粉作为Si源。通过真空电弧熔炼工艺,原位合成了 Ti2AlN/Ti5Si3/TiAl基复合材料,MAX相Ti2AlN呈现短棒状的结构,且均匀的分布于TiAl基体中,随着Si含量的增加,Ti5Si3相也在变大,且逐渐呈现长条状。随着Ti5Si3含量的增加,基体的晶粒在不断细化,其硬度不断增加。当Ti5Si3含量为2%时复合材料的强韧性以及耐磨性最好,通过颗粒的钉扎,拔出以及Ti2AlN的弯曲扭折等机制提高其强韧性,Ti2AlN和Ti5Si3作为耐磨骨架提高耐磨性。当Ti5Si3相含量超过2%以后材料的强韧性和耐磨性有所降低,这是由于随着Ti5Si3含量的增加,其尺寸变大,且偏聚在一起,造成应力集中。（2）以Ti粉,Al粉为原料。BN作为N源。添加不同质量分数的Ti粉,Al粉和BN粉末,通过真空电弧熔炼工艺,原位反应合成Ti2AlN/TiB2/TiAl基复合材料。基体为TiAl和Ti3Al层片状交替出现,MAX相Ti2AlN为短棒状,发现了少量的呈规则多边形的TiB2。随着陶瓷相的不断增加,基体晶粒尺寸明显被细化,其硬度和抗压强度显着增加,当强化相含量为10%时,其抗压强度最高,通过颗粒的钉扎,拔出以及Ti2AlN的弯曲扭折等机制提高其强韧性。随着强化相的不断增加,复合材料的耐磨性能在不断提高,磨损体积不断减小。氧化实验表明:随着强化相的不断增加复合材料的氧化层厚度在不断变薄,高温抗氧化的性能也在不断提高,其抗氧化性能的提高主要原因是氧化层中致密的A12O3的形成,阻碍了氧气向复合材料内部的扩散。
二、原位热压TiC/Ti/Al合成Ti_2AlC的研究（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、原位热压TiC/Ti/Al合成Ti_2AlC的研究（论文提纲范文）
（1）Ti3AlC2陶瓷力学性能强化研究进展（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 Ti3Al C2陶瓷的制备 |
| 1.1 Ti-Al-C原料体系 |
| 1.2 Ti-Al-Ti C原料体系 |
| 1.3 Ti3Al C2原料体系 |
| 2 Ti3Al C2陶瓷力学性能强化方法 |
| 2.1 固溶强化 |
| 2.2 第二相复合强化 |
| 2.2.1 颗粒增强Ti3Al C2陶瓷 |
| 2.2.2 纤维/CNTS增强Ti3Al C2陶瓷 |
| 2.3 织构强化 |
| 3 结语与展望 |
（2）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 |
（3）A位固溶钛铝碳的表面自适应摩擦学特性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 引言 |
| 1.1 材料的磨损类型及磨损机理 |
| 1.2 固体润滑材料 |
| 1.2.1 材料的润滑机理 |
| 1.2.2 固体润滑剂 |
| 1.2.3 固体自润滑材料 |
| 1.3 MAX相及其固溶体 |
| 1.3.1 MAX相简介 |
| 1.3.2 MAX相固溶体简介 |
| 1.3.3 MAX相及其固溶体的制备方法 |
| 1.3.4 MAX相及其固溶体的研究进展 |
| 1.4 MAX相固溶体的性能 |
| 1.4.1 力学性能 |
| 1.4.2 抗氧化性能 |
| 1.4.3 摩擦学特性 |
| 1.5 本文的研究目标和内容 |
| 1.6 本文的关键问题和研究思路 |
| 1.6.1 存在的关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 第2章 实验原料及实验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 A位固溶钛铝碳粉体的制备 |
| 2.1.2 A位固溶钛铝碳块体的制备 |
| 2.2 相组成及微观结构分析 |
| 2.2.1 相组成和成分分析 |
| 2.2.2 微观结构分析 |
| 2.3 粒度测试 |
| 2.4 密度测试 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 弯曲强度测试 |
| 2.5.3 断裂韧性测试 |
| 2.6 高温氧化性能测试 |
| 2.7 摩擦磨损试验 |
| 2.7.1 实验设备及条件 |
| 2.7.2 摩擦表面的观察与分析 |
| 2.7.3 磨屑的差热分析 |
| 第3章 A位固溶钛铝碳的制备和微观结构表征 |
| 3.1 A位固溶钛铝碳粉体的制备和微观结构表征 |
| 3.1.1 Ti_2Al_(1-x)Sn_xC(0≤x≤1)系列粉体的制备 |
| 3.1.2 Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2粉体的制备 |
| 3.1.3 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.5)Si_(0.4)Sn_(0.1)C_2粉体的制备 |
