吕祥鸿[1]2006年在《SiC连续纤维增强Ti基复合材料的界面扩散行为研究》文中研究说明SiC连续纤维增强Ti合金基复合材料(TMCs)具有高的比强度和比模量，被大量应用作航空航天结构材料。但是由于钛的化学活性，在复合材料的复合固结及高温服役条件下，SiC／Ti合金的界面处存在严重的界面反应，形成一些脆性的界面反应化合物，他们分布在界面的几层反应产物中。这些脆性的反应产物可能成为裂纹源，显着降低复合材料的机械性能。SiC／Ti基体的界面反应是一个反应扩散问题，由于涉及界面反应扩散的组元、影响因素很多，形成的反应产物层结构复杂，扩散系数的求法很困难。本论文通过SiC／TA1扩散偶及不同SiC连续纤维增强TA1、Ti6Al4V、Superα_2和Ti_2AlNb基复合材料的制备及热处理试验，运用SEM、TEM、EDS和XRD技术对界面反应区的形貌、元素分布及成分进行分析，来探讨复合材料界面反应产物的形成序列以及反应元素的扩散路径。运用Fick第二扩散定律和半无限扩散偶在叁元多相扩散系中的高斯解法，求解简单界面反应产物层和复杂界面反应层中相关元素的扩散系数，从微观机制方面讨论界面反应产物的生长特点及反应元素的扩散特性。SiC／TA1复合材料界面反应扩散的路径为：SiC|Ti_3SiC_2|Ti_5Si_3C_x|TiC+Ti_5Si_3C_x|TA1；SiC／Ti6Al4V复合材料界面反应扩散的完整路径为：SiC|Ti_3SiC_2|Ti_5Si_3C_x|TiC|Ti_3Si|Ti6Al4V+TiC；对于含有C涂层的SiC纤维增强Ti6Al4V复合材料，当C被完全消耗完之后，反应扩散的路径为：SiC|Ti_3SiC_2|Ti_5Si_3C_x|TiC|Ti6Al4V；SCS-6 SiC纤维增强Ti-Al金属间化合物基复合材料界面反应扩散的路径为：SCS-6 SiC|(Ti，Nb)C|(Ti，Nb)_5(Al，Si)_3C_x|(Ti，Nb)C|(Ti，Nb)_3(Si，Al)|Superα_2(Ti_2AlNb)+Ti_3AlC。在实验条件下，对于含有C涂层的SiC纤维增强Ti基复合材料，当C涂层没有被消耗完之前，界面反应产物层的生长符合抛物线规律，当C涂层被完全消耗完之后，界面反应产物层的生长速率急剧上升，不满足同一的抛物线规律。对于不含C涂层的SiC纤维增强Ti基复合材料，界面反应产物层的生长均遵循抛物线生长规律，其界面反应层的生长激活能顺序为：Q_(TAl)~k＜Q_(Ti6Al4V)~k＜Q_(Ti600)~k＜Q_(Superα_2)~k。因此SCS-6 SiC／Ti-Al金属间化合物复合材料具有良好的界面稳定性和相容性。计算得出的扩散元素浓度分布图与实测值吻合的较好。由扩散控制的界面反应产物的生长特点是Ti_3SiC_2具有层状结构，TiC具有等轴状结构。C原子主要通过间隙扩散机制进行扩散，而Si原子主要通过空位机制进行，但是在细小晶粒的Ti_3SiC_2中，晶界扩散占主导作用。C和Si原子在TiC层中具有最小的扩散系数，复合材料界面反应过程中，反应元素扩散通过TiC层的扩散是一个控制步骤。根据柯勒(Kolher)对称热力学模型，同时借助于米德玛(Midema)生成热模型，从热力学上推导出叁元体系的计算公式，得出Ti6Al4V、Ti600、Superα_2和Ti_2AlNb四种基体合金系中各组元的活度系数以及活度相互作用系数，利用扩散系数的热力学因子和组元的示踪扩散系数及自扩散系数，进一步得到基体合金系中相关组元的互扩散系数。