一、Cu_4Ti晶体结构的高分辨电子显微术研究（论文文献综述）
李涛涛[1]（2021）在《熔体中原位纳米晶对铝合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制》文中研究表明铝合金由于其具有质轻、比强度高等优点广泛用于汽车和航空航天等领域,也是目前应用最广的轻量化材料。铝合金的微观组织构型对于最终力学性能表现有着重要影响,但是目前主要的孕育剂或者变质剂仅能对部分组织产生影响,譬如,Al-Ti-B孕育剂和部分稀土元素仅能影响α-Al,P仅能影响初生Si颗粒,Sr和Sb仅能影响共晶Si组织,析出相形貌和尺寸调控则往往只能通过调整热处理工艺来实现。因此,探究一种可靠的组织调控剂来全面的调控铝合金初生相、共晶相以及热处理后析出相从而获得优质的组织构型是十分必要且有意义的。合金的凝固过程直接影响凝固组织、合金元素分布以及热处理后的析出相,对于潜在调控剂对凝固行为影响的理解和研究是合金组织细化和性能强化的基础。因此,建立凝固行为与凝固组织及力学性能之间的联系将是本文的研究重点。本文系统研究了Fe-B-Si非晶合金原位晶化形成的纳米晶对亚、过共晶Al-Si合金凝固行为及铸态组织的影响规律,建立了凝固行为与凝固组织的联系,揭示了原位纳米晶对Al-Si合金组织的调控机制。同时研究了原位纳米晶对Al-（Si）-Cu合金和Al-（Si）-Mg合金的凝固行为、铸态组织、晶间偏析及力学性能的影响规律,并揭示了原位纳米晶调控Al-Mg合金的组织调控机制和力学性能强化机制,为工业生产高强度铝合金提供重要实验依据和理论基础。本文的主要研究结果如下:1.揭示出原位微量纳米晶对铝合金凝固行为的影响。添加纳米晶提高了α-Al形核温度,Al-Si共晶反应温度、Al2Cu和Mg2Si形核温度;2.揭示出原位微量纳米晶对铝合金组织构型的影响。添加纳米晶显着细化了α-Al和Al-Si共晶组织,改善了Cu、Mg元素的晶间偏析并使得Al2Cu相Mg2Si相分布更加均匀,热处理后的θ’析出相和Mg2Si析出相也得到明显细化。3.揭示出原位微量纳米晶铝合金组织构型的调控机制:a)α-Al枝晶调控机制:纳米晶化相Fe2B与α-Al晶格匹配较好,可作为α-Al的异质形核核心,促进α-Al形核,更多异质核心使α-Al长大空间减小,晶粒长大受到了相邻细小晶粒的限制和未参与形核纳米晶化相的阻碍,α-Al晶粒细化;b)共晶硅调控机制:纳米晶化相Fe3Si和Fe2B可以作为共晶Si的异质形核核心促进了Al-Si共晶反应。Al-Si共晶组织的长大过程受到了更加细小的相邻晶粒的限制及未参与形核纳米晶化相的阻碍,共晶组织细化;c)析出相调控机制:纳米晶化相促进了Al2Cu相和Mg2Si相的形成,长大过程受到了更加细小的相邻晶粒的限制以及未参与形核的纳米晶化相的阻碍,Al2Cu相和Mg2Si相沿着晶界分布更加均匀,有利于固溶时在α-Al晶内元素均匀分布,后续时效时第二相更细小、弥散的析出。4.揭示出原位微量纳米晶显着强化了Al-（Si）-Cu和Al-（Si）-Mg合金,并揭示了其强韧化机制:a)纳米晶调控后显着强化了Al-Cu4、Al-Si7-Cu4、Al-Mg1和Al-Si7-Mg1合金。Al-Cu4合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了31.0%、24.7%、9.4%和33.2%;Al-Si7-Cu4合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了27.4%、24.7%、65.7%和130.0%;Al-Mg1合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了12.3%、5.7%、24.7%和32.1%;Al-Si7-Mg1合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了16.2%、14.2%、85.0%和131.2%;b)原位微量纳米晶调控Al-（Si）-Cu和Al-（Si）-Mg合金力学性能强韧化机制:i.强化机制:细晶强化和析出强化;ii.韧化机制:细晶组织晶粒协调变形和细小共晶Si减轻应力集中。
