一、低温燃烧合成技术制备α-Al_2O_3微粉（论文文献综述）
李强[1]（2021）在《微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制》文中指出通过向铝合金熔体中引入陶瓷颗粒对其凝固组织构型和析出动力学进行调控,可以显着提高铝合金的宏观力学性能。陶瓷颗粒的尺寸、种类以及添加方法是影响铝合金性能的关键因素。近年来,在传统的单一颗粒基础上,研究人员提出了混杂颗粒的概念（双尺度颗粒和双相颗粒）,研究表明混杂颗粒作为铝合金调控剂具有超越传统单一颗粒的晶粒细化效率和强韧化效果。另外,亚共晶铝硅合金是铝合金中最常用的一种铸造铝合金,然而传统的孕育颗粒或者增强颗粒容易引发严重的“毒化”问题,新型颗粒的设计与开发已经成为进一步提高铝硅系合金综合性能空间的关键因素。本文通过燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系以及Al-Ti-B体系中成功制备了双相微纳米TiCN-TiB2颗粒以及双尺度TiB2颗粒。以商业纯铝为模型,采用中间合金重熔稀释+超声辅助搅拌铸造技术对比分析了不同颗粒类型、尺寸等对商业纯铝凝固行为、微观组织和力学性能的影响;对比研究了内生微米、双尺度TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金晶粒细化和强韧化的影响规律;研究了双相TiCN-TiB2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金以及铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织和室温力学行为的影响规律。揭示了双相TiCN-TiB2颗粒、双尺度TiB2颗粒对铝硅系合金凝固行为、微观组织以及力学性能的影响规律及其机制。本文主要创新点如下:1)首次采用燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系中成功制备了内生双相微纳米TiCN-TiB2颗粒,并对比分析了不同颗粒类型、尺寸以及凝固条件对商业纯铝模型组织和室温力学性能的影响及其机制。i)揭示出微纳米颗粒可以显着降低α-Al的形核过冷度,再辉平台特征明显减缓,微纳米颗粒在凝固过程中可以作为α-Al的异质形核核心,提高形核率。在较高温度梯度下双相TiCN-TiB2颗粒仍然可以实现柱状晶向等轴晶的转变,形核潜力高于微米TiCN颗粒。ii)揭示出微纳米颗粒可以显着细化α-Al晶粒,并且随着陶瓷含量的增加,晶粒尺寸不断细化。发现微/纳米颗粒细化商业纯铝效率:内生颗粒强于外加颗粒,双相强于单相,纳米强于微米。揭示出微纳米颗粒的细化机制:微米颗粒比纳米颗粒形核潜力大,而纳米颗粒既可以作为α-Al的异质形核核心,又可以阻碍晶粒的生长;对于双相TiCN-TiB2颗粒则兼具微/纳米的优势,表现出了更高的晶粒细化效率。iii)揭示出外加纳米SiC和内生TiCn-Al3Tim颗粒可以显着提高商业纯铝的室温和高温强度,且随着颗粒含量的增加,强度不断提高,但同时塑性也不断降低;而外加微/纳米TiCN颗粒和内生TiCN-TiB2颗粒可以同时显着提高商业纯铝的室温强塑性。发现高含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温和高温拉伸性能,外加纳米SiC颗粒<内生TiCn-Al3Tim颗粒;发现微含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温拉伸性能,外加微米TiCN颗粒<外加纳米TiCN颗粒<内生TiCN-TiB2颗粒。iv)揭示出微纳米颗粒强化商业纯铝的机制:室温强化机制为热错配强化、纳米颗粒的奥罗万强化以及细晶强化;高温强化机制为纳米颗粒对晶界的钉扎以及对位错攀移的阻碍。2)采用燃烧合成中间合金+超声辅助搅拌铸造法技术制备了内生微米TiB2颗粒和微纳米TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金。研究并揭示了不同尺度TiB2颗粒对亚共晶Al-7Si-4Cu晶粒细化和强韧化的影响规律及其机制。i)发现调整Al-Ti-B体系中Al的含量可以成功制备出微米尺度和微纳米双尺度的内生TiB2颗粒。当Al为50 wt.%时,TiB2为微米颗粒（0.73μm）;Al为20wt.%时,TiB2为微纳米双尺度颗粒（20 nm～350 nm）。ii)揭示出内生双尺度TiB2颗粒可以同时显着提高Al-7Si-4Cu合金的强塑性,且比微米尺寸TiB2颗粒强韧化效率高。强化机制贡献强弱为:θ′析出强化、热错配强化、奥罗万强化以及细晶强化。塑性提高机制包括:初生α-Al晶粒和共晶Si颗粒的细化以及较小的TiB2颗粒尺寸。iii)发现与微米尺度颗粒相比,微纳米双尺度TiB2颗粒更显着细化初生α-Al枝晶和共晶Si。初生α-Al细化机制:亚微米TiB2颗粒促进α-Al的异质形核,而纳米TiB2颗粒可以有效抑制α-Al晶粒生长。共晶Si细化机制:α-Al晶粒细化使形成弥散分布枝晶间液相微区,对共晶Si生长的限制作用导致共晶Si细化;θ′析出相细化机制:TiB2颗粒在淬火过程中诱发几何必须位错的产生,促进θ’析出相的形核和弥散分布。3)揭示了纳米TiCN、内生双相TiCN-TiB2颗粒对T6热处理态Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织和力学性能的影响规律及其机制。i)揭示出燃烧合成法制备的纯净双相TiCN-TiB2颗粒在Al-10Si-0.7Mg合金中具有优异的高温稳定性和化学稳定性,而外加纳米TiCN颗粒和Al-Ti-B4C-BN体系熔体内反应法形成了大量针状或块状Al3Ti相。ii)揭示燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着细化Al-10Si-0.7Mg合金的初生α-Al和共晶Si结构。凝固过程中亚微米TiB2颗粒可以作为初生α-Al的异质形核核心,而纳米TiCN颗粒吸附在固/液界面前沿阻碍晶粒的生长,双重作用导致α-Al晶粒显着细化。另外,纳米TiCN颗粒可以作为共晶Si的异质形核核心,另外,初生α-Al的细化改变了空间构型,促进了共晶Si的细化。iii)揭示出燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着提高Al-10Si-0.7Mg合金的综合力学性能。晶粒的显着细化和共晶Si的长径比显着降低促进合金的塑性明显提高。在0.5 wt.%添加量下,强塑积从3354.7 MPa%显着提高到5433.4MPa%,增加了62.0%。4)成功设计出高强韧铸态Al-10Si-2.0Mg合金,研究并揭示了双相TiCN-TiB2颗粒以及低温稳定化处理对铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织和室温力学行为的影响规律及其机制。i)揭示出随着Mg含量增加,α-Al二次枝晶臂间距、共晶Si以及Mg2Si化合物显着细化,且强塑性同时提高。强度提高机制:固溶强化、溶质团簇、α-Al的细化。塑性提高机制:α-Al细化、共晶Si和Mg2Si的细化。ii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒显着细化铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织。α-Al显着细化77.4%,双相TiCN-TiB2颗粒诱导共晶Si颗粒表面形成高密度孪晶,促进了共晶Si的各向同性生长,导致共晶Si细化。iii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒可以同时提高铸态Al-10Si-2.0Mg合金强塑性,且低温稳定化处理可以进一步提高强度。TiCN-TiB2颗粒不仅提高了溶质原子的固溶度,而且加速了析出动力学。屈服强度和抗拉强度分别为184.3 MPa和296.2 MPa,且断裂应变仍然高达11.8%。强度提高机制:细晶强化、双相TiCN-TiB2颗粒引起的热错配强化和奥罗万强化以及GP区和pre-β’’纳米析出相强化;塑性提高机制:初生α-Al以及共晶Si颗粒的细化。
龚明川[2]（2021）在《高频感应辅助燃烧合成Ni-Al-Cr系涂层及性能研究》文中研究说明Ni-Al涂层由于具有低密度、高比强度以及良好的高温性能等优点而备受关注,但其高温强度和抗蠕变性能较差以及氧化皮容易剥落限制了其应用。Cr合金化NiAl金属间化合物涂层可以很大程度地弥补其高温强度、抗高温氧化等性能不足的短板,因此可以作为一种很有希望的高温涂层材料。本文中采用高频感应辅助燃烧合成技术（HFIHCS）,在5CrNiMo模具钢基体表面原位制备了Ni-Al-Cr系金属间化合物涂层。对Ni-Al-Cr反应体系进行了热力学计算,制定了合适的实验工艺参数,然后利用SEM等检测技术分析了涂层的微观组织结构,最后通过高温氧化实验和电化学腐蚀实验分别研究了涂层的抗高温氧化和耐腐蚀性能。本文得出的主要结论有:（1）在Ni-Al-Cr体系中发生CS反应时,Ni-Al二元体系所形成的化合物的自由能变化最小;添加Cr元素会降低反应体系的绝热温度,在T0=933K时Ni-Al-Cr体系燃烧合成反应能自我维持的最大Cr含量为27.5 at.%;当Cr含量为15 at.%时,保证反应持续进行的最低预热温度为874 K。（2）Ni-Al涂层表面为单一的Ni Al相,界面处存在Ni Al、Ni3Al以及以Ni为核心的环岛状的混合组织;Ni-Al-Cr涂层中主要为Ni Al和α-Cr,在含15 at.%Cr的涂层中还观察到少量呈菊花状的共晶组织。涂层中Cr含量增加,其晶粒尺寸变小,硬度变大;Ni-Al涂层的晶粒尺寸为15～50μm,表面硬度为287.13 HV0.2,Ni-Al-15Cr涂层的晶粒尺寸约为2～7μm,表面硬度为616.52 HV0.2。Ni-Al-Cr燃烧合成反应机制是以溶解-析出机制和扩散机制相结合的方式进行;Cr元素对NiAl合金的强化机理以细晶强化为主并伴随有固溶强化和第二相强化。（3）Ni-Al-Cr涂层在900℃氧化100 h,氧化膜动力学曲线符合抛物线规律,随Cr含量增加,抛物指数减小,涂层抗高温氧化性能愈强。Ni-Al涂层氧化膜结构以内层致密的簇状Al2O3为主,外层为薄片状的Al和Ni的混合氧化物有明显的裂纹和剥落的痕迹。Ni-Al-Cr涂层氧化膜呈现为致密平整的Al（Cr）2O3上分布着粗颗粒状的Ni Al（Cr）2O4尖晶石相,整体结构较为紧密,分层现象并不明显。随Cr含量的增加可以增强氧化物的完整性和稳定性,减少电子或者离子的迁移扩散速度以及增强氧化膜与涂层的黏着力。（4）Ni-Al-Cr涂层在酸碱盐溶液中的自腐蚀电位比基体高,自腐蚀电流密度比基体低,拥有更好的耐腐蚀性能。在盐溶液中Ni-Al-15Cr涂层的腐蚀稳定性最好;在酸和碱溶液中,Ni-Al-6Cr的腐蚀倾向最小。在Na Cl溶液中浸泡168 h后,较低孔隙率的Ni-Al-3Cr涂层的最低频率阻抗模量(|Z|0.01Hz)最大,其具有较高的防护性能。
张蒙[3]（2021）在《溶胶凝胶法制备α-Al2O3粉体的研究》文中进行了进一步梳理随着5G时代的到来,高纯α-Al2O3陶瓷在电路基板、电极共烧方面的需求与日俱增。由于α-Al2O3粉体的制备温度很高,一般在1100℃以上,过高的温度会导致粉体的团聚程度严重,降低了粉体的烧结活性,使得α-Al2O3陶瓷的烧结温度很高,因此降低α-Al2O3粉体的合成温度显得尤为重要。本论文采用不同的铝源和氨水作为原料并使用溶胶凝胶法制备α-Al2O3粉体。研究了α-Al2O3籽晶、Al F3、陈化时间、球磨以及前驱体不同的干燥方式对α-Al2O3粉体制备温度的影响,研究了不同的球磨方式对α-Al2O3粉体的粒度分布以及陶瓷烧结性能的影响,通过X射线衍射（XRD）、红外吸收光谱（FT-IR）、热重-差式扫描量热法（TG-DSC）、扫描电子显微镜（SEM）以及固体核磁共振（NMR）上述研究方法对前驱体、α-Al2O3粉体及陶瓷进行了表征,主要的研究结果如下:（1）前驱体加入纳米α-Al2O3籽晶和矿化剂Al F3,二者的协同作用降低了α-Al2O3粉体的制备温度150℃左右。普通干燥前驱体经球磨和400℃预热处理在925℃/15min的条件下就可以制备α相达到99%的α-Al2O3粉体。普通干燥1050℃/2h制备的α-Al2O3粉体经行星球磨后制备的α-Al2O3陶瓷在1400℃只达到88%的最大相对密度,925℃/1h搅拌研磨后制备的α-Al2O3陶瓷在1550℃达到95%的最大相对密度。（2）冷冻干燥前驱体在975℃/2h的条件下可以制备α相含量达到98%的α-Al2O3粉体,冷冻干燥前驱体经球磨和400℃预热处理在850℃/15min的条件下就可以制备α相含量达到98%的α-Al2O3粉体。冷冻干燥975℃/2h行星球磨后制备的α-Al2O3陶瓷在1400℃达到94%的最大相对密度,850℃/1h搅拌研磨后制备的α-Al2O3陶瓷在1550℃达到94%的最大相对密度。（3）微波干燥前驱体在975℃/2h的条件下可以制备α相含量达到98%的α-Al2O3粉体,微波干燥前驱体经球磨后在850℃/15min的条件下就可以制备出α相含量达到97%的α-Al2O3粉体。微波干燥975℃/2h行星球磨后制备的α-Al2O3陶瓷在1400℃达到92%的最大相对密度,850℃/1h搅拌研磨后制备的α-Al2O3陶瓷在1550℃达到97%的最大相对密度。
