一、Microstructure of in situ TiC particle reinforced titanium alloy matrix composites（论文文献综述）
嵇祥[1]（2021）在《5vol.%TiCp/近α钛基复合材料构件热成形及组织性能研究》文中研究说明颗粒增强钛基复合材料具有比合金更好的高强高温性能,在航空航天领域的具有广泛的应用前景。但传统熔铸法制备的钛基复合材料具有强度高但室温塑性差的劣势,限制了其应用范围。通过热加工工艺可以调控组织形貌,进而改善复合材料的力学性能。硅元素被广泛用以改善钛合金及钛基复合材料的高温性能,但硅化物的热变形析出机制和对基体的力学性能的作用至今没有系统的研究。本论文通过对5vol.%TiCp/Ti复合材料进行降温锻造技术优化组织,通过热变形工艺研究不同变形温度区间硅化物的析出行为和组织演变,确立了钛基复合材料构件成形前锻坯制备的变形工艺参数,通过有限元数值模拟确定构件最终冲孔成形工艺参数,成功制备了5vol.%TiCp/Ti复合材料构件,分析了其组织和力学性能。对5vol.%TiCp/Ti复合材料进行降温多向锻造,降温多向锻造能够显着改变基体组织形貌和增强相尺寸及分布。锻造后组织由拉长的条状α相和等轴α相组成,晶粒直径约为20μm,TiCp晶粒直径约为23μm。经过β相区（1080-1120℃）进行热压缩变形后,等轴组织转变为细长的片层α相,TiCp无明显变化。此外,变形组织中发现（Ti,Zr）6Si3类型的硅化物,且随着变形温度增加和应变速率的降低而减少。热压缩变形过程中,主要发生β相的动态回复及和部分动态再结晶过程,应变速率的提高能够促进动态再结晶的发生。硅化物和片层组织在随后的快速冷却过程中形成。5vol.%TiCp/Ti的锻造复合材料经（α+β）相区（845-965℃）热压缩变形后,基体由等轴组织、片层组织、残余β相组成,TiCp无明显变化。此外,两相区热变形后组织中存在（Ti,Zr）6Si3类型的硅化物。随着温度降低、应变速率或应变量的增加,硅化物的析出量增加。通过TEM观察发现,热压缩变形后TiCp及α/β界面上存在大量硅化物,起到阻碍位错运动及再结晶晶界迁移的作用。两相区变形组织主要发生α相的动态回复和部分动态再结晶的程度。随变形温度升高和应变速率的降低,动态再结晶的趋势增加。采用Deform-3D软件对TiCp/Ti复合材料构件的冲孔过程进行模拟,通过改变变形工艺参数对冲孔过程中复合材料的损伤值、最大主应力、等效应变、等效应力和变形载荷进行分析,变形速率的增加和变形温度的降低会导致TiCp/Ti复合材料冲孔过程中的损伤值、最大主应力增加及变形载荷逐渐降低。TiCp/Ti复合材料构件组织为条状α相、等轴α相,少量残余β转变组织、硅化物及片状TiCp构成。硅化物和TiCp均匀弥散的分布晶界处,促进了基体的细化和变形过程中的再结晶过程,构件冲孔成形过程中再结晶过程遵循连续再结晶机制。TiCp/Ti复合材料构件的室温抗拉强度明显提高,主要原因是细晶强化和位错强化。TiCp/Ti复合材料构件的高温拉伸强度和塑性随着温度升高,分别降低和升高,主要原因是温度的升高加速了原子的扩散能力,TiCp和硅化物对基体和位错的阻碍作用大大减弱,位错和晶界运动活跃。
李冲[2]（2020）在《原位合成TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料组织与性能研究》文中研究表明钛基复合材料结合了基体的延展性、韧性与陶瓷增强相的高模量、高强度,从而提高了材料的模量、强度、热稳定性以及耐腐蚀性,很好地解决了钛合金面临的问题,在航空航天等领域有着广泛的应用前景并成为先进航空发动机零部件的候选材料。本文主要结合机械球磨与放电等离子烧结工艺,通过CNT、CNT+B4C与TB8之间的原位反应制备出了四种具有不同含量的TiC及TiC+TiB增强的钛基复合材料,分别为:含有2.5vol.%TiC增强相的TMC1、含有3.75vol.%TiC增强相的TMC2、含有5vol.%TiC增强相的TMC3以及含有7 vol.%（TiC+TiB）（1:1）增强相的TMC4。研究了TiC增强相的含量以及TiC+TiB增强相混杂对TB8基体材料组织与性能的影响,所开展的研究以及其主要的结果如下:（1）研究了SPS工艺制备的钛基复合材料烧结态组织、显微硬度及显气孔率。研究表明:混合粉末经机械球磨后细化明显,经SPS烧结后,CNT与Ti原位反应合成的TiC增强钛基复合材料主要由β-Ti、α-Ti以及TiC组成,而CNT、B4C与Ti原位反应合成的TiC+TiB增强钛基复合材料TMC4中还存在明显的TiB相。钛基复合材料的显气孔率普遍大于基体,其中TMC2显气孔率最大。钛基复合材料的显微硬度随着TiC含量的增多而升高,TMC3显微硬度最高,达929.24 HV,而TMC4显微硬度略低,为912.87 HV。（2）研究了固溶温度及固溶时效工艺对材料组织与性能的影响。研究表明:TMC2实际相转变点温度位于860℃-890℃之间且较接近后者。固溶温度对TMC2的显微硬度影响较为明显,显微硬度的增幅随着固溶温度的升高而降低,其中经890℃/3h/AC（空冷）固溶处理后的显微硬度最高,达1105.6 HV,较烧结态提高了28.91%。890℃/3h/AC+550℃/8 h/AC热处理工艺对钛基复合材料显微硬度的提升能力远大于基体,TMC3热处理后的显微硬度增幅最大,较烧结态提高了25.05%,远大于基体的5.72%增幅。材料的抗压强度随着增强相含量增加而提升明显,TMC4抗压强度最大,达到了1298.5 MPa,较基体提升了20.30%,而TMC3抗压强度次之,为1242.7 MPa,但其强度-塑性匹配性较好。（3）研究了基体、TiC及TiC+TiB增强钛基复合材料的抗高温氧化性能。研究结果表明:四种材料经800℃温度下氧化100h后的抗高温氧化性能强弱顺序为:TMC4>TMC1>TMC3>基体。基体与TMC3的氧化规律为直线与抛物线规律的混合,而TMC1及TMC4的氧化主要遵循抛物线规律。三种复合材料的氧化产物类似,都包含基体的TiO2、Al2O3以及SiO2。此外,TMC1中还有微量的Nb2O5以及MoO3,而TMC3中则检测出了C。TMC4与TMC1相比,表面多了微量的B2O3相。基体的氧化层最厚且存在着明显的组织缺陷,由外向内主要呈TiO2+Al2O3/TiO2结构。TMC1、TMC3及TMC4氧化层中没有明显的缺陷,主要由Al2O3+TiO2/TiO2/Al2O3+TiO2+SiO2构成,其中TMC4氧化层中有着较高的Si含量,且Si元素的含量与Al元素的含量正相关,而与Ti元素含量呈负相关,在一定程度上提高了Al离子的活性,有效地抑制TiO2氧化膜的形成并促进形成连续致密的Al2O3氧化膜,表现出了最为优秀的抗高温氧化性能。（4）研究了基体、TiC及TiC+TiB增强钛基复合材料的耐热腐蚀性能。研究结果表明:在800℃温度下经75 wt.%Na2SO4+25 wt.%NaCl腐蚀30h后,五种材料的腐蚀基本遵循直线规律,其腐蚀机理主要为碱性熔融腐蚀与渗硫腐蚀的混合。五种试样腐蚀后的产物基本类似,主要为TiO2、Al2O3、SiO2、Nb2O5、TiCl2、NaTiO2以及NaAlO2,主要区别在于部分物相的衍射峰强度。显气孔率以及C元素的团聚对TMC2耐热腐蚀性能影响较大,30h后其表面被大面积地腐蚀溶解且表层出现明显开裂、脱落的现象,材料被硫化严重。TMC4经腐蚀后其表层致密,没有明显的缺陷,截面大量的Si元素有效地阻碍了腐蚀元素的内渗,使得其腐蚀层最薄,表现出了最为优异的耐热腐蚀性能。综上所述,本文首次利用CNT、CNT+B4C与TB8之间的原位反应,成功制备了多种具有不同含量增强相的TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料。研究表明TiC增强相能有效提升基体的硬度、抗压强度,且强化效果随其含量的增加而越发明显。TiC+TiB增强TB8钛基复合材料无论是抗压强度、抗高温氧化性还是耐热腐蚀性都优于其他三种复合材料。目前有关以TB8为基体制备钛基复合材料并对其组织与性能进行研究的报道较少,本文可以为后续的研究提供参考。