任晓茹[2]（2021）在《Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族铋基多元硫族化合物纳米晶的可控合成及性能研究》文中研究表明Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族铋基多元硫族化合物纳米材料的元素组成绿色无毒、地球储量丰富且价格低廉,具有高电导率、多活性位点、窄禁带、生物无毒、高X射线衰减系数和高光吸收系数等优势和特性,广泛应用于能源存储与转换、催化和生物医药等领域。铋基多元硫族化合物纳米材料的合成是其有效开发和利用的基础。当前,铋基多元硫族化合物纳米材料的合成仍处于起步阶段,需要对该体系纳米晶的生长机理进行深入研究和理解,进而提出高效可控的合成策略。这里我们揭示了Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族纳米晶的生长机理,并设计合成出一系列铋基多元硫族化合物纳米材料。此外,我们将铋基多元硫族化合物纳米材料用作钾离子电池负极并对其性能进行研究。研究发现,在电化学反应过程中,引入原位脱溶的优良导体Ag/Cu,有效提高了钾离子电池的比容量以及循环稳定性。本论文的研究为铋基纳米材料的胶体化学可控合成做了补充并提供了新的思路和研究基础。同时,进一步拓展了该体系纳米材料在钾离子电池中的应用,为电极材料的设计与提升提供了更多方法。第一章,介绍了硫族化合物纳米材料的胶体合成与生长机理、铋基多元硫族化合物纳米材料的研究现状、铋基硫族化合物纳米材料的应用以及选题目的和意义。第二章,本章使用硫粉/十八烯作为反应硫源,通过热注入方法成功制备出两相高铋含量的新型Cu1.57Bi4.57S8和Cu2.93Bi4.89S9纳米晶以及Cu3BiS3纳米晶。实验中,利用Bi2S3晶种的Bi-S分子键束缚Bi3+,进而避免具有强氧化性的Bi3+被体系内产生的还原性成分还原为金属铋单质,并通过调节不同的Cu2-xS晶种与相对于Bi2S3晶种的比例制备出三相Cu-Bi-S纳米晶。我们深入研究并揭示了Cu-Bi-S体系的生长机理:m Cu2-xS+n Bi2S3→Cu-Bi-S。这项研究建立了一种合成高Bi含量多元硫族化合物纳米晶的有效方法。第三章,本章选用高反应活性的N,N’-二苯基硫脲为硫源,通过热注入法合成出不同尺寸和形貌的Cu3BiS3纳米晶。N,N’-二苯基硫脲可以有效平衡不同金属前驱体的反应活性,从而避免Bi3+的还原析出。此外,使用简单的阴离子与Bi3+的键合作用,通过生成Bi OCl反应中间体,并利用中间体的沉淀溶解平衡来调控Bi3+的反应速率,有效的控制了纳米晶的成核速率,得到了尺寸和形貌可控的Cu3BiS3纳米晶。此外,我们首次探索了三元Cu3BiS3纳米晶的钾离子电池性能,研究显示,Cu3BiS3纳米晶在0.5 A g-1的电流密度下,可以达到400 m Ah g-1的比容量。第四章,本章使用N,N’-二苯基硫脲通过热注入法成功制备出八面体形貌的AgBiS2纳米晶,并将其首次用作钾离子电池的负极材料。研究阐释了从AgBiS2纳米材料负极原位脱溶的Ag对钾离子电池的性能提升起到关键作用。并发现,在整个钾离子电池内部发生了置换/转化/合金化的混合电化学反应机理（两个以上）:AgBiS2-Ag/Bi-KBi2-K3Bi2-K3Bi。研究发现,Ag颗粒从母体中原位脱溶的过程使电极内部的导电性逐渐升高,并能够自发促进负极反应中K+的循环过程。