一、薄膜能谱(TEM)在小尺度第二相鉴定中的应用（论文文献综述）
高文斌[1]（2018）在《船舰用铝镁合金AA5083-H128的敏化析出行为和环境敏感断裂》文中认为船舰用铝镁合金广泛用于造船业,经过长时间服役后,出现了大量的晶间腐蚀和环境敏感断裂问题,这与晶界析出低腐蚀电位的富镁相有关。课题针对铝镁合金AA5083-H128,研究了敏化处理、测试环境、试样位置和试样取向等因素对敏化析出行为、晶间腐蚀、应力腐蚀开裂（SCC）和腐蚀疲劳裂纹扩展的影响,并采用去敏化热处理改善敏化态试样的富镁相分布。AA5083-H128试板的厚度方向存在初始第二相粒子、位错密度和晶粒尺寸的不均匀性,敏化后的上部试样比心部试样析出更多的富镁相,具有更高的晶间腐蚀敏感性、SCC敏感性和腐蚀疲劳裂纹扩展速率（da/dN）。随着敏化程度的增加,晶界富镁相的最高镁含量、厚度和晶界覆盖率逐渐增加,晶间腐蚀敏感性和SCC敏感性逐渐增大。建立了SCC敏感性指标和晶界富镁相覆盖率的关系。试样断口发现较大的平坦的周围被塑性剪切撕裂棱包围的区域,且该区域底部被腐蚀产物或第二相粒子覆盖,证明SCC机理涉及到富镁相的阳极溶解和裂纹尖端塑性区的第二相粒子/基体的界面的氢脆。L-T试样断口出现分层现象,随着敏化程度的增加,分层越来越多。分层发生在相邻的易变形的“软”晶粒和不易变形的“硬”晶粒的大角度晶界,断裂机制为晶界富镁相/基体的界面的氢脆。随着测试频率的降低,腐蚀疲劳裂纹扩展速率da/dN先增大后减小。测试波形对腐蚀疲劳裂纹扩展行为有重要影响,da/dN的大小排列如下:方波>正弦波>正锯齿波>负锯齿波。随着去敏化热处理温度的升高,晶界富镁相厚度和连续度逐渐降低,晶间腐蚀质量损失逐渐降低。经过260℃/1h去敏化热处理后,晶内和晶界的富镁相基本完全消失,质量损失接近于零。
高波[2]（2019）在《典型面心立方金属断裂的多尺度实验表征及有限元模拟》文中研究指明金属材料在工程结构中有着广泛的应用。其在服役过程中的破坏失效直接影响着工程结构的安全,因此如何预防破坏失效有着重要的意义。韧性断裂是金属材料破坏主要形式之一,其断裂机理的研究具有重要的工程意义和学术价值,一直受到国内外学者长期以来的关注。本文针对三种典型面心立方金属的韧性断裂进行了研究,主要采用多尺度实验表征技术分析韧性断裂全过程,同时应用有限元方法分析应力状态对断裂过程不同阶段的影响。具体来说,本文将韧性断裂分为三个阶段分别进行研究:空洞形核（nucleation）、长大（growth）和汇合（coalescence）。针对三种典型面心立方金属Al-Cu合金、单晶铜以及CrMnFeCoNi高熵合金,本文使用透射电镜（TEM）和扫描电镜（SEM）表征了韧性断裂过程中空洞的形成、长大和汇合,并观测了空洞形核、长大及汇合过程中伴随的材料微观组织变化,统计分析空洞形成、长大和汇合的规律,并借助有限元分析方法,计算分析了韧性断裂不同阶段应力与微观组织变化的关系。通过将计算分析和实验测试结果对比,揭示了面心立方金属因空洞引起的韧性断裂的微观机理。本文主要由三部分组成:（1）Al-Cu合金在复杂应力条件下空洞形核行为。此前关于空洞形核的研究,主要集中于含有圆形、椭圆形或者近似圆形或者椭圆形的第二相的合金。本研究所使用的Al-Cu合金其第二相为呈长条状的θ相（Al2Cu）,该相在Al基体中的分布影响了在不同载荷作用下空洞形核行为。本研究对Al-Cu合金进行了单轴拉伸和双轴拉伸测试,并借助原位透射电镜（In-situ TEM）和扫描电镜,研究不同轴向应力比例下空洞形核的规律。从原位透射电镜及静态扫描电镜实验结果可得,空洞形核的位置大致可分为两类:空洞在基体形核和空洞在基体与θ相界面处形核。统计结果进一步表明在不同轴向应力比例状态下,基体/θ相界面处空洞形核的体积占皆大于基体内部的空洞形核。随着双轴应力比值增大,基体/θ相界面处空洞形核的占比增大,但形核的空洞总数量减少。在实验结果基础上,本文还建立含长条状第二相颗粒的代表性体积胞元模型,并在体积胞元上施加不同比例双轴载荷,模拟实验过程。通过调整模型的几何参数（第二相颗粒体积分数等）以及材料参数（基体及第二相颗粒模量和硬化系数等）进行参数研究。有限元数值模拟结果表明在双轴应力比值大于0.7情况下,空洞界面处形核的临界应力小于空洞在基体内部形核的临界应力。随着基体硬化系数的增大和第二相颗粒体积分数的增大,空洞在界面处形核和在基体内部形核的临界应力同时增大。当模型参数与实验用Al-Cu合金接近时,界面处空洞形核的临界应力远小于基体中空洞形核的临界应力,此结论与实验结果相吻合。（2）利用透射电镜原位实验技术研究三种典型的面心立方金属金属,Al-Cu合金、单晶铜及CrMnFeCoNi高熵合金,在韧性断裂过程中空洞汇合。实验观察到空洞汇合的三种主要模式:颈缩汇合,剪切汇合,以及变形孪晶相互错动引起的空洞汇合。研究结果表明不同层错能会导致空洞汇合模式不同:Al-Cu合金因其层错能较高,其空洞汇合主要是颈缩或者剪切模式;单晶铜虽和CrMnFeCoNi高熵合金相比具有较高的层错能,但两者层错能皆小于Al-Cu合金,因而两者的空洞汇合模式为变形孪晶相互错动引起汇合模式。本文还将实验结果与描述空洞汇合的经典模型McClintock模型和Brown-Embury模型进行了比较,结果表明空洞颈缩汇合之前,特别是在空洞长大的初始阶段,空洞的长大可以用McClintock模型来描述,且McClintock模型很好地预测空洞的汇合;而Brown-Embury模型需进行适当修正,才能与实验数据相符。基于原位实验结果,本研究还建立了有限元模型模拟韧性断裂裂纹扩展。通过数值模拟获得空洞长大和汇合过程中的Lode参数及应力三轴度T,结果显示剪切应力可以驱动非球形的空洞形核,并通过的剪切模式（两空洞连接带上形成剪切带和纳米孪晶）实现空洞汇合。（3）研究CrMnFeCoNi高熵合金在不同应力状态不同温度下裂纹扩展过程和微观组织变化。结合透射电镜原位实验与扫描电镜原位实验技术,设计了可实现不同应力状态的异形样品,从原子到微米尺度对高熵合金韧性断裂过程中微观结构变化进行了表征。实验结果表明,原位透射电镜拉伸样品在不同的区域会产生不同的微观结构。当样品变形区域平面平均应力到达非晶形成平均应力,且孪晶形成的临界剪切应力未达到时,此区域以形成非晶组织为主。反之,则此区域以形成孪晶为主。同时原位扫描电镜实验结果展示了变形孪晶对高熵韧性断裂过程不同阶段的影响及高温对高熵合金韧性断裂的影响。同时通过有限元分析,得出变形孪晶在复杂加载情况下形成的临界应力条件。本文研究覆盖了面心立方金属韧性断裂全过程,深入探讨了断裂不同阶段的作用机理,可为提高面心立方金属结构材料的延展性和抗损伤能力提供理论指导,为开发新型高性能金属材料提供理论支持。
马玉洁[3]（2019）在《纳米金属多层膜的热稳定性研究》文中研究指明Cu系纳米金属多层膜因其具有良好的导电性与力学性能,广泛用于微电子和微机械领域。这些微电子器件的实际服役环境往往较为恶劣,其中热环境最为典型。由于纳米金属多层膜本身处于热力学不平衡状态,温度变化会引起晶粒尺寸以及界面微观结构特征的改变,出现晶粒长大、界面失稳、层状结构破坏等现象,最终导致材料的失效,严重影响其服役寿命。因此,纳米金属多层膜在热环境下较差的稳定性己成为限制其在高性能器件领域应用的瓶颈。为突破这一瓶颈,确保纳米金属多层膜具有良好的服役寿命和稳定的使用性能,对其热稳定性的研究显得十分必要。本文针对多层膜在微电子领域的需求,设计了一系列特殊结构的Cu/X纳米金属多层膜。采用直流磁控溅射法制备了 fcc/fcc体系的Cu/Ag纳米多层膜,fcc/hcp体系Cu/Ru纳米多层膜和fcc/bcc体系的Cu/Mo、Cu/V纳米多层膜。研究了尺度效应对多层膜热稳定性的影响,主要包括多层膜的微观结构、电学性能和力学性能的稳定性。讨论了多层膜的微观结构和热稳定性之间的关系,特别是异质界面和层内结构与其热稳定性之间的关系,为Cu系金属多层膜的应用提供了实验依据和理论支持,而且对设计和研发热稳定的新型纳米结构—功能型薄膜具有指导意义。主要结论如下:一、Cu/Ag层膜中,异质共格孪晶界面能够提高多层膜热稳定性。利用TEM和XRD研究了单层厚度为2.5～100 nm Cu/Ag纳米多层膜在退火过程中晶粒长大行为和界面结构演化过程。研究发现,当单层厚度小于20nm时,Cu/Ag多层膜层状结构的稳定只能维持在200℃C。当单层厚度大于20 nm时Cu/Ag多层膜表现出良好的热稳定性,可以在300℃退火后维持微结构的稳定,层状结构保持完好,晶粒没有发生长大。透射电镜原位观察发现Cu/Ag多层膜之间的界面以异质外延结构为主,退火过程中热沟槽同时在两种界面中产生,导致与以往不同的微结构演化过程。Cu/Ag多层膜中的晶粒长大过程主要有晶界扩散控制,但是异质共格、半共格界面能够有效抑制晶界的迁移,两者存在相互竞争的关系,最终形成一个稳定的热沟槽角,达到热力学平衡状态,从而抑制晶界迁移阻止晶粒长大,保持多层膜结构的稳定。此外,退火孪晶的形成也显着提高了微观结构的稳定性。二、Cu/Ru多层膜中,随着Cu层厚度的下降,Cu晶粒长大的速度减慢,出现了“越小越稳定”的反尺度效应。利用TEM和纳米压痕研究了一系列不同调制比的Cu/Ru纳米多层膜（固定Ru层厚度3 nm不变,改变Cu单层厚度为5～200nm）的热稳定性。所有尺度的多层膜都能在400℃退火后保持层状结构完整。其中单层厚度为10 nm的Cu/Ru多层膜热稳定性最佳,在400℃退火后晶粒仍然保持在25 nm左右,并且硬度只下降了 6.5%。研究发现Cu/Ru多层膜内大量择优取向的柱状晶能够降低晶粒横向长大的驱动力,Cu-Ru之间的半共格异质界面既具有较低的界面能,又能够有效抑制纵向原子扩散。而Cu/Ru多层膜内柱状晶和共格界面这些特殊界面结构的数量随着尺度的下降而增加,因此在Cu/Ru多层膜内出现越小越稳定现象。在尺度为100 nm的Cu/Ru多层膜中得到最佳电学和力学性能相结合的综合性能。退火后多层膜中的晶粒长大降低了 Cu层中晶界对电子的散射,提高电导率。通过透射电镜原位加热研究了 Cu/Ru多层膜在热环境下的微观结构演化过程,揭示了去孪晶化诱导晶粒长大的过程,阐明了高温下多层膜微结构球状化失效的内在机制。三、Cu/Mo（V）多层膜中,尺度效应引起的界面结构的变化是影响多层膜热稳定性的关键因素。利用TEM和纳米压痕研究了一系列不同调制比的Cu/Mo（V）纳米多层膜（固定Mo（V）层厚度3nm,Cu单层厚度为5～100 nm）的热稳定性。沉积态Cu/Mo多层膜的硬度随着尺度的下降而增强,并在10nm处出现软化,这是由于随着尺度的下降,多层膜晶体结构类型按照多晶向织构向超晶格的趋势变化。而Cu/V多层膜的硬度随尺度下降持续增强,界面产生的共格应力强化是小尺度下强化的主要因素。所有尺度的多层膜都能在400℃退火后保持层状结构完整,也没有发现明显的晶粒长大,说明Cu-Mo和Cu-V界面都能够提高多层膜微结构的热稳定性。Cu/Mo的硬度随退火温度的升高而下降,主要由于非晶层在退火过程中发生晶化。而单层厚度为5 nm的Cu/V多层膜的硬度在退火后增加到5.34 GPa,这是因为退火之后界面处形成Cu-V混合层,增强了界面对位错运动的阻碍作用。小尺度下界面结构演化是影响Cu/Mo和Cu/V多层膜热稳定性的主要因素。