刘洋[4]（2020）在《大尺寸Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷的水平定向凝固法生长与性能研究》文中研究指明航空技术的迅猛发展迫切需要具有高效率、高推重比和高可靠性的航空涡扇发动机。提高推重比的关键就在于提高涡扇发动机的涡轮前进口温度,但愈加苛刻的服役环境（高温、高负荷等）对该发动机用结构材料也提出了更高的要求。由于Al2O3/YAG共晶陶瓷具有较高的熔点、较好的抗氧化性、热稳定性及较高的高温力学性能,使用该共晶陶瓷加工的发动机涡轮叶片具有相对较低的质量并可在高温氧化环境中长期工作。因此,Al2O3/YAG共晶陶瓷作为应用在高推重比发动机中的最具潜力的结构材料之一,得到了国内外研究人员的广泛重视。另外,添加少量Ce O2不仅可以调控Al2O3/YAG共晶陶瓷的微观结构和力学性能,而且得到的该Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷具有特征激发和发射光谱,还可以被用作新型固体荧光材料应用于白光LED领域。但当前已报道的制备方法获得的共晶陶瓷尺寸较小且利用率较低,难以满足实际应用的需求。针对该技术瓶颈,本文将大尺寸单晶生长使用的水平定向凝固法（HDS法）引入到了大尺寸Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷的制备中。通过水平定向凝固过程中温场的优化设计与控制,成功制备出百毫米级板状Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷,系统研究了Ce掺杂对该大尺寸共晶陶瓷的微观结构、热学和力学性能的影响及该共晶陶瓷封装的白光LED的光电特性,为该材料的多领域应用奠定了基础。本文首次通过水平定向凝固法成功制备出170 mm×90 mm×20 mm和170mm×160 mm×25 mm的掺杂量（摩尔比）Ce/Y=0%,0.25%,0.50%,1.00%的大尺寸板状Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷。借助X射线显微CT等直观观察到掺杂量为Ce/Y=0.50%以下的Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷呈现出微米级两相三维互穿网络状结构的微观形貌。由于Ce的掺杂使共晶陶瓷生长时出现局部过冷,所以共晶陶瓷在垂直于拉晶方向（⊥Z）出现网络状粗化微观结构,在平行于拉晶方向（⊥X）出现斜条状粗化微观结构,且随Ce掺杂浓度增加,粗化微观结构尺寸越来越大。当掺杂量Ce/Y=1.00%时,共晶陶瓷内部还会出现由Ce O2和Al2O3结合形成的“Ce富集相”。通过分析拉曼光谱峰位偏移得到,随Ce掺杂量增加,Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷中Al2O3相的残余压应力逐渐增加。通过对Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷的力学性能研究可知,与掺杂量Ce/Y=0%的Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷相比,虽然掺杂量Ce/Y=0.25%的该共晶陶瓷弯曲强度降低了约5.8%,但该样品的压缩强度（1946±88.0 MPa）增加了约51.7%。掺杂量Ce/Y=0.25%的该共晶陶瓷的弯曲强度略有降低的原因是Ce掺杂引起的粗化微观结构增加了微孔和微裂纹的形成概率;而该共晶陶瓷的压缩强度明显增加的原因是该样品内部存在适当三维交叉分布的粗化与细化微观结构。此外不同测试温度下的Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷的弯曲及压缩强度值变化量极小,表明该共晶陶瓷具有较为稳定的高温力学性能。另外,不同Ce掺杂量的Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷的维氏硬度（16.50～17.50 GPa）、杨氏模量（340.00～350.00 GPa）和断裂韧性（2.80～3.10MPa·m0.5）仅随Ce掺杂量的增加呈略有降低的趋势,但与报道的其他方法制备的Al2O3/YAG共晶陶瓷的相关性能相当。通过对Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷热学的研究可知,不同Ce掺杂量的Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷样品的平均热膨胀系数（473-1273 K）、高温辐射特性及热稳定性未发生过明显变化。通过测试得到Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷具有中心在340 nm和460 nm的激发峰和中心在535 nm的发射峰。通过研究具有不同透明度Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷封装的大功率白光LED的性能发现,细抛共晶片-WLED的光通量和光效优于粗抛共晶片-WLED及传统白光LED,并阐明了共晶陶瓷的界面散射可提高其封装的白光LED光效的机理。另外,本文还通过设计和制备气孔率可控（残余气孔作为第二相增加对蓝光的转化）的透明YAG:Ce3+陶瓷并封装成白光LED（光效高达104.6 lm/W）,不仅验证了在共晶陶瓷光学性质研究中总结的界面散射效应可提高其封装的白光LED光效的机理的正确性,而且为白光LED领域提供了一种更高效更经济的新型固体荧光材料。
段向征[5]（2020）在《内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能》文中认为陶瓷增强铝基复合材料具有高比模量、高比强度、耐磨性好等优异性能,在生产和生活领域得到广泛的应用。研究表明,增强相的尺寸以及在铝基体内的分布情况是影响陶瓷颗粒增强铝基复合材料的主要原因。当增强相的尺寸为微米级,复合材料的强度和弹性模量会提升,但其塑形和韧性会降低。纳米级别的增强相可以显着提高复合材料的强度而不降低其塑韧性,但是纳米级的增强相易在铝基体内发生团簇从而降低复合材料的性能。因此,微纳米混杂的陶瓷颗粒对复合材料的性能提升效果更加显着。与单相增强铝基复合材料相比,双相增强铝基复合材料表现出更优异的力学性能。微纳米混杂双相增强铝基复合材料其优异的室温、高温力学性能和耐磨损性能近年来被广泛关注。在众多的增强相陶瓷颗粒中,TiC与TiB2与铝的热膨胀系数差异较小,晶格匹配度高,是目前使用较多的陶瓷颗粒增强相。因此,通过原位反应制备微纳米混杂双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料,调控陶瓷颗粒含量来控制增强相的尺寸,进而影响增强相在铝基体内的分布,从而使制备的复合材料具备优异的室温、高温力学性能以及优异的耐磨性,这对铝基复合材料在工业以及航空航天等领域的应用具有实际指导意义。本论文对Al-Ti-B4C体系,采用燃烧合成反应致密一体化制备了微纳米混合尺度的双相增强铝基复合材料。研究了Al-Ti-B4C体系的反应机制,分析不同陶瓷含量以及不同TiB2/TiC摩尔比对复合材料的的组织、室温和高温压缩性能以及磨损性能的影响规律,揭示出复合材料的力学性能和耐磨性能的提高机制。本论文有以下三项创新点:1)揭示 Al-Ti-B4C 体系的反应过程为:Al+Ti+B4C→Al3Ti+Ti+B4C→AlnTi+TiCx+TiB2+TiaAlbCc→Al+TiCx+TiB2。2)揭示出不同陶瓷体积分数以及不同 TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料微观组织、陶瓷颗粒尺寸和室温及高温压缩性能影响规律和作用机制:a)经燃烧合成制备的不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织致密,没有明显的气孔和缺陷。复合材料中随着陶瓷含量的增加,合成的陶瓷颗粒的尺寸增大。当陶瓷的体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%时,陶瓷粒径从160nm增加到1.8μm。b)室温下,随着陶瓷TiB2和TiC体积分数的增加,微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的最大压缩强度,屈服强度和断裂应变均呈现先增大后减小的趋势。当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料陶瓷颗粒体积分数为40 vol.%时,复合材料具备最优异的压缩性能,σUCS、σ0.2和εf分别为1091MPa、776MPa和 13.5%。40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg 复合材料在 473K 和 523K温度下压缩综合性能最好,473K时,σUCs、σ0.2和εf分别为805MPa,547MPa和9.86%,523K时,σUCS、σ0.2和εf分别为471MPa,337MPa和6.26%。c)揭示出室温下随着TiB2/TiC摩尔比从3:1降到1:3时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度和最大压缩强度逐渐降低,断裂应变先增大后减小。当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别为938MPa、1301MPa和3.63%。高温下,TiB2/TiC摩尔比为3:1时复合材料的屈服强度和最大屈服强度最大。473K时,当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料σUCS、σ0.2和εf分别为886MPa,782MPa 和 4.12%,当温度为 523K 时,σUCs、σ0.2 和 εf 分别为 556MPa,450MPa和 2.98%,温度为 573K 时,σUCS、σ0.2和 εf 分别为 436MPa,352MPa 和 2.91%。d)揭示微纳米TiB2与TiC陶瓷颗粒增强铝基复合材料的强化机制:①TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在起到钉扎晶界和阻碍位错和晶界移动的作用,使位错发生缠结形成位错网;②陶瓷颗粒和铝基体之间良好的界面结合能有效的传递载荷。③陶瓷颗粒和铝基体之间较大的热膨胀系数差异,在自然时效过程中会发生热错配应变形成高密度位错从而强化复合材料。3)揭示了不同陶瓷含量微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料常温下磨粒磨损行为和不同TiB2/TiC摩尔比对（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料高温下干摩擦磨损行为的影响规律:a)揭示出不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在外加载荷分别为5N、10N和15N,磨粒粒度分别为13μm、23μm和40μm的磨损工况下,随着复合材料中陶瓷颗粒体积分数的增加,复合材料的耐磨性逐渐提高。其中,在磨粒粒度40μm,外加载荷10N下,60 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的相对耐磨性比 10 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料提高了 1.58倍。陶瓷颗粒增强铝基复合材料耐磨性提高的机制是:陶瓷颗粒的存在使复合材料的硬度提高,增强了复合材料的承载能力,此外TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在,使A1203磨粒发生钝化从而提高了复合材料的耐磨性。b)揭示出在473K温度下,滑动速度0.32m/s和0.47m/s,外加载荷30N和40N时,不同陶瓷含量和TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料滑动磨损的规律:在相同滑动速度和外加载荷作用下,复合材料的摩擦系数随陶瓷颗粒的体积分数的增加呈逐渐递减的趋势。在摩擦速度为0.32m/s,外加载荷为30N时,当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的陶瓷颗粒体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%,复合材料的摩擦系数从0.418减小到0.253,单位体积磨损率从4.52×10-11m3/m减小到3.78×10-11m3/m。当外加载荷和滑动速度一定的情况下,当40 vol.%（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料中的TiB2/TiC摩尔比从1:3增加到3:1时,摩擦系数减小了 0.116,体积磨损率减小了 0.37X 10-11m3/m。c)揭示出微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在高温滑动磨损性能提高的机制主要有:①磨损表面发生的氧化反应形成的氧化膜减小了复合材料中“软相”铝基体和对磨副的接触面积,提高了复合材料的耐磨性;②硬度较大的陶瓷颗粒作为承载相,能够承受较大的外加压力,有效的传递了载荷,抵抗了复合材料的塑性变形;③TiB2与TiC陶瓷颗粒与铝基体良好的界面结合使陶瓷颗粒不易从磨损表面脱落,提高了复合材料的强度和硬度,对复合材料的稳定性起到重要支撑作用;④复合材料表面形成的机械混合层减小了复合材料表面硬度和熔点较低的铝基体和对磨副的之间有效接触面积,以及陶瓷颗粒对机械混合层的支撑作用,提高了复合材料在高温下的耐磨性;⑤陶瓷颗粒对位错的阻碍和钉扎晶界,提高了复合材料室温和高温的强度。