吴宇龙[3]（2019）在《TiCP/Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo复合材料的制备及其组织与性能研究》文中研究指明颗粒增强钛基复合材料具有高的比强度和热稳定性及良好的耐蚀性,在航空航天领域显示了良好的应用前景。目前,国内外主要针对α及α+β基体的钛基复合材料进行研究,很少涉及β基体的复合材料。本文以β钛合金Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo为基体,探索了TiC颗粒增强钛基复合材料的新型制备工艺及其组织与性能的关系,主要研究结果如下:探索了复合材料制备的新工艺。以纳米金刚石为碳源,通过高能球磨混粉、SPS烧结和熔铸法相结合的工艺制备出一系列复合材料,其原位生成的TiC颗粒尺寸细小,体积含量可控,分布均匀性良好。为避免高能球磨工艺引入的Fe、Cr及Ni等杂质元素的影响,揭示TiC颗粒的增强作用,在后续工艺中均采用了手工混粉工艺。研究了纳米金刚石添加量对铸态复合材料组织的影响。随纳米金刚石添加量的增加,TiC的含量由2.5 vol%增加到7.5vol%,其形貌由等轴状小颗粒逐渐长成条纹状组织,最终变为粗大的树枝晶,且在基体中分布的均匀性逐渐变差。研究了纳米金刚石添加量对固溶态复合材料组织和性能的影响。经1000℃固溶处理后,发现TiC形貌与分布表现出与铸态组织相同的规律。由于TiC颗粒为β基体的凝固提供形核核心,并在热处理时阻碍β晶界的迁移,研究发现,随TiC含量增加,β晶粒得到显着细化,使复合材料的强度逐渐上升;另一方面,TiC含量的增加使复合材料的弹性模量逐渐升高。研究了450℃550℃时效处理工艺对复合材料组织及性能的影响。研究发现,在同一时效温度下,随纳米金刚石含量的增加,生成的TiC可为β基体中α相的析出提供更多核心,使α相析出量增加并细化其尺寸,同时TiC也能细化β晶粒,这导致复合材料的强度和弹性模量上升,而延伸率下降。随时效温度的升高,TiC的析出量增多并逐渐粗化,同时α相含量降低并粗化,这导致复合材料的强度和弹性模量降低,而延伸率上升。采用石墨粉为碳源制备了7.5vol%TiC增强复合材料,研究了冷却工艺对其组织及性能的影响。与缓冷工艺相比,采用快冷工艺制备的复合材料,其TiC粒径明显减小、分布均匀性提高,时效析出的α相含量更高且更细小,使复合材料的综合力学性能更好。上述工作为优化钛基复合材料的综合力学性能提供了一条新途经。
蔡成彬[4]（2019）在《SiCP与新型耐高温钛合金原位反应制备的钛基复合材料组织与性能研究》文中认为耐高温钛合金及其复合材料在航空航天发动机等领域具有重大应用背景,本文采用氩气保护烧结（APS）与放电等离子烧结（SPS）两种制备工艺,利用碳化硅颗粒（SiCp）与新型耐高温钛合金之间的原位反应制备了颗粒增强钛基复合材料,研究了SiCp含量（0vol.%,3.5vol.%,7vol.%,10vol.%）、固溶时效工艺、制备工艺等对材料组织性能的影响,所开展的主要研究工作及取得的结果如下:（1）研究了APS工艺制备的复合材料烧结态的组织与性能。研究表明:SiCp对粉末具有一定的细化作用,烧结态复合材料的相组成主要为α-Ti、TiC及Ti5Si3,且随SiCp含量增加材料晶粒尺寸逐级细化;复合材料的显气孔率、显微硬度随SiCp含量增加而增加,添加10vol.%SiCp的复合材料显微硬度为743.47HV,较基体合金（537.95HV）提高约38.2%,硬度提升明显。（2）研究了固溶时效对APS工艺制备的复合材料组织性能的影响。研究表明:添加10vol.%SiCp的复合材料固溶时效后相组成仍主要为α-Ti、TiC及Ti5Si3,固溶时效不改变材料的相组成,在HT5（1000℃/3h/AC+750℃/3h/AC）工艺下增强相含量最高,强化效果最好;随着固溶温度的升高,复合材料晶粒尺寸逐渐增加;复合材料最佳的固溶时效工艺为HT5,此时硬度高达1062.08HV,较烧结态（743.47HV）提高约42.9%。（3）研究了APS工艺制备的复合材料固溶时效态的抗高温氧化性能。研究表明:750℃和850℃两种温度下氧化100h后材料的氧化产物相似,都主要由TiO2、Al2O3及SiO2构成;750℃下,复合材料的平均氧化速度k+值均小于1g·m-2·h-1,达到抗氧化等级,随着氧化温度的升高,材料的抗氧化性下降;相同温度下,随着SiCp含量的增加材料的氧化膜厚度逐渐减小,氧化增重下降,其中添加10vol.%SiCp的复合材料在750℃和850℃下的氧化增重分别为3.4194mg·cm-2和12.0129 mg·cm-2,仅为基体合金的31.2%和72.6%,添加的SiCp可以显着改善材料的抗高温氧化性能。（4）研究了APS工艺制备的复合材料固溶时效态的热腐蚀性能。研究表明:随温度升高,材料抗腐蚀性下降;相同温度下,随着SiCp含量的增加材料的腐蚀增重减少。添加10vol.%SiCp的复合材料在750℃和850℃下腐蚀30h后的腐蚀增重分别为6.1575 mg·cm-2和30.5706 mg·cm-2,仅为基体合金的39.9%和64.5%;两种温度下材料的腐蚀产物相似,都主要由TiO2、Al2O3、SiO2、NaTiO2、Na2Si2O5、TiS2等构成,且腐蚀层厚度随SiCp含量增加逐渐减小,材料的抗腐蚀性能得到改善。（5）研究了SPS工艺制备的复合材料的组织与性能。研究表明:SPS工艺制备的材料相组成与APS工艺相同,无明显差别;SPS工艺制备的基体合金及添加7vol.%SiCp的复合材料的显气孔率仅为1.26%和1.57%,与APS工艺相比显着降低;基体及添加7vol.%SiCp的复合材料的显微硬度分别为532.25HV与724.56HV,与APS工艺相差不大;SPS工艺制备的材料在750℃下的抗氧化性能优异,均不低于抗氧化等级,添加7vol.%SiCp的复合材料达到完全抗氧化等级,基体及添加7vol.%SiCp的复合材料氧化增重仅为APS工艺的23.5%及26.2%,与APS工艺相比材料的抗高温氧化性能得到显着提高。综上所述,本文创造性地采用APS与SPS两种工艺,利用SiCp与新型耐高温钛合金之间的原位反应成功制备了TiC、Ti5Si3颗粒增强钛基复合材料,为钛基复合材料的设计及制备提供了参考。
徐欢[5]（2019）在《增强体对原位自生（TiC+TiB）/Ti复合材料微观组织和力学性能的影响》文中进行了进一步梳理目前,已经有很多学者研究了单一增强钛基复合材料的微观组织和力学性能,发现其难以具有良好的综合力学性能。同时现有的研究表明混杂强化的钛基复合材料可以兼顾多种增强体的力学性能,能够改善单一强化钛基复合材料在某些性能方面的缺陷,其具有更高的强度、更好的塑性以及抗蠕变性能。但对于混杂强化钛基复合材料中不同增强体强化作用之间耦合关系的研究尚不充分,为了进一步改善混杂强化钛基复合材料的力学性能,为材料的组分设计提供依据,有必要研究增强体对混杂强化钛基复合材料力学性能的影响规律,建立不同增强体强化作用之间耦合关系的理论模型。鉴于此,本课题通过研究（TiC+TiB）/Ti复合材料在铸造态、锻造态下的微观组织和室温拉伸性能、室温压缩性能,采用试验和数值分析相结合的方式建立起不同状态下不同增强体强化效果之间的耦合关系,探索了不同增强体对钛基复合材料拉伸性能和压缩性能的影响规律,并对经过适当热处理的锻态钛基复合材料进行室温拉伸测试和高温拉伸测试,研究其在室温和高温条件下的拉伸断裂失效原因。得到的主要结论如下:（1）铸造态钛基复合材料基体为粗大的铸态组织,存在较多铸造缺陷。TiC增强体呈等轴状,粗大的短棒状和树枝晶状;TiB增强体呈短纤维状,长径比较大,取向随机。与铸态复合材料相比,锻态复合材料中TiC增强体平均粒径减小,呈细小的等轴状和略微粗大的近似椭球状,均匀分布在基体组织上;TiB短纤维的长径比下降,且大多数TiB短纤维沿锻造方向分布。（2）在铸态钛基复合材料中,TiC增强体的强化机制为颗粒强化机制,TiB短纤维的强化机制主要依靠其应力承载作用,根据强化作用叠加关系可以得到如下理论计算模型:σyc=σym(1+Δσr/σym)和Δσr=[(0.5σymV×l/d C0)q+(-σym)q]1/q将理论计算结果与试验结果对比发现:无论q=1、1.5、2计算出的理论屈服强度都要高于实验所得屈服强度。（3）在锻态钛基复合材料中,综合考虑TiC的颗粒强化作用、TiB短纤维的应力承载作用和细晶强化作用,根据强化作用叠加关系建立如下理论模型:σyc=σym(1+Δσr/σym)(1+ΔσHP/σym)和ΔσHP=kmdm-1/2Δσr=[(0.5σymV×l/d C0)q+(-σym)q]1/q将理论计算结果与试验结果对比发现:当q=1.5时,计算值与试验值吻合较好,说明在锻造态钛基复合材料中,三种强化作用满足q=1.5的叠加关系。（4）在铸态纯钛和锻态纯钛中,室温拉伸屈服强度的绝对值和室温压缩屈服强度的绝对值相近,而在铸态钛基复合材料中,室温压缩屈服强度的绝对值要高于室温拉伸屈服强度的绝对值,在锻态钛基复合材料中,这种差别更加显着。（5）材料在室温拉伸时的断裂失效原因主要是TiC颗粒与TiB短纤维的承载断裂;在高温拉伸时的断裂失效原因包括增强体的承载断裂和部分TiB增强体与基体的脱粘。