史枭颖[4]（2016）在《镁合金表面纳米化及孪晶强韧化机制研究》文中研究说明塑性变形是镁合金中实现细晶强化的常用方法,然而受到温度、应变量和应变速率等的限制,通常使用的常规挤轧锻加工方法和大塑性变形技术只能获得微米级和亚微米级晶粒尺寸的镁合金,而难以实现进一步的晶粒细化。表面机械研磨处理（SMAT）作为一种表面处理手段,利用钢球在室温下对金属进行高应变速率击打,从而获得表面纳米晶,伴随有晶粒尺寸逐渐增大的梯度晶结构。然而,SMAT在镁合金中的应用都集中在表面耐磨、耐蚀等方面,很少有将其作为镁合金整体拉伸性能强化手段的科学研究。本课题将SMAT作为一种室温高速率变形的塑性加工方法,应用于镁合金强韧化方面,研究其组织变化以及对镁合金整体室温拉伸性能的影响,从而揭示其中蕴含的各种组织强韧化机制。为了更好地调控SMAT变形组织,研究了Mg-3Gd合金以及铸态、固溶（T4）态、时效（T6）态Mg-7Al-2Sn（AT72）合金在SMAT过程中的微观变形机制和晶粒细化机制,发现高密度孪晶在无第二相镁合金的变形和细化中起到重要作用且残留于变形组织中。为了利用变形孪晶进一步强化镁合金,对SMAT变形镁合金进行热处理,观察孪晶界面结构成分演变,并结合截面硬度和室温拉伸性能阐释孪晶强韧化机制。因此,本课题主要采用SMAT变形及热处理工艺,制备调控含有表面纳米晶、中心高密度孪晶的梯度结构Mg-3Gd和AT72合金,将细晶强化、孪晶强韧化和背应力强化等机制协同应用于同一材料中。观察Mg-3Gd和AT72合金SMAT变形前后微观组织和力学性能的演变,可以得到以下规律和结论:原始晶粒尺寸43μm的等轴再结晶Mg-3Gd合金,在20 kHz的振动频率下进行SMAT处理4 min,便可获得梯度结构,从表面到中心依次为:表面30μm厚的纳米晶层（晶粒尺寸50–100 nm）、尺寸逐渐增大的亚晶层、高密度孪晶层以及中心低密度孪晶层。合金拉伸屈服强度显着提高,但延伸率明显下降。强度的提高主要源于SMAT冷变形残余位错在室温拉伸过程中的加工硬化效果,拉伸过程中的应变硬化空间太小也是导致其塑性很差的原因。Mg-3Gd合金SMAT变形机制以孪生为主导,变形组织中存在大量孪晶,且以拉伸孪晶为主。随着应变不断增大,孪晶片层发生交互作用,或者孪晶片层内位错堆积缠结,进而形成亚结构。在应变进一步增大的情况下,为降低能量,位错发生重排,亚结构之间取向差随应变逐渐增大,反映出亚晶旋转的过程,当小角晶界在旋转作用下逐渐变成大角度晶界,便完成了动态再结晶过程。亚晶旋转动态再结晶机制在表面纳米化过程中起到重要作用。通过AT72合金研究了第二相对SMAT变形机制影响及动态析出情况。大块状或者弥散析出的第二相都会抑制孪生形式,变形全部由位错滑移主导,主要是由于第二相使得α-Mg中晶体结构不均一而抑制孪生发生,另外大量的相界面可以提供变形过程中的位错源,产生大量位错来协调变形。相比之下,α-Mg单一相组成的T4态AT72合金和Mg-3Gd合金,在SMAT变形过程中,会产生大量孪晶。所有状态的AT72合金都会在SMAT高速变形的驱动下产生大量圆形Mg2Sn动态析出颗粒。对比SMAT变形后和退火处理后Mg-3Gd和AT72合金的微观组织和力学性能,可以得到以下规律和结论:SMAT变形Mg-3Gd合金退火后仍保持梯度结构,表面纳米晶尺寸120–200 nm,没有明显长大现象,表面层硬度相比于退火前几乎没有下降;而中心孪晶区孪晶没有明显减少,硬度有一定的提高,说明Gd偏聚使得孪晶界面强度进一步提高。相比原始合金,室温拉伸屈服强度的提高程度是塑性损失的两倍,且均匀延伸率（11–15%）比较可观。SMAT退火Mg-3Gd合金中的各种强化效果及其所占比例为:孪晶细化晶粒产生的强化效果（44.56%）,孪晶界溶质偏聚强化效果（31.24%）,表面纳米超细晶的细晶强化效果（16.54%）,晶粒尺寸逐渐增大的梯度区域的细晶强化和背应力强化效果（7.66%）。半径大于Mg的Gd原子倾向于固溶在共格孪晶界（CTB）的拉伸位置,第一原理计算表明,这种有序偏聚会降低体系能量。而在近似共格的孪晶界处发现双层孪晶界面结构这一特殊现象,计算表明,Gd与Mg较大的半径差导致双Gd原子在孪晶界固溶时占据的最稳定和次稳定位置会互相调节达到平衡,从而形成双层界面结构。在退火Mg-3Gd合金中,首次在拉伸孪晶中发现了一种含Gd偏聚的新型非共格孪晶界（ITB’）,不但不平行于{10（?）2}孪晶面,而且不平行于[1（?）10]方向。它比CTB和普通的ITB具有更低的有序度,更接近大角度晶界,因而会具有更强的阻碍位错能力和更高的界面强度。含孪晶的AT72合金退火后,在拉伸孪晶界上观察到明显的Al元素偏聚,且首次发现Sn原子在孪晶界上的纳米级间距偏聚。第一原理计算表明,原子半径小于Mg的Al、Sn原子固溶在孪晶界上的压缩位置,因为有利于体系能量的降低而可以稳定存在。Al+Sn的孪晶界固溶情况分析表明,Sn原子纳米级偏析间隔主要由Al、Sn浓度比导致,次稳定位置的占据倾向于同种原子相邻偏聚。强韧化机制研究表明,SMAT退火Mg-3Gd合金拉伸过程中发生逐层屈服现象,直至表面超细晶发生屈服后,材料整体进入塑性阶段。由于退火过程使得SMAT变形合金中的局部应力集中和位错密度过高有所消除和缓解,因此屈服强度的提高主要来源于结构本身,且后续塑性阶段的应变硬化得以充分发挥,所以材料的塑性也比较可观。表面细晶区硬度较高,使得裂纹长大扩展受到位错硬化的同时,还受到结构本身较高硬度的阻碍,因此梯度结构也有助于材料增韧。SMAT变形结合退火处理是一种制备梯度结构镁合金的有效方法,可获得表面纳米晶、过渡晶和中心孪晶组织,分别为材料整体拉伸性能提供细晶强化、背应力强化和孪晶强化效果。在梯度结构中协同应用多种强韧化机制,不同于制备均匀组织、发展一种强化机制的传统研究思路,为突破镁合金强韧化瓶颈提供了新的可能性。
杨莉[5]（2020）在《MXene基薄膜电极的制备与超级电容器性能研究》文中提出超级电容器因其功率密度高、循环寿命长以及安全性好等优点,在储能领域中占据不可替代的地位。然而,传统超级电容器面临着能量密度低、倍率性能差等问题,同时高性能电动汽车及电子设备等对超级电容器的循环稳定性提出更高要求。开发超级电容器新型电极材料是解决上述问题的关键之一。此外,电极材料在制备过程中导电剂和粘结剂的使用,进一步降低其能量密度。因此,构筑和优化无导电剂、无粘结剂的薄膜电极材料,实现超级电容器能量密度、倍率性能和循环性能的提升,逐渐成为当前研究的重点。二维材料因比表面积大、活性位点多、离子传输路径短、机械性能优良等特点,成为超级电容器领域的研究热点。MXene是一类新型二维过渡金属碳/氮化物,兼具亲水性和导电性,其层间距、成分与表面官能团可调,且易组装成自支撑薄膜直接作为电极使用,使得MXene在发现之初就在储能领域尤其是超级电容器领域展现出巨大潜力。然而,MXene的成分可调性还有待进一步挖掘;MXene表面难以避免的官能团,会一定程度上降低其电导率;MXene的二维结构易发生塌陷和堆垛,降低离子/电子迁移速率,影响电化学性能。因此,如何克服上述问题,加速MXene在超级电容器领域的发展,是当前亟需研究的课题。本文充分利用MXene独特的性能,以d-Ti3C2为研究对象,从原子尺度、微纳尺度和宏观尺度对其成分、结构以及材料体系进行多尺度优化设计,以提升MXene基薄膜电极的比容量、倍率性能和循环稳定性等电化学性能。在原子尺度,制备氮掺杂d-Ti3C2纳米片,研究不同氮含量对d-Ti3C2电化学性能的影响。引入氮能够增加d-Ti3C2层间距、提高其导电率和赝电容,从而改善其电化学性能;结合第一性原理计算,揭示掺杂氮的存在位置及其对电化学性能的影响机制。在微纳尺度,通过“原位氧化-刻蚀”,有效利用d-Ti3C2纳米片表面钛原子易氧化的特点,得到由面内多孔d-Ti3C2纳米片组装的自支撑薄膜,实现d-Ti3C2微观结构的调控。面内多孔结构可缩短离子传输路径、缓解d-Ti3C2纳米片堆垛、提高有效比表面积、增加活性位点,从而提升d-Ti3C2的比容量、倍率性能和循环稳定性。在宏观尺度,采用电泳沉积法和真空抽滤法,引入异质相CNTs（1D）和rGO（2D）,分别构筑d-Ti3C2/CNTs与氮掺杂d-Ti3C2/rGO复合薄膜电极材料,优化d-Ti3C2基电极材料体系。异质相的引入有效缓解d-Ti3C2纳米片堆垛,使复合薄膜能够发挥各组分之间的协同效应,从而获得优异的电化学性能。以此为基础,在掺杂的同时原位引入造孔剂（纳米TiO2）,然后将其刻蚀,可从原子尺度和微纳尺度实现对d-Ti3C2纳米片化学成分和物理结构的调控。氮掺杂增强薄膜电极的导电性和提供更高的赝电容,面内多孔结构提供更多的有效比表面积和缩短离子的扩散路径,从而增强薄膜电极的电化学性能。最后,结合掺杂、多孔和异质相的引入,对d-Ti3C2基电极材料体系进行原子、微纳和宏观尺度的多尺度耦合设计,即通过聚多巴胺（PDA）包覆与碳化策略,制备多孔d-Ti3C2/氮掺杂碳自支撑薄膜。该薄膜在1 A g-1条件下,比容量为488.1 F g-1;即使在100 A g-1超高电流密度下,其比容量仍高达411.2F g-1,容量保持率达到84.2%;在10 A g-1下循环10000次,容量保持率为95.4%。其优异电化学性能的主要原因在于成分、结构和材料体系设计的多尺度协同效应,包括氮掺杂增强材料的导电性和赝电容,多孔结构增加有效比表面积、缩短离子扩散路径以及第二相缓解d-Ti3C2纳米片塌陷和堆垛,提高结构稳定性。这种多尺度的耦合设计,为其他二维材料复合薄膜的制备提供了借鉴。综上,本文从化学成分、微观结构和材料体系等层面上对MXene进行调控,构筑了MXene基薄膜电极材料,并系统研究了其在超级电容器方面的性能,实现了比容量、倍率性能和循环稳定性等方面的提升。研究结果有助于理解MXene的化学成分和微观结构对其电化学性能的影响机制,充分发挥MXene材料在超级电容器领域的优势,加速MXene的实用化进程,推动新能源技术的发展。
