一、K18/Mo纳米多层材料的力学性能及高温稳定性（论文文献综述）
范其香,林静,王铁钢[1]（2022）在《刀具涂层材料的最新研究进展》文中认为随着难加工材料和绿色干切削等先进加工技术的开发与广泛应用,刀具切削环境日益严苛,刀具涂层材料不断更新换代。涂层材料已由最初的二元涂层逐渐发展成三元及多元涂层,结构由单层逐渐向多层、梯度、复合结构转变。首先总结了几种常用二元涂层的性能和特点。再以Ti基和Cr基三元及多元涂层为例,阐述了掺杂元素对涂层微观结构和性能的影响及强化机制,分析了多元涂层的研究现状和面临的难题,以及多种掺杂元素的协同作用机制。还讨论了纳米晶/非晶复合结构涂层、纳米多层涂层以及梯度涂层的结构优势及研究现状,介绍了金刚石、类金刚石和立方氮化硼三种超硬涂层以及具有低摩擦因数软涂层的特点和研究进展。最后介绍了近几年研究的热点涂层（如高熵合金涂层、含氧涂层和多元多层复合涂层）的研究现状,并对刀具涂层的未来发展方向进行了展望。
关晓艳,赵美艳,史镐荣,王志新,张留学[2]（2021）在《CrN基复合薄膜研究进展》文中进行了进一步梳理主要综述了Cr N基多元复合薄膜、多层薄膜及多元多层复合薄膜的研究进展,详细叙述了多元复合、多层结构设计及多元多层复合设计对薄膜力学性能、摩擦学性能和耐腐蚀性能的影响,并重点阐述了薄膜的腐蚀机理及其耐磨损机制。指出了多元复合、多层结构设计和多元多层复合设计,均可一定程度上提高Cr N薄膜的力学性能、耐磨损性能和耐腐蚀性能。一般而言,多元多层设计可通过非晶/纳米晶微观结构调控、晶粒细化、界面强化、提高致密度、降低内应力等,使复合薄膜呈现出优异的耐腐蚀和耐磨损性能。最后对CrN基复合薄膜的发展及应用前景进行了展望,表明CrN基复合薄膜将继续朝着多元多层复合化、纳米多层化及超晶格等方向发展,其制备技术也更加多元复合化。随着Cr N基复合薄膜综合性能的不断提高,其应用领域也将更加广泛。
陈璇[3]（2021）在《碳化物（Mo2C、Mo2TiAlC2和Mo2TiC2）强韧化钼合金的微观组织与力学性能研究》文中提出金属钼的室温脆性导致其可加工性能差,严重限制了其应用领域的扩展,同时其室温和高温强度也亟需进一步提高以满足现代工业发展对高温结构材料性能提出的更高要求。添加碳化物的钼合金,如TZM合金,因为具备良好的室温强度、延性以及高温抗蠕变性能,已作为高温结构材料应用于航天航空、军工、核能和冶金等领域。但随着各应用领域对材料性能要求越来越苛刻,传统碳化物强化钼合金的性能,尤其是室温延韧性和高温强度已经难以满足现代科技应用的需求。亟待探索和研究新型碳化物颗粒强韧化钼合金,为获得高强韧钼合金提供新的思路。针对于此,本文分别采用原位生成Mo2C颗粒以及直接添加的Mo2TiAlC2（MAX相）和Mo2TiC2（MXene相）颗粒作为增强相,利用粉末冶金技术制备了具有不同碳化物添加量的钼合金。研究了所制备合金的微观组织以及室温和高温力学性能,揭示了不同碳化物颗粒对钼合金微观组织、室温和高温力学性能的影响规律。通过将微观组织-变形机理-力学性能相关联,建立了原位生成Mo2C强化钼合金的强化机制的定量解析模型,并阐明了添加Mo2TiAlC2和添加Mo2TiC2钼合金的韧化机制。研究结果表明,在Mo2C强化钼合金中,Mo2C颗粒呈近球形,尺寸以微米级为主,少量为亚微米和纳米级。随Mo2C含量的增加,合金的致密度逐渐提高,晶粒尺寸则逐渐减小,同时晶界处颗粒的体积分数逐渐增大,晶内的颗粒体积分数则逐渐减小。当Mo2C含量为15 wt%时,合金的晶粒尺寸减小至8 μm,Mo2C颗粒主要分布在晶界处,钼晶界和Mo2C颗粒对位错运动的阻碍导致合金的室温屈服强度较纯钼的提高了 100%。但Mo2C颗粒的引入使钼合金的韧性明显降低。在分别添加Mo2TiAlC2和Mo2TiC2的钼合金中,第二相颗粒尺寸均在亚微米级且主要分布在晶内,颗粒与钼基体之间存在厚度为纳米级的啮合界面层。随Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒添加量的增加,合金的致密度均逐渐提高,晶粒尺寸则逐渐减小。当Mo2TiAlC2颗粒的添加量为2 wt%时,合金的晶粒尺寸减小至6 μm钼晶粒的显着细化导致该合金的室温屈服强度和抗拉强度分别较纯钼的提高了 28%和43%,同时该合金的延伸率（27.8%）和断裂韧性值（102.1 MPa.m1/2）分别达到纯钼的1.6倍和2倍。Mo2TiAlC2颗粒的添加实现了钼合金强度和延韧性的同步提高。与Mo2TiAlC2颗粒相比,Mo2TiC2颗粒对钼晶粒的细化作用较小,但Mo2TiC2颗粒的添加在钼基体中引入了更多的小角度晶界和更大的相界面积,进一步提高了钼合金的塑性变形协调能力。当Mo2TiC2颗粒的添加量为2 wt%时,合金的晶粒尺寸为12 μm,该合金的强度虽然未明显提高,但延伸率达到46.5%,断裂韧性值达到123.3 MPa.m1/2,分别较纯钼的提高了172%和143%。Mo2TiC2颗粒对钼合金的韧化效果最好。强化机制分析表明Mo2C颗粒强化钼合金的屈服强度提高主要源于细晶强化和Mo2C颗粒引起的位错塞积所产生的强化作用,其中后者对合金屈服强度的贡献更大。添加Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒的钼合金在室温拉伸下的断裂模式由纯钼的沿晶脆性断裂转变为微孔聚集型的韧性断裂。韧化机制分析表明Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒添加钼合金的高延性均主要源于以下四个因素的协同作用:合金的高致密度、第二相颗粒的微尺度塑性变形松弛了相界面处的应力集中、钼晶粒细化以及合金的高应变硬化率。Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒添加钼合金的高断裂韧性主要源于以下四个方面:合金的高致密度、钼基体的局部塑性变形、裂纹偏转和颗粒拔出以及次生裂纹的产生。特别是Mo2TiC2颗粒中存在的碳化物片层间隙导致钼合金中的相界面积和小角度晶界比例增大,进一步提高了钼合金的协调塑性变形能力,使Mo2TiC2颗粒添加钼合金具有优异的延韧性。三种碳化物的添加均提高了钼合金在1000℃、1100℃和1200℃的高温强度。其中,Mo2C含量为15 wt%的钼合金的高温屈服强度达到纯钼的2倍以上,Mo2TiAlC2添加量为2 wt%的钼合金的高温屈服强度可达纯钼的1.9～2.2倍。添加2wt%Mo2TiC2颗粒的钼合金的高温屈服强度虽未见明显提高,但其压缩强度较纯钼的提高了 35%～58%。与纯钼和Mo2C强化钼合金相比,添加Mo2TiAlC2颗粒的钼合金具有较强的形变强化能力且再结晶后晶粒的Schmid因子呈减小趋势,这意味着晶粒向硬取向发生了转变,所以合金在高温屈服后表现出更大的变形抗力。
张旭[4]（2021）在《(TiAlCrMoW)Nx多主元氮化物涂层的制备及摩擦学性能研究》文中进行了进一步梳理以高速干切削为代表的绿色加工制造业快速发展,迫切需要提高刀具涂层的宽温域使役性能,相较于作为刀具涂层而被广泛使用的传统金属氮化物涂层,多主元氮化物涂层具有更为优异的室温力学性能及良好的高温稳定性,有望作为刀具保护涂层进一步提高刀具的宽温域使用性能。但目前有关多主元氮化物涂层高温摩擦学性能研究鲜有报道,针对于此,本文通过多靶顺序沉积的方式,通过改变氮气流量和基体偏压制备了（TiAlCrMoW）Nx多主元氮化物涂层,系统研究了（TiAlCrMoW）Nx涂层微观组织结构力学性能、高温氧化行为及宽温域摩擦学行为的演变规律,结合氧化行为相研究,分析了（TiAlCrMoW）Nx涂层的高温下摩擦行为变化的原因。研究结果表明:随着氮气流量由4sccm增加到16sccm,所制备的（TiAlCrMoW）Nx涂层中N的含量从28.99%增加到了 45.71%,涂层由BCC Me和FCC MeN两相混合结构,转变为FCCMeN单相结构。随着涂层氮含量的增加,涂层的硬度逐渐增加,在氮气流量为12sccm时硬度呈现最大值43.6GPa,随后硬度略有减小。（TiAlCrMoW）Nx涂层的室温摩擦系数较低,均在0.3左右。在氮气流量为12sscm时具有最低的摩擦系数（0.21）和磨损率（1.47 ×10-16m3/Nm）。（TiAlCrMoW）Nx涂层在700℃时均发生明显氧化,氧化后表面析出富W、Mo氧化物颗粒,随着氮含量的增加,所析出的氧化物颗粒的尺寸逐渐减小、数量逐渐增多。随着基体负偏压从60V增加到120V,所制备的（TiAlCrMoW）Nx涂层中N的含量由42.95%增加到50.83%,同时涂层的物相结构由BCC Me+FCC MeN两相混合结构转变为FCC MeN单相结构,同时涂层在负偏压低于75V下所制备的涂层硬度较高,均在40GPa以上,超过75V后涂层的硬度呈现明显下降的趋势。除基体负偏压90V制备的涂层外,涂层的室温摩擦系数均在0.37以下。基体负偏压超过105V后,所制备涂层的氧化温度由700℃下降到600℃。700℃时,涂层表面富W、Mo的氧化物颗粒的数量显着增多。两相混合结构的（TiAlCrMoW）Nx涂层在400℃下的摩擦系数均较室温摩擦系数有显着增加,摩擦系数的变化规律与晶体结构变化有关,600℃时,摩擦系数在0.6上下波动。高温条件下的摩擦行为与涂层的软化、氧化行为有关。