王轩[6]（2018）在《液态氢化（TiB+TiC）/Ti-6Al-4V复合材料组织演变及高温变形行为》文中进行了进一步梳理颗粒增强原位自生钛基复合材料因其比强度和比模量高、制造成本低、抗氧化性强及蠕变性能佳等优点,而成为制造航空航天结构件的理想候选材料。但钛基复合材料热加工成形时变形抗力高且热加工窗口窄,氢化处理将氢作为钛基合金热加工时的临时合金元素,材料经过氢化-热加工-除氢后,可细化组织、降低变形抗力且不影响材料最终力学性能。针对传统氢化处理技术效率低、耗时长且只能处理薄壁件的缺点,本文采用液态氢化的方法,即在氢-氩混合气体中直接熔炼材料,从而使复合材料的制备与氢化同时完成。由于氢直接参与了复合材料的凝固过程,因此由氢引起的复合材料中基体组织与增强相分布和形态的变化,均对其后续的热加工及变形后的组织产生影响,本文将针对以上问题进行系统研究。采用液态氢化制备的增强相总体积分数为5%的（TiB+TiC）/Ti-6Al-4V复合材料中只含有α相、β相、TiB以及TiC,无氢化物产生。研究所制备的复合材料铸锭凝固组织发现,增强相分布自上而下呈现梯度变化,顶部为增强相偏聚在初生β相晶界处的近似网状结构,中心部位为均匀弥散分布,底部初生β相受定向热流影响呈柱状晶形貌,增强相分布在晶界处形成条状组织。研究液态氢化对复合材料中增强相分布的影响发现,增强相分布随氢含量上升由均匀弥散分布转变为近似网状分布,这是由于氢化引起熔体表面过热并激活原子扩散,进而增加了初生β相的生长速率导致其晶粒粗化,增强相分布在初生β相晶界处。研究氢化对增强相形貌的影响发现,氢化使TiB长径比变大而TiC颗粒尺寸变大,这是由于氢化促进熔体中原子扩散,进而使TiB沿择优生长方向长成细长的晶须,而TiC长成较大尺寸的等轴颗粒。研究氢化对增强相与基体结合界面的影响发现,氢化没有改变TiB与基体界面处的原子结合,而TiC与基体界面为分子过渡,氢化促使C原子向基体扩散,进而减小了过渡层厚度。通过动态热模拟试验研究液态氢化对基体及复合材料在不同变形温度及应变速率下的高温变形行为,发现在较高温度（800℃850℃）变形时,氢化对Ti-6Al-4V基体软化效果较强,而在较低温度（700℃750℃）变形时,其流变应力随氢含量增加先下降后上升。液态氢化在复合材料热变形时引起软化与硬化的双重效果,850℃以下变形时,氢化对基体的软化效果较弱,而增强相的网状分布结构因其晶界强化效应而使流变应力增加;850℃变形时,氢化导致β相含量、动态再结晶程度以及位错可动性增加,氢化对基体较强的软化效果使复合材料流变应力降低,进而提高了复合材料热加工性能。利用动态材料模型建立了复合材料高温变形的本构方程,计算结果显示未氢化与氢化后复合材料在两相区变形的热激活能分别为339.65kJ/mol和286.5kJ/mol,热加工图表明氢化缩小了复合材料热加工时的变形失稳区,拓展了其热加工窗口并增加了理想变形区。研究复合材料热变形后的组织发现,氢化促进了基体合金中原始组织的破碎和分解,并加速新晶粒生成;研究氢化对复合材料变形后增强相破碎与再分布的影响发现,氢化后破碎的增强相分布更加弥散,这是由于氢化增加了基体合金的高温流变能力;利用透射电镜和EBSD分别研究了复合材料热变形后相含量、动态再结晶与位错密度,发现氢化增加了β相含量,显着提高了动态再结晶体积分数,并增加了低密度位错区占比。研究氢化对复合材料热变形后的界面影响发现,氢化显着减少了界面处孔洞,界面处孔洞主要来自基体与增强相变形的不协调以及增强相破碎,氢化提高了基体合金高温变形时的流变能力并促进基体合金非连续动态再结晶晶界的迁移,进而使基体合金更有效占据变形后界面处的缺陷。
李笑[7]（2018）在《(TiCp+TiBw)/Ti复合材料的制备与强韧化行为》文中研究指明TiC和TiB高的强度和刚度,与钛基体接近的热膨胀系数以及良好的界面结合效果,使得TiC和TiB增强的钛基复合材料具有良好的耐磨性,因此TiC和TiB被认为是钛基体最为理想的强化相。目前,基于Ti-B4C体系的原位反应制备高强度（TiCp+TiBw）/Ti复合材料是高强韧性钛材料研究领域的重要方法之一,并取得了良好的强化效果。然而,对于（TiCp+TiBw）/Ti复合材料的强韧化机制,特别是TiCp和TiBw的混杂强化效应并未见详细的报道。本文通过原位自生反应制备了（TiCp+TiBw）/Ti、TiCp/Ti和TiBw/Ti的复合材料,利用扫描电子显微镜、X射线衍射仪、电子探针显微分析仪和透射电子显微镜等考察了复合材料的显微组织和相组成,使用维氏硬度计和万能试验机测试了复合材料的硬度和室温拉伸性能,利用扫描电镜下的原位拉伸试验分析了拉伸过程中TiC和TiB的变形行为,并结合强度理论计算了不同强化因素对复合材料强度的贡献。基于上述实验结果探讨了（TiCp+TiBw）/Ti复合材料的强韧化机制,得到的主要结论如下:（1）利用Ti-B4C-C体系的原位反应在钛基体中生成了TiC和TiB两种强化相,并通过改变C元素的添加量实现了对TiC和TiB比例的调控。（TiCp+TiBw）/Ti复合材料的显微组织由等轴状的钛基体、颗粒状的TiC相和晶须状的TiB相组成。随着TiCp含量的增多,特别是当TiCp所占的体积比高于4.1%时,颗粒呈现团聚的趋势;随着TiBw含量的增多,晶须的直径和长度略有增大。（2）随着TiCp和TiBw含量的提高,二者单独强化的TiCp/Ti和TiBw/Ti复合材料的抗拉强度均呈增加趋势而延伸率则持续减小,相比较而言,TiCp对复合材料强度的影响远小于TiBw,但其对复合材料韧性的破坏程度也相对较小。当二者混杂增强钛基体时,随着tiCp/TiBw摩尔比的提高,（TiCp+TiBw）/Ti复合材料的抗拉强度持续降低,延伸率则有一定程度地增加。当TiCp/TiBw摩尔比为1:4时,复合材料的强度达到最大值1183MPa,并能保持6.25%的延伸率,可用作工程结构材料。（3）通过经典强化理论计算,通常情况下（TiCp+TiBw）/Ti复合材料中各种不同因素对强度的贡献大小顺序为:。TiB晶须>混杂强化>细晶强化>O/N固溶强化>TiC颗粒。理论计算结果（TiCp+TiBw）/Ti复合材料的强度。混杂强化的贡献值与TiCp与TiBw的摩尔比密切相关,随着摩尔比的提高,混杂强化的贡献逐渐降低。（4）当TiCp含量超过4.1vol%时,不论是TiCp/Ti还是（TiCp+TiBw）/Ti复合材料,拉伸应力应变曲线上均出现了“伪屈服”现象,其主要原因是当TiCp含量超过其在钛基体中均匀分散的临界浓度（3.84vol%）时,团聚颗粒的结合部位由于挤压过程中积累的压应变而优先发生开裂,从而导致复合材料承载能力下降。由于颗粒的应力集中系数大于纤维,TiCp在拉伸过程中发生破裂但裂纹不扩展到钛基体中,对钛基体的变形没有明显影响;而TiBw在基体断裂前无明显的变化,其与钛基体的强界面结合显着影响了基体的塑性变形。因此相比较而言,TiBw对复合材料的韧性损伤程度大于TiCp。
