一、燃烧合成(Ti,W)C的形成过程（论文文献综述）
梅杰[1]（2020）在《多元金属碳化物颗粒及其铝基复合材料的制备》文中研究指明随着我国在航空航天、装备制造、国防科技等领域的高速发展,各应用领域对材料的综合性能提出了越来越高的要求。金属基复合材料,尤其是颗粒增强铝基复合材料由于其较高的性价比、优异的综合性能得到人们的广泛关注。过渡金属碳化物陶瓷具有许多优秀的物理和化学性能,如高硬度、高熔点、高模量以及稳定性好等,常用作铝基复合材料的增强体。众所周知,基于高熵效应设计合金,可以赋予合金更加优异的综合性能,而高熵效应对陶瓷材料也可能起到相似的作用。目前国际上关于高熵陶瓷的研究处于起步阶段,国内外关于高熵陶瓷颗粒增强复合材料方面的研究还处于空白状态。因此,研究高熵碳化物颗粒增强铝基复合材料对扩大铝基复合材料应用范围具有重要意义。本文探究了高熵碳化物组元选择规律,并首次研究了 Al-（Ti,V,Nb,Ta）-C体系和Al-（Ti,V,Zr,Ta）-C体系的燃烧合成过程。采用燃烧合成+真空热压的方法,成功地制备了纳米（Ti,V,Nb,Ta）C颗粒增强铝基复合材料;研究了 Al含量、压力等因素对Al-（Ti,V,Nb,Ta）-C体系合成产物相组成的影响,并测试了不同Al含量复合材料的硬度、密度、电导率以及压缩性能。本文的主要研究结果如下:（1）基于热力学理论对高熵陶瓷体系形成可能性进行分析,得出以下结论:Ⅰ.首次提出了一种基于热力学计算与几何模型的简化热力学方法。该简化方法可以用来进行高熵碳化物的形成可能性分析。Ⅱ.通过对 Al-（Ti0.25V0.25Nb0.25Ta0.25）-C 体系和 Al-（Ti0.25V0.25Zr0.25Ta0.25）-C 体系的热力学分析计算,两体系中高熵碳化物的合成反应在热力学上是均可行的,Al-（Ti0.25V0.25Zr0.25Ta0.25）-C 体系的驱动力小于 Al-（Ti0.25V0.25Nb0.25Ta0.25）-C 体系。（2）探究了高熵碳化物组元选择规律,并研究了 Al-（Ti,V,Nb,Ta）-C体系和Al-（Ti,V,Zr,Ta）-C体系燃烧合成过程,具体结论如下:Ⅰ.一元、二元过渡金属体系燃烧合成试验表明,Ti、V、Ta元素互相亲和能力较强,形成多主元碳化物的可能性较大,可以作为高熵碳化物组元设计的首选元素。Ⅱ.Al-（Ti,V,Nb,Ta）-C和Al-（Ti,V,Zr,Ta）-C体系均可以合成出单相高熵碳化物。Al-（Ti,V,Nb,Ta）-C体系合成高熵碳化物所需的温度为1500℃;Al-（Ti,V,Zr,Ta）-C体系需要更高温度才能充分反应。Ⅲ.Al的添加改变了（Ti,V,Nb,Ta）-C体系和（Ti,V,Zr,Ta）-C体系的反应路径。Al不仅会形成多主元素金属间化合物作为中间反应物参与反应,也起到溶剂的作用,显着促进了高熵碳化物固溶体的形成。（3）Al含量和压力均会对Al-（Ti,V,Nb,Ta）-C体系燃烧合成反应产生较大影响:Ⅰ.当Al含量低于30 vol.%时,体系中无法形成单相碳化物;当Al含量为45～60 vol.%时,产物由金属间化合物和（Ti,V,Nb,Ta）C组成;当Al含量为75～90 vol.%时,产物由α-Al相和（Ti,V,Nb,Ta）C颗粒组成。Ⅱ.单相固溶体形成过程中加压不利于高熵碳化物合成反应的进行;当单相高熵固溶体形成以后再对复合材料进行热压则不会改变其相组成。（4）揭示了高熵陶瓷颗粒体积分数对（Ti,V,Nb,Ta）C/Al复合材料的性能的影响。高熵碳化物的加入使（Ti,V,Nb,Ta）C/Al复合材料的的硬度、强度提高,电导率下降。随着高熵碳化物颗粒体积分数的增加,（Ti,V,Nb,Ta）C/Al复合材料的硬度、屈服强度与压缩强度大幅度提高,延伸率小幅度下降,电导率下降。
贺永翔[2]（2019）在《过渡区非规则团聚体的碰撞动力学研究》文中研究说明燃烧合成纳米颗粒物的过程涉及复杂的颗粒动力学机理,包括氧化、成核、凝结、碰撞和烧结。在火焰合成纳米颗粒过程中,存在数密度极高的纳米颗粒物,颗粒碰撞动力学事件广泛存在。当两个运动的颗粒发生碰撞并克服其表面势能,颗粒将不可逆地粘在一起形成非规则纳米团聚体。燃烧合成的纳米颗粒主要位于过渡区,处于连续区和自由分子区之间。本文立足于燃烧合成纳米颗粒物背景,对过渡区非规则团聚体的碰撞动力学进行研究,从气体-团聚体颗粒碰撞动力学和团聚体颗粒间碰撞动力学两个方面进行模拟,包括研究了团聚体不同形貌参数和克努森数（Kn）时团聚体的均向平均迁移半径,得到了团聚体颗粒在过渡区的曳力模型,提出了适用于任意形貌颗粒的异权值颗粒碰撞模型。本文主要工作包括:（1）直接模拟Monte Carlo（DSMC）方法中分子碰撞统计方法的对比和并行加速。通过对二维Rayeligh流和Poisellue流两个理想工况的数值模拟计算,比较了时间计数器（TC）、非时间计数器（NTC）、随机取样频率（RSF）和改进的Nanbu四种分子碰撞统计方法的计算精度和计算代价,发现NTC方法效果更优。为了进一步减小DSMC方法计算代价,实现了基于图形处理器（GPU）上的DSMC并行计算,改进了多GPU之间数据传输算法,减少数据传输过程中的时间耗费。通过对二维Couette流和顶盖驱动方腔流的模拟计算,定量地比较了CPU计算、单GPU并行计算和多GPU并行计算的结果和时间。结果表明,GPU并行计算能达到良好的计算精度,双GPU加速比是单GPU的一倍左右,双GPU并行计算的加速效率接近100%。