Ti元素的活度系数顺序为：γ_(Ti in Ti6Al4V)＞γ_(Ti in Ti600)＞γ_(Ti in Superα_2)＞γ_(Ti in Ti_2AlNb)，主要的合金元素Al在四种基体中的互扩散系数的顺序为：(?)_(Al in Ti600＞(?)_(Al in Ti6Al4V)＞(?)_(Al in Superα_2)＞(?)_(Al in Ti_2AlNb)。通过TA1／Ti6Al4V扩散偶的制备及热处理试验，探讨复合材料制备过程中的扩散连接问题。根据求得的溶质元素的互扩散系数，通过唯象公式的Matlab偏微分方程组的数值解法，得出扩散元素在连接界面处的理论浓度分布图。实验值与理论模拟结果吻合得很好，因此能够很好的预测扩散连接界面相关扩散元素的浓度分布。研究了SCS-6 SiC／TiB_2／Superα_2复合材料的界面反应及产物相的形成，探讨TiB_2障碍涂层的作用机理。在TiB_2涂层没有被消耗完之前，它阻止了C原子的扩散，但不能阻止Ti及合金元素原子的扩散，当TiB_2涂层被消耗完之后，由于生成的TiB对C、Si、Ti及合金元素原子的互扩散没有阻碍作用，界面反应程度显着增强。从SCS-6 SiC纤维到Superα_2基体，其界面反应产物分别为SCS-6 SiC|TiC+Ti_5Si_3|TiC|Ti_3Si|TiB|Ti_3AlC|Superα_2。B原子在TiB_2中的扩散垂直于该层的消耗方向，在TiB中的扩散为平行于其生长方向，并且其在TiB中的扩散速率远大于其在TiB_2中的扩散速率。
杜赵新[2]2009年在《SiC_f/Ti基复合材料界面的研究》文中研究表明SiC连续纤维增强Ti基复合材料(TMC)的比强度和比刚度高、使用温度高、疲劳和蠕变性能好、减重效果显着,在航空发动机上有广阔的应用前景。由于Ti的化学活性大,在复合材料的SiC纤维/Ti界面处仍存在着严重的界面反应,极大的损害SiC/Ti基复合材料的力学性能,制备工艺对复合材料的性能也有很大影响。本文通过扫描电镜、X射线衍射和电子背散射等分析手段,对用FFF法制备的以Ti-6Al-4V合金以及Ti基体复合材料的界面反应以及性能影响因素进行了分析;本文还对液态复合工艺制备SiC连续纤维增强Ti基复合材料进行了探索研究。该实验所用纤维为国防科技大学提供的细纤维和西北工业大学提供的粗纤维,利用扫描电镜观察分析了复合材料的界面反应与断口形貌,发现由FFF法制备的复合材料中无涂层纤维与基体之间、基体与涂层之间有明显的界面反应层,SiC纤维中的元素向基体扩散,在界面生成脆性产物,加大了界面的脆性,使材料呈现脆性断裂。在复合材料中还发现“耳状”空洞等组织缺陷,本实验通过在纤维层中添加钛粉解决了此问题,但是钛粉的加入方法与加入量还有待深入研究。实验采用离心铸造法作为液态复合工艺制备复合材料的方法,研究发现,液态复合工艺的最大缺点是金属液与纤维在高温下会发生严重的界面反应,从而影响到复合材料的性能。在相同的制备条件下,无涂层纤维与基体的界面反应层厚度可达到110μm左右,而TiN与C涂层纤维与基体的反应厚度为5～10μm,约为无涂层纤维复合材料的十分之一,说明纤维表面的障碍涂层对金属液与纤维的反应有很好的阻碍作用,如果采用理想的涂层,提高冷却速度,减少金属液与纤维之间的界面反应时间,则液态复合工艺将是一种方便、低成本的SiC/Ti基复合材料制备工艺。