| 3.2 A位固溶钛铝碳块体的制备和微观结构表征 |
| 3.2.1 原位热压烧结制备Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C块体 |
| 3.2.2 热压烧结制备Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C块体 |
| 3.2.3 热压烧结制备Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2块体 |
| 3.2.4 热压烧结制备Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.5)Si_(0.4)Sn_(0.1)C_2块体 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 A位固溶钛铝碳的力学性能 |
| 4.1 Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力学性能 |
| 4.1.1 原位热压烧结制备的Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力学性能 |
| 4.1.2 热压烧结制备的Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力学性能 |
| 4.2 Ti_3Al(Si Sn)C_2的力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 A位固溶钛铝碳的摩擦学特性 |
| 5.1 Ti_2AlC和 Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的摩擦学特性 |
| 5.2 Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2的摩擦学特性 |
| 5.3 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的摩擦学特性 |
| 5.3.1 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的高温氧化性能 |
| 5.3.2 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的摩擦学特性 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新之处 |
| 6.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）ISLF/RS制备Ti-Al-C系MAX陶瓷的工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题的背景与意义 |
| 1.2 Ti-Al-C系 MAX陶瓷概述 |
| 1.2.1 Ti_2AlC和Ti_3AlC_2的结构 |
| 1.2.2 Ti_2AlC和 Ti_3AlC_2的应用 |
| 1.2.3 Ti_2AlC和Ti_3AlC_2的制备 |
| 1.3 激光加工制备陶瓷材料概述 |
| 1.3.1 激光选区熔化制备陶瓷材料 |
| 1.3.2 激光选区熔化结合反应烧结制备陶瓷材料 |
| 1.3.3 激光加工制备Ti-Al-C系 MAX陶瓷 |
| 1.3.4 激光选区熔化原位制备复合材料 |
| 1.4 本论文的课题来源 |
| 1.5 论文的主要研究内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 试验工艺 |
| 2.2 粉末材料 |
| 2.2.1 粉末原材料 |
| 2.2.2 粉末混合 |
| 2.2.3 铺粉方式 |
| 2.3 试验设备 |
| 2.3.1 原位激光选区成形设备 |
| 2.3.2 反应烧结设备 |
| 2.4 试验表征 |
| 2.4.1 致密度测量 |
| 2.4.2 物相分析 |
| 2.4.3 微观结构观测 |
| 2.5 试验技术路线 |
| 3 Ti_3Al C_2的原位激光选区成形工艺研究 |
| 3.1 试验参数设计 |
| 3.1.1 粉末混合 |
| 3.1.2 原位激光选区成形 |
| 3.1.3 反应烧结 |
| 3.2 粉层压实对ISLF成形影响研究 |
| 3.2.1 相组成 |
| 3.2.2 微观结构 |
| 3.3 激光能量对ISLF成形影响研究 |
| 3.3.1 相组成 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.4 Ti_3AlC_2的合成 |
| 3.4.1 相组成 |
| 3.4.2 微观结构 |
| 3.4.3 合成机理分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Ti_2Al C的原位激光选区成形工艺研究 |
| 4.1 试验参数设计 |
| 4.1.1 粉末混合 |