郁万军[6]（2020）在《雾化急冷Al2O3/ZrO2亚稳态粉末及烧结产物的性能表征》文中指出Al2O3陶瓷具有高硬度、耐高温、耐腐蚀、优异的绝缘性能、良好的化学稳定性和生物相容性,是目前应用最为广泛的陶瓷材料之一。然而其较低的韧性又极大阻碍在高新技术领域的进一步应用。利用纳米技术将ZrO2添加到Al2O3基体中,可实现相变增韧和纳米颗粒增韧两种增韧方式的叠加,极大提高Al2O3陶瓷材料的力学性能。其中,ZrO2增韧Al2O3（ZTA）纳米复合陶瓷和Al2O3/ZrO2共晶陶瓷两类材料已取得了显着效果,成为增韧Al2O3陶瓷领域的热门材料。然而由于纳米粉末的团聚和烧结过程中晶粒的异常长大,传统方法很难获得细密均匀的ZTA纳米复合陶瓷,削弱了纳米结构的强韧化作用。针对此问题,本文探索燃烧合成水雾化合成Al2O3/ZrO2固溶体粉末的方法,并对Al2O3/ZrO2固溶体粉末烧结产物的性能开展了系统研究,为固溶析出相变制备ZTA纳米复合陶瓷奠定实验和理论基础。通过对燃烧合成水雾化技术路线优化,以获得极高的冷却速度和足够的保温时间,进而合成高质量的过饱和Al2O3/ZrO2固溶体粉末。该粉末具有规则球形和均匀粒度,其平均颗粒尺寸为～5μm。当ZrO2为30 mol%时,Al2O3已基本固溶到ZrO2相中形成固溶体相,实现了Al2O3在ZrO2中的极大固溶。基于液态金属快速凝固理论,利用ANSYS模拟阐述了固溶体形成机理为熔体在极端非平衡凝固过程中发生溶质截留。此外,Al2O3/ZrO2固溶体粉末在烧结过程中原位析出ZrO2和Al2O3,有效避免了晶粒异常长大,形成细密均匀的ZTA纳米复合陶瓷。TEM结果表明该陶瓷呈现晶内/晶间型结构:部分纳米ZrO2颗粒分布在Al2O3晶内;剩余亚微米ZrO2颗粒聚集在晶界处。因此,固溶析出相变实现了在Al2O3基体中弥散析出高密度、细密均匀的ZrO2相。当ZrO2含量为25-37 mol%,该陶瓷展现出较高的力学性能,其维氏硬度、弯曲强度、断裂韧性在17.21±0.25-19.14±0.20GPa、648±21-728±15 MPa、6.59±0.35-6.75±0.19 MPa·m1/2之间。为进一步提高力学性能,选用CeO2为相变稳定剂制备了Al2O3/ZrO2（CeO2）固溶体粉末及CeO2/ZTA纳米复合陶瓷。全面研究了三元固溶体粉末的析出行为,三元纳米复合陶瓷的组织结构、力学性能、强韧化机制、以及烧结方式的影响。研究结果表明通过改变CeO2含量可实现复合陶瓷相结构及微观结构的调控:即t-ZrO2含量随CeO2增加而增加,且有少量CeO2与Al2O3结合形成Ce Al11O18。由于相结构和微观结构的变化,复合陶瓷强韧性随CeO2含量增加均呈现先增加后减小的趋势。当ZrO2含量为25 mol%时,CeO2/ZTA纳米复合陶瓷中CeO2的最佳含量为4mol%,其强度和韧性为832±14 MPa、8.12±0.25 MPa·m1/2;随着ZrO2含量增加至37 mol%,CeO2/ZTA纳米复合陶瓷中CeO2的最佳含量提高到6 mol%,其强度和韧性可达到865±24 MPa、8.40±0.16 MPa·m1/2。相比于热压烧结制备的复合陶瓷,放电等离子烧结制备的复合陶瓷具有较为细密的纳米复合结构,其强度和韧性上升至898±18 MPa和8.75±0.28 MPa·m1/2。本文对该纳米复合陶瓷强韧化机制的系统研究,揭示了其以ZrO2颗粒强韧化、t-m相变强韧化、残余应力强韧化为主的强韧化机制。针对共晶陶瓷大尺寸与细密结构之间的矛盾,开展了燃烧合成气雾化合成Al2O3/ZrO2纳米共晶粉末及其烧结产物性能研究,为制备大尺寸高性能Al2O3/ZrO2共晶陶瓷提供了新思路。基于燃烧合成水雾化快冷路线,将冷却介质变成空气以获得相对较低的冷却速度,进而合成Al2O3/ZrO2、Al2O3/ZrO2（Y2O3）纳米共晶粉末。该粉末具有规则球形和均匀粒度,且内部呈典型棒状共晶结构:超细的棒状ZrO2成无序网络状嵌入Al2O3基体中。ANSYS模拟和BSE结果表明,该共晶结构随颗粒尺寸增加而粗化。但由于较高的冷却速度,所有样品的共晶尺寸均保持在纳米尺度。此外,添加的Y2O3能够有效抑制ZrO2相的c-t相变和t-m相变,可通过改变Y2O3含量构建不同ZrO2相结构的Al2O3/ZrO2（Y2O3）纳米共晶粉末。共晶粉末经烧结致密后形成细密均匀的Al2O3/ZrO2（Y2O3）复合陶瓷,实现了宏观尺寸的可控性。该陶瓷的弯曲强度、断裂韧性、维氏硬度分别可达648±27 MPa、7.39±0.36 MPa·m1/2、19.27±0.55 GPa。
杨潘[7]（2019）在《含AlB2复合粉的燃烧合成及对低碳耐火材料抗氧化性能的影响》文中研究指明含碳耐火材料因具有较高抗熔渣侵蚀性和热震稳定性而被广泛应用于转炉、钢包、电炉、AOD炉及连铸等炼钢装备。但含碳耐火材料在使用过程中存在向钢液增碳、散热量大导致炉壳变形、消耗较多鳞片石墨资源等问题,因此高性能低碳耐火材料的研发对钢铁冶金企业提质增效、绿色生产具有重要意义。高性能防氧化剂的制备与应用是低碳耐火材料领域的重要研究热点之一。本论文利用燃烧合成法低成本制备含AlB2复合粉,并研究其对低碳耐火材料抗氧化性能的影响。论文主要的研究内容以及取得的研究结果如下:（1）分别计算了Al-B2O3、Al-KBF4及Al-Na2B4O7体系的绝热温度,在初始温度为298 K时,上述三个体系绝热温度分别为2553 K、1891 K及1586 K,根据Mozhanov判据（1800 K）,Al-B2O3体系和Al-KBF4体系初始温度为298 K时,燃烧波能够以自持方式传播,而Al-Na2B4O7体系需要初始温度高于623 K时,燃烧波才能够以自持方式传播。Al-KBF4体系燃烧产物有六方柱状的AlB2和具有四方棱柱和中空的针状树叶型两种形貌的KAlF4,且AlB2的生成量为5 wt%;Al-Na2B4O7体系燃烧产物由六方柱体的AlB2、四方棱柱体的α-Al2O3、针棒状NaAl7O11和NaAl5O8及未反应完全的球形颗粒Al组成,AlB2的生成量为5 wt%。Al-B2O3体系燃烧产物有六方柱体的AlB2、四方棱柱体的α-Al2O3及未反应完全的球形颗粒Al。在Al-B2O3、Al-KBF4及Al-Na2B4O7体系中,Al-B2O3体系燃烧合成的AlB2生成量最高（9 wt%）,因此,确定本研究燃烧合成含AlB2复合粉的最佳硼源为B2O3。（2）对Al-B2O3体系燃烧合成产物进行物相组成和微观形貌分析,结合TG-DSC曲线和XPS结果,分析了该体系燃烧合成过程,提出了Al-B2O3体系燃烧合成含AlB2复合粉的反应机理为溶解-析出机理,即Al和B2O3随温度升高相继熔化,生成Al熔液-B2O3熔液,温度为800℃时,Al和B2O3反应生成Al2O3熔体和单质B,并释放出热量,使温度升高,在温度下降过程中Al2O3逐渐从Al熔液-Al2O3熔液中析出,而溶解在Al熔液中的单质B与Al熔液发生反应生成AlB12,在高冷却速率下AlB12在包晶转化温度下转化为AlB2。（3）研究了Al-Mg、Al-Si及Al-La三种合金种类及掺量对Al-B2O3体系燃烧合成含AlB2复合粉体的绝热温度、产物物相组成及显微结构的影响。合金的加入降低了体系的绝热温度,且随着合金掺量的增加,绝热温度下降程度增大。加入Al-Si合金和Al-La合金后,产物中AlB2的衍射峰强都明显降低,且分别出现了SiO2和LaB6相,而加入Al-Mg合金后,产物中除了六方柱状的AlB2,还出现了AlB2纳米线,α-Al2O3和AlB2的衍射峰与AlB2纳米线的生成量都随Al-Mg合金掺量先增加后降低,说明Al-Mg合金对Al-B2O3燃烧合成含AlB2复合粉体的促进作用最佳,且最佳掺量为12 wt%。（4）进一步研究了Al-Mg合金掺量对燃烧合成含AlB2复合粉中AlB2纳米结构的影响,并探讨了复合粉中AlB2纳米线的合成机理。随着Al-Mg合金掺量的增加,产物中AlB2和α-Al2O3的量先增加后减少,而Al的量先减少后增加。且AlB2纳米线的生成量依赖于Al-Mg合金的掺量,当Al-Mg合金掺量为12 wt%时,AlB2纳米线的生成量达到最高,且复合粉中AlB2生成量为12 wt%。燃烧合成过程中生成的气相Al-Mg、AlO、Al2O及B2O2彼此反应并沉积到固相B单质上生成AlB2纳米线,其生长过程是由气固生长机理模型控制。（5）将AlB2-Al-Al2O3复合粉、Al粉及Al/Si复合粉分别作为低碳镁碳砖和低碳铝碳砖的防氧化剂,对它们的防氧化效果进行对比,并揭示了AlB2-Al-Al2O3复合粉的抗氧化机理。结果发现掺AlB2-Al-Al2O3复合粉的低碳镁碳砖和低碳铝碳砖抗氧化性能最优,且具有优异的常温力学性能和高温力学性能。含AlB2-Al-Al2O3复合粉低碳镁碳砖和低碳铝碳砖试样的氧化区分别形成了熔点为1360℃的Mg3B2O6相和熔点为1033℃的Al18B4O33相,1400℃为熔体;而Al/Si、Al抗氧化剂氧化产物为MgAl2O4、Mg2SiO4、Al4C3及Al2SiO5,在1400℃不能熔化,因此AlB2-Al-Al2O3填充气孔、阻塞气体通道的效果优于Al/Si和Al抗氧化剂。说明AlB2-Al-Al2O3复合粉是一种潜在的高性能、低成本低碳耐火材料防氧化剂。
高瑜阳[8]（2019）在《微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能》文中研究指明与单相单一微米、单一纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料相比,双相微纳米混杂尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料表现出更优异的室温拉伸性能、耐磨损性能和抗疲劳性能。在众多陶瓷颗粒增强相中,内生TiCp和TiB2p具有与α-Al晶格匹配度好,与Al基体界面结合强度高,不与Al基体反应生成有害界面产物等优点。目前,在熔体内反应法和混合盐反应法等内生法制备的双相TiCp-TiB2p增强铝基复合材料中存在易产生反应物的残留,不能有效地调控TiCp-TiB2p尺寸,TiCp-TiB2p尺寸较大（>0.5μm）,且易团聚等不足,不利于TiCp-TiB2p强化效果的充分发挥。因此,探索和研究通过新的内生方法制备微纳米尺度TiCp-TiB2p增强铝基复合材料的制备技术,研究内生微纳米尺度TiCp-TiB2p对铝基复合材料室温、高温性能的影响规律及作用机制,对进一步提高铝基复合材料的室温、高温性能和拓展其工业应用范围具有重要的学术意义和实际应用价值。本文（1）首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术制备了原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了内生高质量分数微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强度、高温强塑性和耐磨粒磨损性能的影响规律及作用机制;（2）首次采用微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si中间合金+搅拌铸造+热挤压技术制备了微量（0.05 wt.%、0.1 wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/AlCu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了微量微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si合金室温和高温拉伸性能、室温疲劳性能和高温蠕变行为的影响规律及作用机制。本文主要创新点如下:1)首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术,成功制备出原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)发现采用Al-Ti-B4C体系原位合成TiCp和TiB2p时,随着生成的TiCp-TiB2p质量分数的增加,纳米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比下降,亚微米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比增加。40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料中的纳米和亚微米尺度TiCp-TiB2p的百分比分别为3.0%和95.6%。ii)揭示出40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度和抗拉强度在本研究中最高,分别为569 MPa和704 MPa,分别比基体合金（327 MPa、466 MPa）提高了242 MPa和238 MPa,但断裂应变（2.9%）比基体合金（11.5%）降低了8.6%。复合材料室温强度提高的机制为:热错配强化、载荷传递强化、Orowan强化和更加细小的θ′析出相强化。iii)揭示出内生微纳米尺度TiCp和TiB2p同时显着提高了Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强度与塑性。在573 K温度下,40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为141 MPa、164 MPa和31.2%,分别比基体合金（88 MPa、95 MPa和25.5%）提高了60.2%、72.6%和22.4%。复合材料高温强塑性提高的机制主要为:（a）微纳米尺度TiCp和TiB2p对α-Al晶界的钉扎和对位错运动的阻碍作用;（b）更加细小的θ′析出相的强化作用。iv)揭示出在不同Al2O3砂纸粒度（40μm、23μm、13μm）和不同外加载荷（5 N、15 N、25 N）下,内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的相对耐磨性比基体合金明显提高,其中40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料在砂纸粒度13?m和外加载荷5 N下的相对耐磨性比基体合金提高了4.17倍。复合材料耐磨粒磨损性能的提高主要归因于:内生微纳米尺度TiCp和TiB2p削弱了磨粒的刺入与犁削。2)首次采用中间合金+搅拌铸造+热挤压技术成功制备出微量（0.05wt.%、0.1wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)揭示出在凝固过程中,微纳米尺度TiCp和TiB2p可以作为α-Al晶粒的有效异质形核核心,从而细化了α-Al晶粒;在热挤压和T6热处理过程中,微量微纳米TiCp-TiB2p促进了α-Al晶粒的再结晶形核,并通过钉扎晶界作用抑制了再结晶晶粒的长大。Al-Cu-Mg-Si基体合金、0.05 wt.%和0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-CuMg-Si复合材料中细小α-Al再结晶晶粒（2.6-5.0μm）的百分比分别为29.1%、44.9%和46.0%;在T6热处理的固溶处理过程中,α-Al晶粒尺寸的减小缩短了Cu、Mg、Si原子向α-Al晶内的扩散距离,促进了Cu、Mg、Si原子在基体中的均匀分布,从而在时效处理时析出了尺寸更小,数量更多,分布更加均匀的θ′和Q′析出相。ii)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时提高了Al-Cu-Mg-Si合金的室温强度与塑性。0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为310 MPa、471 MPa和22.8%,分别比基体合金（278MPa、435 MPa和19.0%）提高了32 MPa、36 MPa和3.8%。复合材料室温强塑性同时提高的机制主要为:细晶强化、θ′、Q′析出相强化和纳米尺度TiCp-TiB2p的Orowan强化。iii)揭示出微量微纳米TiCp-TiB2p的加入明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的抗疲劳性能。0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的疲劳极限强度为125 MPa,比Al-Cu-Mg-Si基体合金的95 MPa提高了31.6%。复合材料室温抗疲劳性能的提高主要归因于:（a）α-Al晶粒细化:一方面使晶粒取向变得更加复杂,抑制了疲劳裂纹源的萌生;另一方面使疲劳裂纹扩展路径更加曲折,从而降低了疲劳裂纹扩展速率。（b）微纳米TiCp-TiB2p和更加细小的θ′和Q′析出相阻碍了裂纹尖端位错的滑移,导致疲劳裂纹扩展速率降低。iv)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的高温强度和塑性。在493 K下,0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为279 MPa、366 MPa和10.6%,分别比基体合金（255 MPa、318 MPa和8.5%）提高了24 MPa、48 MPa和2.1%。v)揭示出微量（0.05wt.%）微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入有效地提高了Al-Cu-MgSi基体合金蠕变发生的表观激活能和门槛应力,进而提高了抗高温蠕变性能。在473 K温度和220 MPa外加应力条件下,0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料发生蠕变断裂的时间（21.4h）比Al-Cu-Mg-Si基体合金发生蠕变断裂的时间（2.5h）延长了18.9h。在473 K温度和140 MPa外加应力条件下,AlCu-Mg-Si基体合金的稳态蠕变速率是0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的7.9倍。vi)揭示出微量微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性和抗高温蠕变性能提高的机制主要为:（a）尺寸更加细小的θ′和Q′析出相的析出强化;（b）分布在晶界处的微纳米尺度TiCp-TiB2p对晶界的钉扎作用;（c）晶内分布的微纳米尺度TiCp-TiB2p对位错运动的阻碍作用。本论文所取得的成果为开发和制备具有高的室温和高温力学性能、室温疲劳性能和高温抗蠕变性能的微纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料提供了新的技术思路、实验依据和理论参考。