高效高精度的DSMC方法为开展气体-团聚体颗粒碰撞动力学研究提供了流动模拟的基础方法。（2）不同结构参数非规则团聚体的数值模拟。采用Monte Carlo（MC）方法实现了弹射聚集、扩散限制聚集和反应限制聚集三类机制下团聚体颗粒动力学生长的模拟,分析了二维扩散限制团簇-团簇聚集（DLCA）模型下颗粒生长的动态变化。采用回转半径方法计算了不同颗粒动力学生长模型下团聚体的分形维数,定性地比较了动力学模型生成的团聚体分形维数和燃烧合成二氧化钛（Ti O2）纳米颗粒实验中燃烧器不同位置团聚体的分形维数,分析了燃烧器上方典型高度处纳米颗粒生长的主要动力学机理。为了生成特定分形维数和一次粒子数目的团聚体颗粒,采用连续算法（SA）实现了可调控结构参数的团聚体的三维模拟,为开展气体-团聚体颗粒碰撞动力学研究提供了符合实验测量的三维非规则团聚体颗粒结构。（3）过渡区团聚体颗粒迁移半径的数值计算。非规则团聚体颗粒迁移半径是颗粒碰撞核模型的基本参数,无法根据理论分析得到。利用DSMC方法模拟气体流动、SA算法生成三维非规则团聚体颗粒,通过气体-团聚体颗粒碰撞动力学研究,得到了过渡区三维团聚体的均向迁移半径。首先通过流体绕流三维圆球的DSMC数值计算,分析了远场入流边界条件对DSMC方法统计结果和精度的影响。然后,计算了Kn=1～10、团聚体初始颗粒数目N=10～30、指前因子kf=1.1～1.5和分形维数df=1.5～2.2时团聚体的均向平均迁移半径,采用Levenberg-Marquardt迭代算法对计算结果进行拟合,得到了团聚体迁移半径与初始数目N、回转半径Rg和Kn数之间函数表达式;并计算了与团聚体迁移半径相关的动力学参数,包括调整球半径Radj、水动力学半径RH和动态形状因子χ。（4）颗粒-颗粒碰撞动力学的异权值Monte Carlo方法研究。采用DSMC方法模拟颗粒间的碰撞,考虑不同模拟颗粒数目权值的差异,发展了异权值模拟颗粒的碰撞准则,同时为了保证颗粒动力学模拟的计算效率和计算精度,提出了两种异权值DSMC方法（DWDSMC）。一种是分解-恢复方法（split-restoration scheme,SRS）,可以保持颗粒碰撞前后系统的总质量、总动量或总能量守恒。通过对理想工况重颗粒流的模拟,并与理论值、轨迹计算方法（TC）和等权值DSMC方法（EWDSMC）结果进行比较,发现保存颗粒总动量不变的SRS方法能具有更高的统计精度,但仍然具有统计不确定性。进而提出了颗粒权值守恒方法（conservative particle weighting,CPW）,对于理想重颗粒流的模拟表明其可以线性保持系统总质量、总动量和总能量守恒。进一步,将描述异权值颗粒碰撞的CPW方法与描述气固流动的格子Boltzmann-元胞自动机（LB-CA）概率方法耦合,提出了LB-CA-CPW模型,应用于更为复杂的气固两相流四向耦合数值模拟。通过对经典后台阶流工况的模拟计算,发现该模型不仅可以准确用来模拟气固两相流中的颗粒碰撞,还可以提高颗粒数密度较小的尺度区间内颗粒场的统计精度。
李剑峰[3]（2019）在《特殊组成与结构硬质合金及钨基材料的制备和组织性能研究》文中研究表明WC-Co基硬质合金是以WC作为硬质相,金属Co作为粘结相,通过粉末冶金工艺生产的一类合金。它拥有高的强度、硬度、耐磨性,良好的导电导热性以及耐酸碱和抗氧化性等,在切削、车削、凿岩、铣削工具中广泛应用。传统的均质WC-Co基硬质合金的硬度与韧性之间往往难以兼顾,当合金的硬度提高时韧性下降,韧性提高时硬度则下降,反之亦然。而现代工业技术的发展,硬质合金的服役条件更加苛刻,对合金的性能也提出了更高的要求,如在要求高硬度的同时还需兼有良好的韧性。为了实现上述目标,制备超细及纳米晶硬质合金、改进硬质合金粘结相、稀土元素掺杂硬质合金以及设计梯度结构硬质合金等途径被大量尝试来提高合金的性能。本论文主要以WC-Co基硬质合金为研究对象,通过使用新颖的烧结工艺、粘结相的部分替代、对合金结构的设计以及稀土元素掺杂等来获得高性能硬质合金材料。同时,在稀土掺杂WC-Co基硬质合金研究结果的基础上,对稀土氧化物掺杂W基材料的制备与性能进行了探索性的研究。主要研究结果如下:（1）采用微波快速加热的方式来烧结制备硬质合金。以球磨方式制备WC-10Co粉末混合料,经压制成形、脱粘预烧及微波烧结制得WC-10Co硬质合金烧结体。结果表明,经24 h球磨可制得粉体尺寸细小且成分分布均匀的WC-10Co粉末混合料。1350℃下微波烧结20 min可制得相对密度高达99.5%且WC平均晶粒尺寸为291 nm的WC-10Co硬质合金,合金的硬度、抗弯强度及断裂韧性分别达90.7 HRA、2044 MPa和11.3 MPa?m1/2。（2）通过溶液燃烧合成法制得了Co-Cu复合粉体,将其与WC粉球磨混合后,经压制成形和1350℃微波烧结制得WC-10（Co/Cu）硬质合金烧结体。组织性能测试结果表明,在粘结相中以少量的Cu替代Co可以改善烧结性能,抑制烧结体中WC晶粒的长大并提高合金的力学性能。烧结体中Cu以单质或固溶于富Co粘结相中的形式存在。当烧结体中Cu加入量为0.5 wt.%时,合金的硬度和断裂韧性分别达90.7 HRA和14.3 MPa?m1/2。抗弯强度则在Cu加入量为1 wt.%时达到最高值2544.7 MPa。（3）通过控制球磨时间,制得了不同粉体粒度和Co含量的WC-xCo粉末混合料,经叠层压制和1350℃微波烧结制得具有层状结构的WC-Co梯度硬质合金烧结体。