| 4.1.2 原位激光选区成形 |
| 4.1.3 反应烧结 |
| 4.2 激光能量对ISLF成形影响研究 |
| 4.2.1 相组成 |
| 4.2.2 微观结构 |
| 4.3 材料组分对ISLF成形影响研究 |
| 4.3.1 相组成 |
| 4.3.2 微观结构 |
| 4.4 Ti_2AlC合成 |
| 4.4.1 相组成 |
| 4.4.2 微观结构 |
| 4.4.3 合成机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Ti_2Al C的反应烧结工艺研究 |
| 5.1 试验参数设计 |
| 5.2 ISLF工艺对Ti_2AlC反应合成的影响研究 |
| 5.2.1 相组成 |
| 5.2.2 微观结构 |
| 5.3 烧结工艺对Ti_2AlC反应合成的影响研究 |
| 5.3.1 相组成 |
| 5.3.2 微观结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 未来展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（5）MAX相固溶材料的制备与机械性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 MAX相及其固溶材料介绍 |
| 1.2.1 MAX相及其固溶材料的结构、分类与性能 |
| 1.2.2 MAX相及其固溶材料的应用 |
| 1.3 MAX相及其固溶材料研究进展 |
| 1.3.1 MAX相及其固溶材料的制备方法 |
| 1.3.2 MAX相陶瓷力学性能与强化方法 |
| 1.3.3 MAX相陶瓷摩擦学性能 |
| 1.3.4 存在问题与改进方式 |
| 1.4 研究思路、内容及意义 |
| 1.4.1 研究思路与内容 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 2 实验 |
| 2.1 原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 试样制备及测试设备 |
| 2.2 实验流程及测试方法 |
| 2.2.1 实验流程 |
| 2.2.2 物相及微观结构表征 |
| 2.2.3 物理与力学性能测试 |
| 2.2.4 摩擦学性能测试 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC的制备及机械性能研究 |
| 3.1 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的制备 |
| 3.1.1 原料配比 |
| 3.1.2 制备工艺 |
| 3.2 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC的物相分析 |
| 3.2.1 加压方式对Cr_2AlC制备的影响 |
| 3.2.2 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶体的物相分析 |
| 3.3 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的力学性能 |
| 3.4 Cr_2AlC的摩擦学性能及磨损机理分析 |
| 3.4.1 Cr_2AlC的摩擦学性能 |
| 3.4.2 Cr_2AlC的磨损机理分析 |
| 3.5 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能与磨损机理分析 |
| 3.5.1 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能 |
| 3.5.2 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的磨损机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC的制备及机械性能研究 |
| 4.1 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的制备 |
| 4.1.1 原料配比 |
| 4.1.2 制备工艺 |
| 4.2 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料反应机制与物相分析 |
| 4.2.1 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料反应机制 |
| 4.2.2 (Cr_(1-x.)Mo_x)_2AlC固溶材料的物相分析 |
| 4.3 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的力学性能 |
| 4.4 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能与磨损机理分析 |
