一、TiC_(1-x)N_x固溶体的价电子结构及其性能研究（论文文献综述）
杨国强[1]（2020）在《高硬度三元硼化物基金属陶瓷的设计与制备研究》文中研究指明WC-Co硬质合金被誉为“工业的牙齿”,是应用最广泛的金属陶瓷材料之一,但是其制备需要消耗大量的钨资源。由于钨资源的战略地位和WC的高密度,寻找无钨、轻质的金属陶瓷一直是研究的热点。三元硼化物具有高硬度、高熔点和低密度,并且与金属具有较好的相容性,一度成为无钨金属陶瓷的潜在候选者。对此,本研究首先采用第一性原理计算筛选出综合性能最优的三元硼化物（MoCoB）;然后通过原位合成工艺制备了 MoCoB-Co金属陶瓷,并研究了其相演变和组织演变规律;最后研究了化学成分以及掺杂过渡金属元素对金属陶瓷组织和性能的影响。本研究为无钨、轻质金属陶瓷的探索提供了新的思路。论文的研究内容和主要结论如下:（1）26种三元硼化物的综合性能评估。通过分析各类超硬和硬质材料的晶体结构特点,确定以M1xMⅡBx（x=1 or 2,MⅠ和MⅡ为过渡金属元素）型三元硼化物作硬质相。以元素周期表中的过渡金属元素为搜索目标,采用第一性原理计算对26种三元硼化物的结构、力学和热学等性质等进行了研究,确定了 MoCoB是硬度最高的三元硼化物,并且具有比WC更高的韧性和德拜温度。Mo-Co-B三元相图中存在MoCoB+Co的两相区,具备合成MoCoB-Co金属陶瓷的热力学条件,确定了 MoCoB-Co金属陶瓷作为研究对象。（2）25Mo-50Co-25B（at.%）合金在烧结过程中的相演变和组织演变规律。混合粉末在烧结过程中依次经历三个固相反应:2Co+B→Co2B,11Mo+15Co2B→Mo2Co21B6+9MoCoB 和4Mo+Mo2Co21B6→6MoCoB+15Co以及两个液相反应（1242℃-L1和1268℃-L2）。当烧结温度为1100℃-1200℃时,颗粒表面产生了大量类银耳状纳米多孔结构的Co。液相L1和L2分别为纳米多孔结构Co和非纳米多孔结构的Co与MoCoB相互反应形成的共晶液相,L1使烧结体发生初步致密,L2使烧结体进一步充分致密。（3）Mo/B原子比和Co含量对MoCoB-Co金属陶瓷组织和性能的影响。当Mo/B原子比为0.84时,MoCoB颗粒粗大,导致金属陶瓷的硬度较低。当Mo/B原子比≥1.08时,组织中出现了μ相以及由堆垛层错和片状ε-马氏体板组成的三维网络,该三维网络对γ-Co和ε-马氏体的位错滑移有阻碍作用,提高了金属陶瓷的硬度,但降低了断裂韧性。当Mo/B原子比为0.92且Co含量为45 at.%时,金属陶瓷具有最佳的综合性能,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为HRA 89、1720 MPa和13.2 MPa·m1/2。（4）第四周期过渡金属元素掺杂MoCoB的第一性原理计算。Sc在Mo8Co8B8中具有强Mo占位,Ti、V和Cr具有弱Mo占位,Mn、Fe、Cu和Zn具有弱Co占位,Ni具有强Co占位。除Mo7CrCo8B8之外的掺杂模型的德拜温度均低于Mo8Co8B8的德拜温度值,所有掺杂模型的硬度均小于Mo8Co8B8的硬度。掺杂Sc、Mn、Ni、Cu和Zn可以提高硬质相中位错克服长程内应力场进行滑移所需的应力。（5）Cr、Ni和Mn对MoCoB-Co金属陶瓷组织和性能的影响。添加Cr元素会导致金属陶瓷中出现脆性有害相μ相,恶化材料的抗弯强度和断裂韧性。添加Ni元素会降低金属陶瓷的硬度和耐磨性。添加适量的Mn可以提高金属陶瓷的致密度和细化硬质相晶粒。随着Mn含量的增加,金属陶瓷的硬度先略有降低后逐渐升高,抗弯强度逐渐下降。当Mn含量为6 wt.%时,金属陶瓷具有最小的硬质相晶粒尺寸和较高的致密度,此时的硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为 HRA91.7、1200MPa 和 11.4MPa·m1/2。当 Mn 含量为 10wt.%时,金属陶瓷的硬度最高,为HRA92.1。
李斯[2]（2019）在《纳米TiCp增强（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷的制备及性能研究》文中研究指明随着航空、航天以及先进能源等高技术产业的不断发展,对材料的使用性能提出越来越高的要求,特别是需求使用温度高、强度高但比重小并且稳定性好的高温结构材料。MoSi2以其高熔点、较低的密度、极好的高温抗氧化、抗腐蚀和热力学稳定性以及良好的高温韧性和电热传导性,被认为是非常具有潜力的新一代高温结构材料,但是其较低的室温韧性（2.53.0 MPa.m1/2）在一定程度上制约了其作为结构材料的应用。本文通过W、Al合金化MoSi2协同纳米TiC颗粒复合化制备出了纳米TiCp/（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷,以进一步提高MoSi2基复合材料的性能。以Mo、W、Si、Al粉为试验原料,采用自蔓延高温合成技术制备了 MOSi2以及（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2（x=0,0.03,0.06,0.09,0.12）试样,研究分析了自蔓延高温合成的燃烧模式、产物物相组成以及显微结构。反应过程图像分析表明:W、A1合金化MoSi2的自蔓延高温合成试样的燃烧模式为非稳态燃烧模式;合成产物物相分析表明:（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2试样的物相主要为Cllb相,当x=0.06时,开始有C40型Mo（Si,Al）2相生成,并且随着Al添加量的继续增加,C40相的衍射峰强度逐渐增强;显微形貌分析表明:自蔓延高温合成产物为多孔疏松结构。以自蔓延高温合成反应制备的（Mo0.9W0.1）（Si1-xA1x）2试样粉体为原料,采用真空热压烧结制备出相对密度在95%左右的（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2陶瓷样品,物相分析结果表明:陶瓷样品的物相组成与热压烧结前基本一致,但热压烧结后C40型Mo（Si,Al）2相的衍射峰强度相比于热压烧结前样品有所降低。通过对MoSi2与（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2陶瓷样品力学性能的测试得出:添加少量W合金元素,陶瓷样品的硬度与抗弯强度增加,断裂韧性下降;在W合金化基础上,Al合金元素的加入能够有效改善陶瓷样品的断裂韧性,但其硬度与抗弯强度降低；综合对比MoSi2以及（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2陶瓷样品的力学性能得出,（Mo0.9W0.1）（Si0.94A10.06）2陶瓷的综合性能较好,其抗弯强度、硬度、断裂韧性都优于纯MoSi2陶瓷,其中断裂韧性改善最为明显,达到6.38 MPa·m1/2,较纯MoSi2陶瓷提升了 42.41%。将纳米TiC颗粒与自蔓延高温合成反应制备的（Mo0.9W0.1）（Si0.94Al0.06）2试样粉体混合均匀后制成混合粉体,然后采用真空热压烧结制备出纳米TiCp/（Moo.9W0W0.1）（Si0.94A10.06）2高致密复合陶瓷。物相分析结果表明:复合陶瓷的物相组成为Cllb相与TiC相,（Mo0.9W0.1）（Si0.94A10.06）2与TiC没有发生反应生成其他新相。通过对复合陶瓷力学性能的测试得出:纳米TiC的加入有利于改善复合陶瓷的相对密度、抗弯强度、硬度及断裂韧性;随着纳米TiC的加入量增加,其各项性能指标先增加后降低;当纳米TiC的加入量为20vol%时,复合陶瓷的综合性能最好,其硬度、抗弯强度、断裂韧性分别达到14.71 GPa、433 MPa、9.73 MPa.m1/2,较纯 MoSi2分别提升了 65.84%、68.48%、117.19%。
周伟[3]（2018）在《高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究》文中研究说明针对目前Ti（C,N）基金属陶瓷中的含氮化合物在真空烧结过程中容易产生脱氮并导致最终烧结体难以致密的问题,本文采用X射线衍射仪、热分析仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、能谱仪等分析测试手段,系统研究了高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮行为以及工艺参数、化学成分和制备方法对其脱氮率、显微组织和力学性能影响,并得到了相关的脱氮机理和强韧化机理,最终制备出综合性能优良的Ti（C,N）基金属陶瓷。首先,研究了Ti(C1-x,Nx)固溶体稳定性的影响因素及其成分与金属陶瓷的脱氮率和显微组织之间的关系。结果表明:Ti(C1-x,Nx)固溶体的稳定性与成分和烧结气氛密切相关,最终烧结体的相组成取决于固溶体的N/C比以及烧结气氛中的氮分压。Ti(C1-x,Nx)固溶体的脱氮率随着温度的升高而增加,随着Ti(C1-x,Nx)固溶体中N/C比的增加而下降。当以不同Ti(C1-x,Nx)固溶体作为含氮硬质相制备Ti（C,N）基金属陶瓷时,最终烧结体的脱氮率随着N/C比的降低而逐渐增大。但是,在一定范围内脱氮率的增大不会明显降低金属陶瓷的致密度。以Ti(C0.6,N0.4)固溶体作为含氮硬质相所制备金属陶瓷的显微组织更加均匀,硬质相颗粒表面的环形相包覆更完整且厚度适中。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程中的典型脱氮过程以及主要烧结工艺参数对金属陶瓷脱氮行为的影响规律。主要得出以下结论:在整个烧结过程中,升温阶段的脱氮率要明显大于保温阶段,1240℃-1400℃升温阶段的脱氮率最大,而降温阶段的脱氮率最小。金属陶瓷的脱氮过程主要受氧化脱氮、分解脱氮和溶解脱氮三种机理控制。当1000℃-1240℃和1240℃-1450℃阶段的升温速率分别为3℃/min和2℃/min,并在1450℃保温1h后所得Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮率相对较低,显微组织较佳。而升温速率过快或终烧温度较低时,金属陶瓷烧结体将不能完全致密,环形相包覆也变得不完整,从而使得脱氮率明显增大。研究了主要化学成分对高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷中的显微组织、力学性能以及脱氮行为影响规律。