陈灵芝[5]（2021）在《新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究》文中提出为解决能源紧缺和环境污染问题,必须开发利用清洁环保的新能源。核能作为一种可调度和大规模应用的清洁能源受到各国重视。铅冷快堆是重点发展的第四代反应堆之一。其使用液态铅或铅基合金（铅铋合金,LBE）作为主冷却剂,堆芯部件工作于高温、强中子辐照和强腐蚀环境中,对结构材料的高温力学性能和抗辐照性能,尤其是抵抗液态金属腐蚀的能力要求很高。具有较强抗氧化能力的含Al铁基合金是铅冷快堆包壳的重要候选材料,包括新型含Al奥氏体（Alumina forming austenitic,AFA）钢和含Al纳米氧化物弥散强化（Oxide dispersion strengthened,ODS）钢。当前对于这两类材料在液态铅中的腐蚀行为研究还不多。本论文针对铅冷快堆对耐腐蚀材料的迫切需求,研究了两类新型含Al铁基合金,即AFA钢和ODS钢在液态铅中的腐蚀行为。对比研究了液态金属氧含量、合金成分、温度等对合金腐蚀行为的影响。结果表明,Ni含量为18 wt.%、Al含量为3 wt.%,Cr含量为16 wt.%时,AFA钢具有奥氏体/铁素体双相组织。在550℃的铅铋合金中,随着液态金属中氧浓度从10-12 wt.%升高到10-6 wt.%,其抗腐蚀能力逐渐增强。氧浓度为10-12 wt.%时主要发生溶解腐蚀,在10-9 wt.%到10-8 wt.%区间,溶解腐蚀逐渐减轻,且铁素体相对于抗腐蚀能力起到积极作用;氧浓度为1 0-6 wt.%时,腐蚀模式转变为氧化为主,合金表面生成了保护性氧化膜。腐蚀初期Ni在液态金属中的溶解较少,双相中的奥氏体相发生轻微的铁素体化,B2-NiAl相先于氧化膜形成,其可作为Al的储蓄池,有助于富铝氧化膜的形成及长期稳定性的提高。所形成的氧化膜厚度小于200 nm,为复杂的多层结构,可大致分为三层:富Cr/Fe的最外层,富Al/Cr的中间层,富Al的最内层。Ni、Al含量不变,当Cr含量由16 wt.%降至12 wt.%左右,AFA钢组织从双相转变为奥氏体单相,其抗液态金属腐蚀的能力略有下降,Nb的加入又可以明显加强其防腐蚀能力。在550℃、氧含量为1 0-6wt.%的LBE中,含Nb的单相奥氏体AFA钢表面亦形成了保护性的富Al氧化膜。当液态金属的温度提升到700℃时,材料受到的腐蚀明显加重,且腐蚀形态与550℃时相比有所不同,此时奥氏体基体中能观察到明显的Laves、B2-NiAl析出相及富Cr相。Laves相在腐蚀过程中较稳定。对9Cr、9CrAl、9CrAlZr及14CrAl-ODS钢进行了 600℃液态铅中氧浓度10-6 wt.%条件下不同时间的腐蚀,其表面保护性区域所占比率依次为42%、42%、80%和100%。Al、Cr及Zr的协同作用对ODS钢抗腐蚀能力的提高表现明显。从9Cr到9CrAl,Al的加入虽然对材料表面保护性面积的影响很小,但能明显降低腐蚀深度;当Al的量保持不变,Cr的含量升高到14 wt.%时,超过了临界浓度NCrCri,此时,Cr的“第三元素效应”明显,促进了表面致密连续的Al2O3膜的形成。添加了一定量Zr的9CrAlZr相比于9CrAl-ODS钢,表面腐蚀区域所占比例减少了 38%,第二相粒子Y-Zr-O相比Y-Al-O发挥了更强的“活性元素效应”,可促进保护性氧化膜的形成。总结而言,9Cr和9CrAl-ODS钢均以溶解腐蚀为主,溶解腐蚀方程式呈类抛物线;9CrAlZr-ODS钢部分区域发生溶解腐蚀,部分区域则形成了保护性氧化膜;14CrAl-ODS钢未发生明显溶解腐蚀,表面形成了保护性的氧化层。AFA双相钢在700℃液态铅中腐蚀1000 h后时效析出明显且与腐蚀相互作用,结果比大气时效更为复杂。大气时效初期,奥氏体相中几乎没有明显析出,铁素体相中则大量析出Laves相和和B2-NiAl相;时效时间为360 h时,奥氏体相开始有大量析出相出现,包括Laves相和B2-NiAl相,其形貌与铁素体相中的析出明显不同,至1000 h时,这些析出相进一步增多,时效析出使得AFA钢的拉伸强度明显提高,但是塑韧性下降。700℃液态铅中远离与液态铅接触界面的的基体处未受腐蚀影响,其析出行为与大气中类似;与液态铅接触界面处由于受到元素溶解的影响,奥氏体中的NiAl会发生变形聚集;NiAl析出在两个相区均不能稳定存在;铁素体中富Cr相会分解成小块状;Laves在腐蚀过程中较为稳定。
李云峰[6]（2021）在《大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究》文中研究说明大型履带式工程车辆广泛应用于建筑、采矿、石油等工程领域。由于工作环境恶劣,驱动履带行走的主动轮齿圈齿面在伴有高冲击载荷摩擦力作用下,短期内出现严重磨损现象,现有的齿面感应淬火工艺已无法满足工作需要。为了解决齿面短期失效问题,提升轮齿服役周期,论文以大型齿圈常用的ZG42CrMoA材料为研究对象,以提高该材料表面耐磨性能并改善抗冲击与耐腐蚀性能为研究目标,采用激光熔覆技术开展了涂层材料选择和基础工艺优化、耐磨颗粒选配、稀土元素调控、脉冲激光熔覆影响、复合涂层设计与制备以及齿圈齿面激光熔覆工艺等研究工作,取得如下主要研究结果:（1）为提升主动轮齿圈齿面耐磨耐冲击性能,设计了一种包含界面连接层、增韧层与耐磨层的“三明治”夹层式复合结构涂层。界面连接层连接熔覆涂层与基材,为消除铸钢基材气孔、夹杂等冶金缺陷,采用大稀释率制备,有利于缺陷的排除,在界面形成良好冶金结合。增韧层用于缓冲外力作用,增强涂层耐冲击性能。耐磨层用于提升涂层的耐磨性能。增韧层与耐磨层以交替层叠方式制备。选择韧性与润湿性俱佳的Ni201粉末作为连接层与增韧层的材料。由于Ni45合金具有相对良好的耐磨、耐冲击和耐腐蚀性能,因此将其作为耐磨层主体材料,通过添加WC颗粒增强耐磨性,添加稀土提升耐冲击性。（2）采用数值模拟与工艺试验相结合的方法,获得了激光熔覆过程的最佳载粉气流量为600 L/h。在此基础上通过正交试验分析方法,针对激光熔覆的激光功率、扫描速度与送粉量进行优化选择,得到Ni45涂层与Ni201涂层的最佳激光熔覆工艺参数,即Ni45涂层采用2100 W激光功率、300 mm/min扫描速度、8.87 g/min送粉率;Ni201涂层采用2700 W激光功率、300 mm/min扫描速度、4.72 g/min送粉率。采用上述参数进行多道搭接优化试验,得到40%的最佳搭接率。通过300℃的预热缓冷处理解决了40%搭接率涂层的开裂问题。（3）为提高激光熔覆Ni45涂层的耐磨性能,研究了微米与纳米两种尺度WC颗粒对涂层组织与性能的影响。由于微米WC颗粒具有较高的硬度和较低的粘着键形成几率,因而具有良好的抗粘着磨损特性,能有效提高Ni45涂层的耐磨性能。但具有较高脆性的WC颗粒会在涂层中形成高应力集中点,使Ni45涂层的耐冲击性能明显下降。而纳米WC颗粒尺寸小、比表面积大,会附着在固液界面前沿阻碍晶粒生长,从而使涂层组织得到显着细化。在提升涂层耐磨性的同时,耐冲击性及耐腐蚀性也得到显着改善。相比于Ni45涂层,添加10 wt.%纳米WC后,涂层磨损率降低53.17%,冲击韧性提高13.4%,腐蚀电流密度降低34.12%。（4）为改善激光熔覆Ni45涂层的耐冲击性能,研究了稀土钇及其氧化物对涂层组织与性能的调控作用。纯钇能抑制晶粒生长,从而细化涂层组织,但也会产生许多硬质析出相。由于硬质相在涂层内会成为应力集中点,在冲击力作用下会增加涂层开裂倾向,进而限制涂层耐冲击性的提高。同时,硬质相会增加Cr元素析出量,加剧涂层贫Cr现象,进而不能显着提高涂层耐腐蚀性。由于氧化钇难熔且不与其他金属发生反应,阻碍晶粒生长的同时,还会成为异质形核质点,因此能有效细化涂层组织并抑制硬质相析出,缓解涂层的应力集中与贫Cr现象,提高涂层耐冲击与耐腐蚀性。相比于Ni45涂层,添加0.4 wt.%氧化钇的涂层磨损率仅降低2.86%,冲击韧性提高53.8%,腐蚀电流密度降低56.24%。（5）为进一步调控Ni45涂层的综合性能,分析了脉冲频率对涂层组织与性能的影响机制。脉冲激光使熔池具有更大的温度梯度与冷却速率,因此可以有效细化组织并减少硬质相析出。相比于连续激光熔覆层,脉冲频率为80Hz的涂层磨损率降低26.63%,冲击韧性提高29.94%,腐蚀电流密度降低40.08%。（6）综合前述最优工艺分别制备了匀质和夹层式两种结构的复合涂层。结果表明:匀质复合涂层组织细化均匀,富W与富Cr相尺寸与数量较小。夹层式复合涂层中的增韧层晶界富集Mo元素,能有效阻碍Cr元素扩散。匀质复合涂层磨损率与腐蚀电流密度较基材降低76.94%和87.98%,较高频淬火基材降低72.80%和92.71%。夹层式复合涂层具有最优异的耐冲击性能,较匀质复合涂层与高频淬火试样分别提高8.21%和14.67%。（7）设计了大型齿圈齿面激光熔覆工装夹具。该工装结构简单,能快速安装定位,运动稳定,并能实现齿圈和送粉头的联动。根据齿圈和送粉头的运动轨迹控制方法在齿面制备了均匀等厚的夹层式复合涂层。通过有限元模拟方法对比分析了高频淬火、激光熔覆匀质和夹层式复合涂层三种齿面与履带销在冲击和摩擦过程中的应力分布状态。相比于高频淬火和激光熔覆匀质涂层,由于夹层式复合涂层中的增韧层在冲击和摩擦过程中会发生微观塑性变形,从而分散涂层内部应力,有效缓解齿面的应力集中,因此该涂层在保证优异耐磨性能的同时,可获得良好的耐冲击性能。