冼淑君[8]（2018）在《(TiB+TiC+La2O3)/IMI834及（TiB+La2O3）/TC4钛基复合材料室温力学性能与拉伸断裂原位表征》文中提出非连续增强钛基复合材料具有良好的力学性能、优异的抗腐蚀性能等优点,但较低的其塑/韧性限制了该材料的广泛应用。因此,深入揭示其塑性变形过程中强韧化机制及拉伸断裂机理对提高材料的综合力学性能具有重要的理论指导意义。通过对（TiB+La2O3）/TC4和（TiB+TiB+La2O3）/IMI834钛基复合材料进行微观组织结构观察、室温拉伸,研究了增强体含量对钛基复合材料的微观组织、室温拉伸性能影响规律;通过SEM原位拉伸表征,对裂纹尖端的组织变化以及裂纹扩展路径的原位观察,研究了增强体对复合材料拉伸断裂行为的影响。结果表明,进行热加工及热处理后,（TiB+La2O3）/TC4和（TiB+TiB+La2O3）/IMI834钛基复合材料中,钛基体的显微组织为α+β网篮组织,增强体TiB为短纤维状,La2O3为聚集态分布或为纳米尺度颗粒,TiC为微米尺度颗粒。其中（TiB+La2O3）/TC4中增强体颗粒在钛基复合材料中均匀分布,且沿轧制方向排列;（TiB+TiB+La2O3）/IMI834中增强体TiB存在大量堆垛层错且出现大量断裂。随着增强体含量的升高,复合材料基体组织得到细化。随着增强体含量升高,（TiB+La2O3）/TC4钛基复合材料的室温抗拉强度提高,延伸率下降。体积分数为1.2%时,复合材料的延伸率最好,为11.1%;在体积分数为4.8%时,复合材料抗拉强度最高,为1080Mpa。复合材料强度的提高主要由于增强体承载作用及细晶强化作用的增强。但由于热加工时向基体及增强体中引入了较多缺陷,（TiB+TiB+La2O3）/IMI834钛基复合材料的室温抗拉强度和延伸率均随增强体含量增多而明显下降。（TiB+TiB+La2O3）/IMI834钛基复合材料呈现典型脆性断裂特征,三种成分的材料均为准解理断裂,断口处存在撕裂棱和河流花样,增强体体积分数为0.5%的试样断口存在少量小韧窝。断裂主要原因为TiB及TiC增强体中存在的大量缺陷,在拉伸过程中成长为微裂纹并迅速扩展成宏观裂纹。（TiB+La2O3）/TC4钛基复合材料的断裂方式为韧性断裂与脆性断裂相结合,其断裂行为表现为:屈服后增强体断裂、微裂纹在增强体断裂处萌生及滑移带在基体中出现、微裂纹及滑移带相互耦合、贯通并最终导致材料断裂失效。在塑性变形阶段,根据c/a值的变化,α-Ti中的柱面滑移系和基面滑移系开动。高含量的增强体可增加微裂纹的数量,使得其在萌生、扩展后更易与邻近微裂纹或滑移带相贯通,加快宏观裂纹的形成,从而导致了材料塑性的下降。
罗贤晖[9]（2018）在《熔炼法制备混杂增强钛基复合材料的微观组织及力学性能》文中研究说明非连续增强钛基复合材料具有比钛合金更高的比强度和比刚度,是材料领域最受关注的焦点之一。混杂强化可以兼顾两种或者两种以上增强体的物理/力学特点,使之起到相互促进、相互弥补的作用。多元增强体之间存在的混杂效应可以显着改善单一增强材料的某些性能。本课题以纯钛作为基体,组合添加镧粉、二硼化钛粉、石墨粉,采用真空自耗熔炼-热加工-热处理制备了La2O3/Ti、（TiB+La2O3）/Ti、（TiC+La2O3）/Ti和（TiB+TiC+La2O3）/Ti复合材料。观察了锻造前后的纯钛及钛基复合材料的物相组成、基体组织和增强体的形貌特征。测试了锻造前后材料的维氏硬度,并建立硬度理论模型揭示不同增强体对材料维氏硬度的影响规律。基于锻造态材料的室温及高温拉伸性能,观察断口形貌和断口附近纵截面分析复合材料在室温及高温拉伸过程中的断裂机理。研究不同增强体间的耦合作用对复合材料力学性能的影响规律。得到的主要结论有:（1）铸造态钛基复合材料基体均为粗大的α组织。其中,La2O3增强体呈短纤维状（初生相）和弥散分布质点（二次析出相）;TiB增强体呈短纤维状,随机分布;TiC增强体呈树枝晶状（初生相）和等轴状（共晶相和二次析出相）两种形貌。锻造态纯钛是由等轴α组织构成,复合材料基体则是由变形α组织构成。（2）生成硬质相增强体和元素添加引起的固溶强化作用引起铸造态复合材料硬度增加。热锻可以改善材料的基体组织,消除部分铸造缺陷。增强体对复合材料基体变形时位错运动的阻碍作用,导致基体中的位错密度较单一金属变形时要高,提高了热锻后复合材料硬度。（3）纯钛、La2O3/Ti、（TiB+La2O3）/Ti、（TiC+La2O3）/Ti和（TiB+TiC+La2O3）/Ti复合材料的抗拉强度分别是334 MPa、625 MPa、840 MPa、834 MPa和868 MPa,断后伸长率分别是35.4%、21.5%、8.4%、2.0%和1.1%。纯钛、La2O3/Ti和（TiB+La2O3）/Ti的室温拉伸断裂方式是韧性断裂,（TiC+La2O3）/Ti和（TiB+TiC+La2O3）/Ti的室温拉伸断裂方式是脆性断裂。上述复合材料室温强化机理有:增强体的承载作用,La2O3颗粒弥散强化作用以及基体氧含量的降低。其室温下的失效原因是增强体的承载断裂。（4）高温时屈服强度和抗拉强度按照从大到小的顺序是:（TiB+TiC+La2O3）/Ti>（TiC+La2O3）/Ti>（TiB+La2O3）/Ti>La2O3/Ti>纯钛。同一种材料的屈服强度和抗拉强度较室温均有较大幅下降。随着温度升高,材料的抗拉强度呈现近似线性降低。材料高温拉伸断裂方式是韧性断裂,断口中均存在大量韧窝。复合材料在300℃拉伸过程断裂失效原因各有不同。
韩远飞,孙相龙,邱培坤,毛建伟,吕维洁,张荻[10]（2017）在《颗粒增强钛基复合材料先进加工技术研究与进展》文中提出颗粒增强钛基复合材料是一种重要的战略性结构材料,在航空航天、空间技术和武器装备等高新技术领域具有广阔的应用前景。但这种材料变形难、强度高等特性决定了实现其高精度、高质量加工非常困难。本文综述了颗粒增强钛基复合材料传统加工与特殊加工工艺的研究现状与进展,重点阐述了该材料在传统热加工、置氢加工、超塑性加工和激光制造过程中的加工机制和加工性能,展望了该材料在未来加工技术方面的发展趋势。
二、Microstructure of in situ TiC particle reinforced titanium alloy matrix composites（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、Microstructure of in situ TiC particle reinforced titanium alloy matrix composites（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）原位合成TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 β钛合金的发展 |
| 1.2.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3 钛基复合材料基体和增强相的选取 |
| 1.3.1 钛基体的选择 |
| 1.3.2 增强相的选择 |
| 1.4 钛基复合材料的制备工艺 |
| 1.4.1 放电等离子烧结 |
| 1.4.2 机械合金化法 |
| 1.4.3 自蔓延高温反应合成法 |
| 1.4.4 放热扩散法 |
| 1.4.5 熔铸法 |
| 1.4.6 快速凝固法 |
| 1.5 原位反应热力学分析 |
| 1.5.1 Ti-C系 |
| 1.5.2 Ti-B4C-C系 |
| 1.6 钛基复合材料的热处理工艺 |
| 1.6.1 热处理对基体显微组织与性能的影响 |
| 1.6.2 热处理对增强相的影响 |
| 1.7 钛基复合材料的高温氧化和热腐蚀研究 |
| 1.7.1 高温氧化机理 |
| 1.7.2 热腐蚀机理 |
| 1.8 本文研究背景以及内容 |
| 1.8.1 研究背景 |
| 1.8.2 本文主要的研究内容 |
| 第二章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料制备与研究方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验原料及设备 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 钛基复合材料的制备工艺 |
| 2.3.1 机械球磨混粉 |
| 2.3.2 SPS放电等离子烧结工艺 |
| 2.4 钛基复合材料的热处理工艺 |