实验发现:当Ni含量从15 wt.%增加到45 wt.%时,金属陶瓷的脱氮率逐渐增加,抗弯强度呈现出先增加后降低的趋势,材料的硬度逐渐降低,而断裂韧性逐渐增大;当Mo含量从6 wt.%增加到18 wt.%时,硬质相颗粒的尺寸逐渐细化,金属陶瓷的脱氮率逐渐降低,抗弯强度和硬度呈现出先增加后降低的趋势,而断裂韧性则逐渐下降;WC的含量对高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷的显微组织有比较明显的影响,随着WC含量从0 wt.%增加到9 wt.%时,黑色硬质相所占的比例以及黑芯表面环形相的厚度有所降低,白芯-灰壳结构硬质相的数量逐渐增加,金属陶瓷脱氮率逐渐增加,但是增加幅度较小,抗弯强度和硬度逐渐降低,而断裂韧性则逐渐增加。研究了以MoO3为钼源并添加适量碳粉,通过原位碳热还原的方法制备高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷。主要实验结论如下:原位碳热还原法所制备的Ti（C,N）基金属陶瓷的快速致密化过程进行得更早,体积收缩率更大,有气体生成的碳热还原反应均在液相出现之前完成,最终烧结体致密度达到99.85%。显微组织中无肉眼可见的孔洞,陶瓷硬质相既有大颗粒也有大量小颗粒,两种硬质相均以“黑芯-灰壳”结构为主,且金属粘结相分布也比较均匀。硬质相芯部、内外环形相以及金属粘结相之间的界面均存在共格关系,这些共格界面的存在有利于金属陶瓷界面结合强度的提高,从而明显改善金属陶瓷的力学性能。成分为Ti(C0.6,N0.4)-21.0MoO3-35.0Ni-6.2C（wt.%）并通过原位碳热还原法所制备Ti（C,N）基金属陶瓷的硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到88.0±0.1HRA、2461±62MPa和22.3±0.4MPa·m1/2。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程的脱氮行为所造成的环形相中非金属原子空位与其强韧化之间的关系。分析结果表明:当环形相中表征非金属原子空位浓度的z值从1.0逐渐减小到0.5时,（-11-1）环形相/（110）粘结相之间的界面电子密度差呈现出线性单调递减的趋势,而当z值从0.5逐渐减小到0.25时,则呈现出指数递减的趋势。当z值处于1.00.25之间时,环形相仍能够保持NaCl结构晶型不变,而当z值处于0.640.25之间时,环形相的（111）晶面与金属粘结相的（110）晶面之间的最小电子密度差可降低至10%以下的水平,使得界面上电子密度保持连续并明显改善界面结合强度,从而提高含氮金属陶瓷的强韧性。最后,采用粒径不同、N/C比也不同的两种Ti(C1-x,Nx)固溶体作为硬质相,通过原位碳热还原法制备了混晶结构高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷并研究了其显微组织和力学性能特点。主要得出以下结论:混晶结构金属陶瓷显微组织中的陶瓷硬质相有粗细两种尺寸,其中大颗粒硬质相仍为典型的黑芯-灰壳结构,而小颗粒硬质相则为白芯-灰壳结构和黑芯-无壳结构。随着粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体添加量的增加,金属陶瓷显微组织中黑芯-灰壳结构的大颗粒硬质相数量逐渐增加,白芯-灰壳结构的小颗粒硬质相数量先增加后减少,而抗弯强度和断裂韧性均是先增加后减小,硬度则是逐渐降低。当粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体和细颗粒Ti(C0.3,N0.7)固溶体的重量比为50%∶50%时,混晶结构Ti（C,N）基金属陶瓷的力学性能较佳,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为92.0±0.2HRA、2332±45MPa和11.2±0.4MPa·m1/2。
苏宇[4]（2016）在《W-Mo固溶合金的价电子结构及其组织性能研究》文中进行了进一步梳理本文首先运用EET理论、BLD方法和平均原子模型分析了W-Mo固溶合金的价电子结构,计算了不同Mo含量的W-Mo固溶合金最强键的共价电子数nA、强度因子η和键能Ea,分析了价电子结构参数与W-Mo合金宏观性能的关系。在理论计算的基础上采用机械合金化和SPS烧结及气氛烧结制备了不同Mo含量的W-Mo固溶合金试样,借助了X射线衍射仪（XRD）、金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）及能谱仪对W-Mo合金进行结构和组织的表征,并测量了材料的致密度和硬度,研究了Mo含量和不同烧结工艺对W-Mo固溶合金组织和性能的影响。研究了不同Mo含量对W-Mo固溶合金价电子结构的影响,分析了价电子结构参数（nA、η）与合金材料硬度和强度的关系。研究表明：在一定范围内,W-Mo固溶体最强键的共价电子数（nA）和强度因子η随着Mo含量的增加而变大,即宏观的硬度和强度也相应增加,当Mo含量为45wt%左右时,W-Mo固溶体nA值和η值取得最大值,相应合金的硬度和强度也达到最大值。在理论计算的基础上,采用机械合金化方法制备不同Mo含量的W-Mo合金粉末,并研究了机械合金化的工艺参数（过程控制剂、球磨时间）对合金粉末的晶粒尺寸和形貌的影响。实验确定了制备W-Mo合金粉末的最佳机械合金化工艺：球磨时间为36h,过程控制剂（酒精）含量5wt%,球料比为15：1,转速为300r/min。W-Mo合金经气氛烧结（2000℃）和SPS烧结（1800℃）后,形成单相的W-Mo固溶体。随着Mo含量的增加,W-Mo合金的衍射峰逐渐向高角度偏移,说明Mo的添加可以细化晶粒,减小晶面间距。在一定范围内,随着Mo含量的增加,W-Mo合金的致密度越来越高,晶粒尺寸也越来越小。W-Mo合金的硬度也随着Mo含量的增加而变大,并且在Mo含量为45wt%左右时,W-Mo合金的硬度最大,与之前分析W-Mo合金价电子结构所计算的随Mo含量变化的nA值的变化规律基本一致。SPS烧结相比与传统的气氛烧结,由于特殊的烧结机理和快速的烧结时间,使相同成分的W-Mo合金具有更小的晶粒尺寸、更高的致密度及更高的硬度,从而使合金表现出更优良的性能。W-45Mo合金经SPS烧结后,晶粒尺寸为6-7μm,致密度高达95.8%,硬度达到579.2MPa。
苏宇,刘宁,汤振齐,刘爱军,陈天宝[5]（2015）在《钨钼固溶体合金的价电子结构及其性能研究》文中研究指明根据固体与分子的经验电子理论（EET）,采用键距差（BLD）方法和平均原子模型分析了W-Mo固溶体合金的价电子结构。从电子结构层次探讨了合金元素对基体的固溶强化效应。结果表明,在一定范围内,随着Mo含量的增加,W-Mo固溶体最强键的共价电子数、W-Mo固溶体共价电子数占总价电子数的百分数也逐渐增加,表明固溶体合金的硬度、强度逐渐增加。
张国鹏[6]（2014）在《(Ti，M)C基金属陶瓷的制备、组织与性能研究》文中研究表明Ti（C,N）基金属陶瓷具有较高的红硬性、耐磨性、抗氧化性以及与不锈钢等材料间极低的摩擦系数,是制作高性能工模具的理想候选材料。本文采用高能球磨-碳热还原法制备了多元（Ti,M）C固溶体粉末,并以此作为硬质相制备出金属陶瓷坯体,以期获得更好的综合力学性能,扩大其应用范围。采用X射线衍射仪（XRD）、金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）、透射电子显微镜（TEM）、氮氧分析仪、碳硫分析仪、第一性原理计算软件（Material Studio7.0）和抗弯强度测试仪、硬度计进行相关的检测和分析。系统研究了（Ti1-x,Wx）C固溶体制备过程中的物相演化规律、反应机理及粉末特性；采用微波辅助碳热还原法／传统加热碳热还原法制备了（Ti,W,Nb）C固溶体,分析了微波辐射对固溶体粉末合成及特性的影响；研究了（Ti1-x,Wx）C成分变化和WC添加方式对金属陶瓷组织和性能的影响；在此基础上,研究了Mo和TiC添加对（Ti,W）C基金属陶瓷显微组织和力学性能的影响。在碳热还原处理时,球磨料中的氧化物发生逐步的脱氧和渗碳,确定了氧化物在还原过程中的物相转变顺序；碳热还原过程中质量转移主要通过CO/CO2之间的反应来实现；合成的固溶体粉末的晶粒尺寸和晶格常数均随W含量的提高而降低；CASTEP计算结果表明,（Ti1-x,Wx）C的晶胞总能量随W含量的提高呈现先下降后上升的趋势,当W含量为12.5at.%时,晶胞总能量最小,结构最稳定；其体积模量随W含量的提高而增加,剪切模量随W含量提高而降低。首次采用微波辅助碳热还原法在1250℃保温30min时合成了粒径约100-350nm超细（Ti,W,Nb）C固溶体粉末。微波辐射可加速碳热还原过程中的脱氧和渗碳反应,与传统加热碳热还原法相比,采用微波辅助碳热还原法可以降低合成温度（100-200℃）,并缩短保温时间。采用（Ti1-x,Wx）C作为硬质相原料,制备了（Ti1-x,Wx）C-20Ni金属陶瓷,并对其显微组织和力学性能进行了研究。结果表明,经1450℃保温1h后,（Ti1-x,Wx）C-20Ni金属陶瓷组织中无明显芯/环结构,随着固溶体中W含量的提高,陶瓷晶粒细化、孔洞数量减少、组织更均匀。与采用TiC+WC制备的金属陶瓷相比,采用（Ti,W）C固溶体制备的金属陶瓷在强韧性方面有较大提升,硬度略有下降。（Tio.68,Wo.32）C-30Ni金属陶瓷烧结后,组织中存在较弱的暗色芯相-灰色外环相结构。添加Mo后,暗色芯相由初始的（Ti,W）C转变为（Ti,W,Mo）C固溶体,且随着Mo添加量的提高,芯相中Mo原子浓度增加。添加适量的Mo可有效细化陶瓷晶粒,提高致密化程度和组织均匀性。Mo添加量为15wt.%时,材料综合力学性能最好。过量Mo的添加（20wt.%）会导致更多孔洞的出现和陶瓷晶粒的集聚,恶化材料的综合力学性能。添加适量TiC后,（Tio.68,W0.32）C-15Mo-30Ni金属陶瓷组织中同时存在具有弱芯环结构的陶瓷晶粒和黑色芯相-灰色环形相的陶瓷晶粒,晶粒尺寸呈“双峰”分布。受外载作用形成裂纹时,组织中均匀分布的较大尺寸的陶瓷晶粒（3.5μm）会引起裂纹偏转,提高材料的韧性。