赵贺[7]（2021）在《二维氮化硼纳米片协同多维填料调控聚酰亚胺复合材料微结构及性能》文中进行了进一步梳理电介质材料的选择和结构设计对推动现代电子器件的小型化、高度集成化和多功能化发展具有重大意义。近期,三元杂化聚合物基纳米复合材料在提升聚合物电绝缘特性、机械和导热性能等方面崭露头角。通过合理挑选具有不同维度和特性的无机纳米填料进行杂化和结构设计,可以满足特定环境下不同工作需求,成为高分子科学领域的研究热点。本文以聚酰亚胺（PI）为基体,以零维纳米氮化铝（AlN）、一维微米钛酸纳米管（TNs）和二维微米扩层二硫化钼（E-MoS2）分别与二维纳米氮化硼（BN）构成杂化填料体系,采用原位聚合法设计制备了一系列具有优异电学、力学和热学性能的新型三元纳米复合薄膜,研究二维BN纳米片与不同维度填料形成的取向分布、界面结构、陷阱能级和空间电荷分布及对复合薄膜微结构和性能的影响规律和耐电特性提升机理。研究发现,零维AlN与二维BN在PI基体中分散良好,形成“球片环绕结构”。适量掺杂（3 wt%-5 wt%）BN-AlN杂化填料,可以抑制界面态破坏,增强界面极化,在高频范围限制偶极子转向,提高复合薄膜介电常数,降低介电损耗。在掺杂3 wt%时,PI/BN-AlN复合薄膜交流击穿场强可达160 k V/mm,分别比纯PI和PI/AlN提高了45%、13%。随着掺杂组分增加,PI/BN-AlN复合薄膜耐电晕老化寿命和热稳定性均得到大幅提升。PI/BN-TNs三元复合薄膜中一维TNs表面含有大量羟基,存在许多氢键,BN附着TNs表面形成“空间网络桥接结构”,部分TNs经BN诱导在基体中呈现水平取向分布。小角X射线散射（SAXS）结果表明,随着BN-TNs组分增加,复合薄膜相间界面层厚度逐渐减小,质量分形维数逐渐增加,散射环具有各向异性,存在取向结构。PI/BN-TNs复合薄膜的填料均匀性、取向性和良好的界面相容性,有效抑制复合薄膜电学和力学性能劣化,呈现优异的介电性能、击穿性能、独特的抗拉伸以及动态热机械性能。E-MoS2纳米片具有更大晶格间距,沿c轴（002）晶面层间距扩大至0.98nm,横向尺寸约为1.5μm,厚度约为2 nm,仅由2个单层构成,与二维BN形成“层状分离结构”。采用聚合物原位插层策略制备新型PI/BN-E-MoS2复合薄膜,极大改善填料在PI基体中分散性。SAXS结果表明,随着掺杂组分增加,PI/BN-E-MoS2复合薄膜相间界面层厚度和质量分形维数逐渐增大,结构更加致密。BN-E-MoS2填料显着增强复合薄膜内部界面极化,减小键合区对偶极取向极化的限制作用,保持较大介电常数,同时抑制介电损耗。当掺杂组分为0.25 wt%时,PI/BN-E-MoS2复合薄膜击穿场强为196 k V/mm;当掺杂组分为3wt%时,热导率为0.22 Wm-1K-1。BN-E-MoS2杂化填料在复合薄膜内部形成更多、更致密导热通路,延长声子平均自由程,减少界面处声子散射,提高复合薄膜热导率。采用准原位技术和微观尺度下陷阱能级分布、空间电荷注入与复合测试,结合有限元击穿模拟仿真,以多核模型、电双层模型、能量势垒和界面陷阱理论为基础,从不同角度深入分析长时击穿（电晕老化）和短时击穿失效行为,系统地研究多维杂化填料体系增强复合薄膜耐电特性机理,分别建立耐电晕老化模型、短时击穿机理模型以及双极性电荷传输模型,着重阐明二维BN纳米片在多维杂化填料体系调控复合薄膜耐电特性中起到的关键作用,为拓展二维材料在高绝缘领域应用提供理论依据。
张权,耿东森,许雨翔,王启民,李柏荣[8]（2021）在《电弧/溅射复合沉积技术的发展及其在刀具涂层中的应用》文中指出通过电弧/溅射复合技术沉积刀具涂层,不仅可以规避单一沉积技术的固有缺陷,拓宽材料的选择范围,且其纳米多层结构能够有效结合不同组元的特性,协同提升涂层性能,有望为难加工材料的切削提供高性能涂层解决方案。首先对电弧/溅射复合技术的发展历史进行了回顾,概述了早期"ArcBond Sputtering"技术凭借多功能阴极弧源实现同一靶材在电弧与溅射两种沉积模式的自动切换,有效结合不同沉积技术的优势。在此基础上,重点综述了近年国内外研究机构及企业应用端关于复合沉积技术在刀具涂层领域的研究进展,包括利用电弧/溅射复合沉积制备高硬度纳米复合结构涂层;通过磁控溅射拓宽靶材成分的选择范围,电弧层与溅射层交替沉积制备具有摩擦自适应性的纳米多层刀具涂层;设计从底层电弧支持层向顶层非晶功能层过渡的涂层结构,采用高功率脉冲磁控溅射沉积非晶层（例如SiBCN与TiB2）,打断电弧层柱状晶的连续生长,涂层表现出致密的结构与优异的高温性能。此外,还总结了笔者对电弧/溅射复合沉积AlTiN以及AlTiN/AlCrN涂层的性能研究。最后,对国内复合沉积刀具涂层的应用前景以及尚待解决的科学问题进行了总结与展望。
齐金磊[9]（2021）在《富氮Zr3N4基薄膜的强韧化、抗氧化以及耐腐蚀行为研究》文中指出过渡金属氮化物（TMNs）作为防护薄膜具有高的硬度、优异的耐腐蚀和抗氧化等物理化学性质广泛应用于机械加工、汽车工业和航空航天等领域。复杂的使用环境对薄膜材料的应用提出了更高要求,材料的按需设计以及精准控制服役性能是先进材料发展的趋势。防护薄膜的硬度和断裂韧性决定其服役寿命,同时热稳定性、抗氧化、耐腐蚀性能等对于拓宽其应用场景和提高其耐久性也至关重要。为了适应日益苛刻的服役环境,对防护薄膜的强韧化、抗氧化性和耐腐蚀性都提出了更高要求,也亟待寻求综合性能优异的新型纳米结构薄膜。对于岩盐结构的过渡金属氮化物薄膜研究最广泛,通常采用合金化和构建纳米多层结构的手段来改善其力学性能、抗氧化和耐腐蚀性能。近年,富氮过渡金属氮化物由于其奇异的电子结构和优异的性质已成为新型的防护薄膜。其中,Zr3N4作为一种典型的富氮过渡金属氮化物,具有高配位数的独特结构、高的氧化价态(Zr+4)以及低的电荷转移能力,是一种潜在的硬质环境耐久性的材料。因此,在高温或腐蚀环境中,富氮的Zr3N4有望成为硬质防护薄膜的潜在应用材料。借鉴岩盐结构过渡金属氮化物薄膜的研究进展,合金化和构建纳米多层结构有望对富氮Zr3N4薄膜的微观结构和性能进行调控,而相关研究仍处于起步阶段。基于以上分析,本文以富氮Zr3N4为研究对象,采用磁控溅射技术通过合金化和构建纳米多层膜的方法来调控富氮Zr3N4薄膜的微观结构并探究其对富氮Zr3N4薄膜强韧化、抗氧化性和耐腐蚀性能的影响。首先调控Hf的含量研究了Hf合金化对Zr3（Hf）xN4薄膜的微观结构、强韧化行为和腐蚀性能的影响。此外,通过采用高结晶性的Ti Al N层和低结晶性的Ta N层作为模板层分别构建了Ti Al N/Zr3N4、Ta N/Zr3N4纳米多层膜,通过引入大量的层间界面实现对性能的调控,详细的研究了Zr3N4纳米层厚度(lZr3N4)对Ti Al N/Zr3N4纳米多层膜的强韧化和断裂行为及对Ta N/Zr3N4纳米多层膜的强韧化行为、抗氧化性和耐腐蚀性能的影响,得出的研究结论如下:1.在富氮Zr3N4沉积条件下,通过共溅射调控Hf靶电流,研究了不同Hf含量对Zr3（Hf）xN4薄膜的微观结构、强韧化和耐腐蚀性能的影响。Hf电流从0.2 A增大到0.5 A过程中,Zr3（Hf）xN4薄膜中Hf的含量从15.7 at.%增大到29.8 at.%,主要形成了固溶结构。当Hf含量较低时（15.7 at.%Hf）,Hf原子固溶到o-Zr3N4中形成o-Zr3（Hf）3N4,而Hf原子在o-Zr3N4中的固溶引起了晶粒细化获得了超细纳米晶的o-Zr3（Hf）3N4薄膜;o-Zr3（Hf）3N4薄膜硬度相对于单一o-Zr3N4薄膜的15.8 GPa提高到17.9 GPa,同时o-Zr3N4中长的径向裂纹在该膜中基本消失,获得最优异的断裂韧性。进一步提高Hf含量（≥20.2 at.%）,薄膜转变为与单一c-Hf N薄膜相同的相结构,主要形成c-Hf（Zr）N固溶体,此时薄膜的结晶性明显提高,硬度提高到20.5-21.6 GPa,高于单一c-Hf N薄膜的硬度（18.9 GPa）,同时断裂韧性虽然出现恶化,但整体上仍优于单一的o-Zr3N4和c-Hf N薄膜。此外,在热稳定性测试中发现,Zr3（Hf）xN4薄膜在800℃温度下展现出良好的相结构和力学性能的稳定性。随后在耐腐蚀测试中发现固溶体相结构存在形式对于薄膜的耐腐蚀性具有重要影响,结果表明高Hf含量下当固溶体相结构为c-Hf（Zr）N时,薄膜具有高的腐蚀电位和低的腐蚀电流(Ecorr=-0.1574V,Icorr=0.007μA/cm2,29.8 at.%Hf),表现出优异的耐腐蚀性能。2.选取高结晶性的Ti Al N与Zr3N4构筑了Ti Al N/Zr3N4纳米多层膜,研究了超硬效应、断裂行为和lZr3N4的关系。当lZr3N4=1.1 nm时,Zr3N4纳米层在c-Ti Al N层的模板作用下生长为赝晶结构c-Zr3N4,并与c-Ti Al N子层形成了良好的共格外延结构,获得了高的硬度和优异的断裂韧性;当lZr3N4=4.2 nm时,Zr3N4纳米层从c-Zr3N4结构转变为o-Zr3N4,共格生长被破坏,导致硬度和断裂韧性下降。