| 2.5 钛基复合材料组织结构分析 |
| 2.5.1 试样制备 |
| 2.5.2 显微组织与EDS能谱分析 |
| 2.5.3 物相组成分析 |
| 2.6 钛基复合材料性能测试 |
| 2.6.1 显气孔率 |
| 2.6.2 显微硬度 |
| 2.6.3 室温压缩性能测试 |
| 2.6.4 抗高温氧化性能 |
| 2.6.5 耐热腐蚀性能测试 |
| 第三章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料组织、显气孔率与显微硬度研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 混合粉末机械球磨后的显微结构分析 |
| 3.2.1 混合粉末物相组成 |
| 3.2.2 混合粉末的微观形貌 |
| 3.3 钛基复合材料烧结态物相组成及显微形貌 |
| 3.3.1 钛基复合材料物相组成分析 |
| 3.3.2 钛基复合材料显微形貌分析 |
| 3.4 钛基复合材料烧结态的显气孔率与显微硬度 |
| 3.4.1 钛基复合材料的显气孔率 |
| 3.4.2 钛基复合材料的显微硬度 |
| 3.5 本章总结 |
| 第四章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料的热处理工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶时效制度的选择 |
| 4.2.1 基体相转变温度的确定 |
| 4.2.2 钛基复合材料热处理工艺的拟定 |
| 4.3 固溶温度对钛基复合材料组织与性能的影响 |
| 4.3.1 固溶处理后物相组成与金相组织分析 |
| 4.3.2 固溶温度对TMC2 显微硬度的影响 |
| 4.4 时效工艺对钛基复合材料组织与性能的影响 |
| 4.4.1 时效处理后钛基复合材料的物相组成与显微组织分析 |
| 4.5 热处理后钛基复合材料的性能 |
| 4.5.1 热处理对钛基复合材料显微硬度的影响 |
| 4.5.2 钛基复合材料的室温压缩性能 |
| 4.6 本章总结 |
| 第五章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料抗高温氧化性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 氧化反应热力学分析 |
| 5.3 氧化后的宏观特征 |
| 5.4 氧化动力学曲线及参数特征 |
| 5.5 氧化产物的物相组成与显微组织分析 |
| 5.5.1 氧化产物的物相组成分析 |
| 5.5.2 氧化产物的显微组织分析 |
| 5.5.3 氧化层截面结构分析 |
| 5.6 基体与钛基复合材料的氧化机理分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 TiC及 TiC+TiB增强TB8 钛基复合材料耐热腐蚀性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 腐蚀后的宏观特征 |
| 6.3 耐热腐蚀动力学曲线及参数特征 |
| 6.4 热腐蚀产物的物相组成与显微组织分析 |
| 6.4.1 热腐蚀产物的物相组成分析 |
| 6.4.2 热腐蚀产物的显微组织分析 |
| 6.4.3 腐蚀层截面结构分析 |
| 6.5 基体与钛基复合材料的热腐蚀机理分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 全文工作总结 |
| 7.2 本文主要创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
（3）TiCP/Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo复合材料的制备及其组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 β钛合金 |
| 1.3 β钛合金相变 |
| 1.3.1 ω相变 |
| 1.3.2 α相变 |
| 1.4 增强相的选择 |
| 1.5 钛基复合材料主要制备方法 |
| 1.5.1 熔铸法 |
| 1.5.2 粉末冶金法 |
| 1.5.3 机械合金化法 |
| 1.5.4 自蔓延高温合成法 |
| 1.6 β钛合金添加碳的影响 |
| 1.7 本文的研究意义及主要内容 |
| 1.7.1 研究意义 |
| 1.7.2 研究内容及创新点 |
| 第二章 试验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验原料与设备 |
| 2.2.1 原材料 |
| 2.2.2 试验设备 |
| 2.3 合金制备方法 |
| 2.3.1 工艺流程 |
| 2.3.2 预制块制备 |
| 2.3.3 合金熔炼 |
| 2.3.4 锻造与车削 |
| 2.3.5 冷轧工艺 |
| 2.4 热处理工艺 |
| 2.4.1 真空封管工艺 |
| 2.4.2 固溶处理 |
| 2.4.3 时效处理 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 2.5.1 组织分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 扫描电镜分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸测试 |
| 2.6.3 压缩测试 |
| 第三章 钛基复合材料制备工艺探索 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 预实验方案Ⅰ |
| 3.2.1 预制块显微组织分析 |
| 3.2.2 TiC_P/Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo组织分析 |
| 3.2.3 力学性能 |
| 3.2.4 小结 |
| 3.3 预实验方案Ⅱ |
| 3.3.1 预制块显微组织分析 |
| 3.3.2 TiC_P/Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo组织分析 |
| 3.3.3 力学性能 |
| 3.3.4 杂质元素分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 新工艺制备TiC_P/Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo复合材料组织及性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.3 钛基复合材料铸态与锻打态组织分析 |
| 4.3.1 钛基复合材料铸态组织 |
| 4.3.2 基体合金中的TiC原位析出过程分析 |
| 4.3.3 复合材料经热煅后外貌及组织分析 |
| 4.4 钛基复合材料固溶态和时效态组织与性能分析 |
| 4.4.1 钛基复合材料固溶态和时效态显微组织 |
| 4.4.2 钛基复合材料固溶态和时效态力学性能 |
| 4.5 断口形貌 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 冷却速度对7.5vol%TiC/Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo复合材料组织及性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 冷却速度对复合材料组织和性能的影响 |
| 5.3.1 显微组织 |
| 5.3.2 力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
（4）SiCP与新型耐高温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 引言 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 高温钛合金研究现状 |