梁加淼[6]（2016）在《热机械固结Al-7Si-0.3Mg合金微观组织及力学性能研究》文中研究指明铝合金由于具有密度低、耐腐蚀、抗氧化等优点,已经成为使用量仅次于钢铁的重要金属材料,对国民经济发展有着重大的支撑作用。近年来,由于汽车轻量化以及航空航天发展的迫切需求,发展高比强度、高比模量的结构材料,从而实现结构的减重及材料和结构制造技术的提升已是大势所趋,这对传统熔铸铝合金提出了新的挑战。粉末热机械固结工艺可以细化晶粒尺寸,均匀微观组织,使铝合金性能进一步提升,显示出了诱人的应用前景。粉末热机械固结过程中固结工艺,固结温度以及塑性变形量对固结材料微观组织和力学性能产生重要影响。粗晶和超细晶铝合金,由于晶粒尺寸的差异导致其微观组织演变规律发生明显变化,从而影响其力学性能。然而目前为止,有关粗晶铝合金和超细晶铝合金微观组织演变规律的对比研究却鲜有报道。高能球磨是制备纳米晶粉末的重要手段,以高能球磨纳米晶粉末为原料,通过粉末热机械固结工艺可以制备出超细晶块体铝合金及其复合材料。高能球磨纳米晶粉末显微结构特征对热机械固结超细晶块体铝合金力学性能产生重要影响。铝合金粉末在高能球磨过程中,会发生晶粒细化,第二相颗粒的断裂以及溶质原子的溶解,它们之间相互作用和影响,使得高能球磨过程中显微结构演化异常复杂,对人们的理解和认识带来具大困难。热机械固结超细晶铝合金在制备过程中会引入大量晶界,位错和空位等缺陷,这些晶体学缺陷的存在使得热机械固结超细晶铝合金与粗晶铝合金相比,表现出不同析出行为,如加速的析出动力学,析出相形貌、尺寸以及析出顺序的改变等。目前为止,相关研究报道非常有限,晶粒尺寸对热机械固结铝合金析出机制的影响有待澄清。本论文研究了用颗粒压坯热挤压制备粗晶Al-7Si-0.3Mg合金过程中显微结构演化及颗粒界面结合。发现挤压过程中产生的塑性变形导致硅颗粒和Al3FeSi颗粒的断裂并沿挤压方向分布,这对材料的塑性有很大贡献。同时,热挤压过程中的塑性变形也导致再结晶,晶粒生长以及高质量的颗粒界面结合的快速建立,颗粒之间氧化膜的有效破碎对高质量的颗粒界面结合也起到了很大的促进作用。随着挤压温度从400℃增加到500℃,α-Al基体平均晶粒尺寸从5.6微米稍稍增加到7.8微米,而材料的断裂延伸率从20.5%下降到16.6%。材料塑性的降低可能是由于,在500℃挤压时颗粒不均匀的塑性变形导致在颗粒界面区域有残余氧化膜的出现。在相同挤压温度500℃,随着挤压比从9:1增加到25:1,析出相发生粗化,导致材料机械强度下降。研究了高能球磨Al-7Si-0.3Mg合金颗粉末显微结构演变和显微硬度的变化,以及它们之间的内在联系。高能球磨导致硅颗粒内部引入高剪切应力,从而诱导硅颗粒内部塑性变形的发生;剪切力的进一步升高会促使硅颗粒内部剪切带的形成以及裂纹的形核,导致共晶硅颗粒从微米尺度细化到亚微米尺度;球磨还导致Al（Mg,Si）基体内固溶的硅元素含量从0.16%增加到1.81%,球磨30小时后Al（Mg,Si）基体晶粒尺寸减小到45纳米。基于Gibbs-Tomson方程提出,多面体硅颗粒的尖角处由于自由能较高,会优先发生硅的溶解,导致硅颗粒形状从多面体转变成圆形。球磨过程中硅颗粒的断裂导致系统自由能增加以及Al（Mg,Si）/Si界面能增加;同时,球磨过程中位错密度的增加,以及由于晶粒细化导致的亚晶和晶界总面积的增加也会导致系统自由能增加。系统自由能的增加提供额外的驱动力来促进硅颗粒的溶解。讨论了高能球磨纳米晶Al-7Si-0.3Mg合金粉末强化机制。高能球磨后粉末颗粒显微结构的变化导致其显微硬度增加到187Hv,是球磨之前颗粒显微硬度的2倍以上,各种强化机制的计算结果显示,显微硬度的提高主要归功于细晶强化,占材料强度的92%。选用真空热压和热挤压,以及放电等离子体烧结和热挤压进行对比,研究了热机械固结工艺对超细晶Al-7Si-0.3Mg合金显微结构演变的影响。研究发现,热机械变形诱导纳米晶粒的生长,动态再结晶,硅颗粒粗化以及GP区的析出。随着挤压过程中塑性变形量的增加,由于硅颗粒的流动,导致硅颗粒分布均匀性增加。同时,硅颗粒的存在会诱导“颗粒刺激形核”再结晶的发生。探索了固结工艺及挤压比对超细晶铝合金力学性能的影响规律。对于真空热压–热挤压工艺,随着挤压比从9:1增大到25:1,由于晶粒尺寸的下降以及颗粒之间结合水平提高,材料抗拉强度从320MPa升高到345MPa,断裂延伸率从3.9%升高到5.9%。使用相同的挤压比9,利用放电等离子体烧结代替真空热压作为第一步固结工艺,可以将材料拉伸强度提高2.2%,断裂延伸率提高90%。各种强化机制对材料屈服强度贡献的定量分析结果显示,细晶强化和由GP区产生的析出强化是材料的主要强化机制。通过分析粗晶和超细晶Al-7Si-0.3Mg合金析出特性,研究了晶粒尺寸对析出行为的影响。晶粒尺寸对析出速度没有明显影响,但经相同的T6热处理后,粗晶铝合金析出相为长度20-50纳米的针状β′′相;超细晶铝合金析出相为长度5-10纳米的针状β′′相和直径5纳米的圆形GP区。针状β′′相与Al基体的取向关系为:Al[110]∥β′′[010],Al（002）∥β′′（002）,Al（2-20）∥β′′（200）,β′′相析出方向平行于Al[1-11]方向。超细晶Al-7Si-0.3Mg经T5处理时仍展现出非常明显的析出强化行为。讨论了超细晶Al-7Si-0.3Mg合金显微结构对力学性能的影响及其热稳定性。经T6热处理后,超细晶Al-7Si-0.3Mg合金断裂延伸率从5.9%增加到10.2%,塑性明显升高,这主要归结于在固溶和时效过程中,其内部显微结构发生回复导致位错密度降低,以及铝晶粒的稍微粗化。经相同的T6热处理,超细晶样品屈服强度和抗拉强度明显高于粗晶样品,这主要是由于其较小的晶粒尺寸而导致的细晶强化。超细晶Al-7Si-0.3Mg合金良好的热稳定性,主要归功于硅颗粒和Al3FeSi纳米颗粒对晶界的钉扎作用。
孟令龙[7]（2019）在《碳纳米管/铜层状复合材料的制备及强韧化机制研究》文中提出本文旨在构建具有层状结构的碳纳米管铜基复合材料,对显微组织、力学性能以及强韧化机制进行探索。采用电泳沉积在不同厚度铜箔表面构建纳米尺度的碳纳米管层,经热压得到层状碳纳米管铜基复合材料,并通过轧制对碳纳米管铜基复合材料的层状结构参数进行调控。通过扫描电子显微镜、透射电子显微镜、EBSD、XRD以及原位拉伸结合数字图像关联技术（DIC）研究了纯铜及不同结构参数层状复合材料的显微组织、力学性能以及塑性变形过程中的应变分布演化,分析了层状结构对于材料显微组织的影响,揭示了复合材料的强韧化机制。研究了电泳沉积在铜箔表面沉积碳纳米管构建层状结构基元的工艺。原始碳纳米管团聚严重,对碳纳米管进行表面酸化处理引入官能团,改善其在电泳液中的分散是通过电泳沉积构建层状结构基元的重要前提。直接利用碳纳米管表面的含氧官能团所带负电荷的作用在酒精丙酮混合液中进行阳极电泳,不同沉积时间条件下,铜箔表面均未观察到大量碳纳米管。添加硝酸铝颗粒使碳纳米管向阴极电泳,硝酸铝含量较低时,碳纳米管可以在铜箔表面沉积,但是呈现明显的碳纳米管贫瘠区与富集区。增加硝酸铝含量,不同沉积时间条件下铜箔表面碳纳米管均呈现均匀分布,缩短时间或是降低电压,碳纳米管含量降低。增加碳纳米管的浓度,保持碳纳米管和硝酸铝的比例,短时间沉积则无法形成碳纳米管均匀分布。最终探索出碳纳米管和硝酸铝的最佳浓度为0.017和0.033mg/ml,沉积电压为30V。采用异丙醇作电泳液,同样可以在铜箔表面形成均匀分散的碳纳米管。因为异丙醇粘度增加,沉积相同含量碳纳米管所需时间明显延长。改变电泳沉积参数,可以实现铜箔表面碳纳米管层的结构调控,电泳沉积构建得到的结构基元是后续制备层状碳纳米管铜基复合材料的关键。热压可以实现层状结构基元的复合,制备得到层状碳纳米管铜基复合材料。对铜箔厚度为50μm,表面沉积不同含量碳纳米管所得结构基元热压得到的复合材料进行力学性能测试。碳纳米管含量增加,复合材料的屈服强度逐渐增加,但是延伸率逐渐降低,层状复合材料的断裂形式由纯铜的韧性断裂逐渐转变为明显的片层之间的撕裂。根据复合材料强度提升同时延伸率的变化,固定60s为沉积时长。通过轧制变形改善层间界面结合,同时对单一层内组织进行调控。控制总变形量60%不变,铜层厚为20μm,不同轧制工艺下,相比较于纯铜,层状复合材料均表现出同时提升的强度与延伸率。增加道次变形量并缩短道次间退火时间,复合材料层内组织细化,屈服强度由183MPa进一步提升至212MPa。增加轧制总变形量,层间碳纳米管数量减少以及片层之间的相互扩散结合导致层状结构逐渐消失。保持沉积时间不变,改变铜箔厚度为30和100μm,对热压得到的层状复合材料进行轧制,层状复合材料内铜层厚度分别为10和37μm。铜层厚度为10μm时,材料的强度与延伸率分别提升至225MPa和32.7%。铜层厚度增加,复合材料在强度提升的同时,延伸率反而下降。层状结构参数对复合材料的强韧性有重要影响。结合力学性能测试结果和屈服强度理论计算,热错配引起的位错强化为主要强化形式。利用原位拉伸配合DIC可以对材料塑性变形过程中的应变分布演化进行观察,分析层状结构的韧化机制。铜层厚度为37μm时,复合材料拉伸变形过程中应变集中而使材料快速颈缩。对塑性变形后复合材料RD-ND面进行观察,其表面存在明显的变形与未变形区域,相邻晶粒之间的应力集中诱发裂纹萌生,较少的层间界面对裂纹扩展抑制作用减小,材料塑性降低。铜层厚度减小,层状复合材料在拉伸塑性变形过程中应变的分布较纯铜更加均匀,应变集中被抑制而延缓了材料颈缩,同时层间界面增加了对裂纹扩展的阻碍作用而延长了其扩展路径。对铜层厚度为20μm复合材料及对应纯铜材料进行中子衍射测试,分析拉伸塑性变形过程中材料的晶格应变信息。纯铜的{111}晶面族晶格应变出现下降的现象,对应在其表面观察到的孪生变形的特征。与之不同的是,在此厚度下,层状结构增加了铜层的塑性变形能力,复合材料中晶格应变逐渐上升,材料的塑性变形过程以滑移为主。
陈凯旋[8]（2018）在《纳米颗粒—细微晶协同强化铜合金的组织与性能研究》文中指出在传统的强化方式中,强度的提升总伴随着塑性的下降,反之亦然。本文以铜和铜合金为研究对象,将合金化和铸造工艺相结合制备不同组织结构的铜样品,以期获得强、塑性的同时提升。作者等人制备出两组铸态铜合金样品:（Ⅰ）Cu-10Sn-2Zn和Cu-10Sn-2Zn-1.5Fe-0.5Co锡青铜合金;（H）纯铜、Cu-（1.0,1.5,2.0,3.0）Fe-0.5Co 和 Cu-1.5Fe-0.1Sn 合金,分别采用金相、扫描、透射等表征手段和常温拉伸测试研究了两组样品的微观组织与力学性能。对于第Ⅰ组,铸态Cu-10Sn-2Zn-1.5Fe-0.5Co合金中大量富铁纳米颗粒弥散分布在平均尺寸23 μm的等轴晶内部（定义为NPFG结构,NP:nanoparticle,FG:fine grain）,粗大的脆性δ富锡相得以消除,富铁纳米颗粒具有多种晶体学特征。结合DSC、APT技术和Thermo-Calc软件,分析得出富铁纳米颗粒与铜基体的交互作用产生NPFG结构的机制以及“纳米墙”抑制锡偏析的机制,利用MS理论解释了富铁纳米颗粒的球状不稳定性。相比原始合金,NPFG结构锡青铜的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别由225MPa、128MPa和12%提升到463MPa、215MPa和28%,说明纳米颗粒-细微晶协同强化可实现高强度和高塑性。对于第Ⅱ组,富铁纳米颗粒随着铁含量的增加而粗化,纳米颗粒在长大过程中经历了球状→立方状→花瓣状的演变。Fe、Co元素的加入引起柱状晶→等轴晶转化和晶粒细化,Sn元素的加入提高晶粒细化的效率。Cu-（1.5～3.0）Fe-0.5Co和Cu-1.5Fe-0.1Sn合金中获得NPFG结构,纳米颗粒-细微晶协同强化导致强度和塑性同时提升到纯铜的两倍左右。作者观测到四种典型的富铁纳米颗粒,结合Thermo-Calc计算和相场模拟,研究了富铁纳米颗粒的析出行为、晶体结构和形态演变机制。利用异质形核机制解释了晶粒的演化。结合原位透射拉伸和强化模型,定性和定量地分析了 NPFG结构铜合金的强化机制,提出NPFG结构的最优配置是界面钝化（如无尖锐边角的球状）的细小纳米颗粒+细微晶粒（1～1OOμm）+具有高线性错配度和高生长限制效应的微量固溶元素。本文给出了 NPFG结构的制备和优化思路,可期用于制备大尺寸和复杂形状的高强、塑性的块体金属材料。