此外,通过FIB技术获取了lZr3N4=4.2 nm的Ti Al N/Zr3N4纳米多层膜压痕截面,发现多层膜在压痕顶点周围通过形成台阶和发生纳米层的弯曲容纳了压痕引起的塑性变形;同时该纳米多层膜在变形过程中产生了部分区域的膜基分层并出现了大量由纳米层界面引起的纳米尺度的横向和纵向扩展裂纹,有效释放了压头引入的高的集中应力,从而避免了宏观裂纹的产生,最终使得Ti Al N/Zr3N4纳米多层膜在硬度增强的同时大幅增韧。3.选取低结晶性的Ta N与Zr3N4构筑了Ta N/Zr3N4纳米多层膜,研究了lZr3N4对纳米多层膜的微观结构、强韧化、抗氧化及耐腐蚀性能的影响规律。当lZr3N4较薄时（2 nm）,临近的Zr3N4纳米层和Ta N纳米层之间形成局部c-Ta N/c-Zr3N4共格外延结构,纳米多层膜的硬度和断裂韧性比调制层单层膜明显提高;随着l Zr3N4增加,Zr3N4纳米层逐渐转变为本征的o-Zr3N4结构,共格外延结构消失,导致硬度和韧性下降。在600℃对样品进行氧化测试发现,纳米多层膜的抗氧化能力随lZr3N4增大而增强。当lZr3N4=10 nm时,纳米多层膜具有最强的抗氧化能力,其表面和截面没有任何被氧化的迹象。抗氧化能力的提高来自于Zr在薄膜表面形成致密的Zr O2钝化层阻断了氧气向内部扩散。此外,纳米多层膜的耐腐蚀性能相对于调制层单层膜明显提高,当lZr3N4=2 nm时,耐腐蚀性能最佳(Ecorr=-0.29 V,Icorr=0.34μA/cm2)。高密度的层间界面可以有效阻断柱状晶的连续生长,提高薄膜致密性的同时减少了薄膜内部缺陷,并且可以有效平滑薄膜表面减少表面的腐蚀活性位点;另外,层间界面的存在使得腐蚀性离子在渗透过程中会沿着纳米层界面横向扩散,能够显着降低腐蚀性离子的渗透速率,从而可以有效提高薄膜的耐腐蚀性能。
梁斐[10]（2021）在《铜基和镍基金属层状复合材料的制备及力学行为研究》文中认为目前的高温微机电系统（Micro-Electro-Mechanical Systems,MEMS）中的承载部件往往要求材料具有较高的高温强度和韧性,然而,现有的光刻电铸模造（Lithographie Galvanisierung Abformung,LIGA）Ni 由于高温下晶粒粗化而强度较低,而广泛关注的具有高热稳定性的纳米晶Ni-W合金往往韧性较差,两者均无法满足高温MEMS构件所用材料的实际需求。如何设计、制备具有优异高温强度和韧性的高温MEMS构件用材料,并澄清这一材料的强韧化和断裂损伤机理是高温MEMS器件发展的关键。基于这一应用背景和关键科学问题,结合异质结构材料特别是异质层状复合材料的设计理念,本论文首先制备了具有不同界面特性和尺度特性的Cu基和Ni基的纳米层状复合材料,研究了其室温力学行为及损伤机理;其次,制备一种面向高温MEMS构件所用的Ni/Ni-W层状复合材料,研究了其高温力学性能。本论文通过研究异质界面主导的层状复合材料的力学行为对于理解异质结构的强韧化机制、异构材料微观结构的最优化设计以及探索异质结构在高温MEMS领域的应用前景有着十分重要的意义。本论文主要的研究结果如下:1.制备了具有不同初始位错密度的Ni/Cu/Ni三明治层状复合材料,考查了位错密度衬度对其界面耦合行为的影响。随着Cu/Ni界面两侧力学失配程度的减小,层状材料的强度呈现出先降低后增加的趋势。这是因为界面耦合效应所产生的额外屈服强度随着几何必要位错（GND）对后续位错滑移阻碍作用的下降而降低。同时,界面耦合作用产生的GND强化与位错脉络引起的循环硬化之间存在竞争关系,具体表现为界面影响区的宽度随着Cu层初始位错密度的增加而减小。2.制备了不同Cu层对Ni层厚度比的Ni/Cu/Ni三明治层状复合材料,考查了厚度比对其软层颈缩行为的影响。随着厚度比的减小,层状材料的断裂模式由韧性断裂向脆性断裂转变,其中韧性断裂表现为在适当的界面约束效应下Cu层颈缩被延迟并伴随Ni层的挠度变形,而脆性断裂表现为在强烈的界面约束效应下Cu层颈缩被完全阻止并伴随着Cu/Ni界面的脱粘。提出了一种线弹性的悬臂梁挠度模型,揭示了对应高屈服强度和韧性断裂最优匹配的层状材料临界厚度比。3.通过调控硬层对软层的厚度比制备了具有不同界面两侧晶粒尺寸差异的层状结构Ni,考查了晶粒尺寸差异对其硬层剪切带扩展行为的影响。随着界面两侧晶粒尺寸差异的增加,层状结构Ni的强韧性匹配逐渐提升。这是因为,层界面对硬层内微剪切带扩展的阻力逐渐增加,取代少数剪切带形成的高密度微剪切带能够诱发应变去局域化。针对层状结构Ni的断裂模式随着软层晶粒尺寸的降低从颈缩断裂向剪切断裂的转变,提出了局部剪切应力协助晶内位错开动的理论模型,并获得了对应强度和韧性断裂最优匹配的软层临界晶粒尺寸。4.制备了不同单层厚度的纳米尺度Cu/W层状复合材料,研究了晶界排布对其疲劳开裂行为的影响。随着单层厚度的降低,纳米尺度Cu/W层状复合材料的疲劳开裂行为由W层的沿晶正断和Cu层的位错主导的剪切断裂向晶界和Cu/W界面开裂转变。随着单层厚度进一步由20nm减小到5 nm,由于周期性波状结构的出现导致截面方向曲折的裂纹扩展路径趋于平直。建立了随机排布模型,揭示了截面方向组元层晶粒尺寸和晶界对齐偏差与疲劳裂纹扩展路径间的定量关系。5.设计和制备了纳米晶Ni/Ni-W层状复合材料,研究了厚度比和界面间距对其室温拉伸行为的影响。随着Ni层对Ni-W层厚度比的增加,层状材料的强韧性匹配逐渐提升并优于单质纳米晶Ni。这是因为界面约束下稳定的晶界滑移行为对于初始厚度较小的Ni-W层塑性流变的贡献增强从而使其在拉伸过程中的薄化程度更高。针对Ni-W层的断裂行为由通道裂纹和微剪切带的并存模式向微剪切带模式的转变,提出了基于能量准则的理论模型,澄清了 Ni-W层受几何尺度和流变应力水平主导的变形机制。随着界面间距的减小,层状复合材料的强度和韧性同步提高,抗拉强度达到2 GPa的同时断裂延伸率为5.5%。这是因为切应力主导的稳定晶界迁移对初始厚度较小Ni层内晶粒长大的贡献被进一步放大,晶粒长大所带来加工硬化能力的回复最终导致较小界面间距的Ni/Ni-W层状复合材料出现了由微剪切带向局部应变区转变的应变去局域化过程。6.制备了适合高温MEMS器件需要的Ni/Ni-W层状复合材料,其在400℃下的高温拉伸强度能够达到400 MPa-620 MPa,为传统LIGA Ni高温强度的2-3倍,且其断裂延伸率可达到10%以上。这可以归结于Ni层中受界面约束的晶粒长大和Ni-W层内晶界弛豫带来晶界热稳定性和高温强度的提升。这为发展和制备具有优异高温性能的高温MEMS构件用材料提供了一种新的设计思路。
二、K18/Mo纳米多层材料的力学性能及高温稳定性（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、K18/Mo纳米多层材料的力学性能及高温稳定性（论文提纲范文）
（1）刀具涂层材料的最新研究进展（论文提纲范文）
| 1 涂层材料 |
| 2 涂层组元分类 |
| 2.1 二元涂层 |
| 2.2 三元涂层 |
| 2.3 四元及多元涂层 |
| 3 涂层结构分类 |
| 3.1 单层涂层 |
| 3.2 多层涂层 |
| 3.3 纳米复合涂层 |
| 3.4 梯度涂层 |
| 4 超硬涂层 |
| 4.1 金刚石涂层 |
| 4.2 类金刚石涂层 |
| 4.3 立方氮化硼涂层 |
| 5 软涂层 |
| 6 新型硬质涂层 |
| 6.1 高熵合金涂层 |
| 6.2 含氧涂层 |
| 6.3 多元多层复合涂层 |
| 7 结语与展望 |
（2）CrN基复合薄膜研究进展（论文提纲范文）
| 1 Cr N基多元复合薄膜 |
| 2 Cr N基多层薄膜 |
| 2.1 金属/Cr N基多层薄膜 |
| 2.2 陶瓷/Cr N基多层薄膜 |
| 3 Cr N基多元多层复合薄膜 |
| 3.1 金属/Cr N基多元多层复合薄膜 |
| 3.2 陶瓷/Cr N基多元多层复合薄膜 |
| 3.3 其他Cr N基多元多层复合薄膜 |
| 4 结语 |
（3）碳化物（Mo2C、Mo2TiAlC2和Mo2TiC2）强韧化钼合金的微观组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钼合金的强韧化研究现状 |
| 1.2.1 细晶强韧化 |
| 1.2.2 固溶强韧化 |
| 1.2.3 颗粒弥散强韧化 |
| 1.2.4 位错强化 |
| 1.2.5 复合强韧化 |
| 1.3 钼合金的应用 |
| 1.4 钼合金的制备方法 |
| 1.5 选题背景及意义 |
| 1.6 研究内容及技术路线 |
| 2 实验设计及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 合金的制备 |
| 2.3 微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM)观察 |
| 2.3.3 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.3.4 透射电子显微镜(TEM)观察 |
| 2.3.5 致密度测试 |
| 2.3.6 组织结构参数统计 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 显微维氏硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩性能测试 |
| 2.4.3 高温压缩性能测试 |
