王海风[1]2000年在《原位生成TiC颗粒增强ZA43复合材料的组织和性能》文中指出本文评述了锌铝合金的发展和研究概况，以及锌铝合金基复合材料的制造和应用前景。在对各种复合材料的性能及其制备方法的对比研究中，发现自生复合法能克服界面反应严重、相容性不良和润湿性较差等一般复合材料制造中的缺点，它是一种操作简便、成本较低的复合材料制备方法。 因此，本文研究了原位制备TiC颗粒增强ZA43复合材料的金相组织和力学性能——包括冲击韧性、硬度、延伸率、耐磨性，以及高温拉伸强度和延伸率等。结果表明，TiC颗粒增强ZA43复合材料与ZA43基体相比，其抗拉强度、硬度、耐磨性以及高温强度都有所改善，但其冲击韧性及延伸率却有所下降。 本文对稀土，Re-si合金等对TiC颗粒增强ZA43复合材料的组织和性能的影响也进行了研究，发现稀土有细化基体和第二相的作用，但过多的稀土会使第二相从块状变为针状，反而使复合材料的力学性能恶化。 另外，本文还对复合材料进行了一系列的热处理研究。发现不同的热处理工艺对ZA43复合材料的组织和性能均有明显影响。
刘金水, 舒震, 肖汉宁, 项品峰, 谢贤清[2]1999年在《原位TiC粒子增强ZA43复合材料的制备及组织性能》文中研究说明以Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ粉末为原料，采用接触反应法制备原位ＴｉＣ颗粒增强的ＺＡ４３复合材料，直接原位反应生成０．２～１．０μｍ的ＴｉＣ颗粒，均布于基体合金中，材料具有优异的力学性能。研究了反应温度对反应产物的影响，探讨了ＴｉＣ细化ＺＡ４３合金α′相的机理
李新林[3]2005年在《TiC颗粒增强镁基复合材料的制备》文中研究说明首次采用XD 法并结合半固态搅熔工艺成功地制备出TiC 颗粒增强镁基复合材料,很好地解决了镁基复合材料制备过程中存在的由于传统外加陶瓷颗粒润湿性差而难以直接加入到金属熔体中以及界面污染等关键科学问题。在将TiC/Al 中间合金加入到纯镁熔体中进行重熔实验时,首次发现了在Al-Ti-C 体系SHS 反应过程中残留下来的针状Al3Ti 亚稳相向TiC+Al 转变的动态过程,并建立了Al3Ti 向TiC+Al 演变的动力学模型,为进一步深入揭示Al-Ti-C 体系的SHS 反应机理提供了直观形象的科学依据。首次在Al-Ti-C 体系SHS 反应形成的TiC 中发现了TiC 生长条纹,并通过对TiC 生长条纹的研究,提出了TiC 二维晶核台阶侧向生长机制,并给出了年轮状层层包裹与金字塔状层层堆积这两种TiC 晶体生长模型。Al-Ti-C 体系SHS 反应形成的圆整光滑近球形TiC 宏观上虽然具有按粗糙界面连续长大的的特征,但由于TiC 的Jackson 因子高达5~7,其微观生长机制始终为二维晶核台阶侧向生长,并未发生由侧向生长机制向连续生长机制的转化。另外,用现代PBC 理论比较成功地解释了Al-Ti-C 体系SHS 反应形成的八面体TiC晶体生长形貌,是以{111}面为外表面的八面体。对TiC/Al 中间合金在纯镁熔体中进行的重熔及脱粘研究表明,TiC/Al 中间合金中的Al 与熔体中的Mg 可以发生互扩散, TiC/Al 中间合金中的Al 最后几乎完全扩散到镁熔体中而成为镁的合金化元素,同时熔体中的Mg 也充分扩散到中间合金中,此时TiC/Al 中间合金已经完全转变为TiC/Mg 中间合金,TiC 颗粒在AZ91 镁合金中能稳定存在,说明是AZ91 镁合金合适的增强体,这为XD 法制备TiCp/AZ91 镁基复合材料的可行性提供了科学理论依据。在Al-Ti-C 体系SHS 反应形成TiC 颗粒的动力学影响因素中, Al 含量对TiC 颗粒尺寸影响最大。C 粉粒度和C/Ti 比对SHS 反应产物相组成及TiC 颗粒形貌有着重要的影响。