实验结果表明,当球磨时间由6 h延长到24 h,粉末混合料的粒度由0.31μm减小到0.11μm。烧结后的样品相对密度高于99.7%,且合金中不存在?相。此外,烧结体中Co含量仍呈层状分布,层间界面结合良好。烧结体表层的WC平均晶粒为274 nm而芯部为529 nm。由于合金内外层WC晶粒尺寸以及Co含量的差异,合金的表层硬度达到90.75 HRA,而芯部韧性达到18.12 MPa?m1/2,合金具有外硬内韧的梯度性能。（4）采用球磨混合得到La2O3/WC-Co粉末混合料,经压制和1350℃微波烧结获得烧结体。组织性能测试结果表明,适量La2O3添加可以改善WC-Co合金的组织均匀性,减小WC的晶粒尺寸。La2O3以几十纳米的单颗粒或团聚成约200nm的大颗粒存在于烧结体中。La2O3与WC相之间存在着两种界面关系,一种界面间具有半共格的界面关系,另一种界面间共格性较差,两相界面间存在着1-3 nm的无序结构。这种无序结构却不存在于La2O3与Co的相界面处。La2O3的添加对烧结体的致密度无明显影响。当La2O3的含量为0.8 wt.%（按La2O3在Co中的质量）时,合金的硬度和断裂韧性分别达到最大值,为91.8 HRA和13.44MPa?m1/2。抗弯强度则在La2O3的含量为1.2 wt.%时达到最大值2359 MPa。（5）通过湿化学法制备了具有核壳结构的W包覆La2O3复合粉体,粉体呈多面体状,颗粒尺寸约100-200 nm。复合粉体经压制成形后,在2200℃下于氩气气氛中烧结2 h获得了La2O3/W复合材料。测试结果表明,随着La2O3含量的增加,烧结后的样品中W晶粒尺寸变小,且微观组织中仍然保留着核壳结构。当La2O3加入量为0.6 wt.%时,烧结块体的相对密度高达96.93%,抗弯强度和洛氏硬度分别为434 MPa和70.3 HRA。
陈硕,张龙,赵忠民,娄光普,张昊[4]（2018）在《W含量对自蔓延离心熔铸TiB2-TiC-（Ti,W）C陶瓷组织和性能的影响》文中进行了进一步梳理通过在（Ti+B4C）体系中引入（WO3+Al）燃烧体系,进而调整两体系的比例,采用自蔓延离心熔铸工艺成功制备出W系列含量的TiB2-TiC-（Ti,W）C复合陶瓷。XRD、FESEM和XRD结果显示:陶瓷基体主要由Ti B2、TiC和（Ti,W）C固溶体组成,且随着W含量的增加,（Ti,W）C固溶体体积分数增加,而TiB2和TiC体积分数减少且晶粒逐渐细化,同时,组织分布趋于均匀。力学性能测试表明,随着W含量的增加,TiB2-TiC-（Ti,W）C复合陶瓷的相对密度和维氏硬度呈上升趋势,而陶瓷的抗弯曲强度和断裂韧性先增大后减小,在W含量为65%时达到最大值,这是TiB2作为唯一的增强相体积分数逐渐减少的结果。
潘传增,尹玉军,张靖[5]（2018）在《反应熔铸（Ti,W,Cr）B2-（Ti,W,Cr）C复相陶瓷刀具材料》文中提出采用超重力场反应熔铸技术,以（Ti+B4C）为主体系,辅以（CrO3+WO3+NiO+Al）复杂铝热体系,制备出（Ti,W,Cr）B2-（Ti,W,Cr）C陶瓷刀具材料。XRD、FESEM与EDS分析表明:（Ti,W,Cr）B2-（Ti,W,Cr）C陶瓷基体主要由（Ti,W,Cr）B2块晶、不规则（Ti,W,Cr）C、AlNi及少量Al2O3构成。燃烧体系反应完成后,Al2O3熔滴被分离,得到Ti-W-Cr-Ni-C-B混合熔体。在混合熔体的冷却凝固过程中,TiC优先形核析出,[W]、[Cr]原子取代部分[Ti],扩散至TiC相中,先后生成（Ti,W）C、（Ti,W,Cr）C;在TiB2长大过程,[W]、[Cr]原子取代部分[Ti],生成（Ti,W,Cr）B2;在凝固后期,[Ni]与少量未反应的[Al]反应生成AlNi,分布于基体间,提高了陶瓷的致密性。
彭文斌,赵忠民[6]（2017）在《预热对自蔓延燃烧合成TiB2-TiC-（Ti,W）C复相陶瓷组织及性能的影响》文中研究指明通过引入预热工艺,提高反应体系绝热温度,采用超重力场辅助自蔓延燃烧合成技术,成功制备出TiB2-TiC-（Ti,W）C复相陶瓷,并探究预热温度对反应绝热温度及产物组织性能的影响。研究表明:当预热温度较低时,陶瓷晶粒较粗大,组织均质性、致密性较差,断裂韧性偏低;随着预热温度的提高,陶瓷组织不断改善,断裂韧性不断提高,当预热温度为498 K时,显微组织和力学性能达到最优;进一步提高预热温度,会使陶瓷性能下降。
庞立娟,邓刚,张雪峰,肖洪[7]（2017）在《(Ti,M)C复式碳化物制备方法的研究进展》文中研究表明对当前（Ti,M）C碳化物的制备方法进行了综述,详细介绍了不同制备方法的制备过程及原理,对不同制备方法的优缺点进行了论述。碳热还原法是目前广泛使用的一种方法,能够制备复杂成分的（Ti,M）C,但该方法耗能大、工艺流程复杂;预合金化法能够制备某些特定成分的碳化物,但其使用范围受限;自蔓延高温合成法可以制备多种成分的（Ti,M）C,但大部分情况下需要预热且存在反应不完全的情况。目前没有一种制备方法同时具有高效、工艺流程简单、适用性强且产物纯度高等优点,对现有制备方法进行改进以满足工业化应用是（Ti,M）C复式碳化物的研究发展方向。