成小乐, 尹君, 屈银虎, 符寒光, 赵冰[3]2018年在《连续碳化硅纤维增强钛基(SiC_f/Ti)复合材料的制备技术及界面特性研究综述》文中进行了进一步梳理连续碳化硅纤维(SiCf)由于具有比强度、比模量高,耐磨性、热稳定性好等性能优点,常作为增强体制备SiC纤维增强钛基复合材料。与钛合金基体相比,其具有密度更低、强度更高、疲劳蠕变性能大幅提升等优点,但横向性能却明显下降。因此,该类材料常被设计制作成单向增强性部件,广泛应用在航空航天等领域,如发动机的传动轴、整体叶环、盘类及风扇叶片等多种复合材料的结构件。碳化硅纤维增强钛基复合材料的性能主要由碳化硅纤维的性能、基体性能及纤维与基体之间的结合界面性能决定。目前批量生产的SiC纤维性能较差,界面结合状态与复合材料性能之间关系的研究开展较少,还不能为钛基复合材料构件设计提供足够的数据支持。因此,近年来研究者们主要从SiCf/Ti基复合材料力学行为的研究角度出发,探究不同基体及纤维类型、复合材料制备工艺方法、界面特性及产物对SiCf/Ti基复合材料界面结合力及破坏机制的影响,获得了大量有价值的数据,以期开发出成本低、产物稳定性好、可批量生产SiCf/Ti基复合材料的制造工艺方法。目前较为成熟的碳化硅纤维有英国DERA-Sigma公司提供的Sigma系列SiCf及美国Textron公司提供的SCS系列SiCf,后者强度最高达到6 200 MPa。SiCf/Ti基复合材料的制备工艺包括金属箔-纤维-金属箔工艺(FFF)、单层带工艺(MT)、基体-涂层纤维工艺(MCT)等,制备复合材料的工艺根据零部件的用途来定,FFF适用于制备板材等大尺寸构件,MCT适用于制备叶环、轴、管、叶片等复杂结构件。界面是增强体与基体之间的纽带和桥梁,界面结构设计、界面反应控制及反应产物均影响着界面的力学特性。在SiCf/Ti基复合材料的纤维和基体之间添加过渡层能够减缓它们之间的相互扩散及化学反应,过渡层选用反应层和惰性涂层组成的双层涂层较好。界面反应产物受涂层成分、基体组织、复合和热处理工艺、环境因素等的影响,增强纤维及基体性能、优选制备工艺、控制界面反应及产物有利于提高复合材料的力学性能。本文总结了连续SiC纤维(SiCf)增强钛基复合材料的应用研究现状,详述了SiCf/Ti基复合材料的钛合金基体材料、SiCf的种类及性能,SiCf与SiCf/Ti基复合材料的制备方法,分析了SiCf/Ti基复合材料界面结构设计及反应产物,阐明了界面力学特性与复合材料性能的关系,指出国内SiCf/Ti基复合材料发展的重点应放在高性能SiC纤维的研究与开发、界面层设计及界面与性能的关系以及复合材料分析检测手段叁个方面,为SiCf/Ti基复合材料的制备及其今后的实际应用提供了参考。
朱艳, 杨延清[4]2012年在《SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应化学动力学研究》文中认为通过建立SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应化学动力学模型,运用量子化学理论计算速率常数和活化能,揭示SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应机理.研究显示,原子Ti,C,Si分别从Ti基体和SiC纤维分解反应的第一步骤为动力学控制步骤,其活化能远远大于界面反应产物生成的第二步骤的活化能,理论预测与实验结果吻合很好.