苏晓悦[9]（2019）在《MgAl2O4基纳米复合陶瓷的燃烧合成工艺及性能表征》文中指出镁铝尖晶石具有优异的物理和化学性质,被广泛应用于众多领域。本文采用燃烧合成水雾法制备了MgO·nAl2O3尖晶石固溶体,在研究该亚稳态粉体固溶析出的基础上制备了MgAl2O4基纳米复合陶瓷,还采用燃烧合成熔铸法制备了MgAl2O4基纳米复合陶瓷,对陶瓷的性能及组织结构进行了表征。本文首先采用燃烧合成水雾法制备了不同组分的MgO·nAl2O3亚稳态微粉,制备过程中熔液凝固速率约7.7?105K/s,制备的粉体球形度较高,单分散状态下的颗粒直径约2-5μm,组分不同对团聚粒径影响较大,分布范围在8-30μm之间,但球磨处理后,粉体粒径减小到3μm。富镁体系粉体组成为尖晶石固溶体和MgO,且MgO固溶到MgAl2O4中形成间隙式固溶体,但未改变尖晶石的晶格常数;富铝体系粉体组成仅为尖晶石固溶体,且Al2O3固溶到MgAl2O4中形成缺位式固溶体,使得尖晶石的晶格常数线性减小,并符合Vegard定律,该常数为-3.3?10-2（nm/Al2O3摩尔百分数）。采用热处理和热压烧结研究了亚稳态粉体固溶析出规律。组分不同的MgO·nAl2O3尖晶石固溶体固溶析出规律不同。MgO·0.563Al2O3尖晶石固溶体粉体平衡析出相为MgO,当热处理温度达到1200℃时,MgO快速析出且此时析出量最多,温度升高和时间延长都会造成MgO部分溶解,1300℃热处理6h后,MgO含量趋于平衡。MgO·0.818Al2O3和MgO·1.857Al2O3在热处理的温度范围内并未发生固溶析出,但在热压烧结过程中发生析出,MgO·0.818Al2O3平衡相为MgO,析出温度为1200℃;MgO·1.857Al2O3平衡相为Al2O3,析出温度为1400℃。MgO·3.762Al2O3和MgO·9Al2O3固溶析出具有相似性,随温度升高,中间相析出,1300℃时中间相溶解,平衡相α-Al2O3析出,但保温时间长于1h会造成部分Al2O3重新溶解。通过亚稳态微粉的热压烧结制备了MgAl2O4基复合陶瓷。烧结样品维氏硬度23.47GPa,抗弯强度316.71MPa,断裂韧性则达到了3.88 MPa·m1/2。断裂模式为穿晶和沿晶混合断裂,晶粒内部析出尺寸约150nm的球形Al2O3颗粒,起到增强增韧的作用,改善了材料性能。采用燃烧合成熔铸法制备了MgAl2O4基复合陶瓷,熔铸体平行于和垂至于凝固方向的生长具有取向性,且形成共晶,MgAl2O4为基体,MgO以不连续片状和棒状形态均匀分布在基体当中,陶瓷共晶组织的形成提高了陶瓷的力学性能。
杨守磊[10]（2018）在《含原位炭铝酸钙水泥制备及其结合耐火浇注料性能研究》文中研究说明为提高炭材料在耐火浇注料中分散性,改善耐火浇注料的抗熔渣侵蚀性,本文分别通过燃烧合成法、埋炭烧结法制备含原位炭铝酸钙水泥,并研究了其对耐火浇注料性能的影响。主要研究结果如下:（1）以CaO2、Al及Al2O3为原料,采用燃烧合成法制备了物相组成和Secar71相近的铝酸钙水泥（CS71）,并用作刚玉质耐火浇注料结合剂。随原料配比中CaO/Al2O3（C/A）摩尔比值从1.1减小到0.74,产物中CaO·2Al2O3（CA2）含量增加,CaO·Al2O3（CA）和12CaO·7Al2O3(C12A7)含量减少;当C/A摩尔比值为0.8时,产物的物相组成和Secar71水泥相近。燃烧合成铝酸钙水泥过程中,CaO2分解产生的O2和Al反应生成Al2O3并释放出热量,促使燃烧波自蔓延;随反应进行,体系温度升高使CaO和Al2O3共熔,形成CaO-Al2O3液相;当体系温度达到最高值时,CaO-Al2O3液相量会进一步增加;燃烧波蔓延过后,随体系温度降低,CaO-Al2O3液相中析出结晶完整的立方状CA、棱柱状CA2和板状C12A7。燃烧合成铝酸钙水泥（CS71）结合刚玉耐火浇注料经110℃烘干,1100℃热处理后的力学性能优于Secar71结合耐火浇注料;经1500℃热处理后,CS71和Secar71结合耐火浇注料的强度相当;1100℃和1500℃处理后,CS71结合耐火浇注料的体积稳定性均优于Secar71结合耐火浇注料。（2）保持C/A摩尔比值为1.12,研究了CaCO3替代CaO2的摩尔替代量（20%、30%、40%、50%）对燃烧合成产物微观结构的影响。随CaCO3用量增加,产物中CA含量减小,C12A7含量增加。CaCO3摩尔替代量为20%～40%时,产物中有直径约为200nm的CA纳米纤维生成,且其生成量随Ca CO3用量增加而增加。CA纳米纤维端部液滴状颗粒表明其生成机制为气-液-固机制。（3）保持C/A摩尔比值为0.8,以Ca CO3替代CaO2为钙源和碳源,采用燃烧合成法制备了物相组成和Secar71水泥相近的含原位炭铝酸钙水泥。CaCO3摩尔替代量为25%时,产物的物相组成和Secar71水泥相近;Raman光谱表明在波数为1350cm-1和1580cm-1附近分别出现了炭材料的D峰和G峰,表明产物中含有炭材料;其炭含量为0.28%,并弥散分布于铝酸钙之中并被铝酸钙所包裹。当CaCO3摩尔替代量增至50%时,产物中C12A7含量增加,CA和CA2含量减小。（4）以C12H10Ca3O14·4H2O及Al2O3为原料,采用埋炭烧结法制备了含原位炭铝酸钙水泥（CCAC）。1500℃烧结4h后产物的物相组成及化学组成均和Secar71水泥相近。Raman光谱表明在波数为1350cm-1和1580cm-1附近分别出现了炭材料的D峰和G峰,表明产物中含有炭材料;其炭含量为1.45%,并弥散分布于铝酸钙颗粒组成的团簇之中和内嵌于铝酸钙。埋炭烧结法制备含原位炭铝酸钙水泥过程中,C12H10Ca3O14·4H2O热解产炭的温度约为500℃;随烧结温度升高,其热解生成炭材料的石墨化程度增加;烧结温度升高至1000℃时,C12H10Ca3O14·4H2O热解生成的CaO和炭材料被Al2O3包围;随烧结温度进一步升高,CaO向Al2O3扩散形成C12A7;进一步提高烧结温度至1500℃,C12A7与剩余Al2O3反应转化为CA和CA2;原位炭弥散分布于CA和CA2形成的团簇之中。此外,CA和CA2在析出过程夹杂炭材料形成炭材料内嵌于铝酸钙之中的微观结构。（5）对比了CCAC和Secar71与炭黑机械混合物（S71CB）的水分散性和抗氧化性,及其结合Al2O3-Mg O质耐火浇注料性能。铝酸钙包裹CCAC中的原位炭材料致使CCAC的水分散性优于S71CB;铝酸钙阻碍了O2向炭材料的扩散,使得CCAC在1000℃保温2h后的氧化率仅为11.8%,远低于S71CB的氧化率（100%）。以CCAC为结合剂将炭材料引入到耐火浇注料中,炭材料在耐火浇注料中的分散性得到改善。和Secar71、S71CB结合耐火浇注料相比,CCAC结合Al2O3-Mg O质耐火浇注料的侵蚀面积百分率分别减小了22.8%、18.5%。此外,CCAC结合耐火浇注料还具有良好的物理性能和高温抗折强度。
二、低温燃烧合成技术制备α-Al_2O_3微粉（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、低温燃烧合成技术制备α-Al_2O_3微粉（论文提纲范文）
（1）微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.2.1.1 外加颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.2 内生颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.3 中间合金法制备颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.2 双尺度颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.3 混杂颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3 晶粒细化方式和机制的研究进展 |
| 1.3.1 化学孕育处理细化的研究进展 |
| 1.3.1.1 合金成分对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.1.2 孕育颗粒对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.2 铝合金晶粒细化理论研究进展 |
| 1.3.3 纳米颗粒细化机制的研究进展 |
| 1.3.4 亚共晶铝硅合金晶粒细化存在的问题 |
| 1.4 颗粒对铝合金中主要析出相的影响研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料的准备 |
| 2.2.1 基体合金的制备 |
| 2.2.2 中间合金的制备 |
| 2.2.2.1 外加颗粒中间合金预分散坯体的制备 |
| 2.2.2.2 内生颗粒中间合金的制备 |
| 2.2.3 中间合金重熔稀释+搅拌铸造制备复合材料 |
| 2.2.4 热分析 |
| 2.2.4.1 凝固温度采集 |
| 2.2.4.2 差热分析实验(DSC) |
| 2.2.5 萃取实验 |
| 2.2.6 热处理实验 |
| 2.2.7 电导率分析 |
| 2.3 样品微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相组织分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4 室温力学性能测试 |
| 2.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 不同微纳米颗粒对商业纯铝的微观组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.2.1 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝组织中的分散 |
| 3.2.2 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.2.3 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.3 内生双相TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.3.1 Al-30 vol.%(TiC_n-Al_3Ti_m)中间合金的制备及组织 |
| 3.3.2 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散 |
| 3.3.3 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.3.4 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝室温和高温力学性能的影响 |
| 3.4 外加微、纳米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织及力学性能的影响对比 |
| 3.4.1 纳米、微米TiCN颗粒预分散中间合金的制备 |
| 3.4.2 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.4.3 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝室温力学性能的影响 |
| 3.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织和力学性能的影响 |
| 3.5.1 内生Al-30 wt.%(TiCN-TiB_2)中间合金的制备及组织 |
| 3.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.5.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.5.4 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.6 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝细化和强韧化机制 |
| 3.6.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.3 不同冷速对复合材料微观组织的影响 |
| 3.6.3.1 不同冷速对陶瓷颗粒促进商业纯铝CET转变的影响 |
| 3.6.3.2 不同凝固速率对凝固行为的影响机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 双尺度TiB_2颗粒对亚共晶Al-Si-Cu合金的组织和力学性能的影响及其机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-TiB_2中间合金制备及组织 |