谷月[7]（2013）在《FeCoHfBCu非晶、纳米晶合金性能及其经验电子理论研究》文中提出HITPERM型FeCoHfBCu纳米晶合金是二十世纪末国际上涌现出的一种新型纳米微晶软磁材料,具有高磁导率、高饱和磁通密度、低矫顽力、频散特性好等特点,是各种新式武器装备和新动力系统（电动系统）的首选材料,因此成为近些年软磁材料研究的热点。而纳米晶合金则是通过非晶合金的纳米晶化获得的,可见非晶合金FeCoHfBCu的制备及其稳定性的研究也十分重要。本论文针对FeCoHfBCu非晶、纳米晶合金,采用透射电镜（TEM）、穆斯堡尔谱、正电子湮没技术（PAT）和差热分析（DTA）等测试手段,对其微结构和性能进行了研究。并且借助固体与分子经验电子理论（EET理论）和非晶合金的微晶模型,计算了FeCoHfBCu非晶合金的理论磁矩。本论文的主要研究内容如下：（1）首先采用单辊熔体急冷法分别制备了x=0.3～0.6的（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1合金。在样品的制备中,B元素的添加方式有两种：纯B和FeB,铜辊的转速也分别采用49m/s和45m/s两种。然后对上述制备的所有样品采用XRD、TEM、SEM和穆斯堡尔谱进行表征,结果表明本实验采用单辊熔体急冷法制备的（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1合金样品均为非晶态。（2）借助DTA曲线、PAT和振动样品磁强计（VSM）研究了辊速、B元素的加入方式和x的取值对（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1非晶合金性能的影响。DTA结果表明：对于相同B元素的添加方式,而不同辊速制备的非晶合金,采用较大冷速49m/s制备的非晶合金的晶化激活能较大；对于相同辊速,B元素添加方式不同时,添加纯B的非晶样品的晶化激活能较大；而对于相同辊速、相同B元素添加方式的（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1非晶合金,x=0.4的样品晶化激活能最大。PAT研究发现：（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1 （x=0.4）样品的中类空位型缺陷和微空洞（空位团）的体积相对较小,且类空位型缺陷的数量较少。最后采用VSM测量得到了上述样品的软磁性能参数：矫顽力（Hc）和饱和磁化强度（Ms）,结果显示,当x=0.4、辊速为49m/s、添加纯B的（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu,非晶合金的软磁性能最好。（3）为了优化Fe52Co34Hf7B6Cu1非晶合金的磁性,对其进行了中频脉冲磁场处理,采用XRD、TEM和穆斯堡尔谱对脉冲磁场处理后的样品进行表征,结果表明非晶Fe52Co34Hf7B6Cu1合金经中频脉冲处理后发生了不同程度的纳米晶化。然后借助PAT研究了纳米晶合金的微结构变化,结果显示：Fe52Co34Hf7B6Cu1（?）晶合金经中频脉冲处理后,样品中的微空洞数量、类空位和微空洞体积减小,类空位数量增加。这表明脉冲磁场处理合金的结构不断发生弛豫,不同类型的缺陷不断发生湮灭、复合以及扩散等变化。为了进一步消除脉冲磁场处理后样品内的结构缺陷或残余应力等,对脉冲磁场处理的样品进行真空低温（100℃～400℃）退火处理,采用TEM对脉冲磁场叠加退火处理后样品进行表征,并用VSM测量了软磁性能参数,结果显示以100℃/30min退火处理后试样的软磁性能最好,即矫顽力为41.98 A/m,饱和磁化强度为185.15emu/g。（4）利用经验电子理论（EET理论）中的BLD方法计算了（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1（x=0.4～0.6）非晶合金的价电子结构参数和磁矩值。首先采用非晶合金近程有序结构模型,计算了非晶中可能存在的a-Fe、面心立方Co、α-Fe-B、α-Fe-Co、Co-Hf和Fe-Cu六种晶胞的价电子结构参数和磁矩值。然后根据六种晶胞分别在（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1（x=0.4～0.6）非晶合金中所占有的比例,计算出三种（Fe1-xCox） 86Hf7B6Cu1 （x=0.4-0.6）合金总磁矩值,结果显示每种非晶合金总磁矩的理论计算值与实验测定值的误差小于10%,初步实现了从电子层次上研究非晶（Fe1-xCox）86Hf7B6Cu1合金软磁性能。
李意群[8]（2013）在《用价电子结构分析元素Y、Sn对Mg-A1合金性能的影响》文中研究说明本文使用余氏固体与分子经验电子理论（The Empirical Electron Theory in Solid and Molecules,简称为EET理论）分别计算了合金元素Y、Sn在Mg-A1基合金中形成的固溶体、析出第二相的价电子结构和键能以及相界面间的价电子结构,以此为依据分析了价电子结构与固溶强化、析出第二相强化以及界面强化的关系。研究结论归纳如下几点：1.计算了纯Mg、α-Mg、Mg-Al-Y价电子结构、键能和相结构因子ρVC其中α-Mg最强键上的共价电子对数为nAs-s=0.11199、最强键的键能值为EAS-S=10.47317kJ/mol; Mg-Al-Y最强键的共价电子对数为nAS-S=0.11325、最强键的键能为EAS-S=10.66495kJ/mol。它们的nA、EA值大于纯Mg（纯Mg最强键的共价电子对数为nAMg-Mg=0.10992、最强键的键能为EAMg-Mg=10.24306kJ/mol）的nA、EA值。α-Mg的ρVC=65.6806%,Mg-A1-Y的ρVC=66.0907%,均大于纯Mg的ρVC值（纯Mg的ρVC=65.1100%）。依据最强键的共价电子对数、最强键的键能以及相结构因子ρVC的信息,分析合金元素Y对Mg-A1合金强化作用的微观机理。2.计算了第二相Al2Y、Mg2Sn的价电子结构以及键能,其中A12Y最强键的共价电子对数为nAnY-Y=0.39773、最强键的键能为EAY-Y=51.47456kJ/mol;Mg2Sn最强键上的共价电子对数为nAMg-Mg=0.37685、最强键的键能值为EAMg-Sn=34.06651kJ/mol。它们的nA、EA值大于α-Mg基体（α-Mg最强键的共价电子对数为nAS-S=0.11199、最强键的键能为EAS-S=10.47317kJ/mol）的nA、EA值。Al2Y、Mg2Sn的存在使基体中的位错难以切过,钉扎住位错的运动,对提高Mg-Al合金的强度有重要作用。3.计算了A12Y、Mg2Sn相的FV值。其中Al2Y的FV值为FV=103.6748、Mg2Sn的FV值为FV=46.9049,均大于γ-Mg17Al12的FV值（γ-Mg17Al12的FV值为FV=44.22）,Al2Y、Mg2Sn相适应外界变化的能力强于γ-Mg17Al12相,且稳定性也比γ-Mg17Al12好。在高温下,Al2Y、Mg2Sn能有效阻碍位错运动,对提高Mg-Al合金高温蠕变性能有重要的作用。4.计算了（1121）α-Mg//（111）Al2Y、（0001）α-Mg//（111）Mg2Sn界面的价电子结构以及一级近似下界面的最小电子密度差为△ρmin、原子状态组数σ。（1121）α-Mg//（111）Al2Y界面的最小电子密度差为△ρmm=148.64%,大于（0001）α.Mg//（110）γ-Mg17Al12界面的最小电子密度差（△ρmin=50.55%）。强化相与基体的界面上电子密度差越大,则对基体晶界强化作用越大,对晶界滑移的阻力也越大,可知A12Y相对a-Mg基的强化效果明显好于γ-Mg17Al12相。（0001）α-Mg//（111）Mg2Sn界面处存在最小的电子密度差△ρmin=7.14%<10%,使界面处电子密度保持连续的原子状态组数σ=1327。Mg2Sn与α-Mg界面两边的共价电子密度连续性很好,界面应力小,界面的稳定性好,界面结合很强。
王晓虹[9]（2013）在《Nb、Al合金化MoSi2的合成、组织与性能研究》文中进行了进一步梳理MoSi2及其硅化物基材料被认为是一种非常有潜力的可用于1200℃以上的高温结构材料，但存在室温断裂韧性差、高温易蠕变以及低温粉化瘟疫的缺陷。针对上述问题，本文以Nb单一合金化和Nb、Al协同合金化MoSi2为思路，利用固体与分子经验电子理论进行材料理论设计与性能预测，通过热力学计算了理论绝热燃烧温度，采用燃烧合成技术获得超过饱和固溶体，运用真空热压烧结和放电等离子烧结技术使其致密化，并对其组织和性能进行研究。根据固体与分子经验电子理论，对C11b型MeS2（Me=Mo,Nb；S=Si,Al）价电子结构的计算表明，Nb、Al合金化引起C11b相中原子杂化状态变化，使C11b相中最强键及次强键的键能及键上共价电子对数的下降，导致宏观硬度降低；Nb单一合金化提高了C11b相中共价电子数比例值，有利于提高C11b相的强度；Al单一合金化和微量Nb、Al协同合金化均使值下降，导致C11b相强度下降。采用双亚点阵模型对(Mo1-xNbx)Si2和Mo(Si1-yAly)2体系的理论绝热温度进行了模拟计算，结果表明Nb或Al的固溶引起C11b相和C40相热容及热焓的变化，从而改变体系的绝热温度，实验设计成分(Mo1-xNbx)Si2和Mo(Si1-yAly)2的理论绝热温度均高于1800K，可以在室温下由元素粉末通过燃烧合成反应生成。以Mo、Si、Nb、Al元素粉末为原料，通过燃烧合成技术制备了(Mo1-xNbx)Si2、Mo (Si1-yAly)2和(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金。燃烧合成产物主要为固溶有Nb（Al）的C11b相和C40相，存在过饱和固溶现象。Nb合金化促进NbSi2及MoSi2型C40相形成，Al单一合金化及Nb、Al协同合金化促进Mo（Si,Al）2型C40相的形成。Nb、Al合金化促进了MoSi2燃烧合成反应的放热，使燃烧温度上升，其反应机制为：熔融-溶解-析出。以燃烧合成产物为原料，分别采用真空热压烧结和放电等离子烧结制备了致密的(Mo1-xNbx)Si2和(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金，C11b相中过饱和固溶的Nb/Al在烧结过程中发生脱溶形成C40相。热压使合金相组成趋近于平衡状态。放电等离子烧结速度快、温度低，形成的合金晶粒细小且仍存在过饱和C11b相。系统研究了热压合金的室温力学性能，结果表明：少量Nb固溶使(Mo1-xNbx)Si2合金室温硬度下降，弯曲强度升高，对断裂韧性无显着影响。大量Nb使C40相增加，导致硬度上升，强度和断裂韧性下降。