| 2.4.4 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.5 室温断裂韧性测试 |
| 3 原位生成Mo_2C强化钼合金的微观组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位生成Mo_2C强化钼合金的制备 |
| 3.3 粉末与合金的微观组织 |
| 3.4 原位生成Mo_2C强化钼合金的力学性能 |
| 3.4.1 显微硬度 |
| 3.4.2 室温压缩性能 |
| 3.4.3 形变强化性能 |
| 3.4.4 室温断裂韧性 |
| 3.5 原位生成Mo_2C强化钼合金的室温强化机制 |
| 3.6 本章小节 |
| 4 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的微观组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的制备 |
| 4.3 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的微观组织 |
| 4.4 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的力学性能 |
| 4.4.1 室温拉伸性能 |
| 4.4.2 室温断裂韧性 |
| 4.4.3 形变强化 |
| 4.5 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的室温变形与断裂行为 |
| 4.6 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的室温韧化机制 |
| 4.6.1 Mo_2TiAlC_2的添加对合金延性的影响 |
| 4.6.2 Mo_2TiAlC_2的添加对合金断裂韧性的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Mo-Mo_2TiC_2合金的微观组织与力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Mo-Mo_2TiC_2合金的制备 |
| 5.3 Mo-Mo_2TiC_2合金的微观组织 |
| 5.4 Mo-Mo_2TiC_2合金的力学性能 |
| 5.4.1 室温拉伸性能 |
| 5.4.2 室温断裂韧性 |
| 5.4.3 形变强化 |
| 5.5 Mo-Mo_2TiC_2合金的室温变形与断裂行为 |
| 5.6 Mo-Mo_2TiC_2合金的室温韧化机制 |
| 5.6.1 Mo_2TiC_2的添加对合金延性的影响 |
| 5.6.2 Mo_2TiC_2的添加对合金断裂韧性的影响 |
| 5.7 小结 |
| 6 碳化物强韧化钼合金的高温压缩性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Mo-Mo_2C合金的高温压缩性能 |
| 6.3 Mo-Mo_2TiAlC_2与Mo-Mo_2TiC_2合金的高温压缩性能 |
| 6.4 不同碳化物添加钼合金的力学性能对比 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
（4）(TiAlCrMoW)Nx多主元氮化物涂层的制备及摩擦学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 传统金属氮化物涂层的研究现状 |
| 1.2.1 传统金属氮化物涂层的成分设计 |
| 1.2.2 传统金属氮化物涂层的结构设计 |
| 1.3 多主元合金概述 |
| 1.3.1 多主元合金的定义及设计准则 |
| 1.3.2 多主元合金的特点 |
| 1.4 多主元氮化物涂层概述 |
| 1.4.1 多主元氮化物涂层的成分选择与设计 |
| 1.4.2 多主元氮化物涂层的制备方法及工艺影响因素 |
| 1.4.3 多主元氮化物涂层的结构及性能特点 |
| 1.4.4 多主元氮化物涂层国内外研究现状 |
| 1.5 研究目的及研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容及方案 |
| 2 涂层的制备与表征 |
| 2.1 基体材料的选择与制备 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.3 涂层的微观组织结构性能表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.2 扫描电子显微镜观察与分析(SEM) |
| 2.3.3 透射电子显微镜观察与分析(TEM) |
| 2.3.4 原子力显微镜观察与分析(AFM) |
| 2.3.5 X射线光电子能谱(XPS) |
| 2.3.6 激光扫描共聚焦显微镜观察与分析(CLSM) |
| 2.4 涂层的力学性能表征 |
| 2.4.1 纳米压痕试验 |
| 2.4.2 划痕试验 |
| 2.4.3 压痕法断裂韧性表征 |
| 2.5 抗氧化性能表征 |
| 2.6 摩擦学性能表征 |
| 3 氮气流量对(TiAlCrMoW)N)_x涂层微结构及性能影响研究 |
| 3.1 不同氮气流量下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层化学成分 |
| 3.2 不同氮气流量下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层微观组织结构 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 组织结构分析 |
| 3.2.3 表面形貌和截面分析 |
| 3.3 不同氮气流量下制备的(TiAlCrMoW)N)_x涂层力学性能 |
| 3.3.1 硬度及弹性模量分析 |
| 3.3.2 膜基结合力分析 |
| 3.3.3 涂层的断裂韧性表征 |
| 3.4 不同氮气流量下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层氧化行为 |
| 3.4.1 不同温度氧化后的物相分析 |
| 3.4.2 不同温度氧化后的表面形貌分析 |
| 3.4.3 不同温度氧化后截面分析 |
| 3.5 不同氮气流量下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层摩擦磨损性能 |
| 3.5.1 室温下(TiAlCrMoW)N_x涂层的摩擦系数 |
| 3.5.2 (TiAlCrMoW)N_x涂层的磨痕形貌及磨损机制 |
| 3.5.3 室温下(TiAlCrMoW)N_x涂层的比磨损率 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 基体偏压对(TiAlCrMoW)N_x涂层微结构及性能影响研究 |
| 4.1 不同基体偏压下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层化学成分 |
| 4.2 不同基体偏压下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层微观组织结构 |
| 4.2.1 物相分析 |
| 4.2.2 组织结构分析 |
| 4.2.3 表面形貌和截面分析 |
| 4.3 不同基体偏压下制备的(TiAlCrMoW)N)_x涂层力学性能 |
| 4.3.1 硬度及弹性模量分析 |
| 4.3.2 膜基结合力分析 |
| 4.3.3 涂层的断裂韧性表征 |
| 4.4 不同基体偏压下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层氧化行为 |
| 4.4.1 不同温度氧化后的物相分析 |
| 4.4.2 不同温度氧化后的表面形貌分析 |
| 4.4.3 不同温度氧化后截面分析 |
| 4.5 不同基体偏压下制备的(TiAlCrMoW)N_x涂层摩擦磨损性能 |
| 4.5.1 室温下(TiAlCrMoW)N_x涂层的摩擦系数 |
| 4.5.2 (TiAlCrMoW)N_x涂层的磨痕形貌及磨损机制 |
| 4.5.3 室温下(TiAlCrMoW)N_x涂层的比磨损率 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 (TiAlCrMoW)N_x涂层的高温摩擦学行为研究 |
| 5.1 高温环境(TiAlCrMoW)N_x涂层的摩擦系数 |
| 5.2 高温环境(TiAlCrMoW)N_x涂层的磨痕形貌 |
| 5.3 高温环境(TiAlCrMoW)N_x涂层的磨屑分析 |
| 5.4 高温环境下(TiAlCrMoW)N_x涂层的摩擦磨损机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 核能系统的发展 |
| 2.2 铅冷快堆 |
| 2.2.1 铅冷快堆的发展及其服役环境 |
| 2.2.2 液态铅腐蚀的主要模式 |
| 2.2.3 保护性氧化膜的设计依据 |
| 2.3 铅冷快堆包壳材料的发展 |