对TiC 颗粒在AZ91 镁合金熔体中均匀分布的动力学影响因素(搅拌温度、搅拌速度和搅拌时间等)进行了详细研究,并优化出半固态机械搅拌制备TiCp/AZ91 镁基复合材料的较佳工艺参数,成功地制备出TiC 颗粒在AZ91镁合金基体中均匀分布的TiCp/AZ91 镁基复合材料。最后,对TiC 颗粒增强镁基复合材料的室温拉伸强度和硬度以及磨粒磨损行为进行了测试,为TiC颗粒增强镁基复合材料的制备提供了可供参考的数据与依据。开辟了一条制备颗粒增强镁基复合材料的新途径。
王慧远[4]2004年在《原位颗粒增强镁基复合材料的制备》文中研究表明进入 21 世纪以来，资源和环境已成为人类可持续发展的首要问题。因此，目前世界工业发展的趋势是节省能源、资源和绿色生产。镁合金作为最轻的工程结构金属材料，具有许多优异的独特性能，如比强度高、比刚度高、导电导热性好，兼有良好的阻尼减震和电磁屏蔽性能，易于加工成形，良好的再生回用等优点，在汽车、通讯设备、航空等领域中得到了广泛的应用。因此，镁基材料被认为是本世纪最有开发前途和应用潜力的“绿色工程材料”。但是，镁合金存在弹性模量小、高温强度和抗蠕变性低、耐磨性差等严重的不足，而且仅仅通过合金化技术又不能加以解决，因此大大限制了镁合金的进一步发展及其工业应用。如何解决这一问题自然成为镁合金研究领域的瓶颈问题。众所周知，镁基复合材料具有低的温度膨胀系数、高的杨氏模量和耐磨性等优点。因此，从材料的内在属性出发，作者认为，解决镁合金性能方面存在的不足的最佳途径之一就是走复合材料的道路。按照增强体的形态特征，镁基复合材料主要有纤维、晶须和颗粒增强三种。连续纤维增强镁基复合材料沿纤维方向强化效果显著，引起人们的广泛兴趣，但是制备工艺复杂，而且产品难以回收再用；晶须增强镁基复合材料强度高、工艺性能优良、可进行二次加工，而且材料可以回收再用，但是其成本很高，大大限制了其应用范围。颗粒增强镁基复合材料具有制备工艺简单、成本低廉以及各向同性的性能，已成为镁基复合材料的研究热点之一。目前，颗粒增强镁基复合材料主要是通过外加方式制备的，即增强体在制备复合材料之前需单独合成，然后通过混料方式引入镁基体或者通过搅拌方式直接加入镁熔体中。在这种情况下，增强体的尺寸受其原材料尺寸的影响，往往在几微米至几十微米级，很少小于 1.0 微米。其它的不足，如增强体和基体之间的界面反应以及由于增强体表面易受污染从而导致与基体之间的润湿性差等问题也是困扰材料科学工作者的重大难题。金属基复合材料（MMCs）的性能受增强体的类型、尺寸、分布、体积分数以及增强体和基体界面的本质特征所控制。当尺寸细小和大体积分数且热力学上稳定的增强体均匀分布在基体中时可以获得某些独特的性能。为了 - I -<WP=187>摘 要满足以上要求，近年来人们开发了一种新的复合材料—原位（In situ）MMCs，即增强体是在复合材料制备过程中通过两种或多种元素或化合物之间的化学反应生成的。与传统上的外加 MMCs 的制备技术相比，原位 MMCs 具有以下优点：①增强体在基体中热力学是稳定的，有利于高温服役工况；②增强体与基体的界面干净，润湿性好，故界面结合强度高；③增强体尺寸细小，分布均匀，增强效果明显提高。因此，从工业应用前景的长远利益来看，原位陶瓷颗粒增强方式是镁基复合材料的理想选择和最佳落脚点之一。 然而，目前的原位 MMCs 制备技术主要集中在 Al 基、Ti 基和 Fe 基之上；适用于镁基体的制备技术及相应的增强体极其有限。对于金属结构材料中的质量最轻、比强度极高的镁及其合金，由于其熔点低，极易氧化燃烧，增强颗粒难以引入，给原位镁基复合材料的研究和开发带来了极大的困难。 