Nb和Al协同合金化对室温弯曲强度的影响不大，有Nb存在时，Al添加量达一定值（y=0.15）会显着恶化MoSi2的强度。少量Nb和Al协同合金化可显着提高室温断裂韧性，最高达到10.7MPa/m1/2，比纯MoSi2提高了74%，增加合金量促使形成Mo（Si,Al）2型C40相导致(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金断裂韧性降低而硬度升高。对放电等离子烧结合金的室温和高温力学性能进行了系统研究，结果表明：放电等离子烧结合金的强度和硬度均高于同成分热压合金。放电等离子烧结(Mo1-xNbx)Si2合金的强度、硬度和断裂韧性变化趋势和热压合金一致，但断裂韧性下降较慢。Nb的增加使(Mo1-xNbx)Si2合金高温压缩强度呈现出先增后降的趋势，(Mo0.85Nb0.15)Si2合金的高温强度达到246MPa，比MoSi2提高了110%。(Mo0.85Nb0.15)Si2合金高温变形经历了整体变形和玻璃相集中变形两个阶段，玻璃相集中变形使高温流变应力下降，而MoSi2只经历了整体变形阶段。Nb、Al协同合金化可更有效的改善高温性能，Nb在高温下起到固溶强化作用，并且有助于产生层错强化效应；少量Al可减少晶界SiO2玻璃相使高温强度上升，但大量Al合金化会降低C11b和C40相的高温强度；(Mo0.85Nb0.15(Si0.97Al0.03)2合金在1400℃具有最高的压缩强度，达到252MPa，该合金同时还具有最佳室温综合力学性能。热压工艺制备的合金在500℃没有发生粉化瘟疫现象。Nb单一合金化加剧了MoSi2的低温氧化，通过高温预氧化处理可在(Mo1-xNbx)Si2表面形成保护性氧化膜，提高低温抗氧化性能。Nb和Al协同合金化MoSi2的低温抗氧化性优于Nb单一合金化，Nb的作用仍然是加速低温氧化，而Al则有利于抑制低温氧化。(Mo0.97Nb0.03(Si0.97Al0.03)2合金低温氧化性能优于纯MoSi2。大量合金元素不利于高温预氧化保护膜的形成，大量Al促进氧化形成没有自愈合作用的莫来石-氧化铝复合氧化膜，大量Nb促使MoO3形成，MoO3在高温下气化，导致氧化膜出现大量孔洞，不能产生保护作用，甚至恶化材料的低温抗氧化性能。
周伟[10]（2013）在《高氮含量Ti（C，N）基金属陶瓷的制备及其磨粒磨损特性研究》文中提出Ti（C,N）基金属陶瓷因其优异的性能且相对较低的制备成本，作为传统WC-Co硬质合金的替代材料，有着巨大的潜力和广阔的应用前景。本文采用真空烧结方法制备了系列较高氮含量的Ti（C,N）基金属陶瓷，用扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪等研究了氮元素对金属陶瓷显微组织、力学性能和磨粒磨损性能的影响。首先研究了以TiN形式引入氮元素对材料的影响规律，结果表明：在一定范围内随N含量的增加，硬质相芯部逐渐细化且分布均匀，环形相厚度变薄、磨粒磨损形貌中犁沟所占比例减少，微观脆性断裂形成的凹坑增加，耐磨粒磨损性能逐渐提高。N含量为3.6wt%时，Ti（C,N）基金属陶瓷综合性能较好，其抗弯强度、硬度及断裂韧性分别为：1873MPa、89.9HRA、20.7MPa m1/2；当N含量进一步增加到4.2wt.%时，由于致密度降低，抗弯强度和耐磨粒磨损性能反而下降，其磨粒磨损形貌中出现了明显的宏观裂纹和一些较大的孔洞。研究了以Ti(C1-x,Nx)固溶体引入N元素对材料的影响规律，结果表明：金属陶瓷的晶粒大小和孔隙度对N/C比的变化比较敏感。随着N/C比的增加，环形相的厚度变薄，晶粒逐渐细化；但当N/C比超过5/5时，由于硬质相团聚长大导致晶粒又开始粗化;同时，随着N/C比的增加，孔隙度增大。在此基础上，以较稳定的Ti(C0.6,N0.4)为N源进一步提高氮含量到4.2wt.%时，金属陶瓷组织细小均匀，环形相包覆完整且厚度适中，耐磨粒磨损性能最好，综合力学性能最佳,其抗弯强度、硬度及断裂韧性分别为：1954MPa、89.5HRA、22.4MPa m1/2。研究了AlN添加量对金属陶瓷的影响规律，结果表明：添加适量的AlN能够进一步改善Ti（C,N）基金属陶瓷的组织和性能，内环形相随AlN添加量的增加逐渐变薄甚至消失，外环形相也明显变薄，当添加量过多时会出现一些类似外环形相的灰色无芯结构。随着AlN添加量的增加，金属陶瓷的抗弯强度呈现出先增加后减小的趋势，硬度持续增大，断裂韧性先减小后增大，耐磨粒磨损性能先逐渐提高而后小幅降低。当AlN添加量为1wt.%时，Ti（C,N）基金属陶瓷耐磨粒磨损性能最好，综合力学性能最佳,其抗弯强度、硬度及断裂韧性分别为：2051MPa、90.8HRA、20.3MPa m1/2。最后，研究了Ti（C,N）基金属陶瓷的典型磨粒磨损过程和机理以及转速、载荷及磨料粒度等工作条件对其磨粒磨损过程的影响。发现金属陶瓷的磨粒磨损机理可能是因为磨粒切削形成犁沟，或者是微观脆性断裂以及陶瓷硬质相颗粒拔出脱落，还可能是它们综合作用的反映。金属陶瓷的磨损失重随着转速增大逐渐上升，当转速增大到4100r/min时反而有所降低；与载荷成线性正相关，但当载荷增大到90N时，磨损率快速上升；与磨料粒度成反相关，呈现出近似线性减小的规律。
二、TiC_(1-x)N_x固溶体的价电子结构及其性能研究（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、TiC_(1-x)N_x固溶体的价电子结构及其性能研究（论文提纲范文）
（1）高硬度三元硼化物基金属陶瓷的设计与制备研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 选题背景和意义 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超硬材料和硬质材料 |
| 2.2 三元硼化物基金属陶瓷的国内外研究现状 |
| 2.2.1 反应硼化烧结 |
| 2.2.2 Mo_2FeB_2-Fe金属陶瓷 |
| 2.2.3 Mo_2NiB_2-Ni金属陶瓷 |
| 2.2.4 WCoB-Co金属陶瓷 |
| 2.2.5 WFeB-Fe金属陶瓷 |
| 2.2.6 W_2NiB_2-Ni金属陶瓷 |
| 2.2.7 MoCoB+Mo_2CoB_2硬质涂层 |
| 2.2.8 存在问题 |
| 2.3 第一性原理基础理论 |
| 2.3.1 求解Schrodinger方程及近似处理 |
| 2.3.2 密度泛函理论 |
| 2.3.3 交换-关联泛函简化 |
| 2.3.4 常用第一性原理计算软件 |
| 2.4 研究内容及技术路线 |
| 3 计算方法、实验制备及表征方法 |
| 3.1 计算方法 |
| 3.2 实验制备 |
| 3.2.1 原料 |
| 3.2.2 样品的制备 |
| 3.3 分析与测试 |
| 4 硬质相的筛选 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型和计算方法 |
| 4.3 结构和晶格参数 |
| 4.4 三元硼化物的性质 |
| 4.4.1 弹性常数 |
| 4.4.2 德拜温度 |
| 4.4.3 硬度 |
| 4.4.4 态密度 |
| 4.5 三元硼化物的筛选 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 MoCoB-Co金属陶瓷的相演变和组织演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 烧结过程中的相演变 |
| 5.3.1 烧结过程中的物相分析 |
| 5.3.2 烧结粉末的差热分析 |
| 5.3.3 烧结过程中的相演变规律 |
| 5.4 烧结过程中的组织演变 |
| 5.4.1 烧结体的致密化过程 |
| 5.4.2 烧结体的显微组织 |
| 5.4.3 烧结体的断口形貌 |
| 5.5 纳米多孔结构的形成机理和液相形成机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 化学成分对MoCoB-Co金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验设计 |
| 6.3 不同Mo/B原子比对组织和性能的影响 |
| 6.3.1 物相分析 |
| 6.3.2 组织形貌 |
| 6.3.3 断口形貌 |
| 6.3.4 断口腐蚀形貌 |
| 6.3.5 界面 |
| 6.3.6 力学性能 |
| 6.4 不同Co含量对组织和性能的影响 |
| 6.4.1 组织形貌 |
| 6.4.2 力学性能 |
| 6.5 讨论 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 过渡金属元素掺杂MoCoB的第一性原理计算 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 模型和计算方法 |
| 7.3 过渡金属元素对MoCoB力学性能的影响 |
| 7.3.1 掺杂过渡金属的原子占位 |
| 7.3.2 弹性常数 |
| 7.3.3 德拜温度 |
| 7.3.4 硬度 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 Cr、Ni和Mn对MoCoB-Co金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验方法 |
| 8.3 Cr添加对MoCoB-Co金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 8.3.1 显微组织 |
| 8.3.2 力学性能 |
| 8.4 Ni添加对MoCoB-Co金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 8.4.1 显微组织 |
| 8.4.2 力学性能 |
| 8.5 Mn添加对MoCoB-Co金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 8.5.1 显微组织 |
| 8.5.2 力学性能 |
| 8.6 讨论 |
| 8.7 与硬质合金对比 |
| 8.8 本章小结 |
| 9 结论及主要创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）纳米TiCp增强（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 MoSi_2的晶体结构与基本特性 |