电池在0.5 A g-1时,可提供420 m Ah g-1的高可逆容量;在5 A g-1时具有210 m Ah g-1的放电容量以及更高的倍率性能和300圈的长循环稳定性。这些发现为设计和开发用于KIB的高性能电极材料开辟了新的方向。第五章,本章利用一锅胶体化学法制备得到了室温下稳定的亚稳态立方结构的AgBiSe2和中间态斜方六面体结构的AgBiSe2纳米晶。研究发现,体系中当油胺量充足时,反应得到中间态斜方六面体相;当油胺量不足时,反应得到亚稳态岩盐立方相。通过调控油胺的用量可实现纳米晶的相转换合成。实验中还发现,斜方六面体相的形成需要大量的Ag缺陷以实现原子有序排列。这种利用配体稳定的亚稳态和中间态纳米晶的实验方法,可以进一步拓展至更多无机纳米材料的合成。最后,我们研究了AgBiSe2纳米晶的钾离子电池性能,在电流密度为0.5 A g-1时,可以达到350 m Ah g-1的比容量,是非常有潜力的钾离子电池负极材料。第六章对本论文涉及的研究体系进行了总结与展望。基于目前的研究结果与经验,可以将论文中涉及的合成方法拓展至更多的体系,并进一步拓展铋基多元硫族化合物纳米材料的潜在应用。总之,本论文主要研究胶体化学法合成铋基多元硫族化合物纳米晶,并将其用作钾离子电池负极材料。利用前驱体晶种调控、阴离子键合调控、通过化学组元调控、表面晶面配体调控等手段,制备出具有多种组成和形貌的Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族纳米晶,对其生长机理、内部结构、材料特性以及应用进行研究,对多元金属硫族化合物的合成中不同前驱体的实际成核生长过程进行探索,为铋基纳米材料的可控合成提供了新的思路,并将为组成无毒、资源丰富的多元硫族化合物纳米晶的应用设计和拓展提供化学制备基础。
满绪存[3]（2021）在《Ni、Ti原子比例及含量对Cu-Ni-Ti合金组织性能的影响》文中进行了进一步梳理随着社会的发展,各领域不仅需要Cu合金具有优良的强度硬度和导电性能,同时还要确保Cu合金具有高的抗软化温度。本文探究不同Ni、Ti原子比例和Ni、Ti总含量对Cu-Ni-Ti合金性能的影响,包括硬度、电导率和抗软化温度,并结合热力学计算和扫描透射等方法分析了合金的微观组织,得出主要结果如下:（1）通过热力学计算得知,Ni3Ti相存在于CuNiTi+FCC+Ni3Ti三相区和FCC+Ni3Ti两相区,且在600℃和950℃时,该相的固溶度分别是0.4%和2.8%。因此在固溶时效过程中很有可能析出Ni3Ti相;（2）研究了确定Ni+Ti总含量为4 wt.%条件下,Ni/Ti比对Cu-Ni-Ti性能的影响。Ni/Ti从1提高至5.8,Cu-Ni-Ti均具有明显的时效硬化特征,Ni/Ti=4、5.8的合金峰时效硬度和最大电导率偏低,Ni/Ti=1、1.5合金具有较高的峰时效硬度,但电导率最大值小于45%IACS,Ni/Ti=2、2.5时效态合金不仅峰时效硬度最高,电导率均大于55%IACS,此外,试验合金具有良好的高温抗软化性能,软化温度介于680℃-720℃之间;（3）研究了确定Ni、Ti原子比（Ni/Ti=2）的条件下,Ni、Ti总含量对Cu-Ni-Ti合金性能的影响。Ni、Ti总含量从1 wt.%提高到6 wt.%,Cu-Ni-Ti合金均具有明显的时效硬化特征。Ni+Ti=1 wt.%的合金虽然具有高于60%IACS的电导率,但是硬度均在110 HV以下,Ni+Ti=7 wt.%的合金具有高于180 HV的硬度,但是其电导率低于50%IACS。Ni+Ti=2、3、4、5、6 wt.%的合金硬度均高于160 HV,电导率均大于50%IACS。除此之外,试验合金均有良好的抗高温软化性能,软化温度在680℃和750℃之间;（4）对Cu-Ni-Ti合金的晶粒组织和物相组成进行了分析。随着Ni、Ti总含量的增大,铸态和固溶态晶粒被细化;在XRD衍射图谱中并没有出现第二相的衍射峰。