郑启文,杨天恩,熊计[8]（2017）在《(Ti,W)C固溶体基金属陶瓷的研究进展》文中提出本文概括了（Ti,W）C固溶体基金属陶瓷的性能及优势,分析了（Ti,W）C固溶体粉末的制备方法如碳热还原法、燃烧合成法（自蔓延高温合成法）、机械合金化和机械诱发自蔓延反应;讨论了已经应用的（Ti,W）C基金属陶瓷的烧结方法如真空烧结,自蔓延高温合成,高频诱导加热合成和放电等离子体烧结等方法,并指出有可能应用的其它烧结方法如微波烧结、选择性激光烧结、二阶段烧结、等离子体活化烧结等方法;系统地综述了不同成分粘结剂（Ni、Co/Ni、Fe、Fe Al、NiAl3）、第二类碳化物（Mo2C、WC）和组元含量（C、Mo、W、W与Ti的量之比）以及粉末状态（纳米粉末或固溶体形状）对（Ti,W）C基金属陶瓷组织和性能的影响,最后对（Ti,W）C基金属陶瓷未来的研究进行了展望。
庞立娟[9]（2016）在《(Ti,M)C的制备及基于第一性原理的力学性能研究》文中指出由于TiC具有高强度、高硬度、抗热震性能优异、价格低廉、资源丰富等优点,是现在公认的最有希望可替代WC的材料。而以TiC为硬质相,Ni、Co等金属为粘结相的材料通常称为金属陶瓷。该类材料的典型芯-环相结构,使得TiC基金属陶瓷断裂韧性远低于WC-Co金属陶瓷,也成为了限制TiC基金属陶瓷广泛应用的最大障碍。改善TiC基金属陶瓷韧性的做法,通常是将通过预固溶处理直接制备的（Ti,M）C取代TiC作为硬质相（其中M=W,Mo,V,Nb等）,以获得具有弱芯-环相结构乃至无芯相结构的材料,最大程度地减少芯相与环相之间相界面数量,弱化相界面处成分梯度过大对金属陶瓷性能产生的不利影响,达到材料强韧化的目的。目前制备复式固溶体型碳化物的手段有碳热还原法、预合金化法等多种方法,最常用的是碳热还原法。但使用该法制备复式碳化物容易产生过量游离碳,且工序复杂、耗时长、能耗高,因此,寻找一种工艺简单、流程短且纯度高的复式碳化制备方法一直是复合材料领域研究的重点。本文在氩气保护条件下利用电弧熔炼炉制备了（Ti,M）C（其中M=Mo、V、W）三类基础碳化物,研究了不同含量的掺杂元素M对TiC晶体结构及力学性能的影响及其各自的反应机理,同时利用Materials Studio（MS）软件,以TiC晶体结构为基础计算得到了（Ti,M）C晶体结构及相关力学性能参数,并试图从电子层面解释了不同含量的掺杂元素对材料性能影响的本质。研究结果表明掺杂元素M的种类及掺杂量将对（Ti,M）C的晶胞参数、密度、力学性能等产生影响,但三类碳化物的晶体结构都与TiC相似,均为Na Cl型,且断裂机制及制备过程的反应机理类同,但不同的掺杂元素,其作用程度不同。具体研究结果如下:（1）铸态(Ti1-xMox)C的晶胞参数a与Mo掺杂含量之间的关系为:α=4.329-0.0157xMo/Mo+Ti（x为Mo在金属原子中的比例）,即晶胞参数随Mo含量的增多而线性减小。（Ti,Mo）C的密度随x增多而线性增大,即从5.21g/cm3（x=0.1）增大至6.89 g/cm3（x=0.5）;其抗弯强度及硬度随Mo含量的增多先增大后减小,其中Ti0.6Mo0.4C的硬度及抗弯强度具有最大值,即显微维氏硬度（Hv）为22.5Gpa、抗弯强度为576.8Mpa。热压烧结后的(Ti1-xMox)C系列碳化物,都表现出沿晶断裂为主同时含有少量穿晶断裂。以名义成分Ti0.5Mo0.5C为对象研究了Ti-Mo-C体系的反应进程,球磨不会引起新相产生,随后的电弧熔炼反应过程由三个部分构成,在高温条件下体系中首先生成Ti2C、Mo2C、TiC和MoC的混合物,随着反应时间延长,中间产物消失,最终生成TiMoC2。该反应过程速度快,一般在2030s内完成。（2）经计算(Ti8-xMox)C8（x=14）系列碳化物的形成能均小于0,表明其在室温下可稳定存在;(Ti8-xMox)C8晶胞参数的理论计算值略大于实验值,误差小于2%,两者符合度高。Ti5Mo3C8系的体积模量和剪切模量分别为287.05Gpa和220.39Gpa,通过经验公式估算的硬度值为33.28Gpa,其硬度最高。Mo原子掺杂后改变了Ti-Mo-C系列碳化物内部原子之间的成键作用,从而造成硬度变化。（3）铸态(Ti1-xVx)C（x=0.10.5）的晶胞参数a与V掺杂量x呈线性减小关系,具体表现为α=4.3293-0.0251xV/V+Ti。(Ti1-xVx)C的密度随V掺杂量的增多而线性增大,由4.93g/cm3（x=0.1）增大至5.32 g/cm3（x=0.5）。(Ti1-xVx)C的硬度与抗弯强度随V掺杂量的增多先减小后增大,在x=0.3时出现最小值,其硬度及抗弯强度分别为15.4Gpa和387.6Mpa。Ti-V-C系列碳化物的力学性能劣于Ti-Mo-C系列。(Ti1-xVx)C碳化物的断口颗粒尺寸随x增大而增大,同样包含沿晶断裂及穿晶断裂两种断裂形式。（4）经计算,(Ti8-xVx)C8（x=14）系列碳化物的形成能均小于0,其晶胞参数计算值与实验值非常接近,误差小于0.5%;(Ti8-xVx)C8系列碳化物硬度的理论值与实验值变化趋势相同,都表现为随V掺杂含量的增多先减小后增大,其中Ti5V3C8具有最低体模量、剪切模量及估算硬度值,分别为270.57Gpa、181.25Gpa及23.21Gpa。V原子的掺杂同样改变了Ti-V-C系列碳化物中原子的成键作用,进而引起了其硬度的变化。（5）铸态(Ti1-xWx)C系列碳化物的晶胞参数a随W掺杂含量的增多而线性减小,其拟合关系为α=4.3327-0.0462xW/W+Tia;(Ti1-xWx)C的密度随V掺杂量的增多而线性增大,由6.15g/cm3（x=0.1）增大至10.30 g/cm3（x=0.5）;(Ti1-xWx)C的硬度与抗弯强度随W掺杂量的增多而增大,其中Ti0.5W0.5C的硬度及抗弯强度最大,分别为26.2Gpa和589.5Mpa。