赵炜[9]（2019）在《热机械处理对微合金化中锰钢第二相析出行为的研究》文中指出目前,微合金技术、控制轧制技术和新的热处理工艺结合使用是现代工业发展的主流,通过科学合理地控制第二相的微细化均匀化,可进一步优化钢的组织性能。本文以第三代先进高强钢——微合金化中锰钢为研究对象,通过热机械处理（控制轧制+奥氏体逆相变退火）,充分利用晶粒细化、第二相强化、位错硬化等手段,提高中锰钢的强韧性。采用OM、SEM、TEM、XRD和室温拉伸试验等措施,摸索热机械处理对实验钢的微观组织、碳化物的析出行为及力学性能的影响,建立变形参数、组织形貌及强塑积之间的对应关系。采用Gleeble 3800试验机对实验钢的热变形行为进行探究。利用奥氏体动态再结晶实验分析得到动态再结晶临界温度在950℃-1000℃之间;利用应力松弛实验得到碳化物在奥氏体区的等温析出动力学（PTT）曲线和析出最快的“鼻点”温度（925℃）;热膨胀实验结合金相分析得到实验钢相变点温度,为热机械处理工艺参数提供了理论依据。研究了再结晶区（1050℃）、未再结晶区（950℃、850℃）和双相区（750℃）热变形对退火中锰钢析出相和组织性能的影响,得到最佳变形温度。在变形温度为950℃（鼻温附近）热机械处理有利于细小弥散的第二相析出,稳定性较高的MC碳化物可明显细化晶粒、阻碍位错运动,从而使得强塑积最佳（32.5GPa·%）;而在双相区750℃变形时,马氏体板条宽度达到最小值（0.26μm）,但碳化物析出量比较少而且分布不均匀,强塑积不是很高。研究了未再结晶区不同变形量（0、30%、55%和70%）热机械处理后中锰钢的组织性能及碳化物析出行为。热机械处理后,组织由改良的板条马氏体、少量逆转奥氏体等多相组成,第二相为分散的针状M3C和颗粒状MC纳米碳化物。随着变形量的增大,碳化物粒径和马氏体板条宽度均更加细小,强度与延伸率均呈升高趋势。在压缩量为70%时,得到析出相的平均粒度最小值（20nm）和最佳的力学性能即强塑积（32.5 GPa·%）。证明增加未再结晶区轧制变形量,优化了实验钢的综合机械性能。
申华海[10]（2015）在《锆合金带电离子辐照效应及氦泡演化行为研究》文中研究表明核电技术发展至今已有60多年历史,国际原子能机构（IAEA）2014年年度报告显示,目前全球核电运行机组共有434台,其发电总量为371.7GW,约占世界发电总量的16%。随着化石能源的逐渐消耗,全球能源变得十分稀缺。核能作为一种清洁能源,可以在满足增加的电能需求的同时减少碳排放量,实现国家能源安全和可持续发展的目标,因而核电技术的发展将会得到更高的重视。核能工业的发展促进了对适应于反应堆环境材料的研究与开发,评估材料在核反应堆中的适用性能的主要标准为材料的机械强度和高温水热环境中的耐腐蚀性能。锆及其合金具有较好的机械性能、较强的耐腐蚀性能、低的热中子吸收截面等特性,因而被作为核能工业中的战略材料,在核反应堆中主要被用作结构材料和燃料棒包壳等。反应堆运行时,锆合金将受到中子束流及多种离子束、!射线的辐照。辐照会导致锆合金微观结构变化,进而影响合金的机械性能和耐腐蚀性能,最终导致材料失效。因此,研究锆合金的耐辐照性能具有重要意义。自1984年中国第一座核反应堆通过技术鉴定以来,经过30年在核电领域的快速发展,中国现已成为核电领域的先进国家,由此增加了国家对优质锆合金的需求和开发具有自主知识产权的高性能锆合金的紧迫性。N18锆合金是一种中国自主研发的锆合金,堆外性能测试结果证实N18具有更优异的耐腐蚀性能、吸氢性能和力学性能。但是,对该合金的耐离子束辐照性能、氦泡的演化行为及其氢化行为的研究还很少。本文将从以上三个方面内容展开详细研究,评估N18锆合金的抗辐照性能、氦泡演化行为及氢化行为,主要研究内容分为四个部分:（1）研究了辐照温度为360 oC时2 MeV的质子束辐照N18锆合金的辐照效应,结果表明:锆合金中的第二相粒子主要为密排六方结构的Zr（Fe,Cr,Nb）2,辐照剂量达到3.9 dpa时,第二相粒子开始发生部分非晶化转变,颗粒呈现出核壳结构,即第二相粒子内部为晶体,边缘为非晶态;当辐照剂量为8.2 dpa时,第二相粒子发生完全非晶化转变。对非晶化转变前后的第二相粒子采用能谱仪进行线扫描研究,结果显示第二相粒子发生非晶化转变的机制与Fe元素由第二相颗粒扩散进入基体紧密相关。（2）在透射电子显微镜中原位研究了辐照温度为310 oC时500 keV的Ne离子束辐照N18锆合金的辐照效应,结果表明:N18锆合金中第二相粒子Zr（Fe,Cr,Nb）2经Ne离子辐照至0.5 dpa时开始发生非晶化转变;当辐照剂量增加至1.0 dpa时,第二相粒子完全非晶化。此外,对完全非晶化后的第二相粒子进行原位退火研究,结果显示退火温度为450 oC时第二相粒子开始发生再结晶,并在温度为600 oC时完全结晶。完全结晶后形成的纳米颗粒具有与辐照前Zr（Fe,Cr,Nb）2相同的密排六方结构。此外,400 keV的重离子Fe辐照N18锆合金后会导致其显微硬度增大,这是由于辐照在合金中产生大量的位错所致。（3）采用离子注入方法在N18锆合金中引入He离子,注入能量为400keV,研究了合金中形成的氦泡与注入剂量和辐照温度的关系,以及加热过程中原位研究氦泡的演化行为,结果表明:合金中氦泡的尺寸随辐照剂量的增加而增大,辐照温度越高越有利于氦泡的长大;氦泡的原位加热研究结果显示,温度低于650 oC时,氦泡的成长速度缓慢,温度高于650 oC时,氦泡迅速长大,氦泡的长大遵循气泡的迁移合并机制。此外,采用纳米压痕仪研究了锆合金的显微硬度与注氦量的关系,表明合金表层硬度值随注氦量的增加而增大。（4）在扫描电镜中原位研究了N18锆合金的氢化反应,系统中的氢来源于Ga离子束激发有机金属气体MeCpPtIVMe3分解。形成的锆氢化物具有针状形貌,面心立方结构的!-ZrH1.5-1.66。针状的锆氢化物锆排列有序,并与锆合金基体"-Zr具有[010]"//[1-10]!,（001）"//（111）!的外延取向关系。氢化物的形成被认为与锆合金内应力释放导致的应变驱动力相关。在透射电子显微镜中采用选区电子衍射和电子能量损失谱原位研究了锆氢化物的热稳定性,结果表明:加热前锆氢化物为!-ZrH1.5-1.66相,温度升高至450 oC时,!-ZrH1.5-1.66相发生分解,分解产物为#-ZrH0.25-0.5相,升温至700 oC后,#-ZrH0.25-0.5相仍然稳定存在。
二、薄膜能谱(TEM)在小尺度第二相鉴定中的应用（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、薄膜能谱(TEM)在小尺度第二相鉴定中的应用（论文提纲范文）
（1）船舰用铝镁合金AA5083-H128的敏化析出行为和环境敏感断裂（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.1.1 铝镁合金概况 |
| 1.1.2 铝镁合金的敏化问题 |
| 1.2 铝镁合金的敏化析出行为 |
| 1.2.1 铝镁合金的敏化析出相 |
| 1.2.2 影响铝镁合金敏化析出行为的因素 |
| 1.3 铝镁合金的晶间腐蚀 |
| 1.3.1 晶间腐蚀敏感性评价方法 |
| 1.3.2 影响铝镁合金晶间腐蚀的因素 |
| 1.4 铝镁合金的应力腐蚀开裂 |
| 1.4.1 应力腐蚀开裂的测试方法 |
| 1.4.2 应力腐蚀开裂的影响因素 |
| 1.4.3 应力腐蚀开裂机理 |
| 1.5 铝合金的腐蚀疲劳裂纹扩展行为 |
| 1.5.1 影响腐蚀疲劳裂纹扩展的因素 |
| 1.5.2 腐蚀疲劳裂纹扩展机理 |
| 1.6 课题研究内容和技术路线 |
| 第二章 试验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 显微组织观察 |
| 2.2.1 金相组织观察 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜 |
| 2.2.3 电子背散射衍射 |
| 2.2.4 透射电子显微镜 |
| 2.3 腐蚀性能测试 |
| 2.3.1 NaCl溶液浸泡腐蚀 |
| 2.3.2 晶间腐蚀 |
| 2.3.3 电化学响应特性 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度试验 |
| 2.4.2 慢应变速率拉伸试验 |
| 2.4.3 J积分断裂力学方法 |
| 2.4.4 腐蚀疲劳裂纹扩展性能 |
| 第三章 AA5083-H128 铝镁合金的敏化析出行为及腐蚀性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 显微组织及夹杂相 |
| 3.3 敏化软化行为 |
| 3.4 敏化析出行为 |
| 3.5 腐蚀行为 |
| 3.5.1 NaCl溶液浸蚀试验 |
| 3.5.2 晶间腐蚀 |
| 3.5.3 电化学响应 |
| 3.6 分析讨论 |
| 3.6.1 富镁相的形核理论 |
| 3.6.2 敏化处理对富镁相的析出和腐蚀行为的影响 |
| 3.6.3 试样位置对富镁相的析出和腐蚀行为的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 AA5083-H128 铝镁合金的应力腐蚀开裂与机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 应力腐蚀开裂敏感性的各向异性 |
| 4.2.1 慢应变速率拉伸性能 |
| 4.2.2 拉伸断口形貌 |
| 4.2.3 PLC效应的各向异性 |
| 4.3 取样位置和测试环境对应力腐蚀开裂的影响 |
| 4.3.1 慢应变速率拉伸性能 |
| 4.3.2 J积分断裂性能 |
| 4.4 敏化处理的影响 |
| 4.4.1 慢应变速率拉伸性能 |
| 4.4.2 J积分断裂性能 |
| 4.5 预腐蚀的影响 |
| 4.5.1 慢应变速率拉伸性能 |
| 4.5.2 J积分断裂性能 |
| 4.6 分析讨论 |
| 4.6.1 应力腐蚀开裂机理 |
| 4.6.2 组织各向异性对应力腐蚀开裂的影响 |
| 4.6.3 敏化处理对应力腐蚀开裂的影响 |
| 4.6.4 试样位置和取向对应力腐蚀开裂的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 铝镁合金的腐蚀疲劳裂纹扩展行为与机理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验内容 |