| 4.4.1 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能 |
| 4.4.2 (Cr_(1-x),Mo_x)_(2AlC)固溶材料的磨损机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Mo掺杂对Ti_3SiC_2制备及机械性能的影响 |
| 5.1 Mo掺杂的Ti_3SiC_2样品制备 |
| 5.1.1 Ti_3SiC_2原料体系的选择 |
| 5.1.2 原料配比 |
| 5.1.3 制备工艺 |
| 5.2 Mo掺杂对Ti_3SiC_2制备的影响 |
| 5.3 Mo掺杂对Ti_3SiC_2力学性能的影响 |
| 5.4 Mo掺杂对Ti_3SiC_2摩擦学性能影响 |
| 5.4.1 不同Mo掺杂量样品的摩擦学性能 |
| 5.4.2 不同Mo掺杂量样品的磨损机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（6）取向Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料的制备和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高技术陶瓷及取向陶瓷材料 |
| 1.2 纳米陶瓷及纳米复相陶瓷 |
| 1.3 三元层状纳米陶瓷材料 |
| 1.3.1 研究历史简介 |
| 1.3.2 新的发展 |
| 1.4 Ti_2AlC及Ti_3AlC_2陶瓷晶体结构 |
| 1.5 Ti_2AlC及Ti_3AlC_2陶瓷性能 |
| 1.5.1 物理性能 |
| 1.5.2 力学性能 |
| 1.5.3 抗氧化性 |
| 1.5.4 损伤自修复性能 |
| 1.5.5 耐辐照性能 |
| 1.6 Ti_2AlC及Ti_3AlC_2与其他陶瓷性能对比 |
| 1.7 取向MAX相陶瓷制备方法 |
| 1.7.1 磁场取向制备MAX相陶瓷 |
| 1.7.2 热变形取向制备MAX相陶瓷 |
| 1.7.3 其他方法制备取向MAX相陶瓷 |
| 1.8 Ti_2AlC及Ti_3AlC_2陶瓷强化方法 |
| 1.9 本工作的研究内容及意义 |
| 第2章 Ti_2AlC和Ti_3AlC_2粗晶材料的制备及表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法和过程 |
| 2.2.1 材料的制备工艺 |
| 2.2.2 材料微观组织表征方法 |
| 2.2.3 材料物理性能测试方法 |
| 2.2.4 材料力学性能测试方法 |
| 2.2.5 其他测试表征方法 |
| 2.3 结果及讨论 |
| 2.3.1 块体材料微观组织 |
| 2.3.2 块体材料物理性能 |
| 2.3.3 块体材料力学性能 |
| 2.3.4 材料的抗氧化性 |
| 2.3.5 粉体材料 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Ti_2AlC和Ti_3AlC_2纳米粉体制备及烧结工艺 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法与过程 |
| 3.3 结果及讨论 |
| 3.3.1 纳米化粉体制备过程 |
| 3.3.2 纳米粉体烧结过程 |
| 3.3.3 复合材料块体微观组织 |
| 3.3.4 复合材料相转变的差异 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 取向Ti_2AlC和Ti_3AlC_2复合材料的性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法和过程 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 密度 |
| 4.3.2 导电性 |
| 4.3.3 热膨胀系数 |
| 4.3.4 材料的显微硬度 |
| 4.3.5 材料的抗压强度 |
| 4.3.6 材料的断裂韧性和抗弯强度 |
| 4.3.7 材料的断裂韧性提高的机理 |
| 4.3.8 高温氧化动力学 |
| 4.3.9 高温氧化产物 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al元素改性Ti_2AlC和Ti_3AlC_2复合材料 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法和过程 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Al元素对Ti_2AlC复合材料抗氧化性能影响 |
| 5.3.2 Al元素对Ti_2AlC复合材料室温力学性能影响 |
| 5.3.3 Al元素对Ti_2AlC复合材料物相的影响 |
| 5.3.4 Al元素对Ti_3AlC_2复合材料微观组织影响 |
| 5.3.5 Al元素在复合材料中的相转变过程 |