| 1.1.1 MoSi_2的晶体结构 |
| 1.1.2 MoSi_2的基本特性 |
| 1.2 MoSi_2材料的应用现状 |
| 1.2.1 高温结构材料 |
| 1.2.2 发热元件 |
| 1.2.3 高温抗氧化涂层 |
| 1.2.4 其他应用 |
| 1.3 MoSi_2材料的制备 |
| 1.3.1 MoSi_2粉体的合成制备 |
| 1.3.2 MoSi_2材料的烧结制备 |
| 1.4 MoSi_2材料强韧化研究 |
| 1.4.1 合金化 |
| 1.4.2 复合化 |
| 1.4.3 协同化 |
| 1.5 本文研究的目的、意义以及主要研究工作 |
| 2 试验内容与研究方法 |
| 2.1 试验原材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 技术流程 |
| 2.4 样品表征 |
| 2.4.1 物相组成 |
| 2.4.2 显微结构 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 相对密度 |
| 2.5.2 抗弯强度 |
| 2.5.3 显微硬度 |
| 2.5.4 断裂韧性 |
| 3 W、Al合金化MoSi_2的自蔓延高温合成 |
| 3.1 试验方法与工艺 |
| 3.1.1 试验配方 |
| 3.1.2 试验步骤 |
| 3.2 反应过程与产物形貌 |
| 3.2.1 燃烧模式与产物宏观形貌 |
| 3.2.2 产物微观形貌 |
| 3.3 产物物相分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 (Mo_(0.9)W_(0.1)(Si_(1-x)Al_x)_2的真空热压烧结及其性能研究 |
| 4.1 试验方法与工艺 |
| 4.1.1 试验原料 |
| 4.1.2 烧结工艺 |
| 4.2 (Mo_(0.9)W_(0.1)(Si_(1-x)Al_x)_2陶瓷物相分析 |
| 4.3 力学性能结果与讨论 |
| 4.3.1 样品相对密度 |
| 4.3.2 抗弯强度及断口形貌 |
| 4.3.3 维氏硬度与断裂韧性 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 纳米TiC_p/(Mo,W)(Si,Al)_2复合陶瓷的制备及其性能研究 |
| 5.1 试验方法与工艺 |
| 5.1.1 纳米TiC粉体的分散 |
| 5.1.2 试验配方 |
| 5.1.3 复合粉体制备流程 |
| 5.2 复合陶瓷物相分析 |
| 5.3 力学性能结果与讨论 |
| 5.3.1 样品相对密度 |
| 5.3.2 抗弯强度及断口形貌 |
| 5.3.3 维氏硬度与断裂韧性 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及研究成果 |
| 致谢 |
（3）高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分和典型组织 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的典型组织 |
| 1.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的研究进展 |
| 1.3.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备技术 |
| 1.3.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的合金化 |
| 1.3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面结构特点 |
| 1.3.4 Ti(C,N)基金属陶瓷的特殊性能 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性及脱氮行为的研究现状 |
| 1.4.1 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性的研究 |
| 1.4.2 Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 1.5 Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化技术的研究现状 |
| 1.5.1 晶须增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.2 碳纳米管增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.3 碳纤维增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.4 纳米颗粒增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.6 固体与分子经验电子理论及其在材料中的应用 |
| 1.6.1 固体与分子经验电子理论概述 |
| 1.6.2 固体与分子经验电子理论在材料中的应用 |
| 1.7 本文研究的目的和意义 |
| 1.8 本文研究的主要内容 |
| 第二章 试验材料的制备及测试表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验所用原料及其初始条件 |
| 2.3 试验材料的制备工艺流程 |
| 2.4 试验材料的测试与表征 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.2 密度的测定 |
| 2.4.3 孔隙度的测定 |
| 2.4.4 烧结体中的氮氧含量分析 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 差热分析 |
| 2.4.7 显微组织形貌观察及成分分析 |
| 第三章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 Ti(C_(1-x),N_x)固溶体的热力学稳定性 |
| 3.4 Ti(C_(1-x),N_x)固溶的N/C比对金属陶瓷稳定性的影响 |
| 3.4.1 N/C比对金属陶瓷脱氮率的影响 |
| 3.4.2 N/C比对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.5 Ti(C,N)基金属陶瓷典型脱氮过程和脱氮机理研究 |
| 3.5.1 烧结过程中各温度区间的脱氮率 |
| 3.5.2 烧结过程中的相变和组织演化 |
| 3.5.3 烧结过程中的脱氮机理 |
| 3.6 烧结工艺参数对Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.1 1000 ℃-1240℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.2 1240 ℃-1400℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.3 终烧温度对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 化学成分对高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.3.1 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.2 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.4 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.4.1 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.4.2 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.5 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.5.1 WC对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和显微组织的影响 |
| 4.5.2 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 原位碳热还原法制备高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 测试与分析 |
| 5.3 原位碳热还原过程中的致密化行为和相变 |
| 5.3.1 烧结过程中的致密化行为 |
| 5.3.2 烧结过程中的主要相变 |
| 5.4 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 5.4.1 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织 |
| 5.4.2 原位碳热还原法所制备金属陶瓷中的界面特点 |
| 5.5 原位碳热还原法所制备Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 研究方法 |
| 6.3 陶瓷硬质相和金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.3.1 陶瓷硬质相的价电子结构计算 |
| 6.3.2 金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.4 陶瓷硬质相/金属粘结相界面的价电子密度差计算 |
| 6.4.1 陶瓷硬质相((?)1(?))晶面的价电子密度 |
| 6.4.2 金属粘结相(110)晶面的价电子密度 |
| 6.4.3 相界面价电子密度差计算 |
| 6.5 计算结果 |
| 6.6 高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷的强韧化机理分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 混晶结构高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验方法 |