(Ti1-xWx)C的的断口包括沿晶断裂及穿晶断裂两种形式,且断口颗粒平均尺寸随W掺杂量的增多而减小,起到晶粒细化的作用。（6）(Ti8-xWx)C8（x=14）系列碳化物的形成能均小于0,其晶胞参数随W掺杂含量的增多而减小,基本呈线性关系,且理论计算值与实验值非常接近,两者的误差小于1%;(Ti8-xWx)C8系列碳化物的体模量及剪切模量都随W掺杂量的增多而增大,Ti4W4C8的体模量和剪切模量分别为317.19Gpa和241.69Gpa,其估算硬度值为36.49Gpa,该系列碳化物的硬度理论值与实验值的变化趋势相同,即随W掺杂含量的增多而增大。(Ti8-xWx)C8的G/B值均大于0.57,都表现为脆性;W掺杂后亦改变了Ti-W-C系列碳化物原子之间的成键作用。
程军[10]（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。
二、燃烧合成(Ti,W)C的形成过程（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、燃烧合成(Ti,W)C的形成过程（论文提纲范文）
（1）多元金属碳化物颗粒及其铝基复合材料的制备（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 燃烧合成反应 |
| 1.2.1 燃烧理论与燃烧合成 |
| 1.2.2 燃烧合成技术的发展与研究现状 |
| 1.2.3 燃烧合成致密化技术 |
| 1.3 高熵合金与高熵陶瓷 |
| 1.3.1 高熵合金与高熵效应 |
| 1.3.2 高熵陶瓷 |
| 1.3.3 单相高熵陶瓷形成能力的理论研究 |
| 1.3.4 HECs的合成与制备 |
| 1.3.5 高熵增强体在复合材料中的应用 |
| 1.4 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 样品的制备 |
| 2.2.1 球磨工艺 |
| 2.2.2 整体燃烧合成实验 |
| 2.2.3 高熵陶瓷增强铝基复合材料的制备 |
| 2.3 样品的分析和表征 |
| 2.3.1 XRD物相分析 |
| 2.3.2 扫描电镜分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 密度测试 |
| 2.4.3 电导率测试 |
| 2.4.4 压缩性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 高熵体系燃烧合成反应热力学 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多主元化合物热力学计算模型 |
| 3.3 高熵碳化物热力学分析 |
| 3.3.1 Al-(Ti_(0.25)V_(0.25)Nb_(0.25)Ta_(0.25))-C体系合成热力学分析 |
| 3.3.2 Al-(Ti_(0.25)V_(0.25)Nb_(0.25)Ta_(0.25))-C体系合成热力学分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 多元金属碳化物颗粒的燃烧合成 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 高熵陶瓷组元的探索与选择 |
| 4.2.1 铝基体中一元过渡金属碳化物的合成试验 |
| 4.2.2 铝基体中二元过渡金属碳化物的合成试验 |
| 4.2.3 铝基体中三元过渡金属碳化物的合成试验 |
| 4.3 温度对高熵碳化物颗粒合成的影响 |
| 4.3.1 Al-(Ti,V,Nb,Ta)-C体系 |
| 4.3.2 Al-(Ti,V,Zr,Ta)-C体系 |
| 4.4 高熵陶瓷颗粒的合成机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 高熵碳化物增强铝基复合材料的制备及其性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 工艺参数对Al-(Ti,V,Nb,Ta)-C体系反应产物相组成的影响 |
| 5.2.1 Al含量的影响 |
| 5.2.2 热压工艺的影响 |
| 5.3 复合材料的致密度 |
| 5.4 复合材料的硬度测试及分析 |
| 5.5 复合材料的电导率测试及分析 |
| 5.6 复合材料的压缩性能 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（2）过渡区非规则团聚体的碰撞动力学研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 气体-颗粒碰撞动力学研究现状 |
| 1.3 颗粒-颗粒碰撞动力学研究现状 |
| 1.4 本文主要研究工作 |
| 2 直接模拟Monte Carlo的分子碰撞统计方法和模拟加速 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 DSMC方法描述分子运动 |
| 2.3 DSMC方法GPU并行加速 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 非规则团聚体颗粒的数值模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 分形理论 |