扫描电镜显示合金中出现了长条状和球形的第二相并且大多沿晶界分布。面扫描发现了第二相中Ni、Ti两种元素的偏聚现象,线扫描发现第二相中部Ni、Ti元素含量较高,边部较少。点能谱显示第二相中Ni、Ti原子比接近于3:1,由此断定第二相为Ni3Ti;（5）采用透射电镜对峰时效和720℃/1 h保温的Cu-Ni-Ti合金进行了分析。组织中存在大量弥散分布的球形纳米析出相,经组成元素分析和衍射斑点标定,确定其为Ni3Ti相,相比于峰时效态合金,经过保温处理后的纳米球形析出相发生了明显粗化,但是与基体的界面关系仍是半共格,推测这是该合金具有高抗软化温度的关键原因。
孙凤儿[4]（2021）在《铝铜合金金属间化合物及界面性能的第一性原理研究》文中指出Al-Cu合金主要应用于航空航天、海洋工业、国防军工以及精密仪器等领域。随着科技的日益发展,对材料性能的要求越来越高,人们对铝铜合金的研究不断深入。为了设计研发出综合性能更加优异的铝铜合金材料,不仅要提升材料的力学性能、物理性能、化学性能,更要关注其内部显微组织结构,尤其是合金中的金属间化合物。这些合金相的稳定性和力学性能用实验的方法测定比较繁琐,通过计算机模拟不受时间和空间等因素的约束。而第一性原理方法根据晶体中原子核与电子之间的作用及其运动规律,只要知道材料的晶体结构模型,通过设定温度、压力等参数,就可以获得化合物性能的数据。因此,开展铝铜合金中金属间化合物及其界面性能的第一性原理研究具有重要意义。本文基于密度泛函理论,采用第一性原理的方法研究了Al-Cu、Al-La二元金属间化合物以及过渡金属元素掺杂B2-Al Cu的稳定性、弹性性能和电子结构等,并探究了不同堆垛模型下Al20Ti2La（100）/Al（100）、Al20Ti2La（110）/Al（110）和Al20Ti2La（111）/Al（111）的界面性能。本研究结果对于改善金属间化合物的性能以及为高性能铝铜合金材料的设计研发提供理论依据,取得的主要成果如下:（1）对Al-Cu二元金属间化合物的相稳定性、弹性性能和电子结构进行了研究。研究结果表明:所有Al-Cu二元金属间化合物均热力学稳定,其中Al Cu-m I20、Al Cu-m C20和Al4Cu9-c P52三种化合物最稳定。Al4Cu9-c P52具有最强的抗剪切变形能力及刚性,而Al Cu-c P2恰好相反,抗剪切变形能力及刚性最弱。Al3Cu-t P8、Al3Cu-c P4、Al2Cu-t P3、Al3Cu2-h P5、Al Cu-m C20、Al Cu-m I20和Al4Cu9-c P52七种化合物呈脆性,其它的化合物呈现塑性。这些Al-Cu二元金属间化合物中存在复杂的化学键结构,同时含有金属键特性与共价键特性。根据对这些化合物德拜温度的分析,在这些Al-Cu二元金属间化合物中,Al2Cu-t P3的原子结合力最强,而Al Cu-c P2的原子结合力最弱。（2）对Al-La二元金属间化合物的相稳定性、弹性性能、功函数和电子结构进行了研究。研究结果表明:所有Al-La二元金属间化合物化合物均热力学稳定。八种金属间化合物的合金化能力由强到弱,依次为Al2La、Al La、Al3La、Al11La3、α-Al4La、β-Al4La、Al La3（P63/mmc）和Al La3（Pm-3m）。Al3La的抗剪切变形能力及刚度最强,Al-La化合物的杨氏模量和硬度都与功函数的六次方之间存在相关关系。这些化合物都具有金属特性,化合物中存在少量的电荷转移,表明其具有金属键的性能。Al原子之间存在大量的电荷聚集,说明存在具有共价键特性的Al-Al键。根据德拜温度计算结果,Al-La金属间化合物原子间的结合力由强到弱的顺序为:Al3La>Al11La3>β-Al4La>Al2La>α-Al4La>Al La>Al La3（Pm-3m）>Al La3（P63/mmc）。（3）预测了过渡元素取代对B2-Al Cu化合物力学性能和电子结构的影响。