| 7.3 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的主要粉料形貌和物相组成 |
| 7.4 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 7.4.1 高氮量碳混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织 |
| 7.4.2 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面特点 |
| 7.5 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 7.6 粗/细硬质相比例对高氮量混晶结构金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 7.6.1 粗/细硬质相比例对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 7.6.2 粗/细硬质相比例对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 7.7 本章小结 |
| 第八章 全文总结 |
| 8.1 本文主要结论 |
| 8.2 本文创新之处 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
| 附录 价电子计算程序 |
（4）W-Mo固溶合金的价电子结构及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钨的基本性质 |
| 1.2 钨合金的强化机制 |
| 1.2.1 固溶强化钨合金 |
| 1.2.2 弥散强化型钨合金 |
| 1.2.3 钾泡强化型钨合金 |
| 1.2.4 细晶强化型钨合金 |
| 1.2.5 形变强化型钨合金 |
| 1.3 纳米级钨合金粉末的制备技术 |
| 1.3.1 机械合金化法 |
| 1.3.2 溶胶-凝胶法 |
| 1.3.3 喷雾干燥法 |
| 1.3.4 冷凝干燥法 |
| 1.4 面向等离子体钨基材料的研究进展 |
| 1.4.1 氧化物弥散强化钨基复合材料 |
| 1.4.2 碳化物弥散强化钨基复合材料 |
| 1.4.3 纳米晶/超细晶钨 |
| 1.5 固体与分子经验电子(EET)理论及其应用 |
| 1.5.1 EET理论方法 |
| 1.5.2 EET理论方法的应用 |
| 第二章 钨钼固溶合金的价电子结构及其性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 EET理论的基本内容 |
| 2.2.1 EET理论的四个假设 |
| 2.2.2 键距差方法(BLD方法) |
| 2.2.3 平均原子模型 |
| 2.3 W-Mo固溶合金的价电子结构计算步骤 |
| 2.4 W-Mo固溶体价电子结构分析的结果与讨论 |
| 2.4.1 W-Mo固溶体价电子结构分析 |
| 2.4.2 硬度与价电子结构的关系 |
| 2.4.3 强度与价电子结构的关系 |
| 2.4.4 W-Mo固溶体键能的计算 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 实验方案和实验步骤 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方案设计 |
| 3.3 实验工艺流程 |
| 3.4 实验设备 |
| 3.4.1 高能球磨机 |
| 3.4.2 高温石墨化炉 |
| 3.4.3 放电等离子(SPS)烧结炉 |
| 3.5 实验过程 |
| 3.5.1 机械合金化 |
| 3.5.2 放电等离子烧结(SPS) |
| 3.5.3 高温气氛烧结 |
| 3.5.4 烧结后处理 |
| 3.6 材料的组织性能测试 |
| 3.6.1 致密度测试 |
| 3.6.2 XRD物相分析 |
| 3.6.3 金相观察 |
| 3.6.4 维氏显微硬度的测定 |
| 3.6.5 SEM观察及EDS能谱分析 |
| 第四章 机械合金化方法制备W-Mo合金粉末 |
| 4.1 过程控制剂对W-Mo固溶合金粉末的影响 |
| 4.2 球磨时间对W-Mo固溶合金粉末的影响 |
| 4.3 机械合金化方法制备不同成分的W-Mo合金粉末 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 气氛烧结和SPS烧结制备W-Mo合金及组织性能测试 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 W-Mo合金烧结试样的物相分析 |
| 5.3 烧结后W-Mo合金的组织 |
| 5.4 W-Mo合金SPS烧结试样的断口形貌 |
| 5.5 Mo含量和不同烧结方式对W-Mo合金致密度的影响 |
| 5.6 Mo含量和不同烧结方式对W-Mo合金硬度的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（6）(Ti，M)C基金属陶瓷的制备、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1. 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷材料的发展概况 |
| 1.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的微观结构 |
| 1.3.1 芯相 |
| 1.3.2 环形相 |
| 1.3.3 粘结相 |
| 1.4 多元固溶体陶瓷粉末的制备方法及其研究现状 |
| 1.4.1 自蔓延高温合成(SHS) |
| 1.4.2 机械合金化(MA) |
| 1.4.3 机械诱发自蔓延反应(MSR) |
| 1.4.4 化学合成法 |
| 1.4.5 碳热还原法 |
| 1.5 本文研究的目的、内容和技术路线 |
| 1.5.1 研究的目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 技术路线 |
| 2. 实验方法、设备及测试 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验所需原料及设备 |
| 2.3 多元固溶体基金属陶瓷的制备工艺 |
| 2.3.1 固溶体粉末制备 |
| 2.3.2 金属陶瓷烧结体的制备 |
| 2.4 金属陶瓷烧结体的力学性能测试和显微组织分析 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.2 密度测试 |
| 2.4.3 显微组织分析 |
| 3. (Ti_(1-x),W_x)C固溶体的合成及其第一性原理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 实验结果与分析讨论 |
| 3.3.1 (Ti_(1-x),W_x)C固溶体粉末合成过程物相转变 |
| 3.3.2 固溶体粉末特性 |
| 3.3.3 固溶体粉末合成机理 |
| 3.3.4 (Ti_(1-x),W_x)C固溶体的第一性原理计算 |
| 3.4 本章小结 |
| 4. 微波辅助碳热还原法制备超细(Ti,W,Nb)C固溶体 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 实验结果与分析讨论 |
| 4.3.1 MWCR和CR过程中的物相演化 |
| 4.3.2 微波加热促进(Ti,W,Nb)C固溶体粉末合成的机制 |
| 4.3.3 (Ti,W,Nb)C固溶体粉末特性 |
| 4.4 本章小结 |
| 5. (Wi_(1-x),W_x)C-Ni金属陶瓷组织和性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 实验结果与分析讨论 |
| 5.3.1 烧结温度对(Ti_xW_(1-x))C基金属陶瓷收缩率和力学性能的影响 |
| 5.3.2 (Ti_xW_(1-x))C成分对金属陶瓷组织的影响 |
| 5.3.3 (Ti_xW_(1-x))C成分对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 5.3.4 WC添加方式对金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6. Mo添加对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-30Ni金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 实验结果与分析讨论 |
| 6.3.1 Mo含量对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-30Ni金属陶瓷相组成和组织的影响 |
| 6.3.2 Mo含量对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-30Ni金属陶瓷致密化的影响 |
| 6.3.3 Mo含量对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-30Ni金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7. TiC添加对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-15Mo-30Ni金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验过程 |
| 7.3 实验结果与分析讨论 |
| 7.3.1 TiC含量对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-15Mo-30Ni金属陶瓷相组成的影响 |
| 7.3.2 TiC含量对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-15Mo-30Ni金属陶瓷组织的影响 |