| 5.3 AA5083-H128 的疲劳裂纹扩展速率试验 |
| 5.3.1 L-T试样的疲劳裂纹扩展速率试验 |
| 5.3.2 S-T试样的疲劳裂纹扩展速率试验 |
| 5.4 AA5083-H131 的腐蚀疲劳裂纹扩展速率试验 |
| 5.4.1 测试环境和敏化处理的影响 |
| 5.4.2 测试频率的影响 |
| 5.4.3 测试波形的影响 |
| 5.4.4 -H128 和-H131 两种回火类型的对比 |
| 5.5 分析讨论 |
| 5.5.1 腐蚀疲劳裂纹扩展机理和影响因素 |
| 5.5.2 L-T试样断口的分层现象 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 去敏化热处理对敏化态AA5083-H128 的富镁相及腐蚀性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 去敏化热处理对富镁相析出行为的影响 |
| 6.3 去敏化热处理对显微硬度的影响 |
| 6.4 去敏化热处理对晶间腐蚀性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（2）典型面心立方金属断裂的多尺度实验表征及有限元模拟（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题的背景及意义 |
| 1.2 面心立方金属的韧性断裂过程 |
| 1.2.1 空洞形核 |
| 1.2.2 空洞长大 |
| 1.2.3 空洞汇合 |
| 1.3 韧性断裂过程的原位实验研究 |
| 1.3.1 宏观原位实验研究 |
| 1.3.2 扫描电镜原位实验研究 |
| 1.3.3 透射电镜原位实验研究 |
| 1.4 韧性断裂过程模型 |
| 1.4.1 空洞形核力学模型 |
| 1.4.2 空洞长大力学模型 |
| 1.4.3 空洞汇合力学模型 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 2 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 Al-Cu合金制备与热处理工艺 |
| 2.1.2 高熵合金制备与成分分析 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 力学性能测试 |
| 2.2.2 静态微观组织表征 |
| 2.2.3 宏观尺度原位实验 |
| 2.2.4 微观尺度原位实验 |
| 2.2.5 纳观尺度原位实验 |
| 2.3 有限元法(FEM)分析 |
| 3 双轴应力载荷下Al-Cu合金空洞形核机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 Al-Cu合金微观组织与多轴应力比例力学测试 |
| 3.2.2 Al-Cu合金第二相形貌及空洞形成模式表征 |
| 3.3 基于Al-Cu合金微观结构空洞形成的数值模拟 |
| 3.3.1 代表性单元模型 |
| 3.3.2 材料模型 |
| 3.3.3 空洞形核 |
| 3.4 实验及数值模拟结果分析 |
| 3.4.1 Al-Cu合金原位TEM拉伸实验分析 |
| 3.4.2 Al-Cu合金多应力比例拉伸试验SEM结果分析 |
| 3.4.3 基于Al-Cu合金微观结构模型的数值模拟结果分析 |
| 3.5 本章小节 |
| 4 面心立方(fcc)金属微观组织中空洞长大与汇合研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 面心立方(fcc)金属原位拉伸试验研究 |
| 4.3.1 Al-Cu合金原位拉伸试验 |
| 4.3.2 单晶铜原位拉伸试验 |
| 4.3.3 高熵合金原位拉伸试验 |
| 4.4 空洞汇合实验与力学模型比较 |
| 4.4.1 空洞区所在区域远场应变计算 |
| 4.4.2 空洞汇合与Brown-Embury和Modified Brown-Embury model比较 |
| 4.4.3 空洞长大和汇合与Mc Clintock model比较 |
| 4.4.4 Lode参数与应力三轴度(T)对空洞汇合的影响 |
| 4.5 空洞汇合导致的微裂纹扩展 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 高熵合金失效过程中不同应力状态下的微观组织变化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 由空洞汇合引起的应力状态变化对高熵合金微观组织的影响 |
| 5.2.1 空洞汇合过程中非晶结构的形成 |
| 5.2.2 空洞汇合过程中纳米孪晶的形成 |
| 5.2.3 空洞汇合过程中同时有非晶结构与纳米孪晶形成 |
| 5.3 形成不同微观结构与应力状态关系的有限元分析 |
| 5.3.1 非晶转变与孪晶产生临界条件的有限元分析 |
| 5.3.2 原位实验中非晶结构与孪晶形成区域应力状态的有限元分析 |
| 5.4 不同应力状态和不同温度下高熵合金的断裂行为 |
| 5.4.1 室温下不同应力状态下高熵合金的断裂行为 |
| 5.4.2 高温下不同应力状态的高熵合金的断裂行为 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 研究工作的特点和创新点 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在攻读博士学位期间发表的论文目录 |
| B.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（3）纳米金属多层膜的热稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 纳米金属多层膜概述 |
| 1.2.1 纳米金属多层膜定义 |
| 1.2.2 多层膜的结构特点 |
| 1.2.3 Cu系金属多层膜 |
| 1.3 纳米金属多层膜的尺度效应 |
| 1.3.1 纳米金属多层膜力学性能的尺度效应 |
| 1.3.2 纳米金属多层膜电学性能的尺度效应 |
| 1.4 纳米金属多层膜的热稳定性 |
| 1.4.1 纳米晶材料热稳定性相关理论 |
| 1.4.2 影响多层膜热稳定性的因素 |
| 1.4.3 纳米金属多层膜高温下演化过程 |
| 1.5 本文主要研究内容和意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 纳米金属多层膜的制备工艺和表征方法 |
| 2.1 纳米金属多层膜的设计与制备 |
| 2.1.1 纳米金属多层膜的设计 |
| 2.1.2 磁控溅射技术 |
| 2.2 金属多层膜的微观结构表征 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 透射电子显微镜分析及能谱测试 |
| 2.3 纳米金属多层膜的性能表征 |
| 2.3.1 力学性能表征 |
| 2.3.2 四探针测电阻法 |
| 2.3.3 多层膜热稳定性表征 |
| 参考文献 |
| 第三章 Cu/Ag纳米多层膜的热稳性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu/Ag纳米多层膜的设计与制备 |
| 3.3 Cu/Ag纳米多层膜的微观结构 |
| 3.4 Cu/Ag纳米多层膜的热稳定的性影响因素 |
| 3.4.1 尺度效应对Cu/Ag纳米多层膜热稳定性影响 |
| 3.4.2 Cu/Ag纳米多层膜晶粒生长动力学 |
| 3.4.3 Cu/Ag纳米多层膜微结构演化过程 |
| 3.4.4 界面结构对Cu/Ag纳米多层膜热稳定性的影响 |
| 3.4.5 晶粒形态对Cu/Ag纳米多层膜热稳定性的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Cu/Ru纳米多层膜的热稳定性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu/Ru纳米多层膜的设计与制备 |
| 4.3 Cu/Ru纳米多层膜微观结构的稳定性 |
| 4.3.1 Cu/Ru纳米多层膜的微观结构 |
| 4.3.2 退火对Cu/Ru多层膜的微观结构的影响 |
| 4.3.3 Cu/Ru纳米多层膜热稳定性的尺度效应 |
| 4.3.4 影响Cu/Ru纳米多层膜热稳定性的关键因素 |
| 4.4 Cu/Ru纳米多层膜性能的热稳定性 |
| 4.4.1 温度对Cu/Ru纳米多层膜力学性能的影响 |
| 4.4.2 温度对Cu/Ru纳米多层膜电学性能的影响 |
| 4.4.3 Cu/Ru纳米多层膜的力/电学综合性能 |
| 4.5 Cu/Ru纳米多层膜的微观结构演化过程 |
| 4.5.1 TEM原位观察晶粒长大 |
| 4.5.2 Cu/Ru纳米多层膜的失效机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 Cu/Mo(V)纳米多层膜的热稳定性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Cu/Mo(V)纳米多层膜的设计与制备 |
| 5.3 Cu/Mo纳米多层膜的热稳定性 |
| 5.3.1 Cu/Mo纳米多层膜的微观结构稳定性 |
| 5.3.2 Cu/Mo纳米多层膜的力学性能稳定性 |
| 5.4 Cu/V纳米多层膜的热稳定性 |
| 5.4.1 Cu/V纳米多层膜的微观结构稳定性 |
| 5.4.2 Cu/V纳米多层膜的力学性能稳定性 |
| 5.5 Cu/Mo、Cu/V纳米多层膜的尺度效应 |
| 5.6 Cu/Mo、Cu/V纳米多层膜热稳定性比较 |
| 5.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 攻读博士学期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（4）镁合金表面纳米化及孪晶强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁合金塑性变形机制和技术 |
| 1.1.1 镁合金的滑移、层错和孪生 |
| 1.1.2 镁合金塑性变形技术方法 |
| 1.2 晶粒细化及纳米化 |
| 1.2.1 Hall-Petch效应 |
| 1.2.2 纳米化及表面纳米化 |
| 1.3 孪晶强韧化 |
| 1.3.1 其他金属材料中的纳米孪晶强韧化 |
| 1.3.2 镁合金中的孪晶强韧化 |
| 1.4 表面机械研磨处理(SMAT) |
| 1.4.1 原理方法简介 |
| 1.4.2 SMAT方法在其他金属材料中的发展 |
| 1.4.3 SMAT方法在镁合金中的发展 |