| 1.2.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3 基体和增强体的选择 |
| 1.3.1 钛基体的选择 |
| 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 熔铸法 |
| 1.4.3 高温自蔓延合成法 |
| 1.4.4 反应热压法 |
| 1.4.5 放热扩散法 |
| 1.4.6 放电等离子烧结法 |
| 1.5 热处理对钛基复合材料组织性能的影响 |
| 1.6 本课题的研究背景及主要内容 |
| 1.6.1 研究背景 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 混合粉末机械球磨 |
| 2.2.2 复合材料烧结 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.3 组织结构与物相分析 |
| 2.3.1 显微组织与能谱分析 |
| 2.3.2 物相分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显气孔率 |
| 2.4.2 显微硬度 |
| 2.4.3 抗高温氧化性能 |
| 2.4.4 抗热腐蚀性能 |
| 第三章 APS工艺制备的钛基复合材料烧结态的组织与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位反应体系 |
| 3.3 混合粉末机械球磨后相组成及微观形貌 |
| 3.3.1 混合粉末相组成 |
| 3.3.2 混合粉末微观形貌 |
| 3.4 烧结块体相组成与微观形貌 |
| 3.4.1 烧结块体相组成 |
| 3.4.2 烧结块体微观形貌 |
| 3.4.3 增强相形貌与分布 |
| 3.5 烧结块体显气孔率 |
| 3.6 烧结块体显微硬度 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 APS工艺制备的钛基复合材料固溶时效工艺优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶时效温度的选择 |
| 4.2.1 公式法 |
| 4.2.2 热力学模拟法 |
| 4.3 固溶时效后复合材料的相组成 |
| 4.4 固溶时效后复合材料的显微组织 |
| 4.5 固溶时效后复合材料的显微硬度 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 APS工艺制备的钛基复合材料固溶时效态的抗高温氧化性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 氧化动力学曲线及特征参数 |
| 5.3 氧化膜构成与微观形貌 |
| 5.3.1 基体及复合材料750℃下的氧化膜构成与微观形貌 |
| 5.3.2 基体及复合材料850℃下的氧化膜构成与微观形貌 |
| 5.4 氧化截面及机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 APS工艺制备的钛基复合材料固溶时效态的热腐蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热腐蚀30h后的腐蚀动力学分析 |
| 6.3 热腐蚀产物与微观形貌 |
| 6.3.1 基体及复合材料750℃下的热腐蚀产物与微观形貌 |
| 6.3.2 基体及复合材料850℃下的热腐蚀产物与微观形貌 |
| 6.4 腐蚀截面及机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 SPS工艺制备的钛基复合材料的组织与性能 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 基体及复合材料的相组成与微观形貌 |
| 7.3 基体及复合材料的显气孔率 |
| 7.4 基体及复合材料的显微硬度 |
| 7.5 基体及复合材料750℃下的抗高温氧化性能 |
| 7.5.1 氧化动力学曲线及特征参数 |
| 7.5.2 氧化膜构成与微观形貌 |
| 7.5.3 氧化截面分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 总结与展望 |
| 8.1 全文工作小结 |
| 8.2 本文的主要创新点 |
| 8.3 进一步的工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
（5）增强体对原位自生（TiC+TiB）/Ti复合材料微观组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 钛基复合材料的制备方法研究现状 |
| 1.2.2 基体的选择 |
| 1.2.3 增强体的选择 |
| 1.2.4 钛基复合材料的热加工 |
| 1.3 钛基复合材料的微观结构和力学性能 |
| 1.4 本文的研究内容和意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料制备与分析测试 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料的制备 |
| 2.2.1 配料与熔炼 |
| 2.2.2 热加工和热处理 |
| 2.3 材料的分析与测试 |
| 2.3.1 微观结构表征 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 参考文献 |
| 第三章 增强体对铸造态钛基复合材料微观组织和室温力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态纯钛及(TiC+TiB)/Ti复合材料的微观组织 |
| 3.2.1 物相组成 |
| 3.2.2 显微组织 |
| 3.3 铸态纯钛及(TiC+TiB)/Ti复合材料的室温力学性能 |
| 3.3.1 室温拉伸 |
| 3.3.2 铸态(TiC+TiB)/Ti复合材料室温拉伸强度的计算分析 |
| 3.3.3 铸态钛基复合材料的室温压缩性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 增强体对锻造态钛基复合材料微观组织及室温力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态纯钛及(TiC+TiB)/Ti复合材料的微观组织 |
| 4.2.1 物相组成 |
| 4.2.2 显微组织 |
| 4.3 锻态纯钛及(TiC+TiB)/Ti复合材料的室温力学性能 |
| 4.3.1 室温拉伸 |
| 4.3.2 锻态(TiC+TiB)/Ti复合材料室温拉伸强度的计算分析 |
| 4.3.3 锻态钛基复合材料的室温压缩性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 热处理后钛基复合材料的拉伸性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理工艺制定 |
| 5.3 室温拉伸 |
| 5.3.1 室温拉伸性能 |
| 5.3.2 室温拉伸断裂失效原因 |
| 5.4 高温拉伸 |
| 5.4.1 高温拉伸性能 |
| 5.4.2 高温拉伸断裂失效原因 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（6）液态氢化（TiB+TiC）/Ti-6Al-4V复合材料组织演变及高温变形行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 基体合金特点 |
| 1.2.2 增强相特性 |
| 1.2.3 复合材料制备方法 |
| 1.3 氢化处理研究现状 |
| 1.3.1 固态氢化 |
| 1.3.2 液态氢化 |
| 1.3.3 氢化对材料凝固组织的影响 |