| 7.3.3 TiC含量对(Ti_(0.68),W_(0.32))C-15Mo-30Ni金属陶瓷力学性能的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 8. 全文总结 |
| 8.1 本文主要结论 |
| 8.2 本文的创新之处 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读学位期间发表的论文与申请的专利 |
（7）FeCoHfBCu非晶、纳米晶合金性能及其经验电子理论研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 非晶态合金 |
| 1.2.1 非晶态合金的简介 |
| 1.2.2 非晶态合金的发展简史 |
| 1.2.3 非晶态合金的结构 |
| 1.2.4 非晶态合金的制备 |
| 1.2.5 FeCo系非晶态合金简介 |
| 1.3 纳米晶软磁合金 |
| 1.3.1 纳米晶软磁合金发展简史 |
| 1.3.2 纳米晶软磁合金制备 |
| 1.3.3 纳米晶软磁合金的特点及应用 |
| 1.4 本论文研究的背景、目的及研究内容 |
| 第2章 经验电子理论概述 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 电子理论在材料研究中的发展 |
| 2.3 固体与分子经验电子理论(EET)简介 |
| 2.4 EET理论在软磁材料中的应用 |
| 第3章 实验方法 |
| 3.1 脉冲磁场处理实验 |
| 3.2 试样的温升测量 |
| 3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 3.4 透射电镜分析(TEM) |
| 3.5 穆斯堡尔谱分析 |
| 3.6 扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS)分析 |
| 3.7 差热分析(DTA) |
| 3.8 正电子湮没寿命谱 |
| 3.9 试样的软磁性能测量 |
| 第4章 非晶合金的制备及表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 母合金成分计算 |
| 4.3 非晶合金制备 |
| 4.3.1 母合金的制备 |
| 4.3.2 非晶薄带的制备 |
| 4.4 非晶合金薄带的表征 |
| 4.4.1 X射线检测 |
| 4.4.2 透射电镜检测 |
| 4.4.3 穆斯堡尔谱检测 |
| 4.4.4 扫描电镜及能谱分析 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 非晶合金的热稳定性和软磁性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 非晶合金的热稳定 |
| 5.2.1 辊速对非晶合金热稳定性的影响 |
| 5.2.2 B的加入方式对非晶合金热稳定性的影响 |
| 5.2.3 非晶的组成成分对非晶合金热稳定性的影响 |
| 5.3 非晶合金的正电子寿命谱分析 |
| 5.3.1 正电子湮没寿命谱仪的调试 |
| 5.3.2 正电子寿命谱测量 |
| 5.4 非晶合金的软磁性能 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 非晶、纳米晶合金性能优化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 中频磁脉冲处理非晶合金—纳米晶合金制备 |
| 6.2.1 X射线分析 |
| 6.2.2 透射电镜分析 |
| 6.2.3 穆斯堡尔谱分析 |
| 6.3 中频磁脉冲处理非晶合金的正电子寿命谱分析 |
| 6.4 真空退火处理纳米晶合金 |
| 6.4.1 透射电镜分析 |
| 6.4.2 试样的软磁性能分析 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 FeCoHfBCu非晶合金的EET理论研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 非晶合金的价电子结构计算 |
| 7.2.1 α-Fe晶胞价电子结构的计算 |
| 7.2.2 面心立方Co晶胞价电子结构的计算 |
| 7.2.3 α-Fe-B晶胞价电子结构的计算 |
| 7.2.4 Fe-Co晶胞价电子结构的计算 |
| 7.2.5 Co-Hf晶胞价电子结构的计算 |
| 7.2.6 Fe-Cu晶胞价电子结构的计算 |
| 7.3 非晶(Fe_(1-x)Co_x)_(86)Hf_7B_6Cu_1合金磁矩的理论计算 |
| 7.4 小结 |
| 第8章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的论着和科研情况 |
| 作者简历 |
（8）用价电子结构分析元素Y、Sn对Mg-A1合金性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 1 引言 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 Mg-Al合金的概况 |
| 1.2.1 Mg-Al合金二元相图 |
| 1.2.2 Mg-Al合金的分类和应用 |
| 1.2.3 关于Mg-Al合金的研究 |
| 1.3 选题的目的和意义 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 2 理论基础 |
| 2.1 EET理论 |
| 2.1.1 EET理论中的四个基本假定 |
| 2.1.2 键距差(BLD)方法 |
| 2.1.3 键能的计算 |
| 2.2 界面结合因子的计算 |
| 3 Y元素对Mg-Al合金性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg的杂化表 |
| 3.3 Al的杂化表 |
| 3.4 Y的杂化表 |
| 3.5 纯Mg的价电子结构与键能的计算 |
| 3.5.1 实验键距、等同键数I_α的计算 |
| 3.5.2 纯Mg价电子结构的计算 |
| 3.5.3 纯Mg键能的计算 |
| 3.5.4 纯Mg相结构因子ρ_V~c的计算 |
| 3.6 纯Al的价电子结构与键能的计算 |
| 3.6.1 实验键距与等同键数I_α的计算 |
| 3.6.2 纯Al价电子结构的计算 |
| 3.6.3 纯Al键能的计算 |
| 3.7 纯Y的价电子结构与键能 |
| 3.7.1 实验键距与等同键数I_α的计算 |
| 3.7.2 纯Y价电子结构的计算 |
| 3.7.3 纯Y键能的计算 |
| 3.8 α-Mg的价电子结构与键能 |
| 3.8.1 实验键距、等同键数I_α的计算 |
| 3.8.2 α-Mg价电子结构的计算 |
| 3.8.3 α-Mg键能的计算 |
| 3.8.4 α-Mg相结构因子p_V~C的计算 |
| 3.9 Mg-Al-Y的价电子结构与键能 |
| 3.9.1 实验键距、等同键数I_α的计算 |
| 3.9.2 Mg-Al-Y价电子结构的计算 |
| 3.9.3 Mg-Al-Y键能的计算 |
| 3.9.4 Mg-Al-Y相结构因子ρ_V~C的计算 |
| 3.10 Al_2Y的价电子结构与键能 |
| 3.10.1 实验键距、等同键数I_α的计算 |
| 3.10.2 Al_2Y价电子结构的计算 |
| 3.10.3 Al_2Y键能的计算 |
| 3.10.4 Al_2Y的相结构因子F_V的计算 |
| 3.11 异相界面电子结构的计算 |
| 3.11.1 (1121)_(α-Mg)//(111)_(Al2Y)的界面电子结构 |
| 3.11.2 α-Mg单位晶胞(1121)的面电子结构 |
| 3.11.3 Al_2Y单位晶胞(111)的面电子结构 |
| 3.12 结果与分析 |
| 3.12.1 Mg-Al-Y的价电子结构与固溶强化 |
| 3.12.2 Al_2Y相与第二相强化 |
| 3.12.3 Al_2Y相结构因子F_V与第二相稳定性 |
| 3.12.4 界面结构因子与界面强化 |
| 3.13 本章小结 |
| 4 Sn元素对Mg-Al合金性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Sn的杂化表 |
| 4.3 纯Sn的价电子结构与键能的计算 |
| 4.3.1 实验键距、等同键数I_α的计算 |
| 4.3.2 纯Sn价电子结构的计算 |
| 4.3.3 纯Sn键能的计算 |
| 4.4 Mg_2Sn的价电子结构与键能 |
| 4.4.1 实验键距、等同键数I_α的计算 |
| 4.4.2 Mg_2Sn价电子结构的计算 |
| 4.4.3 Mg_2Sn键能的计算 |
| 4.4.4 Mg_2Sn的相结构因子F_V的计算 |
| 4.5 异相界面电子结构的计算 |
| 4.5.1 (0001)_(α-Mg)//(111)_(Mg_2Sn)的界面电子结构 |
| 4.5.2 α-Mg单位晶胞(0001)的面电子结构 |
| 4.5.3 Mg_2Sn单位晶胞(111)的面电子结构 |
| 4.6 结果与分析 |
| 4.6.1 Mg_2Sn相与第二相强化 |
| 4.6.2 Mg_2Sn相结构因子F_V与第二相稳定性 |
| 4.6.3 界面结构因子与界面强化 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历及攻读硕士期间发表论文 |
（9）Nb、Al合金化MoSi2的合成、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| Extended Abstract |
| 图清单 |
| 表清单 |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 高温结构材料 |
| 1.2 硅化物 |
| 1.3 MoSi_2材料发展历史 |
| 1.4 MoSi_2的结构与特征 |
| 1.5 Nb 强韧化 MoSi_2 |
| 1.6 Al 合金化 MoSi_2 |
| 1.7 多元合金化 |
| 1.8 硅化物的 Pest 氧化现象 |
| 1.9 硅化物的合成与制备方法 |
| 1.10 研究目的、意义和主要内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验材料与成分设计 |
| 2.3 燃烧合成实验 |
| 2.4 真空热压烧结 |