| 4.3 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金组织的影响 |
| 4.3.1 Al-7Si-4Cu合金的组织 |
| 4.3.2 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金α-Al枝晶的影响 |
| 4.3.3 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金共晶Si的影响 |
| 4.3.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金析出相的影响 |
| 4.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金力学性能的影响 |
| 4.5 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金凝固行为影响机制 |
| 4.6 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金的强韧化机制 |
| 4.7 本章结论 |
| 第5章 双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金时效行为和力学性能的影响 |
| 5.3 外加纳米TiCN颗粒中间合金法和熔体内直接反应法制备颗粒孕育处理对Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织的影响 |
| 5.3.1 中间合金法引入外加TiCN颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 熔体内直接反应法制备双相(TiCN-TiB_2)/Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4 燃烧合成法制备内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金力学行为的影响 |
| 5.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金凝固行为的影响和综合力学性能提高机制 |
| 5.5.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对凝固行为的影响 |
| 5.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对综合力学性能提高机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 添加第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织的影响 |
| 6.2.1.1 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中初生α-Al的影响 |
| 6.2.1.2 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中共晶Si的影响 |
| 6.2.1.3 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金Mg_2Si相的影响 |
| 6.2.2 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固行为的影响 |
| 6.2.3 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金室温力学性能的影响 |
| 6.2.4 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金强韧化机制 |
| 6.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固行为的影响 |
| 6.3.3 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金室温力学性能的影响 |
| 6.4 低温稳定化处理对孕育处理铸态Al-10Si-2.0Mg合金的组织和力学性能的影响 |
| 6.4.1 低温稳定化处理温度和时间优化 |
| 6.4.2 低温稳定化处理析出相分析 |
| 6.4.3 低温稳定化对力学性能的影响 |
| 6.4.4 微量TiCN-TiB_2颗粒及低温稳定化对力学性能的影响机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）高频感应辅助燃烧合成Ni-Al-Cr系涂层及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的及意义 |
| 1.2 Ni-Al系金属间化合物的研究 |
| 1.2.1 Ni-Al系金属间化合物的基本特性 |
| 1.2.2 Cr对NiAl系金属间化合物组织性能的影响 |
| 1.3 Ni-Al系涂层的制备方法 |
| 1.4 燃烧合成技术 |
| 1.4.1 燃烧合成点燃技术 |
| 1.4.2 燃烧合成结合致密化技术 |
| 1.5 高频感应辅助燃烧合成Ni-Al系涂层的研究进展 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 Ni-Al-Cr的热力学分析 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Ni、Al、Cr三元体系反应自由焓计算 |
| 2.2.1 CS热力学条件 |
| 2.2.2 CS的热力学理论计算 |
| 2.2.3 CS自由能计算结果 |
| 2.3 Ni、Al、Cr三元体系绝热温度计算 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3 章 实验材料与研究方法 |
| 3.1 实验技术路线及设备 |
| 3.2 实验材料 |
| 3.2.1 基体材料 |
| 3.2.2 涂层粉体材料 |
| 3.3 实验过程 |
| 3.3.1 基体处理 |
| 3.3.2 混料与压坯 |
| 3.3.3 高频感应辅助燃烧合成制备Ni-Al-Cr涂层 |
| 3.4 涂层微观结构与性能测试 |
| 3.4.1 微观形貌与组织检测 |
| 3.4.2 涂层物相分析 |
| 3.4.3 涂层的孔隙率计算 |
| 3.4.4 涂层显微硬度测定 |
| 3.4.5 涂层氧化性能分析 |
| 3.4.6 涂层的电化学腐蚀性能分析 |
| 第4章 Ni-Al-Cr涂层组织结构研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同Cr含量涂层的XRD物相分析 |
| 4.3 涂层的表面形貌 |
| 4.4 涂层断面形貌与组织分析 |
| 4.5 涂层的孔隙率计算 |
| 4.6 涂层硬度的测量 |
| 4.7 Ni-Al-Cr涂层的形成机理 |
| 4.7.1 Ni-Al基合金的反应机理 |
| 4.7.2 Cr元素对Ni-Al合金的强化机理 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 Ni-Al-Cr系涂层抗氧化性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 氧化后涂层表面XRD物相分析 |
| 5.3 氧化后涂层表面的形貌 |
| 5.4 氧化后涂层截面的形貌 |
| 5.5 氧化动力学分析 |
| 5.6 氧化机理分析 |
| 5.7 Cr对NiAl及涂层抗高温氧化的改善机制 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 Ni-Al-Cr系涂层的电化学腐蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 电化学腐蚀方法简述 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 极化曲线分析 |
| 6.3.2 电化学阻抗谱分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（3）溶胶凝胶法制备α-Al2O3粉体的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 氧化铝的结构及用途 |
| 1.2.1 氧化铝的晶体结构 |
| 1.2.2 氧化铝陶瓷的用途 |
| 1.3 α-Al_2O_3粉体的制备方法 |
| 1.3.1 固相法 |
| 1.3.1.1 热分解法 |
| 1.3.1.2 燃烧法 |
| 1.3.1.3 机械粉碎法 |
| 1.3.2 液相法 |
| 1.3.2.1 沉淀法 |
| 1.3.2.2 溶胶凝胶法 |
| 1.3.2.3 水热合成法 |
| 1.3.3 气相法 |
| 1.3.3.1 激光诱导气相沉积法 |
| 1.3.3.2 化学气相沉积法 |
| 1.3.3.3 等离子气相合成法 |
| 1.4 降低α-A1_2O_3粉体制备温度的途径 |
| 1.4.1 纳米α-A1_2O_3籽晶对α-A1_2O_3粉体制备温度的影响 |
| 1.4.2 矿化剂对α-A1_2O_3粉体制备温度的影响 |
| 1.4.3 高能球磨对α-A1_2O_3粉体制备温度的影响 |
| 1.5 前驱体干燥方式对α-A1_2O_3粉体制备温度的影响 |
| 1.5.1 普通干燥 |
| 1.5.2 真空冷冻干燥 |
| 1.5.3 微波干燥 |
| 1.6 本文的选题意义及研究内容 |
| 第二章 样品的制备及表征方法 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 α-Al_2O_3粉体及陶瓷的制备 |
| 2.2.1 α-A1_2O_3前驱体的制备 |
| 2.2.2 α-A1_2O_3粉体的制备 |
| 2.2.3 α-Al_2O_3陶瓷的制备 |
| 2.3 表征方法 |
| 2.3.1 X射线衍射(XRD) |
| 2.3.2 傅里叶红外光谱(FT-IR) |
| 2.3.3 热重差示扫描量热分析(TG-DSC) |
| 2.3.4 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.3.5 激光粒度分布 |
| 2.3.6 魔角旋转核磁共振((MAS)NMR) |
| 2.3.7 密度测试 |
| 第三章 溶胶凝胶法制备α-Al_2O_3粉体的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 普通干燥制备α-Al_2O_3粉体 |
| 3.2.1 样品的制备 |
| 3.2.2 前驱体的表征 |
| 3.2.2.1 前驱体的物相分析 |
| 3.2.2.2 前驱体的红外分析 |
| 3.2.2.3 前驱体的TG-DSC分析 |
| 3.2.3 铝源对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.2.4 籽晶对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.2.5 矿化剂对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.2.6 预热处理和球磨对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.2.6.1 前驱体经预热处理和球磨后的TG-DSC分析 |
| 3.2.6.2 前驱体经预热处理和球磨后煅烧的的X射线衍射分析 |
| 3.2.7 前驱体球磨对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.2.8 前驱体预热处理对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.3 冷冻干燥制备Al_2O_3粉体 |
| 3.3.1 样品的制备 |
| 3.3.2 前驱体的表征 |
| 3.3.2.1 前驱体的物相分析 |
| 3.3.2.2 前驱体的红外分析 |
| 3.3.2.3 前驱体的TG-DSC分析 |
| 3.3.3 冷冻干燥对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.3.4 预热处理和球磨对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.3.4.1 前驱体经预热处理和球磨后的TG-DSC分析 |
| 3.3.4.2 前驱体经预热处理和球磨后煅烧的X射线衍射分析 |
| 3.4 微波干燥制备Al_2O_3粉体 |
| 3.4.1 样品的制备 |
| 3.4.2 前驱体的表征 |
| 3.4.2.1 前驱体的物相分析 |
| 3.4.2.2 前驱体的红外分析 |
| 3.4.2.3 前驱体的TG-DSC分析 |
| 3.4.3 微波干燥对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.4.4 前驱体球磨对α-A1_2O_3粉体制备的影响 |
| 3.4.4.1 前驱体经球磨后的TG-DSC分析 |
| 3.4.4.2 前驱体经球磨后煅烧的X射线衍射分析 |
| 3.4.5 前驱体陈化时间对前驱体物相以及分子结构的影响 |
| 3.4.5.1 不同陈化时间前驱体的物相分析 |
| 3.4.5.2 不同陈化时间前驱体球磨后的物相分析 |
| 3.4.5.3 不同陈化时间前驱体球磨后的DSC分析 |
| 3.4.5.4 不同陈化时间前驱体凝胶的NMR分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 α-Al_2O_3粉体的特性及烧结性能 |
| 4.1 普通干燥制备α-Al_2O_3粉体的特性及烧结性能 |
| 4.1.1 α-Al_2O_3粉体的SEM分析 |
| 4.1.2 α-Al_2O_3粉体的烧结性能 |
| 4.2 冷冻干燥制备α-Al_2O_3粉体的特性及烧结性能 |
| 4.2.1 α-Al_2O_3粉体的SEM分析 |
| 4.2.2 α-Al_2O_3粉体的烧结性能 |
| 4.3 微波干燥制备α-Al_2O_3粉体的特性及烧结性能 |
| 4.3.1 α-Al_2O_3粉体经行星球磨后的特性及烧结性能 |
| 4.3.1.1 α-Al_2O_3粉体经行星球磨后的SEM分析 |