| 1.5 课题意义及研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第2章 实验过程和研究方法 |
| 2.1 工艺路线 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 Mg-3Gd合金熔炼铸造与热挤压 |
| 2.2.2 Mg-7Al-2Sn合金压铸与热处理 |
| 2.3 表面机械研磨处理(SMAT) |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 微观硬度测试 |
| 2.4.2 室温拉伸测试 |
| 2.5 微观组织表征 |
| 2.5.1 金相观察 |
| 2.5.2 扫描电子显微分析 |
| 2.5.3 透射电子显微分析 |
| 2.6 第一性原理计算 |
| 2.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第3章 SMAT变形前合金的微观组织和力学性能 |
| 3.1 Mg-3Gd合金的微观组织和力学性能 |
| 3.2 Mg-7Al-2Sn合金的微观组织和力学性能 |
| 3.2.1 铸态AT72合金微观组织 |
| 3.2.2 固溶处理和微观组织 |
| 3.2.3 时效处理和微观组织 |
| 3.2.4 室温拉伸性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 Mg-Gd合金SMAT工艺调控 |
| 4.1 钢球频率和处理时间的参数优化 |
| 4.1.1 钢球频率 |
| 4.1.2 处理时间 |
| 4.2 原始晶粒尺寸对SMAT变形层的影响 |
| 4.3 理论模型估算等效应力、应变、应变速率 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 SMAT变形机制和表面纳米化机制 |
| 5.1 Mg-3Gd合金变形机制和表面纳米化机制 |
| 5.1.1 横截面微观组织和显微硬度 |
| 5.1.2 变形及再结晶组织观察 |
| 5.1.3 变形及再结晶机制 |
| 5.2 Gd元素对微观变形机制的影响 |
| 5.3 Mg-7Al-2Sn合金第二相对变形机制的影响及动态析出现象 |
| 5.3.1 第二相对AT72合金SMAT变形机制的影响 |
| 5.3.2 AT72合金在SMAT过程中动态析出现象 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第6章 SMAT变形合金退火处理孪晶界面演化 |
| 6.1 Mg-3Gd合金退火孪晶界面演化及孪晶退火稳定性 |
| 6.1.1 退火后横截面金相组织和显微硬度 |
| 6.1.2 Gd元素在缺陷结构(晶界、孪晶界、层错、位错)上的偏聚 |
| 6.1.3 Mg-3Gd合金退火孪晶界面结构演化 |
| 6.1.4 Gd元素对孪晶退火稳定性的影响 |
| 6.1.5 层错、孪晶界迁移(孪晶位错、ITB)、B/P结构之间的关系 |
| 6.2 Mg-7Al-2Sn合金退火孪晶界面元素偏聚性 |
| 6.3 第一原理计算固溶元素孪晶界面偏聚性 |
| 6.3.1 孪晶界面能计算及模型建立设定 |
| 6.3.2 单个Al、Sn、Gd原子在孪晶界面固溶的形成能计算 |
| 6.3.3 两个Al、Sn原子在孪晶界面固溶的形成能计算及偏聚性理论预测 |
| 6.3.4 多个Gd原子固溶对孪晶界结构的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第7章 SMAT变形合金断裂行为和强韧化机制 |
| 7.1 SMAT变形合金及后续热处理合金的室温拉伸性能 |
| 7.1.1 Mg-3Gd合金室温拉伸性能分析 |
| 7.1.2 AT72合金室温拉伸性能分析 |
| 7.2 SMAT变形及热处理Mg-3Gd合金的断口组织分析 |
| 7.2.1 SMAT变形及热处理Mg-3Gd合金的断裂行为 |
| 7.2.2 SMAT-退火Mg-3Gd合金中纳米超细晶和孪晶变形机制 |
| 7.3 梯度结构材料的综合强韧化机制 |
| 7.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第8章 结论、创新点及展望 |
| 第9章 致谢 |
| 第10章 攻读博士学位期间的研究成果 |
（5）MXene基薄膜电极的制备与超级电容器性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 超级电容器概述 |
| 1.1.1 超级电容器简介 |
| 1.1.2 超级电容器分类 |
| 1.1.3 超级电容器电极材料概况 |
| 1.2 MXene及其薄膜作为超级电容器电极的研究现状 |
| 1.2.1 MXene简介 |
| 1.2.2 MXene的结构和性质 |
| 1.2.3 MXene基薄膜的制备方法 |
| 1.2.4 MXene基薄膜电极用于超级电容器的研究现状 |
| 1.2.5 MXene基薄膜电极用于超级电容器的问题及解决方案 |
| 1.3 选题背景与意义 |
| 1.4 研究内容及课题来源 |
| 1.4.1 技术路线 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 课题来源 |
| 第二章 氮掺杂MXene的制备与超级电容器性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验材料与所用仪器 |
| 2.2.2 Ti_3AlC_2和Ti_3C_2的制备 |
| 2.2.3 氮掺杂d-Ti_3C_2的制备 |
| 2.2.4 氮掺杂d-Ti_3C_2的表征 |
| 2.2.5 电极材料制备及电化学性能测试方法 |
| 2.3 结果与分析 |
| 2.3.1 Ti_3AlC_2的表征 |
| 2.3.2 氮掺杂d-Ti_3C_2的物相与成分 |
| 2.3.3 氮掺杂d-Ti_3C_2的形貌和结构 |
| 2.3.4 氮掺杂d-Ti_3C_2的电化学性能 |
| 2.4 氮掺杂d-Ti_3C_2第一性原理计算 |
| 2.4.1 Ti_3C_2T_2结构优化、导电性及稳定性 |
| 2.4.2 氮掺杂d-Ti_3C_2第一性原理计算 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 面内多孔MXene薄膜的制备与超级电容器性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验材料与所用仪器 |
| 3.2.2 面内多孔d-Ti_3C_2薄膜以及正极材料Ni-Co LDH的制备 |
| 3.2.3 面内多孔d-Ti_3C_2薄膜的表征方法 |
| 3.2.4 电极材料制备及电化学性能测试方法 |
| 3.3 结果与分析 |
| 3.3.1 面内多孔d-Ti_3C_2薄膜的制备与表征 |
| 3.3.2 面内多孔d-Ti_3C_2薄膜的电化学性能 |
| 3.3.3 正极材料Ni-Co LDH的制备与表征 |
| 3.3.4 正极材料Ni-Co LDH的电化学性能 |
| 3.3.5 混合电容器的组装及电化学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 MXene基复合薄膜的制备与超级电容器性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电泳沉积法制备无添加剂d-Ti_3C_2/CNTs复合薄膜 |
| 4.2.1 d-Ti_3C_2/CNTs薄膜的制备 |
| 4.2.2 d-Ti_3C_2/CNTs薄膜的表征与测试方法 |
| 4.2.3 d-Ti_3C_2/CNTs薄膜的结果与分析 |
| 4.3 自支撑氮掺杂d-Ti_3C_2/rGO薄膜 |
| 4.3.1 氮掺杂d-Ti_3C_2/rGO薄膜的制备 |
| 4.3.2 氮掺杂d-Ti_3C_2/rGO薄膜的表征与测试方法 |
| 4.3.3 氮掺杂d-Ti_3C_2/rGO薄膜的结果与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 面内多孔氮掺杂MXene薄膜的制备与超级电容器性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验材料与所用仪器 |
| 5.2.2 面内多孔氮掺杂d-Ti_3C_2薄膜的制备 |
| 5.2.3 面内多孔氮掺杂d-Ti_3C_2薄膜的表征 |
| 5.2.4 面内多孔氮掺杂d-Ti_3C_2薄膜的电化学性能测试方法 |
| 5.3 面内多孔氮掺杂d-Ti_3C_2薄膜的结果与分析 |
| 5.3.1 面内多孔氮掺杂d-Ti_3C_2薄膜的物相与成分 |
| 5.3.2 面内多孔氮掺杂d-Ti_3C_2薄膜的形貌与结构 |
| 5.3.3 面内多孔氮掺杂d-Ti_3C_2薄膜的电化学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 多孔MXene/氮掺杂碳薄膜的制备与超级电容器性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 实验材料与所用仪器 |
| 6.2.2 多孔d-Ti_3C_2/氮掺杂碳薄膜制备 |
| 6.2.3 多孔d-Ti_3C_2/氮掺杂碳薄膜表征 |
| 6.2.4 多孔d-Ti_3C_2/氮掺杂碳薄膜电化学测试方法 |
| 6.3 结果与分析 |
| 6.3.1 d-Ti_3C_2/PDA的物相、成分与形貌 |
| 6.3.2 d-Ti_3C_2/PDA-HT的物相、成分与形貌 |
| 6.3.3 d-Ti_3C_2/PDA-HT的电化学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（6）热机械固结Al-7Si-0.3Mg合金微观组织及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 粉末冶金铝合金及其发展 |
| 1.2.1 压制烧结 |
| 1.2.2 喷射成形 |
| 1.2.3 选择激光束烧结/熔化(3D打印) |
| 1.2.4 高能球磨 |
| 1.2.5 热机械固结 |
| 1.3 高能球磨纳米晶材料研究进展 |
| 1.3.1 纳米晶形成机制 |
| 1.3.2 固溶扩展机制 |
| 1.4 热机械固结铝合金研究进展 |
| 1.4.1 热机械固结过程中的晶粒生长 |
| 1.4.2 热机械变形诱导铝合金动态再结晶 |
| 1.4.3 超细晶铝合金时效行为 |