| 3.3 颗粒动力学生长模型生成团聚体 |
| 3.4 连续算法(SA)生成团聚体 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 过渡区非规则团聚体颗粒迁移半径的数值计算 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 迁移半径理论公式 |
| 4.3 计算条件 |
| 4.4 结果讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 颗粒-颗粒碰撞的异权值Monte Carlo方法 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 分解-恢复方法考虑异权值模拟颗粒间碰撞 |
| 5.3 颗粒权值守恒方法考虑异权值模拟颗粒间碰撞 |
| 5.4 考虑颗粒碰撞的四向耦合气固两相流模型 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 论文创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读博士学位期间参与的研究课题 |
（3）特殊组成与结构硬质合金及钨基材料的制备和组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 硬质合金概述 |
| 1.1.1 硬质合金的组成及性能特点 |
| 1.1.2 硬质合金的分类 |
| 1.1.3 硬质合金的发展历史 |
| 1.1.4 硬质合金的生产工艺 |
| 1.1.5 硬质合金的应用 |
| 1.1.6 硬质合金的发展趋势 |
| 1.2 超细及纳米晶硬质合金 |
| 1.2.1 概述 |
| 1.2.2 超细及纳米晶硬质合金原料粉体的制备 |
| 1.2.3 超细及纳米晶硬质合金的烧结 |
| 1.2.4 超细及纳米晶硬质合金中晶粒长大抑制剂的应用 |
| 1.2.5 超细及纳米晶硬质合金的应用 |
| 1.3 硬质合金粘结相的改进 |
| 1.3.1 概述 |
| 1.3.2 镍和铁用作硬质合金粘结相 |
| 1.3.3 铜用作硬质合金粘结相 |
| 1.3.4 金属间化合物用作硬质合金粘结相 |
| 1.4 梯度硬质合金 |
| 1.4.1 概述 |
| 1.4.2 梯度硬质合金的制备方法 |
| 1.4.3 梯度硬质合金的应用 |
| 1.5 稀土元素掺杂硬质合金 |
| 1.5.1 概述 |
| 1.5.2 稀土元素掺杂硬质合金的制备方法 |
| 1.5.3 稀土元素掺杂硬质合金的强化机理 |
| 1.6 稀土氧化物掺杂钨基材料 |
| 1.6.1 概述 |
| 1.6.2 稀土氧化物掺杂钨基材料制备 |
| 1.6.3 稀土氧化物掺杂钨基材料的强化机理 |
| 1.7 本论文的研究目的及主要研究内容 |
| 第二章 微波烧结制备WC-10Co超细晶硬质合金的研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 原料及仪器设备 |
| 2.2.2 材料的制备 |
| 2.2.3 测试与分析 |
| 2.3 实验结果与分析 |
| 2.3.1 粉体的表征 |
| 2.3.2 烧结温度对WC-10Co硬质合金组织性能的影响 |
| 2.3.3 WC-10Co硬质合金粘结相组成以及微观界面结构 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 WC-10(Co/Cu)超细晶硬质合金的制备和组织性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 原料及仪器设备 |
| 3.2.2 材料的制备 |
| 3.2.3 组织性能测试与分析 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 粉体的表征 |
| 3.3.2 烧结致密化及烧结体的显微组织分析 |
| 3.3.3 Cu添加对WC-10(Co/Cu)硬质合金力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 具有Co成分和WC晶粒尺寸双重梯度结构的WC-Co硬质合金的研制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 原料及仪器设备 |
| 4.2.2 材料的制备 |
| 4.2.3 组织性能测试与分析 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 粉体的表征 |
| 4.3.2 WC-Co梯度硬质合金的烧结致密化 |
| 4.3.3 烧结体的显微组织结构和演化过程 |
| 4.3.4 WC-Co梯度硬质合金的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 La_2O_3 掺杂超细晶WC-10Co硬质合金的研制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.2.1 原料及仪器设备 |
| 5.2.2 材料的制备 |