本文通过实验研究，针对镁合金的自身特点，首次采用镁熔体内 SHS 反应法，成功地制备了原位 TiC 和 TiB2颗粒增强镁基复合材料，在解决原位镁基复合材料制备过程中的关键科学问题即原位增强颗粒的引入与界面污染等方面取得了突破，开发了适合于镁基合金的增强体（TiC、TiB2）和相关制备技术；在此基础上，利用 Al-Ti-C-B、Al-Ti-B、Al-Ti-C-Mg、Al-Ti-B4C 等体系，采用镁熔体外（真空下和气氛保护下）的 SHS 反应合成了含有原位增强颗粒的中间相载体，并借助于搅拌铸造法将原位颗粒引入镁熔体中，成功地制备了 TiC、TiB2和 TiC+TiB2颗粒增强镁基复合材料。本文的主要研究工作如下： (1) 镁熔体内形成原位增强颗粒的 SHS 反应机理 通过差热分析和淬熄实验，对 Al-Ti-C 和 Al-Ti-B 体系的 SHS 反应进行了深入研究，在此基础上给出了原位 TiC 和 TiB2颗粒增强镁基复合材料的形成机制，并建立了其形成模型。实验发现，在 Mg 熔体内 Al-Ti-C 体系的 SHS反应过程中，除了 Al、Ti 和 C 之间通过 Al-Ti 反应形成 TiAlx过渡相，然后TiAlx 进一步和 C 反应形成 TiC 以外，Ti 和 C 之间的直接反应也能够进行，并形成 TiC。研究表明，Al-Ti-B 体系中反应形成 TiB2 的可能途径有：AlB2(s)-TiAl3(s)、Ti(s)-AlB2(s)和 B(s)-TiAl3(s)之间的反应，其中，B(s)-TiAl3(s)之间的反应在热力学上最有利；此外，固溶态的[B]和[Ti]之间的反应也可以形成TiB2。 (2) 镁基复合材料原位增强颗粒 SHS 反应动力学的影响因素 对于形成原位增强颗粒的 SHS 反应动力学的影响因素进行了细致的实验研究，分别优化并给出了适合于镁熔体内 SHS 反应法和熔体外反应法两种制备技术的实验参数。研究发现，微米级粒度的 Al、Ti 和 C 粉体系，压坯的预热温度决定了熔体内能否发生 SHS 反应，当预热温度低于 400℃时反应难?
李劲风, 张昭, 张鉴清[5]2002年在《金属基复合材料(MMCs)的原位制备》文中认为本文概述了几种原位法制备颗粒增强金属基复合材料 (MMCs)的基本原理和过程 ,包括原位凝固自生法、VLS法、自蔓延高温合成法 (SHS)、接触反应法、固 液反应法、混合盐反应法及直接氧化法 ,简述了原位复合材料的基本性能 ,并提出了今后的发展方向
修坤[6]2006年在《TiC_p/AZ91镁基复合材料组织及耐磨性的研究》文中指出本文采用中间合金法结合搅拌铸造工艺制备了不同TiC颗粒含量的TiCp/AZ91镁基复合材料,并详细地研究了TiC颗粒对TiCp/AZ91镁基复合材料凝固组织及磨损行为的影响。研究结果表明,TiCp/AZ91镁基复合材料熔体与未增强AZ91合金相比具有较大的初生α-Μg相结晶过冷度和较大的液相冷却速度,并且随着TiC颗粒含量的增加而增加。因此,TiCp/AZ91镁基复合材料α-Μg晶粒和共晶的Mg17Al12均比未增强AZ91合金的细小,并且随着颗粒含量的增加细化越明显建立了单辊快冷工艺条件下TiCp/AZ91镁基复合材料及AZ91合金凝固过程的冷却速度方程: (TiCp/AZ91复合材料) (未增强AZ91合金)揭示了在同样甩带厚度和同样凝固时间时,TiCp/AZ91镁基复合材料具有比AZ91合金快得多的冷却速度。实验发现,在单辊快冷工艺条件下AZ91合金薄带截面的凝固组织可分为三个区:靠近辊面的细小等轴晶区、内部的柱状晶区和自由表面的粗大等轴晶区;TiCp/AZ91镁基复合材料薄带截面凝固组织仅有靠近辊面的细小等轴晶区和自由表面的粗大等轴晶区,而内部柱状晶区不是很明显。对TiCp/AZ91镁基复合材料的不同工况下的磨损行为的研究结果表明:在干摩擦工况下,复合材料的体积磨损和摩擦系数均小于基体合金并随着TiC颗粒含量的增加而下降;复合材料的体积磨损和摩擦系数均随着施加载荷和磨损时间的增加而增加。TiCp/AZ91镁基复合材料的磨粒磨损性能明显高于AZ91合金并随着颗粒含量的提高而提高。