| 1.4.4 热机械固结铝合金强化机制 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 1.5.1 选题意义及研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原材料 |
| 2.2.1 原材料形貌及化学成分 |
| 2.2.2 原材料清洗及破碎 |
| 2.3 样品制备 |
| 2.3.1 高能球磨 |
| 2.3.2 真空热压 |
| 2.3.3 放电等离子烧结(SPS) |
| 2.3.4 热挤压 |
| 2.4 Al-7Si-0.3Mg合金热处理 |
| 2.4.1 固溶处理 |
| 2.4.2 时效处理 |
| 2.5 材料测试及表征 |
| 2.5.1 粉末粒度测试 |
| 2.5.2 显微结构表征 |
| 2.5.3 力学性能测试 |
| 第三章 :工艺条件对热挤压固态再生Al-7Si-0.3Mg合金显微组织及颗粒界面结合的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验步骤 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 Al-7Si-0.3Mg合金颗粒显微结构 |
| 3.3.2 挤压工艺对材料显微结构影响 |
| 3.3.3 挤压工艺对力学性能的影响 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 显微组织演变及其对力学性能的影响 |
| 3.4.2 颗粒界面结合 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 高能球磨Al-7Si-0.3Mg合金粉末微观组织演变及显微硬度变化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验步骤 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 颗粒形貌及尺寸变化 |
| 4.3.2 Si颗粒的溶解及形貌、尺寸变化 |
| 4.3.3 Al(Si,Mg)基体晶粒尺寸变化及析出相的溶解 |
| 4.3.4 高能球磨Al-7Si-0.3Mg合金粉末显微硬度变化 |
| 4.6 讨论 |
| 4.6.1 高能球磨诱导硅颗粒变形、断裂与溶解 |
| 4.6.2 显微结构对硬度的影响 |
| 4.6.3 强化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 粉末固结法制备超细晶Al-7Si-0.3Mg合金显微组织及力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 真空热压和热挤压制备超细晶Al-7Si-0.3Mg合金 |
| 5.2.1 真空热压 |
| 5.2.2 热挤压 |
| 5.3 放电等离子体烧结和热挤压制备超细晶Al-7Si-0.3Mg合金 |
| 5.3.1 放电等离子体烧结 |
| 5.3.2 热挤压 |
| 5.4 力学性能 |
| 5.5 拉伸断口分析 |
| 5.6 讨论 |
| 5.6.1 显微组织演变 |
| 5.6.2 力学性能 |
| 5.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 热处理工艺条件对超细晶Al-7Si-0.3Mg合金显微组织及力学性能影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 时效曲线 |
| 6.3 显微结构 |
| 6.4 拉伸性能 |
| 6.5 讨论 |
| 6.5.1 时效行为与析出 |
| 6.5.2 力学性能 |
| 6.5.3 显微结构稳定性 |
| 6.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论及展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 攻读博士学位期间发表论文及申请专利 |
| 发表论文 |
| 申请专利 |
| 致谢 |
（7）碳纳米管/铜层状复合材料的制备及强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 碳纳米管增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 碳纳米管的预分散工艺 |
| 1.2.2 碳纳米管金属基复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 碳纳米管增强铜基复合材料的研究现状 |
| 1.3 生物材料层状结构的研究与仿生材料研究 |
| 1.3.1 非均匀结构纯金属板 |
| 1.3.2 金属层合板 |
| 1.3.3 金属与纳米增强体层状结构研究 |
| 1.4 碳纳米材料结构层的构建 |
| 1.5 层状材料强韧化机制的研究 |
| 1.5.1 层状结构材料的强化机制 |
| 1.5.2 层状结构材料的韧化机制 |
| 1.6 本文的研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 碳纳米管的表面处理 |
| 2.2.2 CNTs/Cu层状复合材料的制备工艺 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 碳含量分析 |
| 2.3.2 拉曼光谱分析 |
| 2.3.3 SEM |
| 2.3.4 XPS |
| 2.3.5 X射线宏观织构分析 |
| 2.3.6 TEM |
| 2.3.7 EBSD分析 |
| 2.3.8 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.9 原位拉伸及应变演化分析 |
| 2.3.10中子衍射实验 |
| 第3章 构建CNTs/Cu层状基元的电泳沉积工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电泳沉积体系建立 |
| 3.3 酒精丙酮电泳液的电泳沉积工艺研究 |
| 3.3.1 电解质浓度对碳纳米管分布的影响 |
| 3.3.2 电压和沉积时间对碳纳米管分布的影响 |
| 3.3.3 碳纳米管添加量对碳纳米管分布的影响 |
| 3.4 异丙醇电泳液的电泳沉积工艺研究 |
| 3.5 电泳沉积构建层状结构基元的拓展研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 CNTs/Cu层状复合材料的组织调控与力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热压态CNTs/Cu复合材料的制备与组织性能 |
| 4.2.1 热压态CNTs/Cu层状复合材料的组织特征 |
| 4.2.2 热压态CNTs/Cu层状复合材料的力学性能 |
| 4.3 层状结构演变及组织力学性能研究 |
| 4.3.1 累计变形量对层状结构与力学性能的影响 |
| 4.3.2 不同道次变形量对层状结构与力学性能的影响 |
| 4.4 层间厚度对轧制态材料组织与力学性能的影响 |
| 4.5 热压轧制构建层状结构复合材料的拓展研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 CNTs/Cu层状复合材料的强韧化机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CNTs/Cu层状复合材料的强化机制 |
| 5.2.1 热错配强化 |
| 5.2.2 载荷传递强化 |
| 5.2.3 细晶强化 |
| 5.2.4 层状复合材料强化机制讨论 |
| 5.3 纯铜及复合材料拉伸过程应变分布演化 |
| 5.3.1 铜层结构对拉伸过程应变分布的影响 |
| 5.3.2 铜层厚度对拉伸过程应变分布的影响 |
| 5.4 CNTs/Cu层状复合材料的韧化机制 |
| 5.4.1 轧制态纯铜及复合材料的取向信息变化 |
| 5.4.2 轧制态纯铜及复合材料的断裂行为 |
| 5.4.3 纯铜及层状复合材料的塑性变形机制 |
| 5.4.4 层状复合材料的韧化机制讨论 |
| 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其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（8）纳米颗粒—细微晶协同强化铜合金的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 课题背景和意义 |
| 2.2 铜合金强化方式概述 |
| 2.2.1 弥散强化铜合金 |
| 2.2.2 超细晶铜合金 |
| 2.3 凝固过程中晶体形核、长大和演变的研究 |
| 2.3.1 凝固过程中晶体的形核 |
| 2.3.2 凝固过程中晶体的长大和演变 |
| 2.4 凝固过程颗粒捕捉理论研究 |
| 2.4.1 热力学基准模型 |
| 2.4.2 热物性值基准模型 |
| 2.4.3 临界速度模型 |
| 2.4.4 纳米颗粒捕捉的新模型 |
| 2.5 凝固过程抑制偏析研究 |
| 2.6 析出相在合金基体中的形成、粗化和形态演变研究 |
| 2.7 微观组织主要表征手段的应用 |
| 2.7.1 三维原子探针的应用 |
| 2.7.2 TEM表征技术的应用 |
| 2.7.3 TEM原位拉伸的应用 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方案 |
| 3.3 创新点 |
| 3.4 实验设备和分析软件 |
| 3.4.1 熔炼设备 |
| 3.4.2 热处理及二次熔炼设备 |
| 3.4.3 实验分析与检测方法 |
| 3.4.4 Thermo-Calc热力学和动力学分析 |
| 4 NPFG结构锡青铜合金铸件组织性能研究 |
| 4.1 铸态Cu-10Sn-2Zn-1.5Fe-0.5Co合金的制备 |
| 4.2 铸态Cu-10Sn-2Zn-1.5Fe-0.5Co合金的力学性能与组织结构 |
| 4.2.1 力学性能 |
| 4.2.2 组织结构 |
| 4.3 铸态Cu-10Sn-2Zn-1.5Fe-0.5Co合金组织优化的机理 |
| 4.3.1 纳米颗粒-细微晶组合结构形成机理研究 |
| 4.3.2 “纳米墙”抑制偏析机理研究 |
| 4.4 铜液中初生富铁纳米晶体的球状不稳定性 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 NPFG结构强化纯铜铸件组织性能研究 |
| 5.1 铸态Cu-Fe-Co和Cu-1.5Fe-0.1Sn合金的制备 |
| 5.2 铸态Cu-Fe-Co和Cu-1.5Fe-0.1Sn合金的组织结构 |
| 5.2.1 金相组织 |