| 5.2.3 组织性能测试与分析 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 粉体的表征 |
| 5.3.2 烧结体的烧结致密化过程及显微组织 |
| 5.3.3 La_2O_3 在烧结体中的分布以及界面关系 |
| 5.3.4 La_2O_3 /WC-10Co硬质合金力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 La_2O_3 掺杂W基复合材料的制备和组织性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.2.1 原料及仪器设备 |
| 6.2.2 La_2O_3 /W复合材料的制备 |
| 6.2.3 组织性能测试与分析 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 粉体的表征 |
| 6.3.2 烧结体的显微组织演变及烧结致密化分析 |
| 6.3.3 La_2O_3 /W复合材料烧结体的力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的学术活动及成果情况 |
（5）反应熔铸（Ti,W,Cr）B2-（Ti,W,Cr）C复相陶瓷刀具材料（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 结果与讨论 |
| 3 结论 |
（6）预热对自蔓延燃烧合成TiB2-TiC-（Ti,W）C复相陶瓷组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 1 实验材料与方法 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 反应热力学计算以及平衡产物预测 |
| 2.2 陶瓷物相分析 |
| 2.3 陶瓷显微组织分析 |
| 2.4 陶瓷力学性能分析 |
| 3 结论 |
（7）(Ti,M)C复式碳化物制备方法的研究进展（论文提纲范文）
| 1 碳热还原法 |
| 2 预合金化法 |
| 3 高能球磨法 |
| 4 热压烧结法 |
| 5 燃烧合成法 |
| 6 结束语 |
（8）(Ti,W)C固溶体基金属陶瓷的研究进展（论文提纲范文）
| 1 (Ti, W) C固溶体基金属陶瓷 |
| 2 (Ti, W) C固溶体 |
| 3 (Ti, W) C固溶体粉末的制备 |
| 3.1碳热还原法 |
| 3.2燃烧合成法 (CS) |
| 3.3机械合金化 (MA) |
| 3.4机械诱发自蔓延反应 (MSR) |
| 3.5放电等离子体烧结 (SPS) |
| 4 (Ti, W) C基金属陶瓷的烧结 |
| 4.1真空烧结 |
| 4.2自蔓延高温合成 (SHS) |
| 4.3高频诱导加热合成 (HFIHS) |
| 4.4放电等离子体烧结 (SPS) |
| 5 成分对 (Ti, W) C基金属陶瓷的影响 |
| 5.1 粘接剂的影响 |
| 5.2 Mo和Mo2C的影响 |
| 5.3 WC的影响 |
| 5.4 W/Ti比的影响 |
| 5.5 C的影响 |
| 5.6 W的影响 |
| 6 粉末粒度或形态的影响 |
| 6.1 普通粉末的影响 |
| 6.2 纳米粉末的影响 |
| 6.3 片状 (W, Ti) C固溶体的影响 |
| 7 展望 |
（9）(Ti,M)C的制备及基于第一性原理的力学性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷简介 |
| 1.2.1 金属陶瓷的定义 |
| 1.2.2 金属陶瓷的研究历程 |
| 1.2.3 金属陶瓷的应用 |
| 1.2.4 TiC/Ti（C，N）基金属陶瓷的微观结构 |
| 1.3 化学成分对TiC（N）基金属陶瓷性能的影响 |
| 1.3.1 碳含量对TiC（N）基金属陶瓷性能的影响 |
| 1.3.2 TiN对TiC（N）基金属陶瓷性能的影响 |
| 1.3.3 WC对TiC（N）基金属陶瓷性能的影响 |
| 1.3.4 VC对TiC（N）基金属陶瓷性能的影响 |
| 1.3.5 Mo2C对TiC（N）基金属陶瓷性能的影响 |
| 1.3.6 其他碳化物添加剂对TiC（N）基金属陶瓷性能的影响 |
| 1.4 复式碳化物的制备方法 |
| 1.4.1 碳热还原法 |
| 1.4.2 预合金化法 |
| 1.4.3 高能球磨法 |
| 1.4.4 热压烧结法 |
| 1.4.5 燃烧合成法 |
| 1.5 复式碳化物第一性原理的研究现状 |
| 1.5.1 第一性原理（First Principles）简介 |
| 1.5.2 Material Studio（MS）简介 |
| 1.5.3 固溶体型碳化物结构与性能的第一性原理计算 |
| 1.6 本文的研究目的、内容和技术路线 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 电弧熔炼法制备（Ti，Mo）C的实验研究 |
| 2.1 实验原料与研究方法 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 （Ti，Mo）C的制备工艺 |
| 2.1.3 （Ti，Mo）C的性能检测及组织分析方法 |
| 2.2 电弧熔炼法制备（Ti_(1-x)Mo_x）C的试验结果 |
| 2.2.1 铸态样品形貌及晶体结构 |