| 4.3.1.2 α-Al_2O_3粉体经行星球磨后的粒度分析 |
| 4.3.1.3 α-Al_2O_3粉体经行星球磨后的烧结性能 |
| 4.3.2 α-Al_2O_3粉体经搅拌研磨后的特性及烧结性能 |
| 4.3.2.1 搅拌研磨时间对α-Al_2O_3粉体粒度的影响 |
| 4.3.2.2 煅烧温度对搅拌研磨α-Al_2O_3粉体粒度的影响 |
| 4.3.2.3 α-Al_2O_3粉体搅拌研磨后的SEM分析 |
| 4.3.2.4 PH值对搅拌研磨后α-Al_2O_3粉体浆料稳定性的影响 |
| 4.3.2.5 α-Al_2O_3粉体经搅拌研磨后的烧结性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（4）大尺寸Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷的水平定向凝固法生长与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 氧化铝基共晶陶瓷的分类、微观结构及生长方法 |
| 1.2.1 氧化铝基共晶陶瓷的分类 |
| 1.2.2 共晶陶瓷的微观结构 |
| 1.2.3 共晶陶瓷的生长方法 |
| 1.3 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷各组成相及元素的基本性质 |
| 1.4 国内外研究现状 |
| 1.4.1 微观形貌与力学性能研究现状 |
| 1.4.2 光学性能研究现状 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 共晶陶瓷凝固原理及研究方法 |
| 2.1 二元共晶陶瓷凝固原理 |
| 2.2 水平定向凝固法生长共晶陶瓷的原理、装置及原料 |
| 2.2.1 共晶陶瓷的生长原理及过程 |
| 2.2.2 共晶陶瓷生长设备—IKAK-2型晶体生长炉 |
| 2.2.3 坩埚的选择 |
| 2.2.4 实验原材料 |
| 2.3 测试表征方法 |
| 2.3.1 测试样品的加工制备 |
| 2.3.2 组织结构表征 |
| 2.3.3 力学与热学性能表征 |
| 2.3.4 光学性能表征 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷制备及组织结构研究 |
| 3.1 水平定向凝固法制备Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷 |
| 3.1.1 预烧料的制备 |
| 3.1.2 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的制备 |
| 3.2 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的晶体结构 |
| 3.2.1 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的XRD分析 |
| 3.2.2 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的XPS分析 |
| 3.3 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的微观形貌 |
| 3.3.1 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的二维微观形貌 |
| 3.3.2 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的三维微观形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷热学及力学性能研究 |
| 4.1 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的基本热学和力学参数 |
| 4.1.1 热膨胀系数和Al_2O_3相残余应力 |
| 4.1.2 维氏硬度、杨氏模量和断裂韧性 |
| 4.1.3 高温辐射谱和高温稳定性 |
| 4.2 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷不同温度下弯曲及压缩强度研究 |
| 4.2.1 弯曲强度测试分析 |
| 4.2.2 压缩强度测试分析 |
| 4.3 烧结共晶陶瓷的制备及力学性能研究 |
| 4.3.1 烧结共晶陶瓷的制备 |
| 4.3.2 烧结共晶陶瓷的弯曲和压缩强度 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷光学性能研究及应用 |
| 5.1 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的光谱学性质 |
| 5.2 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷在白光LED中的应用 |
| 5.2.1 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷的封装 |
| 5.2.2 Al_2O_3/YAG:Ce~(3+)共晶陶瓷片透过率对白光LED性能的影响 |
| 5.3 界面散射可提高白光LED光效的验证 |
| 5.3.1 均匀Ce:Y_2O_3亚微米球型粉体的合成 |
| 5.3.2 透明YAG:Ce~(3+)陶瓷的制备 |
| 5.3.3 透明YAG:Ce~(3+)陶瓷封装的白光LED的性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（5）内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.1 交通领域轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.2 航天航空轻量化材料的研究进展 |
| 1.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的发展现状 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3.2.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在汽车领域应用 |
| 1.3.2.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航天航空领域应用 |
| 1.3.2.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航空探测器领域应用 |
| 1.3.2.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在其他领域应用 |
| 1.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料增强相的种类 |
| 1.3.3.1 单相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.2 双相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的外加法制备工艺 |
| 1.3.3.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的原位合成制备工艺 |
| 1.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料磨损性能的研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备及处理工艺 |
| 2.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备 |
| 2.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜及能谱分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩和高温压缩性能 |
| 2.4.3 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.4 高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 内生微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织和性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制和微观组织分析 |
| 3.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制 |
| 3.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.3 原位内生(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的压缩性能 |
| 3.3.1 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温压缩性能 |
| 3.3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能 |
| 3.3.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的强化机制 |
| 3.4 TiB_2/TiC摩尔比对微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织及压缩性能的影响 |
| 3.4.1 不同TiB_2/TiC摩尔比微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.4.2 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的常温压缩性能分析 |
| 3.4.3 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 内生微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温磨粒磨损性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损的研究 |
| 4.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同陶瓷含量的(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温磨损的研究 |
| 5.3 不同TiB_2/TiC摩尔比(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损的研究 |
| 5.4 不同体积分数及不同配比微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料在高温下干滑动摩擦磨损机制分析 |
| 5.5 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所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）雾化急冷Al2O3/ZrO2亚稳态粉末及烧结产物的性能表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 ZTA纳米复合陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 ZTA纳米复合陶瓷的技术路径 |
| 1.2.2 烧结工艺的研究现状 |
| 1.3 Al_2O_3/ZrO_2共晶陶瓷的研究现状 |
| 1.3.1 定向凝固法 |
| 1.3.2 非定向凝固法 |
| 1.3.3 共晶粉末致密法 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验原料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验仪器设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 燃烧合成雾化急冷法的原理与装置 |
| 2.3.2 ZTA纳米复合陶瓷的制备 |
| 2.3.3 Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)复合陶瓷的制备 |
| 2.4 材料微观结构分析 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 激光粒度分析 |
| 2.4.3 X射线光电子能谱分析 |
| 2.4.4 扫面电子显微镜分析 |
| 2.4.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.4.6 热重-差示扫描量热分析法 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 维氏硬度测试 |
| 2.5.2 弯曲强度测试 |
| 2.5.3 断裂韧性测试 |
| 2.5.4 残余应力测试 |
| 2.6 有限元模拟软件 |
| 第3章 水雾化Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末特性及烧结产物性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-Zr(NO_3)_4燃烧合成的热力学计算 |
| 3.2.1 热力学计算方法 |
| 3.2.2 热力学计算分析 |
| 3.3 Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末的表征 |
| 3.3.1 Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末的物相组成 |
| 3.3.2 Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末的形貌与结构 |
| 3.4 燃烧合成水雾化合成Al_2O_3/ZrO_2固溶体的机理 |
| 3.5 ZTA纳米复合陶瓷的表征与性能研究 |
| 3.5.1 ZTA纳米复合陶瓷的物相表征 |