| 5.2.2 SEM分析 |
| 5.2.3 富铁纳米颗粒的TEM和HRTEM分析 |
| 5.2.4 有序结构的TEM和HRTEM分析 |
| 5.2.5 铸态Cu-Fe-Co和Cu-1.5Fe-0.1Sn合金基体中的孪晶结构 |
| 5.2.6 铸态Cu-Fe-Co合金的导电率 |
| 5.3 铸态Cu-Fe-Co和Cu-1.5Fe-0.1Sn合金的常温力学性能 |
| 5.3.1 常温力学性能随Fe、Co和Sn含量变化的演变 |
| 5.3.2 铸态Cu-1.5Fe-0.5Co合金断裂过程 |
| 5.4 铸态Cu-Fe-Co和Cu-1.5Fe-0.1 Sn合金组织结构形成机制和强化机制 |
| 5.4.1 富铁纳米颗粒晶体学特征的演变 |
| 5.4.2 晶粒结构的演变 |
| 5.4.3 强化机制的评估 |
| 5.4.4 元素Sn对NPFG-Cu变形行为的优化效应 |
| 5.4.5 铸态纯铜和铜合金样品塑性变形模型 |
| 5.4.6 NPFG-Cu的形成路线 |
| 5.5 铸态Cu-(1.0,2.0,3.0)Fe-0.5Co合金高温慢应变速率拉伸性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 高温铜基体中富铁纳米颗粒形态演化机制 |
| 6.1 铸态、水淬和炉冷Cu-Fe-Co合金中富铁纳米颗粒形态 |
| 6.2 相场模拟 |
| 6.3 综合分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）热机械处理对微合金化中锰钢第二相析出行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 汽车用钢的发展和研究现状 |
| 1.3 中锰钢的强韧化机制 |
| 1.3.1 影响强性的因素 |
| 1.3.2 影响塑性的因素 |
| 1.4 组织调控 |
| 1.5 控制轧制技术 |
| 1.6 本文的研究目的、意义和内容 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 实验设备及实验方法 |
| 2.2.1 热膨胀仪 |
| 2.2.2 热模拟设备 |
| 2.2.3 热处理设备 |
| 2.3 微观组织的表征 |
| 2.3.1 光学显微镜组织观察(OM) |
| 2.3.2 二次电子显微组织形貌观察(SEM) |
| 2.3.3 透射电镜显微组织观察(TEM) |
| 2.4 合金中的相分析(XRD) |
| 2.5 力学性能测试 |
| 第3章 热机械处理工艺参数的确定 |
| 3.1 中锰钢热变形行为 |
| 3.1.1 奥氏体动态再结晶工艺 |
| 3.1.2应力松弛实验 |
| 3.1.3 奥氏体的动态再结晶行为 |
| 3.1.4 Z参数和变形参数与动态再结晶关系 |
| 3.1.5 微合金化中锰钢析出相的应变诱导析出行为 |
| 3.2 ART退火工艺参数的确定 |
| 3.2.1 临界点的测定及CCT曲线 |
| 3.2.2 热机械处理工艺 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 变形温度对退火中锰钢第二相析出的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微观组织与亚结构 |
| 4.2.1 不同变形温度下组织的SEM形貌 |
| 4.2.2 组织和亚结构的TEM形貌 |
| 4.2.3 不同变形温度下马氏体板条尺寸 |
| 4.3 第二相析出行为分析 |
| 4.3.1 不同变形温度淬火态第二相表征 |
| 4.3.2 不同变形温度退火态第二相表征 |
| 4.3.3 碳化物的粒径分布 |
| 4.4 力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 变形量对退火中锰钢第二相析出的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微观组织与亚结构 |
| 5.2.1 不同变形量下组织的SEM形貌 |
| 5.2.2 组织和亚结构的TEM形貌 |
| 5.2.3 不同变形量下马氏体板条尺寸 |
| 5.3 第二相析出行为分析 |
| 5.3.1 不同变形量淬火态第二相表征 |
| 5.3.2 不同变形量退火态第二相表征 |
| 5.3.3 碳化物的粒径分布 |
| 5.4 力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（10）锆合金带电离子辐照效应及氦泡演化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.1.1 锆的基本性质 |
| 1.1.2 国内外锆合金的研制 |
| 1.1.3 锆合金在核能领域的应用前景 |
| 1.1.4 材料辐照损伤效应 |
| 1.1.4.1 辐照损伤效应理论基础 |
| 1.1.4.2 中子辐照效应 |
| 1.1.4.3 离子辐照效应 |
| 1.1.4.4 离子束辐照模拟中子辐照的可行性 |
| 1.1.5 锆合金的氢化行为 |
| 1.1.6 本论文研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 国外锆合金辐照损伤效应研究现状 |
| 1.2.2 国内锆合金辐照损伤效应研究现状 |
| 1.3 本论文的研究目标 |
| 1.4 本论文的特色与创新 |
| 1.5 本论文的研究内容与章节安排 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 章节安排 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 样品制备方法 |
| 2.1.1 锆合金的熔炼与轧制方法 |
| 2.1.2 锆合金透射电镜样品制备方法 |
| 2.1.2.1 电解双喷方法（Two-jet Electrolytic Polishing） |
| 2.1.2.2 聚焦离子束方法（Focused Ion Beam） |
| 2.1.2.3 电解抛光方法（Flash Polishing） |
| 2.1.2.4 第二相粒子复型萃取 |
| 2.2 分析测试仪器 |
| 2.2.1 X射线衍射仪（XRD） |
| 2.2.2 扫描电子显微镜（SEM） |
| 2.2.3 透射电子显微镜（TEM） |
| 2.2.4 能谱分析仪（EDS） |
| 2.2.5 电子能量损失分析仪（EELS） |
| 2.2.6 纳米压痕仪 |
| 第三章 锆合金质子辐照效应研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 SRIM程序模拟质子辐照损伤 |
| 3.4 质子辐照温度选择 |
| 3.5 透射电镜样品制备方法 |
| 3.6 实验结果与分析 |
| 3.6.1 未辐照样品的分析测试 |
| 3.6.1.1 锆合金形貌和结构分析 |
| 3.6.1.2 锆合金第二相粒子物相分析 |
| 3.6.2 锆合金质子辐照损伤与辐照剂量的关系 |
| 3.6.3 锆合金质子辐照损伤与辐照温度的关系 |
| 3.6.4 锆合金质子辐照效应机理研究 |
| 3.7 本章小节 |
| 第四章 锆合金重离子辐照效应研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锆合金Fe离子辐照损伤 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 SRIM程序模拟Fe离子辐照损伤 |
| 4.2.3 实验结果与分析 |
| 4.2.4 Fe离子辐照对锆合金显微硬度的影响 |
| 4.3 锆合金Ne离子原位辐照损伤 |
| 4.3.1 实验方法 |
| 4.3.2 SRIM程序模拟Ne离子辐照损伤 |
| 4.3.3 实验结果与分析 |
| 4.3.4 辐照后的锆合金的原位退火研究 |
| 4.4 本章小节 |
| 第五章 锆合金中氦泡演化行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 SRIM程序模拟He离子辐照损伤 |
| 5.4 实验结果与分析 |
| 5.5 锆合金中氦泡原位加热研究 |
| 5.6 He离子辐照对锆合金显微硬度的影响 |
| 5.7 本章小节 |
| 第六章 锆合金氢化行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 锆氢化物形成的原位研究方法 |
| 6.2.2 锆氢化物分解的原位研究方法 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 析出氢化锆板条的物相研究 |
| 6.3.2 锆氢化物与锆基体的外延取向关系研究 |
| 6.3.3 EELS测定析出氢化锆的物相 |
| 6.3.4 锆氢化物的形成机制分析 |
| 6.3.5 聚焦离子束系统中H的来源分析 |
| 6.4 锆氢化物原位加热分解研究 |
| 6.4.1 选区电子衍射方法研究锆氢化物分解 |
| 6.4.2 电子能量损失谱研究锆氢化物分解 |
| 6.5 本章小节 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 后续工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
四、薄膜能谱(TEM)在小尺度第二相鉴定中的应用（论文参考文献）
- [1]船舰用铝镁合金AA5083-H128的敏化析出行为和环境敏感断裂[D]. 高文斌. 天津大学, 2018(06)
- [2]典型面心立方金属断裂的多尺度实验表征及有限元模拟[D]. 高波. 重庆大学, 2019(01)
- [3]纳米金属多层膜的热稳定性研究[D]. 马玉洁. 南京大学, 2019(01)
- [4]镁合金表面纳米化及孪晶强韧化机制研究[D]. 史枭颖. 上海交通大学, 2016(03)
- [5]MXene基薄膜电极的制备与超级电容器性能研究[D]. 杨莉. 东南大学, 2020
- [6]热机械固结Al-7Si-0.3Mg合金微观组织及力学性能研究[D]. 梁加淼. 上海交通大学, 2016(03)
- [7]碳纳米管/铜层状复合材料的制备及强韧化机制研究[D]. 孟令龙. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [8]纳米颗粒—细微晶协同强化铜合金的组织与性能研究[D]. 陈凯旋. 北京科技大学, 2018(07)
- [9]热机械处理对微合金化中锰钢第二相析出行为的研究[D]. 赵炜. 燕山大学, 2019(03)
- [10]锆合金带电离子辐照效应及氦泡演化行为研究[D]. 申华海. 电子科技大学, 2015(07)