文琼[5]2005年在《SiC纤维增强Ti基复合材料的微观组织》文中研究指明SiC纤维增强Ti基复合材料具有高强度,高硬度,以及其高温下优异的抗疲劳和抗蠕变性能,因此它在航空宇航业中有着越来越广泛的应用前景。但是由于Ti的化学活性大,在复合材料的SiC—Ti界面处仍存在着严重的界面化学反应,会极大的损害SiC/Ti基复合材料的力学性能。迄今为止,对于复合材料的微观组织以及其界面反应的研究都不是很全面。本文通过使用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射和电子背散射衍射的分析手段,对以钛合金Ti-6Al-4V(wt%)以及Ti-Al金属间化合物Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo(at%)为基体的复合材料的微观组织特别是界面反应进行了系统的研究。 利用扫描电子显微镜对复合材料的显微组织进行了分析,在分析的基础上,促使了制备工艺的改进。改进后的复合材料复合良好,避免了纤维搭接,基体空洞及纤维损伤等较严重的组织缺陷,提高了复合材料的性能。并通过X射线衍射及透射电镜进行分析以确定界面反应产物的成分,发现界面反应产物成层状分布,表现出明显的反应扩散特性。本文中发现复合材料SiC/Ti-6Al-4V中的界面反应产物有TiC、Ti_3Si、Ti_5Si_3;SiC/Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo中的反应产物为TiC、Ti_3AlC、Ti_5Si_3和Ti_3SiC_2。 对SiC/Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo复合材料C涂层与反应层厚度进行测量,对不同温度(700℃,800℃)下,C涂层与反应层的扩散速率进行了计算,并根据反应动力学,计算出复合材料C涂层与反应层的生长激活能Q以及速率常数k_0。 对SiC/Ti-25AI.10Nb.3V.1Mo复合材料进行电子背敞射衍射发现,涂层法制备的基体合金晶粒非常细小。因其制备方法不同于普通的钛合会,在其基体Ti.25A1.10Nb.3V-lMo中没有发现织构的出现。
秦峰[6]2009年在《SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应热力学与微观组织研究》文中研究说明作为下一代航空发动机的关键材料,SiC_f/Ti基复合材料受到极大的关注。但由于Ti的化学活性大,在复合材料的SiC-Ti界面处存在着严重的界面化学反应。然后到目前为止,对SiC_f/Ti基复合材料的界面反应的研究特别是理论研究很不深入,特别是没有从热力学上研究过Ti基体中的各种合金元素的添加对界面反应的影响规律。基于多元合金体系热力学活度理论,并结合Miedema二元合金生成热模型和Kohler叁元几何模型,本文建立了二元和叁元固相合金体系组元的活度系数的预测和计算模型,并对模型进行了验证。该模型的优点是仅仅依靠合金元素本身的物理参数即可计算中该合金体系中各组元的活度系数。应用上述模型和合金元素本身的物理参数预测了Ti基体中添加的各种不同合金元素对SiC_f/Ti基复合材料中主要界面反应的影响规律。结果表明,Al、Sn、Ni、Fe、Cu、Mn、Cr、Mo和V等元素的加入,都能降低Ti元素的活度,其中Al的作用最显着;而Nb元素的加入,反而能增加Ti元素的活度。可以得出以下结论:Al元素的添加最能抑止界面反应的发生,其它元素对界面反应的抑止作用从高到低依次是Ni, Fe, Cu, Mn, Cr, Mo和V;在某些体系,如Ti-Al-Nb中,Nb元素的加入到Ti基体反而会加剧SiC_f/Ti复合材料界面反应。同时,本文通过使用扫描电镜、透射电镜和X射线等分析手段,对美国SCS-6 SiC纤维和国产SiC纤维增强Ti-6Al-4V基复合材料的微观组织特别是界面反应进行了系统的对比性研究。首先利用SEM对制备过程中出现的纤维搭接、基体空洞及纤维损伤等制备缺陷进行了分析。接着借助X射线能谱仪(EDS)着重对比两种不同纤维增强的复合材料在相同热处理条件下的界面微观结构和反应层中各主要元素,如C, Si, Ti, Al和V的分布情况,探索了界面组织的演变规律。借助透射电镜和X射线衍射分析,发现了SiCf/Ti基复合材料的界面产物主要是TiC和Ti5Si3。最后对两种不同纤维增强的复合材料在不同热处理条件下的界面反应产物的厚度进行了测量,对不同温度下(800℃, 925℃)下,反应层的扩散速率进行了计算,并根据反应动力学,计算出了两种不同复合材料的生长激活能Q和速率常数k0。