| 5.3.6 Al元素对复合材料的影响机理 |
| 5.3.7 Al改性Ti_2AlC和Ti_3AlC_2复合材料物理性能 |
| 5.3.8 Al改性Ti_2AlC和Ti_3AlC_2复合材料抗氧化性 |
| 5.3.9 Al改性Ti_2AlC和Ti_3AlC_2复合材料高温力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（7）MAX相陶瓷强化方式及机理研究进展（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 固溶强化 |
| 1.1 M位固溶强化 |
| 1.2 A位固溶强化 |
| 1.3 X位固溶强化 |
| 2 第二相颗粒强化 |
| 2.1 SiC、TiC强化MAX相 |
| 2.2 Al2O3强化MAX相 |
| 2.3 TiB2强化MAX相陶瓷 |
| 2.4 其他第二相强化MAX相 |
| 3 织构强化 |
| 4 结语 |
（8）Ti-Al-C原位反应制备MAX相Ti3AlC2及其性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti_3AlC_2材料的结构特征 |
| 1.3 Ti_3AlC_2材料的性能 |
| 1.4 Ti_3AlC_2材料的应用前景 |
| 1.5 Ti_3AlC_2材料的制备方法 |
| 1.5.1 Ti-Al-C三元系相图 |
| 1.5.2 Ti_3AlC_2材料的制备方法 |
| 1.6 Ti_3AlC_2材料固溶强化研究现状 |
| 1.7 研究目的及意义 |
| 1.8 本文研究内容 |
| 1.9 研究路线 |
| 2 实验及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备及仪器 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.4 材料的制备 |
| 2.4.1 实验原料配比 |
| 2.4.2 混合粉末制备 |
| 2.4.3 粉末填装及预压成型 |
| 2.4.4 放电等离子体烧结 |
| 2.4.5 试样预处理 |
| 2.5 材料的性能测试方法 |
| 2.5.1 XRD物相分析 |
| 2.5.2 微观组织表征 |
| 2.5.3 电导率 |
| 2.5.4 维氏硬度 |
| 2.5.5 弯曲强度 |
| 2.5.6 断裂韧性 |
| 3 Ti_3AlC_2材料的制备 |
| 3.1 热力学分析 |
| 3.2 原料的测试 |
| 3.2.1 原料物相分析 |
| 3.2.2 原料微观形貌观察 |
| 3.3 混粉工艺探索 |
| 3.4 烧结参数对生成物相的影响 |
| 3.4.1 烧结温度对生成物相的影响 |
| 3.4.2 原料配比对生成物相的影响 |
| 3.4.3 保温时间对生成物相的影响 |
| 3.5 物相合成过程分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Ti_3AlC_2材料的性能 |
| 4.1 原料配比对Ti_3AlC_2物相及纯度的影响 |
| 4.2 原料配比对Ti_3AlC_2材料微观组织的影响 |
| 4.3 原料配比对Ti_3A1C_2材料维氏硬度的影响 |
| 4.4 原料配比对Ti_3AlC_2材料弯曲强度的影响 |
| 4.5 原料配比对Ti_3AlC_2材料断裂韧性的影响 |
| 4.6 原料配比对Ti_3AlC_2材料导电率的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Si掺杂对Ti_3AlC_2性能的影响 |
| 5.1 热力学分析 |
| 5.2 混粉工艺 |
| 5.3 Si掺杂对Ti_3AlC_2物相组成的影响 |
| 5.4 Si掺杂对Ti_3AlC_2微观组织的影响 |
| 5.5 Si掺杂对Ti_3AlC_2维氏硬度的影响 |
| 5.6 Si掺杂对Ti_3AlC_2弯曲强度的影响 |
| 5.7 Si掺杂对Ti_3AlC_2断裂韧性的影响 |
| 5.8 强化机理分析 |
| 5.8.1 裂纹扩展过程分析 |
| 5.8.2 断面分析 |
| 5.9 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
（9）原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 镍基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 金属基复合材料简介 |
| 1.2.2 镍基复合材料简介 |
| 1.2.3 镍基复合材料的分类 |
| 1.2.4 镍基复合材料的制备方法 |
| 1.3 Ti_3AlC_2材料的研究现状 |
| 1.3.1 Ti_3AlC_2材料的简介 |
| 1.3.2 Ti_3AlC_2材料的制备工艺 |