涂明金[7]2007年在《添加剂及热处理对TiCp局部增强铸造钢基复合材料的影响》文中提出将铸造过程与Fe-Ti- C-Al体系SHS反应有机结合,成功制备出TiCp局部增强铸造钢基复合材料。利用添加Cu, Ni, Mo, Zr等添加剂,及热处理来改善TiCp局部增强铸造钢基复合材料的形貌,硬度及耐磨性。采用Fe-Ti-C-Al体系,将粉料充分混合压制成约理论密度60%的预制块,经预处理后放置在铸型内,利用高温钢液的热能引发SHS反应,使液态金属成型和在钢液内内生TiC增强颗粒同时完成。添加了Cu, Ni, Mo, Zr等添加剂减小TiC颗粒尺寸,提高TiCp局部增强铸造钢基复合材料的硬度及耐磨性。利用淬火处理改善TiCp形态,提高TiCp增强区和基体区的宏观硬度。并对TiCp局部增强铸造钢基复合材料的耐磨性进行了研究。为TiCp局部增强铸造钢基复合材料的应用,提供了可供参考的理论与技术依据
刘佑铭[8]2002年在《Mg和稀土CeO_2在原位TiC/Al基复合材料中的行为和作用》文中认为金属基复合材料在六十年代开始有了较快的发展，成为了复合材料领域的新支，其中，铝基复合材料的发展尤为迅速，因为它具有重量轻、比强度高、剪切强度高、热膨胀系数低、高的弹性模量，良好的热稳定性、导热性能等一系列优点。制备金属基复合材料的工艺分为粉末冶金法、铸造法(铸造法细分为搅拌铸造法、原位接触反应法、液相浸渗法、共喷射沉积法)、反应机械合金化技术。其中原位复合工艺设备简单，基本上能克服其它工艺中通常出现的一系列问题，如基体与增强体浸润不良，增强体分布不均匀，特别是微小的(亚微米和纳米级)增强体极难进行复合等，作为一种具有突破性的新工艺方法而受到普遍的重视，并广泛开展了研究工作。TiC颗粒具有高硬度、高熔点、高模量等特性，作为增强体对提高复合材料的耐磨性和高温性能有显著的提高，因此TiC颗粒增强铝基复合材料成为金属基复合材料领域的热门课题。但是目前在原位反应时，除了所预计生成的增强体外，仍会生成其它副反应夹杂物(即脆性相Al_3Ti和Al_4C_3的生成)，同时对增强体TiC颗粒的体积分数也难以精确控制，因而影响材料质量的稳定性。 本文采用在原位复合+铸造法制备TiC／Al基复合材料时以Mg和稀土氧化物CeO_2作为添加剂，研究稀土和镁对增强相TiC颗粒的形貌，生成量、复合材料的微观结构、机械性能的影响。 实验结果表明，TiC颗粒的生成过程是一个热动力学过程。加入适量的Mg(2wt％)可以抑制TiC／Al复合材料中的脆性相Al_3Ti的产生，生成仅含TiC的铝基复合材料；由于活化剂镁在体系中与石墨颗粒周围的氧化物、以及外来的氧反应放热，在熔体中形成微高温区，促进Al-Ti反应，同时，Al-Ti反应也是放热反应，因此体系中的内能急剧增大，促使Al_3Ti分解以及Ti朝C颗粒扩散，缩短反应的孕育时间。同时加镁后生成的TiC颗粒的扩散速率增大，因而增大了TiC颗粒的形核数，使生成的TiC颗粒更加细小弥散，在复合材料中的所占体积分数增大。 加入0.5wt％的稀土CeO_2增大了熔体的表面张力及流动性，从而在反应阶段增大Ti原子朝C颗粒的扩散速率，促使TiC颗粒生成，以及在反应完成后增大TiC颗粒朝熔体中扩散的速率，促使TiC颗粒的形核。稀土CeO_2净化铝熔体和颗粒的表面，改善了增强体与熔体的浸润性，提高复合材料的综合性能。 加入适量添加剂Mg和稀土CeO_2使原位TiC／Al，TiC／Al-Si复合材料的硬 武汉科技人学硕1：论义 度、咐磨性、抗拉强度、延伸率得到很大的提高。