| 1.3.4 氢化对材料高温变形行为的影响 |
| 1.3.5 氢化对材料高温变形组织演化的影响 |
| 1.4 本文的研究意义 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 试验材料与制备方法 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 制备方法 |
| 2.3 复合材料的组织及相分析 |
| 2.4 复合材料的高温变形行为 |
| 2.5 复合材料变形后的组织观察 |
| 2.5.1 变形态复合材料形貌观察 |
| 2.5.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.3 透射电镜分析 |
| 第3章 液态氢化复合材料凝固组织演变及机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 液态氢化对相组成影响 |
| 3.3 液态氢化对相变点影响 |
| 3.4 液态氢化对基体合金组织演变的影响 |
| 3.5 液态氢化对增强相分布的影响 |
| 3.5.1 复合材料凝固过程分析 |
| 3.5.2 增强相分布的梯度组织 |
| 3.5.3 增强相分布演变及机理 |
| 3.6 液态氢化对增强相形貌的影响 |
| 3.7 液态氢化对复合材料界面的影响 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 液态氢化复合材料高温变形行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 液态氢化对复合材料不同温度下变形行为的影响 |
| 4.2.1 液态氢化对基体合金高温变形行为的影响 |
| 4.2.2 液态氢化对复合材料高温变形行为的影响 |
| 4.2.3 软化及硬化的双重效果 |
| 4.3 液态氢化对复合材料不同应变速率下高温变形行为的影响 |
| 4.4 复合材料高温变形本构关系与热加工图 |
| 4.4.1 复合材料高温变形行为 |
| 4.4.2 复合材料高温变形本构关系 |
| 4.4.3 液态氢化对复合材料热加工图的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 液态氢化复合材料高温变形微观组织演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 液态氢化对复合材料高温变形组织形貌的影响 |
| 5.2.1 基体合金组织形貌演化规律 |
| 5.2.2 复合材料中基体相的组织形貌演化 |
| 5.3 液态氢化对增强相破碎及再分布的影响 |
| 5.4 液态氢化对动态再结晶及相组成的影响 |
| 5.4.1 基体合金动态再结晶及相组成 |
| 5.4.2 复合材料中基体相的动态再结晶及相组成 |
| 5.5 液态氢化对复合材料高温变形后界面的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（7）(TiCp+TiBw)/Ti复合材料的制备与强韧化行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 增强相的分类 |
| 1.2.2 增强相的选择 |
| 1.2.3 增强相的发展 |
| 1.2.4 (TiB_w+TiC_p)/Ti复合材料 |
| 1.3 原位自生法制备(TiB_w+TiC_p)/Ti复合材料的反应体系 |
| 1.3.1 Ti-C系 |
| 1.3.2 Ti-B体系 |
| 1.3.3 Ti-B_4C体系 |
| 1.4 原位自生技术制备(TiC_p+TiB_w)/Ti复合材料方法 |
| 1.5 本文的研究目标与意义 |
| 2 研究内容与实验方法 |
| 2.1 研究内容与技术路线 |
| 2.1.1 研究内容 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 原料及配比 |
| 2.2.2 混粉 |
| 2.2.3 SPS烧结 |
| 2.2.4 热挤压 |
| 2.3 组织表征与性能测试 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 成份分析 |
| 2.3.3 组织分析 |
| 2.3.4 尺寸定量测试 |
| 2.3.5 硬度测试 |
| 2.3.6 室温拉伸实验 |
| 2.3.7 原位拉伸实验 |
| 3 复合材料的显微组织与相组成 |
| 3.1 Ti-B_4C-C体系的复合材料 |
| 3.1.1 相组成分析 |
| 3.1.2 显微组织观察 |
| 3.1.3 微区成分分析 |
| 3.1.4 选区电子衍射分析 |
| 3.2 Ti-C体系的复合材料 |
| 3.2.1 相组成分析 |
| 3.2.2 显微组织观察 |
| 3.3 Ti-B体系的复合材料 |
| 3.3.1 相组成分析 |
| 3.3.2 显微组织观察 |
| 3.4 原位反应的热力学计算 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 (TiC_p+TiB_w)/Ti复合材料的强化效应 |
| 4.1 复合材料室温拉伸性能 |
| 4.1.1 (TiC_p+TiB_w)/Ti复合材料的拉伸性能 |
| 4.1.2 TiC_p/Ti复合材料的拉伸性能 |
| 4.1.3 TiB_w/Ti复合材料的拉伸性能 |
| 4.2 硬度 |
| 4.2.1 (TiC_p+TiB_w)/Ti复合材料的硬度 |
| 4.2.2 TiC_p/Ti复合材料的硬度 |
| 4.2.3 TiB_w/Ti复合材料的硬度 |
| 4.3 强化贡献的计算 |
| 4.3.1 固溶强化 |
| 4.3.2 细晶强化 |
| 4.3.3 TiC_p/Ti复合材料强化贡献计算 |
| 4.3.4 TiB_w/Ti复合材料强化贡献计算 |
| 4.4 混杂强化效应 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 伪屈服现象与强韧化行为 |
| 5.1 屈服现象 |
| 5.2 拉伸过程中的组织演化 |
| 5.2.1 TiC_p/Ti复合材料 |
| 5.2.2 (TiC_p+TiB_w)/Ti复合材料 |
| 5.3 强韧化机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文、专利及获奖情况 |
（8）(TiB+TiC+La2O3)/IMI834及（TiB+La2O3）/TC4钛基复合材料室温力学性能与拉伸断裂原位表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛基复合材料研究概况 |
| 1.2.1 钛基复合材料的概念 |
| 1.2.2 钛基复合材料的分类 |
| 1.2.3 钛基复合材料的设计 |
| 1.2.4 原位自生钛基复合材料的制备 |
| 1.3 原位自生钛基复合材料的微观组织与界面结构 |
| 1.3.1 增强体形态 |
| 1.3.2 增强体与基体的界面结构 |
| 1.4 钛基复合材料的力学性能 |
| 1.5 钛及其复合材料的断裂机理 |
| 1.6 本研究工作的内容和意义 |
| 第二章 实验方案与复合材料的制备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 原材料的制备 |
| 2.3.1 (TiB+TiC+La_2O_3)/IMI834 复合材料的制备 |
| 2.3.2 (TiB+La_2O_3)/TC_4 复合材料的制备 |
| 2.4 复合材料的实验方案 |
| 2.4.1 微观组织表征 |
| 2.4.2 室温力学性能测试 |
| 2.4.3 拉伸断裂的原位表征 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 多元颗粒增强钛基复合材料的微观组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 (TiC+TiB+La_2O_3)/IMI834 复合材料的微观组织 |