| 2.3.1 包壳材料的要求 |
| 2.3.2 传统包壳材料的研究现状 |
| 2.3.3 新型包壳材料的提出与研究现状 |
| 2.3.4. 包壳材料研发的挑战与对策 |
| 2.4 本论文主要研究工作及思路 |
| 3 实验方法及分析测试方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.1.1 AFA钢的制备及其显微组织 |
| 3.1.2 ODS钢的制备及其显微组织 |
| 3.2 腐蚀实验及表征方法 |
| 3.2.1 样品加工 |
| 3.2.2 腐蚀实验设备及过程 |
| 3.2.3 腐蚀后样品的处理及测试 |
| 4 AFA钢在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理 |
| 4.1 氧浓度对腐蚀的影响 |
| 4.1.1 液态铅中氧浓度的控制 |
| 4.1.2 不同氧浓度条件下的腐蚀结果 |
| 4.1.3 不同氧浓度条件下的腐蚀机制 |
| 4.2 成分对腐蚀的影响 |
| 4.3 温度对腐蚀的影响 |
| 4.4 氧化膜的结构及抗腐蚀机理 |
| 4.4.1 保护性氧化膜的结构 |
| 4.4.2 抗腐蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 ODS钢在液态金属铅中的腐蚀行为及机理 |
| 5.1 腐蚀动力学过程 |
| 5.1.1 长时间腐蚀后的量化结果 |
| 5.1.2 腐蚀动力学方程式模拟 |
| 5.1.3 不同时间下腐蚀产物的形貌 |
| 5.2 Al及Cr对腐蚀行为的影响 |
| 5.2.1 腐蚀产物形貌及成分分析 |
| 5.2.2 9CrAl-ODS钢的腐蚀产物结构分析 |
| 5.3 Zr对腐蚀行为的影响 |
| 5.4 抗腐蚀机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 700℃高温腐蚀及时效对AFA析出相稳定性的影响 |
| 6.1 时效实验与方法 |
| 6.1.1 时效过程 |
| 6.1.2 时效样品的测试方法 |
| 6.2 时效下的显微组织稳定性 |
| 6.2.1 A1812Nb的显微组织稳定性 |
| 6.2.2 A1816Nb的显微组织稳定性 |
| 6.2.3 时效过程中力学性能的变化 |
| 6.3 腐蚀中的显微组织稳定性 |
| 6.3.1 低氧浓度(5×10~(-9)wt.%) |
| 6.3.2 高氧浓度(10~(-6)wt.%) |
| 6.4 本章小结 |
| 7 总结 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 特色与创新 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究（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 相关技术研究现状 |
| 1.2.1 齿形件传统表面改性研究现状 |
| 1.2.2 金属耐磨耐冲击涂层制备技术研究现状 |
| 1.2.3 激光熔覆技术 |
| 1.2.4 激光熔覆技术研究现状 |
| 1.2.5 大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层需解决的科学问题 |
| 1.3 本文主要研究内容与方案 |
| 1.3.1 主要研究内容 |
| 1.3.2 论文研究方案 |
| 第2章 复合涂层结构的初步设计、材料选择及试验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 基体材料 |
| 2.3 激光熔覆耐磨耐冲击复合涂层结构的初步设计与材料选择 |
| 2.3.1 复合涂层结构的初步设计 |
| 2.3.2 界面连接层与增韧层粉末材料选择 |
| 2.3.3 耐磨层合金粉末材料选择 |
| 2.4 试验与测试分析方法 |
| 2.4.1 激光熔覆耐磨耐冲击复合涂层制备方法 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 金相样件制备及组织观察 |
| 2.4.4 扫描电子显微镜观察与分析 |
| 2.4.5 透射电子显微镜观察与分析 |
| 2.4.6 热辐射谱测试与高速摄像设备 |
| 2.5 相关性能测试方法 |
| 2.5.1 维氏硬度测试 |
| 2.5.2 耐磨性能测试 |
| 2.5.3 耐冲击性能测试 |
| 2.5.4 拉伸性能测试 |
| 2.5.5 电化学腐蚀性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 激光熔覆基础工艺参数优化研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 载粉气流量对激光熔覆涂层形貌的影响 |
| 3.2.1 载粉气流量对熔覆层宏观形貌的影响 |
| 3.2.2 载粉气流量对粉末流态的影响 |
| 3.3 单道激光熔覆正交优化试验 |
| 3.3.1 单道激光熔覆涂层工艺正交优化试验 |
| 3.3.2 正交试验结果方差分析(ANOVA) |
| 3.3.3 单道激光熔覆涂层参数优化选择与响应预测 |
| 3.4 多道搭接激光熔覆工艺优化与分析 |
| 3.4.1 多道搭接激光熔覆工艺试验 |
| 3.4.2 多道搭接激光熔覆过程应力场分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 碳化钨颗粒对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微米WC颗粒对涂层组织与性能的影响 |
| 4.2.1 微米WC颗粒对涂层宏观形貌的影响 |
| 4.2.2 微米WC颗粒对涂层微观组织的影响 |
| 4.2.3 微米WC颗粒对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 4.2.4 微米WC颗粒对涂层性能的影响 |
| 4.3 纳米WC颗粒对涂层组织与性能的影响 |
| 4.3.1 纳米WC颗粒对涂层宏观形貌的影响 |
| 4.3.2 纳米WC颗粒对涂层微观组织的影响 |
| 4.3.3 纳米WC颗粒对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 4.3.4 纳米WC颗粒对涂层性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 稀土对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纯钇对涂层组织与性能的影响 |
| 5.2.1 纯钇对涂层宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 纯钇对涂层微观组织的影响 |
| 5.2.3 纯钇对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 5.2.4 纯钇对涂层性能的影响 |
| 5.3 氧化钇对涂层组织与性能的影响 |
| 5.3.1 氧化钇对涂层宏观形貌的影响 |
| 5.3.2 氧化钇对涂层微观组织的影响 |
| 5.3.3 氧化钇对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 5.3.4 氧化钇对涂层性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 脉冲频率对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 脉冲激光频率对涂层宏观形貌与微观组织的影响 |
| 6.2.1 脉冲激光功率对单道涂层宏观形貌的影响 |
| 6.2.2 脉冲激光频率对涂层宏观形貌的影响 |
| 6.2.3 脉冲激光频率对涂层微观组织的影响 |
| 6.2.4 脉冲激光频率对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 6.3 脉冲激光频率对涂层性能的影响 |
| 6.3.1 脉冲激光频率对涂层显微硬度的影响 |
| 6.3.2 脉冲激光频率对涂层耐磨性能的影响 |
| 6.3.3 脉冲激光频率对涂层力学性能的影响 |
| 6.3.4 脉冲激光频率对涂层电化学腐蚀特性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 面向大型齿圈齿面的激光熔覆复合涂层设计与制备 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 面向大型齿面的激光熔覆复合涂层结构与成分设计 |
| 7.3 激光熔覆复合涂层的宏观形貌与微观组织分析 |
| 7.3.1 激光熔覆复合涂层宏观形貌分析 |
| 7.3.2 激光熔覆复合涂层微观组织分析 |
| 7.4 激光熔覆复合涂层性能及相关机理分析 |
| 7.4.1 匀质复合涂层显微硬度分析 |
| 7.4.2 匀质复合涂层耐磨性能与磨损机理分析 |