| 3.5.2 ZTA纳米复合陶瓷的微观结构表征 |
| 3.5.3 ZTA纳米复合陶瓷的力学性能研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的制备及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al_2O_3/ZrO_2(CeO2)固溶体粉末的表征 |
| 4.2.1 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的制备 |
| 4.2.2 CeO_2对Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的影响 |
| 4.3 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的析出行为 |
| 4.3.1 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的相结构演变 |
| 4.3.2 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的组织结构演变 |
| 4.3.3 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的热重分析 |
| 4.4 CeO_2掺杂对CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的影响 |
| 4.4.1 CeO_2对CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷物相及结构的影响 |
| 4.4.2 CeO_2对CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷力学性能的影响 |
| 4.5 SPS对 CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的影响 |
| 4.5.1 粉末SPS烧结行为 |
| 4.5.2 SPS对微观结构与力学性能的影响 |
| 4.6 CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的强韧化机理 |
| 4.6.1 ZrO_2颗粒强韧化机制 |
| 4.6.2 t-m相变强韧化机制 |
| 4.6.3 残余应力强韧化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 气雾化Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末特性及烧结产物性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末的表征 |
| 5.2.1 Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末的物相组成与形貌 |
| 5.2.2 Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末的组织结构 |
| 5.3 Y_2O_3 掺杂对Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)纳米共晶粉末的影响 |
| 5.3.1 Y_2O_3对粉末形貌及相组成的影响 |
| 5.3.2 Y_2O_3对粉末组织结构的影响 |
| 5.4 共晶粉末的烧结致密 |
| 5.4.1 Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)复合陶瓷的表征 |
| 5.4.2 Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)复合陶瓷的力学性能研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（7）含AlB2复合粉的燃烧合成及对低碳耐火材料抗氧化性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 主要符号表 |
| 1.绪论 |
| 1.1 低碳耐火材料的研究现状 |
| 1.2 低碳耐火材料防氧化技术的研究现状 |
| 1.2.1 石墨表面抗氧化涂层改性的研究现状 |
| 1.2.2 低碳耐火材料抗氧化剂研究进展 |
| 1.3 AlB_2材料的制备及研究进展 |
| 1.4 自蔓延高温燃烧合成技术 |
| 1.5 本课题的研究意义 |
| 1.6 本课题的研究内容及技术路线 |
| 1.6.1 课题的研究内容 |
| 1.6.2 课题研究的技术路线 |
| 1.7 论文的创新点 |
| 2.实验 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.2.1 Al(粉) |
| 2.2.2 氧化硼(B_2O_3) |
| 2.2.3 四氟硼酸钾(KBF_4) |
| 2.2.4 硼砂(Na_2B_4O_7) |
| 2.2.5 其他实验原料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.3.1 材料制备及测试设备 |
| 2.3.2 材料分析表征设备 |
| 2.4 燃烧合成实验 |
| 2.4.1 试样燃烧合成温度的测定 |
| 2.4.2 试样的燃烧合成过程 |
| 2.5 抗氧化性能实验 |
| 2.6 材料表征 |
| 2.6.1 物相表征 |
| 2.6.2 微观形貌表征 |
| 2.6.3 热力学分析 |
| 2.6.4 物理性能测试 |
| 2.6.5 力学性能测试 |
| 3.硼源对燃烧合成法制备含AlB_2复合粉的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-KBF_4 体系燃烧合成含AlB_2复合粉的实验研究 |
| 3.2.1 Al-KBF_4体系的热力学分析 |
| 3.2.2 Al-KBF_4体系燃烧合成试样的物相组成 |
| 3.2.3 Al-KBF_4体系燃烧合成试样的显微结构 |
| 3.2.4 Al-KBF_4体系的燃烧合成机理 |
| 3.3 Al-Na_2B_4O_7 体系燃烧合成含AlB_2复合粉的实验研究 |
| 3.3.1 Al-Na_2B_4O_7 体系的热力学分析 |
| 3.3.2 Al-Na_2B_4O_7 体系燃烧合成试样的物相组成 |
| 3.3.3 Al-Na_2B_4O_7 体系燃烧合成试样的显微结构 |
| 3.3.4 Al-Na_2B_4O_7 体系的燃烧合成机理 |
| 3.4 Al-B_2O_3 体系燃烧合成含AlB_2复合粉的实验研究 |
| 3.4.1 Al-B_2O_3体系的热力学分析 |
| 3.4.2 Al-B_2O_3体系燃烧合成试样的物相组成 |
| 3.4.3 Al-B_2O_3体系燃烧合成试样的显微结构 |
| 3.4.4 Al-B_2O_3 体系燃烧合成含AlB_2复合粉的合成机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 4.添加剂对Al-B_2O_3 体系燃烧合成含AlB_2复合粉的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-Mg合金对Al-B_2O_3 体系燃烧合成含AlB_2复合粉体的影响 |
| 4.2.1 Al-Mg合金掺量对Al-B_2O_3 体系绝热温度和燃烧温度的影响 |
| 4.2.2 Al-Mg合金掺量对燃烧合成含AlB_2复合粉体物相组成的影响 |
| 4.2.3 Al-Mg合金掺量对燃烧合成含AlB_2复合粉体微观形貌的影响 |
| 4.2.4 Al-B_2O_3-Al/Mg合金体系的燃烧合成机理 |
| 4.3 Al-Si合金对Al-B_2O_3 体系燃烧合成含AlB_2复合粉体的影响 |
| 4.3.1 Al-Si合金掺量对Al-B_2O_3 体系燃烧合成绝热温度的影响 |
| 4.3.2 Al-Si合金对燃烧合成含AlB_2复合粉体物相组成的影响 |
| 4.3.3 Al-Si合金掺量对燃烧合成含AlB_2复合粉体微观形貌的影响 |
| 4.3.4 Al-B_2O_3-Al/Si合金体系的燃烧合成机理 |
| 4.4 Al-La合金对Al-B_2O_3 体系燃烧合成含AlB_2复合粉的影响 |
| 4.4.1 Al-La合金掺量对Al-B_2O_3 体系燃烧合成绝热温度的影响 |
| 4.4.2 Al-La合金对燃烧合成含AlB_2复合粉体物相组成的影响 |
| 4.4.3 Al-La合金对燃烧合成含AlB_2复合粉体微观形貌的影响 |
| 4.4.4 Al-B_2O_3-Al/La合金体系的燃烧合成机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5.AlB_2-Al-Al_2O_3 复合粉对低碳耐火材料抗氧化性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 掺入AlB_2-Al-Al_2O_3 复合粉的低碳镁碳砖的物理性能 |
| 5.3 掺入AlB_2-Al-Al_2O_3 复合粉的低碳镁碳砖的力学性能 |
| 5.4 掺入AlB_2-Al-Al_2O_3 复合粉的低碳镁碳砖的抗氧化性能 |
| 5.5 掺入AlB_2-Al-Al_2O_3 复合粉的低碳铝碳砖的物理性能 |
| 5.6 掺入AlB_2-Al-Al_2O_3 复合粉的低碳铝碳砖的力学性能 |
| 5.7 掺入AlB_2-Al-Al_2O_3 复合粉的低碳铝碳砖的抗氧化性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 6.结论及展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 研究生在读期间的研究成果 |
（8）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.1.1 固态法 |
| 1.2.1.2 液态法 |
| 1.2.2 微米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.2.1 颗粒表面改性 |
| 1.2.2.2 铝基体合金的合金化 |
| 1.2.2.3 制备工艺的改进与优化 |
| 1.2.3 纳米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.3.1 原位内生法 |
| 1.2.3.2 外加法 |
| 1.2.3.3 中间合金法 |
| 1.2.4 微纳米尺度颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5 双相颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5.1 双相微米尺度增强相 |
| 1.2.5.2 双相纳米尺度增强相 |
| 1.2.5.3 双相微纳米尺度增强相 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料室温、高温性能的研究 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料室温抗疲劳性能的研究 |
| 1.3.1.1 颗粒增强铝基复合材料的疲劳断裂机理 |
| 1.3.1.2 颗粒增强铝基复合材料的疲劳性能 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的高温拉伸性能 |
| 1.3.3 颗粒增强铝基复合材料的抗高温蠕变性能 |
| 1.3.3.1 蠕变机制 |
| 1.3.3.2 颗粒增强铝基复合材料的抗蠕变性能 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.1.2 制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.2 实验用复合材料的制备 |
| 2.2.1 燃烧合成+热压+热挤压法制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.1.1 粉末冶金法制备Al-Cu-Mg-Si基体合金 |
| 2.2.1.2 燃烧合成+热压制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料 |
| 2.2.1.3 内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料的热挤压二次加工 |
| 2.2.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.2.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金的制备 |
| 2.2.2.2 内生微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si中间合金的制备 |
| 2.2.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的制备 |
| 2.2.2.4 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的热挤压二次加工 |
| 2.2.3 基体合金和复合材料的热处理 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温和高温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 蠕变性能测试 |
| 2.4.4 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.5 疲劳性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 燃烧合成+热压+热挤压法制备原位内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备、组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备与组织 |
| 3.2.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备 |
| 3.2.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料热压烧结态组织 |