罗恒军, 杨延清, 黄斌, 罗贤, 原梅妮[7]2009年在《C涂层对SiC纤维增强Ti基复合材料界面行为的影响》文中进行了进一步梳理采用透射电镜和扫描电镜研究了SiC纤维增强Ti基复合材料的界面反应,重点分析了C涂层对界面行为的影响。结果表明,C涂层可以明显改善纤维和基体之间的界面结合状况;SiC/C/Ti-6Al-4V复合材料的界面反应产物是主要为TiC,而无C涂层SiC/Ti-6Al-4V的界面反应产物为TiC,Ti5Si3和Ti3SiC2界面反应层生长受扩散控制,其厚度增长满足抛物线生长规律,SiC/C/Ti-6Al-4V由于C涂层消耗完毕前后的不同情况,其界面反应层生长并不完全符合这一规律,C涂层的存在可以有效的抑制界面反应的进行。
吕祥鸿, 杨延清, 马志军, 陈彦[8]2006年在《SiC连续纤维增强Ti基复合材料界面反应扩散研究进展》文中认为介绍了目前研究Ti基复合材料界面反应扩散模型、界面反应的动力学和热力学、界面反应扩散控制机理,以及障碍涂层对界面反应扩散的影响。指出SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应扩散的研究重点和发展方向。
李佩桓, 张勇, 王涛, 张亚洲, 李钊[9]2016年在《连续SiC纤维增强金属基复合材料研究进展》文中指出SiC纤维增强金属基复合材料具有高的比强度、比刚度、耐腐蚀、耐高温等优异的综合性能,在实际应用中具有广阔的前景。本文主要总结了SiC纤维增强金属基复合材料的研究进展,分别阐述了SiC纤维增强铝基、钛基、铜基、镍基复合材料存在的问题、解决办法及应用现状。最后指出了限制复合材料实际应用的几点因素,包括:成本问题、界面问题、各向异性以及缺少质量检测评估体系。
朱艳[10]2003年在《SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应研究》文中认为SiC纤维增强Ti基复合材料在航空航天领域有重要的应用前景，但由于Ti的化学活性大，在复合材料的SiC-Ti界面处存在严重的界面化学反应，会极大的损害SiC／Ti基复合材料的力学性能。然而迄今为止，对SiC／Ti基复合材料的界面反应的研究特别是理论研究很不深入。因此本文运用量子化学、热力学、动力学、扩散等理论，并采用实验观察，对SiC／Ti基复合材料界面反应进行了多方面的研究，揭示了界面反应的本质。 首次将量子化学计算理论运用于金属基复合材料界面反应的研究中，运用Gaussian 98量子化学计算程序，找到了适合于研究过渡族金属Ti的碳化物和硅化物的计算方法，获得了SiC／Ti基复合材料界面反应的热力学和动力学数据。 根据Korler和Miedema模型，推导了叁元合金各组元活度系数的对称计算公式，确定了经验常数a的值。对Ti-5Al-2.5Sn、Ti-6Al-4V、Ti_3Al、TiAl的计算表明计算值与试验值吻合较好，而且比非对称计算公式获得的结果更精确。结合量子化学研究结果，计算了SCS-6 SiC纤维与Ti-Al金属间化合物和典型的近α、α+β、近β及β钛合金组成的复合材料体系可能发生的16个界面反应的Gibbs函数变Δ_rG。计算表明，在所研究的温度范围内(600-1600K)，16个界面反应均可正向进行。即TiSi、TiSi_2、Ti_5Si_3、Ti_3Si、TiC、Ti_5Si_4、Ti_3AlC、Ti_2AlC、Ti_3SiC_2、Ti_3SiC几种产物都可能形成。从热力学上预测了不同复合材料体系的界面反应性，表明SiC／TiAl、SiC／Ti_2AlNb、SiC／Ti40等体系的界面反应较轻。为复合材料体系的选材指明了方向，可大大减少试验工作量。 在量子化学研究的基础上，建立了SCS-6 SiC／Ti基复合材料界面反应的反应动力学模型，即反应是通过原子态的中间态分二个步骤进行的。量子化学计算与经验估算相结合，求出了可能发生的界面反应的活化能，表明第一步骤的活化能远大于第二步骤的活化能，因而第一步骤是反应的动力学控制因素，在这一步骤中，原子态的Ti、Si、C分别从基体钛合金和纤维中分解出来。量子化学计算表明其离解能分别为108KJ／mol、499.7KJ／mol和626.1KJ／mol，与文献报道的试验值吻合。离解能数据及速率常数的计算均证明Ti的离解较为容易。