| 7.4.3 匀质与夹层式复合涂层的耐冲击性能分析 |
| 7.4.4 带基材复合涂层综合耐冲击性能分析 |
| 7.4.5 匀质复合涂层耐腐蚀性能分析 |
| 7.5 大型齿圈齿面激光熔覆耐磨耐冲击涂层制备 |
| 7.5.1 大型齿圈齿面激光熔覆工装夹具设计 |
| 7.5.2 齿圈齿面激光熔覆运动轨迹控制 |
| 7.5.3 主动轮齿圈齿面激光熔覆工艺过程 |
| 7.5.4 不同强化层对齿圈齿面啮合过程应力状态分布的影响 |
| 7.6 本章小节 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论及创新点 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
（7）二维氮化硼纳米片协同多维填料调控聚酰亚胺复合材料微结构及性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 二维氮化硼改性聚合物基复合材料性能研究现状 |
| 1.2.1 二维氮化硼纳米片简介 |
| 1.2.2 二维氮化硼改性复合材料性能研究进展 |
| 1.3 多维杂化填料调控聚合物基复合材料性能研究现状 |
| 1.3.1 零维/二维杂化填料改性复合材料性能研究现状 |
| 1.3.2 一维/二维杂化填料改性复合材料性能研究现状 |
| 1.3.3 二维/二维杂化填料改性复合材料性能研究现状 |
| 1.4 电介质微观结构调控复合材料性能研究进展 |
| 1.4.1 填料分布取向构筑界面结构 |
| 1.4.2 构造核壳结构 |
| 1.4.3 填料基体多层结构 |
| 1.4.4 二维材料插层调控层间距 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 多维无机填料的选择 |
| 2.1.1 零维纳米材料的选择 |
| 2.1.2 一维纳米材料的选择 |
| 2.1.3 二维纳米材料的选择 |
| 2.2 实验材料与仪器 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验仪器 |
| 2.3 结构表征 |
| 2.3.1 XRD测试 |
| 2.3.2 FTIR测试 |
| 2.3.3 ZETA电位测试 |
| 2.3.4 SEM测试 |
| 2.3.5 TEM测试 |
| 2.3.6 AFM测试 |
| 2.3.7 SAXS测试 |
| 2.4 性能测试及有限元仿真模拟 |
| 2.4.1 介电性能测试 |
| 2.4.2 交流击穿性能测试 |
| 2.4.3 耐电晕老化性能测试 |
| 2.4.4 热激电流测试 |
| 2.4.5 空间电荷分布测试 |
| 2.4.6 拉伸性能测试 |
| 2.4.7 动态热机械性能测试 |
| 2.4.8 热失重性能测试 |
| 2.4.9 导热性能测试 |
| 2.4.10 有限元仿真模拟 |
| 2.5 PI基复合薄膜的制备方法 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 PI/BN-AlN复合薄膜微结构与性能 |
| 3.1 二维氮化硼纳米片微观形貌 |
| 3.2 PI/AlN和 PI/BN-AlN复合薄膜结构表征 |
| 3.2.1 物相结构 |
| 3.2.2 分子价键 |
| 3.2.3 表面及断面形貌 |
| 3.2.4 界面及分形特征 |
| 3.3 PI/AlN和 PI/BN-AlN复合薄膜电学性能 |
| 3.3.1 介电性能 |
| 3.3.2 交流击穿性能 |
| 3.3.3 耐电晕老化性能 |
| 3.4 PI/AlN和 PI/BN-AlN复合薄膜热稳定性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 PI/BN-TNs复合薄膜微结构与性能 |
| 4.1 一维钛酸纳米管制备及微观形貌 |
| 4.1.1 一维钛酸纳米管制备 |
| 4.1.2 一维钛酸纳米管微观形貌 |
| 4.2 PI/BN-TNs复合薄膜制备 |
| 4.3 PI/TNs和 PI/BN-TNs复合薄膜结构特性 |
| 4.3.1 物相结构 |
| 4.3.2 分子价键 |
| 4.3.3 微观形貌 |
| 4.3.4 界面及分形特征 |
| 4.4 PI/TNs和 PI/BN-TNs复合薄膜电学性能 |
| 4.4.1 介电性能 |
| 4.4.2 交流击穿性能 |
| 4.5 PI/TNs和 PI/BN-TNs复合薄膜力学性能 |
| 4.5.1 拉伸性能 |
| 4.5.2 动态热机械性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 PI/BN-E-MoS_2复合薄膜微结构与性能 |
| 5.1 二维扩层MoS_2纳米片制备和结构表征 |
| 5.1.1 二维E-MoS_2纳米片制备 |
| 5.1.2 二维E-MoS_2纳米片微结构表征 |
| 5.2 E-MoS_2的聚合物原位插层策略 |
| 5.3 PI/E-MoS_2和PI/BN-E-MoS_2复合薄膜微结构 |
| 5.3.1 物相结构 |
| 5.3.2 分子价键 |
| 5.3.3 微观形貌 |
| 5.3.4 界面及分形特征 |
| 5.4 PI/E-MoS_2和PI/BN-E-MoS_2复合薄膜电学性能 |
| 5.4.1 介电性能 |
| 5.4.2 交流击穿性能 |
| 5.5 PI/E-MoS_2和PI/BN-E-MoS_2复合薄膜导热性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 二维BN协同多维填料增强复合薄膜耐电性能机理 |
| 6.1 二维BN协同零维AlN增强复合薄膜耐电晕机理 |
| 6.1.1 准原位SEM和 AFM表征复合薄膜形貌 |
| 6.1.2 准原位FT-IR分析复合薄膜分子价键 |
| 6.1.3 准原位XRD分析复合薄膜相结构 |
| 6.1.4 准原位SAXS分析复合薄膜微观结构 |
| 6.1.5 准原位电晕仿真模拟 |
| 6.1.6 PI/BN-AlN复合薄膜耐电晕机理 |
| 6.2 二维BN协同一维TNs增强复合薄膜击穿机理 |
| 6.2.1 TSDC研究复合薄膜陷阱能级分布 |
| 6.2.2 复合薄膜击穿仿真模拟 |
| 6.2.3 PI/BN-TNs复合薄膜击穿机理 |
| 6.3 二维 BN协同二维 E-MoS_2增强复合薄膜击穿机理 |
| 6.3.1 PEA研究复合薄膜空间电荷分布 |
| 6.3.2 复合薄膜击穿仿真模拟 |
| 6.3.3 PI/BN-E-MoS_2复合薄膜击穿机理 |
| 6.4 多维填料体系对复合薄膜微结构与性能影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（8）电弧/溅射复合沉积技术的发展及其在刀具涂层中的应用（论文提纲范文）
| 1 复合沉积技术的源起 |
| 2 复合沉积技术在制备多元纳米复合刀具涂层中的应用 |
| 3 复合沉积技术在制备多元纳米多层刀具涂层中的应用 |
| 4 总结与展望 |
（9）富氮Zr3N4基薄膜的强韧化、抗氧化以及耐腐蚀行为研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 纳米多层膜及其生长机制 |
| 1.2.1 纳米多层膜 |
| 1.2.2 纳米多层膜的生长机制 |
| 1.3 纳米多层膜硬度和断裂韧性 |
| 1.3.1 纳米多层膜强化机理 |
| 1.3.2 纳米多层膜韧化机理 |
| 1.4 薄膜高温氧化和腐蚀 |
| 1.4.1 单层膜氧化行为 |
| 1.4.2 纳米多层膜氧化行为 |
| 1.4.3 纳米多层膜腐蚀行为 |
| 1.5 富氮化合物 |
| 1.5.1 尖晶石结构金属氮化物的发现 |
| 1.5.2 富氮Zr_3N_4研究现状 |
| 1.6 选题依据和研究内容 |
| 第二章 Hf合金化对Zr_3(Hf)_xN_4薄膜微观结构、强韧化和耐腐蚀行为的影响 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 样品表征 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 沉积富氮Zr_3N_4薄膜 |
| 2.3.2 Zr_3(Hf)_xN_4薄膜的化学键态和微观结构 |
| 2.3.3 Zr_3(Hf)_xN_4薄膜的表面形貌、硬度以及断裂韧性 |
| 2.3.4 Zr_3(Hf)_xN_4薄膜的热稳定性 |
| 2.3.5 Zr_3(Hf)_xN_4薄膜的耐腐蚀性能 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 富氮Zr_3N_4纳米层厚度对TiAlN/Zr_3N_4纳米多层膜超硬效应和断裂行为的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 薄膜制备与表征 |
| 3.2.1 薄膜制备 |
| 3.2.2 薄膜表征 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 沉积富N的o-Zr_3N_4单层膜 |