| 3.2.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料挤压态组织 |
| 3.3 燃烧合成+热压+热挤压制备的内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能 |
| 3.3.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能 |
| 3.3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能 |
| 3.3.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料磨粒磨损行为 |
| 3.4 内生双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相TiC_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能对比 |
| 3.4.1 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织 |
| 3.4.2 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 3.4.3 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的磨粒磨损行为 |
| 3.5 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制和耐磨性改善机制 |
| 3.5.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强化机制 |
| 3.5.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强化机制 |
| 3.5.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料耐磨性改善的机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织和室温性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺与组织 |
| 4.2.1 中间合金+搅拌铸造制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺 |
| 4.2.2 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金组织的影响规律 |
| 4.2.3 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金 θ′和Q′析出相的影响规律 |
| 4.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温性能与强化机制 |
| 4.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温疲劳性能 |
| 4.3.2.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的S-N曲线 |
| 4.3.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料疲劳断口形貌分析 |
| 4.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制 |
| 4.3.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能提高的机制 |
| 4.3.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗疲劳性能提高的机制探讨 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温拉伸性能 |
| 5.2.1 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 5.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料析出相的高温稳定性 |
| 5.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性提高的机制 |
| 5.3 微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温蠕变行为 |
| 5.3.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的抗蠕变性能 |
| 5.3.2 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的蠕变机制 |
| 5.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）MgAl2O4基纳米复合陶瓷的燃烧合成工艺及性能表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究的目的和意义 |
| 1.2 MgAl_2O_4 概述 |
| 1.2.1 MgAl_2O_4 的组成与结构 |
| 1.2.2 MgAl_2O_4 的性能与应用 |
| 1.2.3 MgAl_2O_4 的合成 |
| 1.3 MgO-Al_2O_3 体系的固溶与析出 |
| 1.3.1 MgO-Al_2O_3 体系的固溶行为研究进展 |
| 1.3.2 尖晶石固溶体的析出 |
| 1.4 氧化物共晶陶瓷制备方法 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验部分及表征方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 仪器设备 |
| 2.3 材料表征方法 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 微观形貌和组织结构表征 |
| 2.3.3 密度测量 |
| 2.3.4 力学性能表征 |
| 2.3.5 差热分析 |
| 第3章 MgO·nAl_2O_3 亚稳态微粉的制备与表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 燃烧合成特性计算分析 |
| 3.2.1 绝热温度计算 |
| 3.2.2 反应压力计算 |
| 3.3 粉体制备 |
| 3.4 燃烧合成Al_2O_3/MgO熔液快速凝固模拟 |
| 3.4.1 ANSYS热分析简介 |
| 3.4.2 Al_2O_3/MgO熔液快速凝固模拟 |
| 3.5 粉体表征 |
| 3.5.1 物相分析 |
| 3.5.2 组织形貌表征 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 MgO·nAl_2O_3 亚稳态微粉的固溶析出 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶体类型分析 |
| 4.3 热处理过程中的析出规律 |
| 4.3.1 热处理工艺 |
| 4.3.2 平衡相及温度对析出的影响 |
| 4.3.3 时间对析出的影响 |
| 4.4 烧结体性能表征 |
| 4.4.1 烧结工艺 |
| 4.4.2 物相分析 |
| 4.4.3 性能与断口形貌分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 MgAl_2O_4 基纳米陶瓷熔铸法制备及性能表征 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 熔铸陶瓷制备及凝固过程模拟 |
| 5.3 物相组成分析 |
| 5.4 力学性能及组织结构分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（10）含原位炭铝酸钙水泥制备及其结合耐火浇注料性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 含炭耐火浇注料的发展现状 |
| 1.2 改善炭材料水润湿性/分散性的方法 |
| 1.2.1 表面活性剂或分散剂技术 |
| 1.2.2 造粒技术 |
| 1.2.3 表面涂层技术 |
| 1.3 耐火浇注料用结合剂的研究现状 |
| 1.3.1 铝酸钙水泥结合剂 |
| 1.3.2 溶胶型结合剂 |
| 1.4 燃烧合成铝酸钙及炭材料的研究现状 |
| 1.4.1 燃烧合成法制备铝酸钙的研究现状 |
| 1.4.2 燃烧合成法制备炭材料的研究现状 |
| 1.5 课题研究目的和意义 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.6 研究内容及技术路线 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 研究技术路线 |
| 1.7 论文的创新点 |
| 2.实验 |
| 2.1 原料及实验设备 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 燃烧合成法制备铝酸钙水泥 |
| 2.2.2 埋炭烧结法制备含原位炭铝酸钙水泥 |
| 2.2.3 耐火浇注料制备 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 含原位炭铝酸钙水泥的抗氧化性及水分散性 |
| 2.3.2 耐火浇注料物理力学性能 |
| 2.3.3 耐火浇注料的抗氧化性 |
| 2.3.4 耐火浇注料的抗熔渣侵蚀性 |
| 2.4 微观结构表征手段 |
| 3.燃烧合成法制备铝酸钙水泥 |
| 3.1 CaO_2-Al-Al_2O_3 体系燃烧合成法制备铝酸钙水泥 |
| 3.1.1 CaO/Al_2O_3 摩尔比对燃烧温度和绝热温度的影响 |
| 3.1.2 CaO/Al_2O_3 摩尔比对燃烧合成铝酸钙物相组成的影响 |
| 3.1.3 CaO/Al_2O_3 摩尔比对燃烧合成铝酸钙微观形貌的影响 |
| 3.2 CaO_2-Al-Al_2O_3 体系燃烧合成铝酸钙水泥的合成机理 |
| 3.2.1 燃烧合成铝酸钙水泥的热力学分析 |
| 3.2.2 燃烧波速率 |
| 3.2.3 燃烧合成铝酸钙水泥过程中的显微结构演变 |
| 3.2.4 燃烧合成铝酸钙水泥的溶解-析出机理 |
| 3.3 燃烧合成法制备含CA纳米纤维结构的铝酸钙 |
| 3.3.1 CaCO_3用量对燃烧合成铝酸钙物相组成的影响 |
| 3.3.2 CaCO_3用量对燃烧合成铝酸钙微观形貌的影响 |
| 3.3.3 燃烧合成过程中CA纳米纤维结构的生长机制 |
| 3.4 燃烧合成铝酸钙水泥结合刚玉质耐火浇注料性能 |
| 3.4.1 物理性能 |
| 3.4.2 力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4.燃烧合成法制备含原位炭铝酸钙水泥 |
| 4.1 CaCO_3用量对燃烧合成含原位炭铝酸钙水泥物相组成的影响 |
| 4.2 CaCO_3对燃烧合成产物中炭含量及其石墨化程度的影响 |
| 4.3 燃烧合成含原位炭铝酸钙水泥的微观形貌表征 |
| 4.4 本章小结 |
| 5.埋炭烧结法制备含原位炭铝酸钙水泥 |
| 5.1 埋炭烧结法制备含原位炭铝酸钙水泥的微观结构表征 |
| 5.2 埋炭烧结制备含原位炭铝酸钙水泥的合成机理 |
| 5.2.1 C_(12)H_(10)Ca_3O_(14)·4H_2O在埋炭烧结条件下的炭化过程 |
| 5.2.2 埋炭烧结法制备含原位炭铝酸钙水泥过程中的微观结构演变 |
| 5.2.3 埋炭烧结法制备含原位炭铝酸钙水泥的合成机理模型 |
| 5.3 本章小结 |
| 6.含原位炭铝酸钙水泥结合耐火浇注料性能 |
| 6.1 含原位炭铝酸钙水泥的抗氧化性、水分散性 |
| 6.2 含原位炭铝酸钙水泥结合刚玉质耐火浇注料的力学性能 |
| 6.3 含原位炭铝酸钙水泥结合Al_2O_3-MgO质耐火浇注料的性能 |
| 6.3.1 Al_2O_3-MgO质耐火浇注料的物理性能 |
| 6.3.2 Al_2O_3-MgO质耐火浇注料的力学性能 |
| 6.3.3 Al_2O_3-MgO质耐火浇注料的抗氧化性 |
| 6.3.4 Al_2O_3-MgO质耐火浇注料的抗熔渣侵蚀性 |
| 6.4 本章小结 |
| 7.结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 博士研究生期间的研究成果 |
| 致谢 |
四、低温燃烧合成技术制备α-Al_2O_3微粉（论文参考文献）
- [1]微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制[D]. 李强. 吉林大学, 2021(01)
- [2]高频感应辅助燃烧合成Ni-Al-Cr系涂层及性能研究[D]. 龚明川. 武汉科技大学, 2021(01)
- [3]溶胶凝胶法制备α-Al2O3粉体的研究[D]. 张蒙. 重庆理工大学, 2021(02)
- [4]大尺寸Al2O3/YAG:Ce3+共晶陶瓷的水平定向凝固法生长与性能研究[D]. 刘洋. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [5]内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能[D]. 段向征. 吉林大学, 2020(08)
- [6]雾化急冷Al2O3/ZrO2亚稳态粉末及烧结产物的性能表征[D]. 郁万军. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [7]含AlB2复合粉的燃烧合成及对低碳耐火材料抗氧化性能的影响[D]. 杨潘. 西安建筑科技大学, 2019(01)
- [8]微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能[D]. 高瑜阳. 吉林大学, 2019
- [9]MgAl2O4基纳米复合陶瓷的燃烧合成工艺及性能表征[D]. 苏晓悦. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [10]含原位炭铝酸钙水泥制备及其结合耐火浇注料性能研究[D]. 杨守磊. 西安建筑科技大学, 2018