研究结果表明:Zn、La、Hg原子表现出较弱的对Al位优先占位趋势,Cd原子表现出较强的对Al位优先占位趋势。Sc、Y和Ag原子表现出较弱的对Cu位优先占位趋势,而其它过渡金属元素具有较强的对Cu位优先占位趋势。以上所有掺杂后的化合物热力学性能均稳定。Al8Cu7Fe、Al8Cu7Ru和Al8Cu7Os分别是三个周期中抗压缩性最好的化合物;而Al8Cu7Fe、Al8Cu7Tc和Al8Cu7Re分别是这三个周期中抗剪切变形能力最强的化合物,也是这三个周期中刚度最大的化合物。掺杂过渡金属元素之后合金的性能与未掺杂相比较,力学性能和维氏硬度均得到改善。对Al8Cu7Fe、Al8Cu7Tc和Al8Cu7Re电子结构的分析表明,这些化合物具有金属性质,化合物中金属键和共价键混合存在,Cu和Fe、Tc、Re之间的共价键特性较弱。（4）探究了不同堆垛模型下Al20Ti2La（100）/Al（100）、Al20Ti2La（110）/Al（110）和Al20Ti2La（111）/Al（111）的界面性能。研究结果表明:表面模型中,Al和Al20Ti2La分别构建的三种不同表面,原子层为7层时的表面能均收敛。Al20Ti2La（100）/Al（100）、Al20Ti2La（110）/Al（110）和Al20Ti2La（111）/Al（111）三种不同的界面中,都是中心位堆垛方式的界面间距更小,结合能更大,因此界面的稳定性更好。三种中心位堆垛方式下,Al20Ti2La（110）/Al（110）界面的界面间距最小,结合能最大,界面稳定性最好。Al20Ti2La（110）/Al（110）界面结构中,Al基一侧存有金属键特性,Al20Ti2La一侧存在明显的共价键特性。在界面结合处,Al和Al20Ti2La原子之间存在明显的共价键特性。Al20Ti2La在α-Al中起到异质形核的作用,从而有利于α-Al的晶粒细化。
张倩[5]（2020）在《石墨烯/铜基复合材料界面结构特性及变形行为研究》文中进行了进一步梳理石墨烯具有优异的力学性能、良好的导热、导电性能、较大的比表面积以及轻质等特性,将其与金属材料复合有望获得具有轻质、高强高韧、高导热、高导电和耐磨等优点的石墨烯/金属基复合材料。即石墨烯作为功能体可赋予金属材料一些其本身不具备的物理性质,使石墨烯/金属基复合材料具有多样的功能特征而在航空航天、机械装备、电子和电力等领域具有广阔的应用前景。然而,石墨烯/金属基复合材料的力学性能仍没有达到理想效果,尤其在复杂的服役环境条件下,复合材料的稳定性差,损伤容限较低。这主要与石墨烯的浓度、分散程度、尺寸分布、石墨烯与金属间的相互作用有关。从目前的研究进展来看,制约石墨烯/金属基复合材料力学性能提升的主要原因是石墨烯自身团聚和石墨烯与金属界面结合能力较弱。尤其需要指出的是,与常用陶瓷增强相相比,石墨烯结构的特殊性使得其作为增强相与金属构建的界面结构更复杂,在复合材料变形过程中位错与界面的相互作用也极为特别。所以,要想有效改善石墨烯/金属基复合材料的力学性能,深化对石墨烯和金属基体之间界面结构的认识显得至关重要。石墨烯/金属基复合材料中,通常石墨烯的添加量很低（很微量的石墨烯即可起到积极作用）,且石墨烯普遍具有尺寸小的特点,依靠现有的实验表征手段很难直观地了解金属与石墨烯间界面的相互作用,尤其难以揭示形变过程中界面区域的微观作用机制。第一性原理可以从纳观、微观、介观和宏观的角度对材料进行多层次研究,模拟材料在不同的服役条件下的性能演变规律、失效机理实现材料性能的改善和设计。因此,本论文拟采用第一性原理揭示石墨烯与金属之间的界面结构,探索变形过程中石墨烯/金属界面结构特征的变化。论文中构建石墨烯/金属基材料的界面理论模型,从原子层次探讨石墨烯和金属间的界面特性,阐述异质原子镍、钛、锰、铝和硅及石墨烯的缺陷状态对石墨烯/金属基界面结合能力的影响规律,探讨复合材料的变形机理。