| 1.3.3 Ti_3AlC_2增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.4 功能梯度复合材料的研究现状 |
| 1.4.1 功能梯度复合材料的设计 |
| 1.4.2 功能梯度复合材料的制备方法 |
| 1.4.3 功能梯度复合材料的评价 |
| 1.4.4 功能梯度复合材料的应用 |
| 1.5 研究目的、内容及路线 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 研究路线 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 材料分析与表征 |
| 2.2.1 物相组成分析 |
| 2.2.2 显微结构分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 弯曲强度测试 |
| 2.3.3 断裂韧性测试 |
| 2.3.4 剪切强度测试 |
| 2.3.5 抗热震性能 |
| 3 TiC_x-Ni_3(Al,Ti)/Ni功能梯度复合材料的制备与表征 |
| 3.1 制备工艺 |
| 3.2 物相组成分析 |
| 3.3 显微结构分析 |
| 3.3.1 过渡层显微结构分析 |
| 3.3.2 各层复合材料显微结构分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 TiC_x-Ni_3(Al,Ti)/Ni功能梯度复合材料的性能研究 |
| 4.1 硬度 |
| 4.2 断裂韧性 |
| 4.3 弯曲强度 |
| 4.4 剪切强度 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 TiC_x-Ni_3(Al,Ti)/Ni功能梯度复合材料热震行为研究 |
| 5.1 热应力产生原理 |
| 5.2 热震后显微结构分析 |
| 5.2.1 热震后过渡层显微结构分析 |
| 5.2.2 各层复合材料显微结构分析 |
| 5.3 热震后的性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）陶瓷相增强TiAl基复合材料力学及抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属间化合物的研究 |
| 1.3 TiAl基复合材料的研究 |
| 1.4 MAX相的研究现状 |
| 1.5 本课题的研究内容 |
| 2 实验内容 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.2 实验方法步骤 |
| 2.3 材料表征及性能测试 |
| 3 原位合成Ti_2AlN/Ti_5Si_3/TiAl复合材料物相分析及性能测试 |
| 3.1 物相分析 |
| 3.2 组织结构形貌分析 |
| 3.3 显微硬度测试及分析 |
| 3.4 抗压强度性能测试及分析 |
| 3.5 耐磨性能测试及分析 |
| 3.6 小结 |
| 4 原位合成Ti_2AlN/TiB_2/TiAl复合材料物相分析及性能测试 |
| 4.1 物相分析 |
| 4.2 组织结构形貌分析 |
| 4.3 硬度测试及分析 |
| 4.4 抗压强度性能测试及分析 |
| 4.5 耐磨性能测试 |
| 4.6 抗氧化性能测试及分析 |
| 4.7 小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 致谢 |
| 学位论文数据集 |
四、原位热压TiC/Ti/Al合成Ti_2AlC的研究（论文参考文献）
- [1]Ti3AlC2陶瓷力学性能强化研究进展[J]. 解厚波,李可琢,苑高千,张竞哲,张海军,李发亮. 陶瓷学报, 2022
- [2]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)
- [3]A位固溶钛铝碳的表面自适应摩擦学特性研究[D]. 蔡乐平. 北京交通大学, 2020
- [4]ISLF/RS制备Ti-Al-C系MAX陶瓷的工艺研究[D]. 邵篁. 南京理工大学, 2020
- [5]MAX相固溶材料的制备与机械性能研究[D]. 周昊. 陕西科技大学, 2020(02)
- [6]取向Ti2AlC和Ti3AlC2复合材料的制备和性能研究[D]. 谢曦. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [7]MAX相陶瓷强化方式及机理研究进展[J]. 何乃如,周昊,文怀兴,方媛,黄琰,贾均红. 中国陶瓷, 2019(09)
- [8]Ti-Al-C原位反应制备MAX相Ti3AlC2及其性能调控[D]. 韩婷. 西安理工大学, 2019(08)
- [9]原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的制备及性能研究[D]. 郑光明. 北京交通大学, 2019(01)
- [10]陶瓷相增强TiAl基复合材料力学及抗氧化性能研究[D]. 靳印玺. 山东科技大学, 2019(05)