| 3.3.2 Zr_3N_4纳米层厚度对微观结构的影响 |
| 3.3.3 Zr_3N_4纳米层厚度对硬度、断裂韧性的影响 |
| 3.3.4 TiAlN/Zr_3N_4纳米多层膜裂纹萌生机理研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 富氮Zr_3N_4纳米层厚度对TaN/Zr_3N_4纳米多层膜强韧化、抗氧化以及耐腐蚀行为的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验步骤 |
| 4.2.1 样品沉积 |
| 4.2.2 样品表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 沉积TaN单层膜 |
| 4.3.2 TaN/Zr_3N_4纳米多层膜微观结构 |
| 4.3.3 TaN/Zr_3N_4纳米多层膜力学性能 |
| 4.3.4 TaN/Zr_3N_4纳米多层膜抗氧化性能 |
| 4.3.5 TaN/Zr_3N_4纳米多层膜耐腐蚀性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 本文总结 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（10）铜基和镍基金属层状复合材料的制备及力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温MEMS研究现状 |
| 1.1.1 背景介绍 |
| 1.1.2 LIGA Ni和纳米晶Ni-W合金 |
| 1.1.3 强度-韧性倒置关系 |
| 1.2 异质结构材料发展概况 |
| 1.2.1 异质结构分类 |
| 1.2.1.1 双/多模态结构 |
| 1.2.1.2 梯度结构 |
| 1.2.1.3 核壳结构 |
| 1.2.1.4 层状结构 |
| 1.3 异质结构材料强韧化机制 |
| 1.3.1 异变诱导强化机制 |
| 1.3.2 异变诱导强化影响因素 |
| 1.3.2.1 GND排布方式 |
| 1.3.2.2 异质界面间距 |
| 1.3.2.3 异质界面两侧力学失配度 |
| 1.3.3 异质结构材料韧化机制 |
| 1.3.3.1 异变诱导加工硬化 |
| 1.3.3.2 剪切带诱发塑性 |
| 1.3.3.3 TRIP效应 |
| 1.4 异质层状复合材料的力学行为 |
| 1.4.1 强韧性匹配 |
| 1.4.2 疲劳行为 |
| 1.4.3 热稳定性 |
| 1.5 研究目的、内容及意义 |
| 第2章 具有不同位错密度衬度的Ni/Cu/Ni三明治层状复合材料的制备及其拉伸行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料制备与实验方法 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 微观结构表征 |
| 2.3.2 拉伸性能 |
| 2.3.3 准原位EBSD表征及GND分布 |
| 2.4 讨论与分析 |
| 2.4.1 受力学失配控制的界面耦合行为 |
| 2.4.2 GND分布的应力梯度模型以及两种竞争的强化机制 |
| 2.5 结论 |
| 第3章 具有不同厚度比的Ni/Cu/Ni三明治层状复合材料的制备及其断裂行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料制备与实验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 微观结构表征 |
| 3.3.2 拉伸性能 |
| 3.3.3 断裂行为 |
| 3.4 讨论分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 具有不同界面两侧晶粒尺寸差异的层状结构Ni的制备及其断裂行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 材料制备 |
| 4.2.2 力学性能测试和微观结构表征 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 微观结构表征 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.3.3 塑性变形和断裂行为 |
| 4.4 讨论与分析 |
| 4.4.1 颈缩后的应变去局域化行为 |
| 4.4.2 微剪切带对塑性的贡献 |
| 4.4.3 软层厚度和界面两侧晶粒尺寸差异对断裂行为的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 具有不同晶界排布的纳米尺度Cu/W层状复合材料的疲劳开裂行为 |
| 5.1 绪论 |
| 5.2 材料制备与实验方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 原始态微观结构 |
| 5.3.2 疲劳开裂行为 |
| 5.4 讨论与分析 |
| 5.4.1 尺度对疲劳开裂行为的影响 |
| 5.4.2 随机排布模型 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 多尺度纳米晶Ni/Ni-W层状复合材料的制备及其室温拉伸行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 材料制备 |
| 6.2.2 微观结构表征与力学性能测试 |
| 6.2.3 有限元模拟 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 Ni/Ni-W异质界面 |
| 6.3.2 界面粗糙度 |
| 6.3.3 晶粒尺寸 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.3.5 拉伸断口/损伤观察 |
| 6.4 讨论与分析 |
| 6.4.1 厚度比的影响 |
| 6.4.1.1 组元层应变局域化对韧性的影响 |
| 6.4.1.2 共变形过程中Ni-W层的薄化 |
| 6.4.1.3 尺度主导的Ni-W层的变形机制 |
| 6.4.2 界面间距的影响 |
| 6.4.2.1 晶粒长大诱发Ni层的应变去局域化 |
| 6.4.2.2 断裂模式转变 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 纳米晶Ni/Ni-W层状复合材料的高温拉伸行为 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法 |
| 7.2.1 工艺改进 |
| 7.2.2 材料制备 |
| 7.2.3 力学性能测试与微观结构表征 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 沉积态微观结构 |
| 7.3.2 退火态微观结构 |
| 7.3.3 高温拉伸性能及损伤观察 |
| 7.4 分析与讨论 |
| 7.4.1 Ni层内界面约束下的晶粒长大 |
| 7.4.2 Ni-W层的热稳定性 |
| 7.4.3 Ni/Ni-W层状复合材料的高温强度 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 作者筒介 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
四、K18/Mo纳米多层材料的力学性能及高温稳定性（论文参考文献）
- [1]刀具涂层材料的最新研究进展[J]. 范其香,林静,王铁钢. 表面技术, 2022
- [2]CrN基复合薄膜研究进展[J]. 关晓艳,赵美艳,史镐荣,王志新,张留学. 表面技术, 2021(10)
- [3]碳化物（Mo2C、Mo2TiAlC2和Mo2TiC2）强韧化钼合金的微观组织与力学性能研究[D]. 陈璇. 西安理工大学, 2021(01)
- [4](TiAlCrMoW)Nx多主元氮化物涂层的制备及摩擦学性能研究[D]. 张旭. 西安理工大学, 2021(01)
- [5]新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究[D]. 陈灵芝. 北京科技大学, 2021
- [6]大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究[D]. 李云峰. 长春理工大学, 2021(01)
- [7]二维氮化硼纳米片协同多维填料调控聚酰亚胺复合材料微结构及性能[D]. 赵贺. 哈尔滨理工大学, 2021(01)
- [8]电弧/溅射复合沉积技术的发展及其在刀具涂层中的应用[J]. 张权,耿东森,许雨翔,王启民,李柏荣. 表面技术, 2021(05)
- [9]富氮Zr3N4基薄膜的强韧化、抗氧化以及耐腐蚀行为研究[D]. 齐金磊. 吉林大学, 2021(01)
- [10]铜基和镍基金属层状复合材料的制备及力学行为研究[D]. 梁斐. 中国科学技术大学, 2021