| 2.5 放电等离子烧结 |
| 2.6 样品表征 |
| 2.7 性能表征 |
| 3 C11_b型 MeS_2（Me=Mo,Nb;S=Si,Al）的价电子结构 |
| 3.1 固体与分子经验电子理论基本内容 |
| 3.2 C11_b型MoSi_2的价电子结构 |
| 3.3 C11_b型(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2（x=0.03, 0.06）的价电子结构 |
| 3.4 C11_b型Mo(Si_(1-y)Al_y)_2（2y=0.015, 0.03）的价电子结构 |
| 3.5 C11_b型(Mo_(0.97)Nb_(0.03))(Si_(0.97)Al_(0.03))_2的价电子结构 |
| 3.6 讨论 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 (Mo,Nb)Si_2和 Mo(Si,Al)_2体系燃烧合成热力学 |
| 4.1 Mo-Nb-Si 体系二元化合物反应生成标准 Gibbs 自由能 |
| 4.2 绝热燃烧温度计算 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Nb、Al 合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.1 Nb 合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.2 Al 合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.3 Nb、Al 协同合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 真空热压烧结合金化 MoSi_2及其组织性能 |
| 6.1 真空热压烧结 Nb 合金化 MoSi_2合金 |
| 6.2 真空热压烧结 Nb 和 Al 合金化 MoSi_2 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 放电等离子烧结合金化 MoSi_2及其性能研究 |
| 7.1 放电等离子烧结 Nb 合金化 MoSi_2 |
| 7.2 放电等离子烧结 Nb 和 Al 协同合金化 MoSi_2 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 合金化 MoSi_2的低温氧化特征 |
| 8.1 Nb 合金化 MoSi_2的低温氧化特征 |
| 8.2 Nb、Al 协同合金化 MoSi_2的低温氧化特征 |
| 8.3 本章小结 |
| 9 结论与展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 主要创新点 |
| 9.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（10）高氮含量Ti（C，N）基金属陶瓷的制备及其磨粒磨损特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备、组织结构及性能 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的组织结构 |
| 1.2.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的性能 |
| 1.3 合金元素及添加剂对 Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 1.3.1 C、N 元素 |
| 1.3.2 Ni、Co 元素 |
| 1.3.3 Mo 元素 |
| 1.3.4 添加剂 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷的磨损特性 |
| 1.5 本文研究目的和意义 |
| 1.6 本文技术路线 |
| 第二章 试验材料的制备及表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料的制备 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 制备流程 |
| 2.2.3 烧结工艺 |
| 2.3 试验材料的表征 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 孔隙度的测定 |
| 2.3.3 物相分析 |
| 2.3.4 差热分析 |
| 2.3.5 显微形貌观察及成分分析 |
| 第三章 TiN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 TiN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 3.3.1 TiN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.3.2 TiN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.3.3 TiN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 3.3.4 TiN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷磨粒磨损性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Ti(C1-x,Nx)固溶体对金属陶瓷组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 Ti(C1-x,Nx)固溶体 N/C 比对金属陶瓷组织性能的影响 |
| 4.3.1 N/C 比对 Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.2 N/C 比对 Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 4.3.3 N/C 比对 Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 4.4 Ti(C0.6,N0.4)含量对 Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 4.4.1 Ti(C0.6,N0.4)含量对 Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.4.2 Ti(C0.6,N0.4)含量对 Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 4.4.3 Ti(C0.6,N0.4)含量对 Ti(C,N)基金属陶瓷磨粒磨损性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 AlN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 AlN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 5.3.1 AlN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 5.3.2 AlN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 5.3.3 AlN 对 Ti(C,N)基金属陶瓷磨粒磨损性能的影响 |
| 5.4 AlN 对金属陶瓷相变过程的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 Ti(C,N)基金属陶瓷的磨粒磨损特性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方法 |
| 6.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的典型磨粒磨损过程 |
| 6.4 工作条件对 Ti(C,N)基金属陶瓷的磨粒磨损性能的影响 |
| 6.4.1 转速对 Ti(C,N)基金属陶瓷磨粒磨损性能的影响 |
| 6.4.2 载荷对 Ti(C,N)基金属陶瓷磨粒磨损性能的影响 |
| 6.4.3 磨料粒度对 Ti(C,N)基金属陶瓷磨粒磨损性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 本文主要结论 |
| 7.2 本文创新之处 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果及发表的学术论文 |
四、TiC_(1-x)N_x固溶体的价电子结构及其性能研究（论文参考文献）
- [1]高硬度三元硼化物基金属陶瓷的设计与制备研究[D]. 杨国强. 北京科技大学, 2020(02)
- [2]纳米TiCp增强（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷的制备及性能研究[D]. 李斯. 郑州大学, 2019(09)
- [3]高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究[D]. 周伟. 南京航空航天大学, 2018(01)
- [4]W-Mo固溶合金的价电子结构及其组织性能研究[D]. 苏宇. 合肥工业大学, 2016(02)
- [5]钨钼固溶体合金的价电子结构及其性能研究[J]. 苏宇,刘宁,汤振齐,刘爱军,陈天宝. 热处理, 2015(06)
- [6](Ti，M)C基金属陶瓷的制备、组织与性能研究[D]. 张国鹏. 华中科技大学, 2014(07)
- [7]FeCoHfBCu非晶、纳米晶合金性能及其经验电子理论研究[D]. 谷月. 东北大学, 2013(03)
- [8]用价电子结构分析元素Y、Sn对Mg-A1合金性能的影响[D]. 李意群. 郑州大学, 2013(11)
- [9]Nb、Al合金化MoSi2的合成、组织与性能研究[D]. 王晓虹. 中国矿业大学, 2013(07)
- [10]高氮含量Ti（C，N）基金属陶瓷的制备及其磨粒磨损特性研究[D]. 周伟. 南京航空航天大学, 2013(06)