| 2.2.2（Ti_(1-x)Mo_x）C的密度及力学性能 |
| 2.2.3 （Ti_(1-x)Mo_x）C的微观组织及断口观察 |
| 2.2.4 电弧熔炼法制备（Ti_(1-x)Mo_x）C的反应机理 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 （Ti_(8-x)Mo_x）C_8的第一性原理计算 |
| 3.1 计算方法 |
| 3.1.1 结构模型构建 |
| 3.1.2 计算参数选择 |
| 3.2 （Ti_(8-x)Mo_x）C_8的计算结果与讨论 |
| 3.2.1 （Ti_(8-x)Mo_x）C_8晶体结构模型计算 |
| 3.2.2 （Ti_(8-x)Mo_x）C_8弹性性质的计算 |
| 3.2.3 （Ti_(8-x)Mo_x）C_8态密度的计算 |
| 3.2.4 （Ti_(8-x)Mo_x）C_8差分电荷密度的计算 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 电弧熔炼法制备（Ti，V）C的实验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验原料与研究方法 |
| 4.2.1 实验原料 |
| 4.2.2 （Ti，V）C的制备工艺 |
| 4.2.3 （Ti，V）C的性能检测及显微组织分析方法 |
| 4.3 电弧熔炼法制备（Ti_(1-x)V_x）C的试验结果 |
| 4.3.1 铸态样品形貌及晶体结构 |
| 4.3.2 （Ti_(1-x)V_x）C的密度及力学性能 |
| 4.3.3 （Ti_(1-x)V_x）C的微观组织及断口观察 |
| 4.3.4 电弧熔炼法制备（Ti_(1-x)V_x）C的反应机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 （Ti_(8-x)V_x）C_8的第一性原理计算 |
| 5.1 计算方法 |
| 5.1.1 结构模型构建 |
| 5.1.2 计算参数选择 |
| 5.2 （Ti_(8-x)V_x）C_8的计算结果与讨论 |
| 5.2.1 （Ti_(8-x)V_x）C_8晶体结构模型计算 |
| 5.2.2 （Ti_(8-x)V_x）C_8弹性性质的计算 |
| 5.2.3 （Ti_(8-x)V_x）C_8态密度的计算 |
| 5.2.4（Ti_(8-x)V_x）C_8差分电荷密度的计算 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 电弧熔炼法制备（Ti，W）C的实验研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原料与研究方法 |
| 6.2.1 实验原料 |
| 6.2.2 （Ti，W）C的制备工艺 |
| 6.2.3 （Ti，W）C的性能检测及显微组织分析方法 |
| 6.3 电弧熔炼法制备（Ti_(1-x)W_x）C的试验结果 |
| 6.3.1 铸态样品形貌及晶体结构 |
| 6.3.2 （Ti_(1-x)W_x）C的密度及力学性能研究 |
| 6.3.3 （Ti_(1-x)W_x）C的显微组织及断口观察 |
| 6.3.4 电弧熔炼法制备（Ti_(1-x)W_x）C的反应机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 （Ti_(8-x)W_x）C_8的第一性原理计算 |
| 7.1 计算方法 |
| 7.1.1 结构模型构建 |
| 7.1.2 计算参数选择 |
| 7.2 （Ti_(8-x)W_x）C_8的计算结果与讨论 |
| 7.2.1 （Ti_(8-x)W_x）C_8晶体结构模型计算 |
| 7.2.2 （Ti_(8-x)W_x）C_8弹性性质的计算 |
| 7.2.3 （Ti_(8-x)W_x）C_8态密度的计算 |
| 7.2.4 （Ti_(8-x)W_x）C_8差分电荷密度的计算 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 8.1 论文工作总结及创新点 |
| 8.2 不足之处及工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A 博士研究生在读期间发表的论文及申请的专利 |
（10）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 |
四、燃烧合成(Ti,W)C的形成过程（论文参考文献）
- [1]多元金属碳化物颗粒及其铝基复合材料的制备[D]. 梅杰. 吉林大学, 2020(08)
- [2]过渡区非规则团聚体的碰撞动力学研究[D]. 贺永翔. 华中科技大学, 2019
- [3]特殊组成与结构硬质合金及钨基材料的制备和组织性能研究[D]. 李剑峰. 合肥工业大学, 2019(01)
- [4]W含量对自蔓延离心熔铸TiB2-TiC-（Ti,W）C陶瓷组织和性能的影响[J]. 陈硕,张龙,赵忠民,娄光普,张昊. 稀有金属材料与工程, 2018(06)
- [5]反应熔铸（Ti,W,Cr）B2-（Ti,W,Cr）C复相陶瓷刀具材料[J]. 潘传增,尹玉军,张靖. 热加工工艺, 2018(04)
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