活化能数据表明界面反应的第二步骤属于动力学快速反应，其中反应Ti+SiC=TiC+Si将优先进行，形成界面反应区中细小晶粒的第一反应层，该反应不受扩散所控制。尽管随后进行的界面反应仍西北工业大学博士学位论文属动力学快速反应，但受Ti、C、Si等元素的扩散所控制。 根据活度系数研究结果，推导了对称的元素互扩散系数计算公式，比非对称的互扩散系数计算公式的计算结果更接近实验值。计算了个界面反应层中C和Si的互扩散系数，获得了SCS一6 SIC/TiZAINb复合材料界面反应过程中C和Si的浓度分布具体关系式，并计算了SCS一6 SIC/TiZAINb基复合材料-界面各产物层C和Si的浓度分布，与实验测定吻合较好。由于受到元素扩散的控制，界面反应产物的形成应当遵循相图上浓度与各相区之间的关系，因此，SCS一6 SIC/TiZAINb基复合材料中，可形成的界面反应产物为Tissi:、T 1351、TIC和Ti3AIC。 采用透射电镜对SCS一6 SIC/TiZAINb复合材料和SCS一6 SIC/Ti3AI复合材料的界面反应进行了观察研究，发现界面反应产物呈层状分布，表现出明显的反应扩散特征。SCS一6 SIC/TiZAINb复合材料界面反应产物依次为:紧挨着纤维的晶粒细小的TIC层、晶粒细小的Ti5Si3层、等轴晶粒的TIC层及Ti3Si层。试样经过900oC长期热暴露后，各反应层的厚度增加，在TiZAINb基体中还发现一些个别的Ti3AIC颗粒。SCS一6 SIC/Ti3AI复合材料的界面反应产物可多达6层，依次为:紧挨着纤维的晶粒细小的TIC层、晶粒细小的Tissi;层、等轴晶粒的TIC层、Ti3Si层、Ti3AIC层及Ti5Si3层。t匕较而台，二种复合材料中SCS一6 siC/TiZAINb的界面反应程度较轻，与热力学预测结果一致。 根据实验研究结果，从热力学、扩散动力学及晶体学上分析讨论了界而反应产物Ti3AIC的形成机理，表明是由于C的扩散进入Ti3AI晶粒，发生了Ti3A卜C分Ti3AIC的反应所致。在SCS一6 SIC/TiZ川Nb复合材料「「，，由，-基体TiZAINb中只有个别的Ti3AI晶粒，因此会形成个别的Ti3AIC颗粒，而在 SCS一6 SIC/Ti3AI复合材料中，则形成层状的Ti3AIC。 研究了界面障碍涂层TIB:的作用，证明TIB:可以明显的阻止元素扩一散，但会与Ti反应生成TIB相。在SCS一6 SIC/ TIBZ/TiZAINb复合材料体系中，只有当TIB:消耗殆尽后，才‘会形成诸如TIC、Ti3si、r’15513、Ti3AIC等界由l反应产物。热力学和动力学分析表明，TIB:与Ti的反应过程为:所需活化能较小的Ti+TIBZ= 2 TIB反应优先进行并逐渐减弱，最终停止。随后所需活化能较大TIBZ令TIB+B反应开始进行并与Ti+B斗TIB反应构成循环，相互促进。
参考文献：
[1]. SiC连续纤维增强Ti基复合材料的界面扩散行为研究[D]. 吕祥鸿. 西北工业大学. 2006
[2]. SiC_f/Ti基复合材料界面的研究[D]. 杜赵新. 哈尔滨工业大学. 2009
[3]. 连续碳化硅纤维增强钛基(SiC_f/Ti)复合材料的制备技术及界面特性研究综述[J]. 成小乐, 尹君, 屈银虎, 符寒光, 赵冰. 材料导报. 2018
[4]. SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应化学动力学研究[J]. 朱艳, 杨延清. 纺织高校基础科学学报. 2012
[5]. SiC纤维增强Ti基复合材料的微观组织[D]. 文琼. 西北工业大学. 2005
[6]. SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应热力学与微观组织研究[D]. 秦峰. 上海交通大学. 2009
[7]. C涂层对SiC纤维增强Ti基复合材料界面行为的影响[J]. 罗恒军, 杨延清, 黄斌, 罗贤, 原梅妮. 材料工程. 2009
[8]. SiC连续纤维增强Ti基复合材料界面反应扩散研究进展[J]. 吕祥鸿, 杨延清, 马志军, 陈彦. 稀有金属材料与工程. 2006
[9]. 连续SiC纤维增强金属基复合材料研究进展[J]. 李佩桓, 张勇, 王涛, 张亚洲, 李钊. 材料工程. 2016
[10]. SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应研究[D]. 朱艳. 西北工业大学. 2003