姚宏博[9]2009年在《原位ZA27基复合材料的制备及性能研究》文中提出本文选用ZA27合金为基体,以铝硅合金为硅相载体,与纯锌熔体混熔制备了Sip/ZA27复合材料;在稳定混熔工艺的基础上,研究了使用P+RE复合变质以及添加K_2ZrF_6对其微观组织和综合性能的影响。结合材料的力学性能、磨损性能、热膨胀性能,分析了增强相的作用机制。将Al-20wt%Si合金加热到850℃处理30min,可以使其凝固组织中初生硅相平均尺寸从100μm减小到25μm,辅以0.1wt%的P元素变质,可使初生硅相平均尺寸继续减小至10μm。RE元素的加入,对初生硅相形貌影响不大,但可以变质组织中的共晶硅。在P+RE复合变质Al-20wt%Si合金熔体的基础上,将纯锌熔体与其混熔,并控制浇注温度高于700℃,获得了硅相颗粒体积分数易于控制、尺寸细小、分布均匀的Sip/ZA27复合材料。使用K_2ZrF_6粉末与Al-20wt%Si合金熔体进行反应,得到含有Al_3Zr相和硅相的铝合金熔体。再依照Sip/ZA27复合材料制备工艺进行混熔,可以得到含有颗粒状硅相和板条状Al_3Zr相的(Al_3Zr+Sip)/ZA27复合材料。由于Al_3Zr可以作为初生α相的异质晶核,Zr元素还可以阻碍初生相的长大,因此使得复合材料中锌铝合金基体得到细化。室温拉伸实验结果表明,硅相同时起到第二相的强化作用以及脆性相的弱化作用。当硅含量小于9vol%时,强化作用处于主导地位;随着硅含量的继续增加,硅相逐渐粗化,致使材料受力面积减小,弱化作用显著,抗拉强度下降。复合材料的伸长率因为硅相的加入急剧降低。硅含量大于9vol%之后,伸长率趋向于零。(Al_3Zr+Sip)/ZA27复合材料的抗拉强度和伸长率变化规律与Si_p/zA27复合材料一致,不同的是,在相应的Si体积分数下,板条状Al_3Zr相的生成对基体造成一定割裂作用,复合材料抗拉强度稍微降低,但锆盐的加入又细化了锌铝合金基体,伸长率则有所增加。复合材料的硬度随着硅含量的增加而增大,这是由于硅相的存在增强了测试时对压头的承载能力。硅含量为12vol%时,硬度达到152HBS,比ZA27基体合金提高了29%。(Al_3Zr+Sip)/ZA27复合材料由于Al_3Zr硬质相的加入,比Sip/ZA27复合材料硬度值稍大。复合材料的磨损性能优于基体合金。但是,复合材料的耐磨性随增强体的增加不呈单一增加趋势,当硅相含量为12vol%和14vol%时,复合材料的高温抗磨损性能(100℃)大大提高,与室温抗磨损性能基本相同。对复合材料进行20-300℃温度范围的热膨胀性能测试。结果表明,由于增强相与基体热膨胀系数的差异,对基体合金的热膨胀产生抑制,极大地改善了基体的尺寸稳定性。
陈新华[10]2013年在《TiC_X/Fe-Al材料的制备与性能研究》文中研究说明采用陶瓷颗粒增强的方法可以提高金属材料的刚度、比强度、耐磨损、耐冲击、抗蠕变等性能,在交通运输、核能、冶金机械等领域有着良好的应用前景。本研究通过原位反应型复合的常压制备技术和原位热挤压制备技术,成功制备出具有良好性能、可以满足一定工业应用要求的非化学计量比TiCx增强Fe基原位反应型复合材料。本论文以理论分析与实验研究相结合的研究方法,通过材料电子层次的理论设计、热力学与动力学反应机理分析、制备工艺参数影响、材料显微组织结构与宏观性能之间的强韧化规律等分析的技术路线,探讨了MAX-金属反应型复合材料的反应机理、制备工艺、显微组织结构及性能的基本规律,主要研究了如下内容：1,通过Ti3AlC2-Fe体系价电子理论和密度泛函理论研究,探讨了原位反应的本质,进而对复合材料的组分和界面等进行设计。2,研究了Ti3AlC2-Fe体系材料热力学、动力学反应机理以及高温下Ti3AlC2在Fe基体中拓扑转变行为。