| 3.2.1 (TiC+TiB+La_2O_3)/IMI834 复合材料的相组成 |
| 3.2.2 (TiC+TiB+La_2O_3)/IMI834 复合材料的基体组织形貌 |
| 3.2.3 (TiC+TiB+La_2O_3)/IMI834 复合材料的增强体组织形貌 |
| 3.3 (TiB+La_2O_3)/TC_4 复合材料的组织结构 |
| 3.3.1 (TiB+La_2O_3)/TC_4 复合材料的相组成 |
| 3.3.2 (TiB+La_2O_3)/TC_4 复合材料的基体组织形貌 |
| 3.3.3 (TiB+La_2O_3)/TC_4 复合材料的增强体组织形貌 |
| 3.4 增强体含量对多元颗粒增强钛基复合材料显微组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 多元颗粒增强钛基复合材料的室温力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 (TiC+TiB+La_2O_3)/IMI834 的室温力学性能 |
| 4.2.1 复合材料的室温力学性能 |
| 4.2.2 增强体含量对室温力学性能的影响 |
| 4.2.3 断口形貌分析 |
| 4.3 (TiB+La_2O_3)/TC_4 的室温力学性能 |
| 4.3.1 复合材料的室温力学性能 |
| 4.3.2 增强体含量对室温力学性能的影响 |
| 4.3.3 断口形貌分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 多元颗粒增强钛基复合材料的拉伸断裂机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 (TiB+ TiC+ La_2O_3)/IMI834 钛基复合材料拉伸断裂的原位表征 |
| 5.2.1 原位拉伸时的微观组织演变 |
| 5.2.2 增强体含量对拉伸断裂行为的影响 |
| 5.3 (TiB+La_2O_3)/TC_4 钛基复合材料拉伸断裂的原位表征 |
| 5.3.1 原位拉伸时的微观组织演变 |
| 5.3.2 增强体含量对拉伸断裂行为的影响 |
| 5.4 (TiC+La_2O_3)/TC_4 拉伸断裂的塑性变形行为 |
| 5.4.1 拉伸断裂试验对晶粒取向特征的影响 |
| 5.4.2 开动滑移系的确定 |
| 5.5 复合材料的断裂机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（9）熔炼法制备混杂增强钛基复合材料的微观组织及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛基复合材料概况 |
| 1.2.1 钛基复合材料的分类 |
| 1.2.2 钛基复合材料制备方法 |
| 1.2.3 钛基复合材料构型设计 |
| 1.3 钛基复合材料加工工艺研究进展 |
| 1.3.1 变形特点 |
| 1.3.2 锻造变形加工工艺 |
| 1.3.3 轧制变形加工工艺 |
| 1.3.4 挤压变形加工工艺 |
| 1.3.5 其他变形加工工艺 |
| 1.4 钛基复合材料的工程应用 |
| 1.5 本课题的研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 钛基复合材料的制备及分析测试方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料的制备 |
| 2.2.1 配料 |
| 2.2.2 熔炼 |
| 2.2.3 增强体对钛基复合材料(α+β)/β转变温度的影响 |
| 2.2.4 热加工与热处理 |
| 2.3 材料表征和检测 |
| 2.3.1 结构与组织表征 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 钛基复合材料的微结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸造态纯钛及钛基复合材料的微结构 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 显微组织分析 |
| 3.2.3 增强体形貌分析 |
| 3.2.4 增强体形成机制 |
| 3.3 锻造态纯钛及钛基复合材料的微结构 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 增强体对钛基复合材料室温力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 增强体对原位自生钛基复合材料硬度的影响 |
| 4.2.1 铸造态纯钛及钛基复合材料的硬度 |
| 4.2.2 锻造态纯钛及钛基复合材料的硬度 |
| 4.2.3 钛基复合材料硬度数学模型初探 |
| 4.3 增强体对锻造态原位自生钛基复合材料室温拉伸的影响 |
| 4.3.1 原位自生钛基复合材料室温拉伸性能 |
| 4.3.2 室温拉伸失效分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 增强体对锻造态钛基复合材料高温力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纯钛及钛基复合材料高温拉伸性能 |
| 5.2.1 纯钛及钛基复合材料高温拉伸曲线 |
| 5.3 高温拉伸失效分析 |
| 5.3.1 拉伸断口 |
| 5.3.2 断裂机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
| 致谢 |
（10）颗粒增强钛基复合材料先进加工技术研究与进展（论文提纲范文）
| 1 传统热加工方法 |
| 1.1 锻造变形加工 |
| 1.2 挤压变形加工 |
| 1.3 轧制变形加工 |
| 1.4 焊接加工 |
| 1.5 精密铸造加工 |
| 1.6 大塑性变形加工 |
| 2 特殊加工技术 |
| 2.1 超塑性加工 |
| 2.2 置氢加工 |
| 2.3 塑性变形连接加工 |
| 2.4 增材制造加工 |
| 2.5 其他加工方法 |
| 3 展望 |
四、Microstructure of in situ TiC particle reinforced titanium alloy matrix composites（论文参考文献）
- [1]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
- [2]原位合成TiC及TiC+TiB增强TB8钛基复合材料组织与性能研究[D]. 李冲. 江苏大学, 2020(02)
- [3]TiCP/Ti-32Nb-2Zr-2.8Mo复合材料的制备及其组织与性能研究[D]. 吴宇龙. 东南大学, 2019(08)
- [4]SiCP与新型耐高温钛合金原位反应制备的钛基复合材料组织与性能研究[D]. 蔡成彬. 江苏大学, 2019(02)
- [5]增强体对原位自生（TiC+TiB）/Ti复合材料微观组织和力学性能的影响[D]. 徐欢. 上海交通大学, 2019(06)
- [6]液态氢化（TiB+TiC）/Ti-6Al-4V复合材料组织演变及高温变形行为[D]. 王轩. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [7](TiCp+TiBw)/Ti复合材料的制备与强韧化行为[D]. 李笑. 西安理工大学, 2018
- [8](TiB+TiC+La2O3)/IMI834及（TiB+La2O3）/TC4钛基复合材料室温力学性能与拉伸断裂原位表征[D]. 冼淑君. 上海交通大学, 2018
- [9]熔炼法制备混杂增强钛基复合材料的微观组织及力学性能[D]. 罗贤晖. 上海交通大学, 2018(01)
- [10]颗粒增强钛基复合材料先进加工技术研究与进展[J]. 韩远飞,孙相龙,邱培坤,毛建伟,吕维洁,张荻. 复合材料学报, 2017(08)