3,研究TiCx/Fe-Al材料的制备工艺参数、显微组织结构以及宏观性能的变化规律。以MAX相为先驱体制备非计量比MX/Fe-A体系反应型复合材料,可以克服传统陶瓷增强相所存在的界面润湿性差、增强相难以达到亚微米尺寸且分布均匀等难题,但也存在反应控制、结构调整等特色问题,需要对传统材料制备技术进行改进,从而实现所制备的复合材料具有良好的组织成分、显微结构与界面联接,使其性能能更充分发挥。本论文解决了如下主要关键问题：1,如何控制MAX相的分解,以获得TiCx增强相;2,如何实现对复合材料显微组织、结构调整问题；3,克服复合材料制备中致密化等工艺技术问题。在此基础上,揭示了材料的制备工艺、组织结构与宏观性能之间的基本规律关系,为进一步研制更高性能和更满足实际应用的非化学计量比陶瓷颗粒增强金属基复合材料提供了理论与实验依据。得到了如下主要结论：1, Ti3AlC2与Fe之间的原位反应机理,为Fe原子与A1原子之间成键能力较强,使Ti3AlC2中的Al原子析出并扩散到Fe中形成A1原子含量局域梯度变化的Fe-Al过渡层偏聚结构,而Ti3AlC2则转变成TiCx相。所制备的TiCx/Fe-Al复合材料中,最优界面为(110)Fe-A1的晶面与(100)Ticx的晶面联接。2, Ti3AlC2在Fe的环境中分解温度会降低,最终在复合材料形成反应产物为TiCx和Fe-Al,并表现出放热效应。Ti3AlC2-Fe体系的反应活化能为75.26kJ/mol。3, TiCx/Fe-Al制备的最优烧结温度为1300～1400℃,最优保温时间为30mins,原料中Ti3AIC2的含量应低于30vol.%。4, Fe-Ti3AlC2体系反应机制为原位反应-扩散-溃散-颗粒形成,反应后,所形成的TiCx颗粒厚度甚至只有50nm,且颗粒与基体界面洁净,联接较好。5,原位热挤压所制备15.61TiCx/Fe-Al样品的抗拉强度能达到666MPa,拉伸应变达到7%。在拉伸载荷的作用下,TiCx/Fe-Al材料的真应力真应变曲线可以分为四个强化阶段,并表现为非均匀变形。主要创新成果如下：1,通过价电子理论和密度泛函理论计算、材料设计、材料热力学和动力学研究,分析了Ti3AlC2与Fe之间的反应机理。2,基于上述分析和计算,制备出TiCx/Fe-Al块体材料。分析了高温条件下Ti3AlC2与Fe的反应机制,并初步得到透射电镜的证实。3,采用原位热挤压制备了TiCx/Fe-Al复合材料的抗拉强度达到666MPa,延伸率超过7%。
参考文献：
[1]. 原位生成TiC颗粒增强ZA43复合材料的组织和性能[D]. 王海风. 太原理工大学. 2000
[2]. 原位TiC粒子增强ZA43复合材料的制备及组织性能[J]. 刘金水, 舒震, 肖汉宁, 项品峰, 谢贤清. 复合材料学报. 1999
[3]. TiC颗粒增强镁基复合材料的制备[D]. 李新林. 吉林大学. 2005
[4]. 原位颗粒增强镁基复合材料的制备[D]. 王慧远. 吉林大学. 2004
[5]. 金属基复合材料(MMCs)的原位制备[J]. 李劲风, 张昭, 张鉴清. 材料科学与工程. 2002
[6]. TiC_p/AZ91镁基复合材料组织及耐磨性的研究[D]. 修坤. 吉林大学. 2006
[7]. 添加剂及热处理对TiCp局部增强铸造钢基复合材料的影响[D]. 涂明金. 吉林大学. 2007
[8]. Mg和稀土CeO_2在原位TiC/Al基复合材料中的行为和作用[D]. 刘佑铭. 武汉科技大学. 2002
[9]. 原位ZA27基复合材料的制备及性能研究[D]. 姚宏博. 江苏大学. 2009
[10]. TiC_X/Fe-Al材料的制备与性能研究[D]. 陈新华. 北京交通大学. 2013