主要的研究内容如下:（1）构建石墨烯/铜的界面模型,研究不同的加载方向对界面结合特性的影响,发现平行于石墨烯二维平面方向拉伸可以充分发挥石墨烯的强度优势。然而,石墨烯和基体铜的变形能力不同,变形行为存在不一致性。如果在垂直于石墨烯方向拉伸,石墨烯和铜基体之间有限的结合能力将导致裂纹在界面处快速萌生扩展,界面结合能力的增强是体系整体力学性能提高的关键性因素之一。（2）计算研究异质原子的种类（镍、钛、锰、铝和硅）及其置换状态对石墨烯/铜界面结合能力的影响,发现异质原子钛和锰的引入能显着改善石墨烯和铜基体之间的界面结合能力,提高石墨烯/铜的力学性能。在A1A2A’1A’2（异质原子置换界面处的部分铜原子）型中,镍、钛及锰原子和石墨烯中的碳原子形成数量较多或强度较高的化学键及碳化物,尤其是锰与碳原子形成的新键或碳化物的强度高于基体中铜原子层之间的作用力。因此,在垂直于石墨烯平面方向拉伸时,锰原子的引入将石墨烯/铜的抗拉强度和伸长率分别提高了377%和364%,且断裂发生在基体铜中。与之相反,铝和硅的引入则有弱化界面间结合能力的趋势。（3）采用模拟计算在石墨烯中引入单空位缺陷,研究缺陷状态对石墨烯/铜基材料力学性能的影响。计算结果表明,石墨烯中的单空位缺陷可以增强铜基体和石墨烯之间的界面结合作用,尤其提高垂直于缺陷处的铜原子和石墨烯间的吸附能力。（4）结合课题组前期实验研究结果,构建了外电场作用下的石墨烯/铜基复合材料模型,研究了电场作用下石墨烯/铜的形成过程,分析了石墨烯对铜基材料电结晶行为的影响。研究结果表明,石墨烯作为第二相能够促进电镀液中的铜离子在其周围吸附沉积,降低其形核势垒,提高成核速率,使石墨烯和铜基体界面周围区域的晶粒尺寸细化进而改变界面处的微结构和材料整体的微观组织,影响材料的性能。上述研究结果揭示了异质原子的种类及其置换状态、石墨烯的缺陷状态和外电场等因素影响石墨烯/铜基材料的组织结构、界面结合特征以及力学变形行为的微观机制,有助于深入理解石墨烯/金属基材料的形变机制。可为从实验技术角度改善石墨烯/金属复合材料的界面结合强度和力学性能提供理论基础。
夏月庆[6]（2020）在《Ti-Cu基钎料设计及钛合金/不锈钢真空钎焊机理研究》文中研究表明钛合金/不锈钢复合构件具有良好的耐腐蚀性、减重和低成本等优点,实现二者的可靠连接可以发挥两种材料的综合性能优势,具有重要的应用价值。钛和钢的物理化学性能差异较大,导致钛/钢焊接接头内易生成脆性金属间化合物并产生较大残余应力,真空钎焊是解决以上难题的有效方法。钛/钢真空钎焊存在钎料设计理论不完善、接头强度低、钎料合金组元与接头微观组织及性能关系不清楚以及界面反应机理不明晰等问题。本文以TC4钛合金/316L不锈钢异质金属组配为研究对象,主要研究Ti-Cu基钎料合金组元和钎焊工艺参数对钎焊接头组织和性能的影响,揭示钛/钢钎焊机理,旨在提高钎焊接头力学性能,为实现钛/钢钎焊接头的工程化应用提供理论基础和科学依据。本文基于“团簇理论”设计了新型Ti-Cu基非晶钎料,围绕钎料合金组元对TC4钛合金/316L不锈钢真空钎焊接头微观组织及性能的影响开展研究:采用电子探针（EPMA）、扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）和透射电子显微镜（TEM）等手段表征了 TC4钛合金/316L不锈钢钎焊接头内反应物相的晶体结构和微观组织演变规律;通过压缩剪切和纳米压痕方法研究了钎焊接头的力学性能,优化了钎料合金成分和钎焊工艺参数;分析了接头内反应层的形成机理和生长行为;结合接头断裂路径、不同反应层界面晶格错配度和纳米压痕测试揭示了接头断裂机理。本文主要研究内容和研究结论如下:（1）基于钎料团簇式[Ti-Cu6Ti8]Cu3,采用相似元素Ni替换Cu,Zr和V替换Ti,设计了 Ti33.3Zr16.7Cu50-xNix、Ti50-xZrxCu39Ni11 和 Ti38.8-xZr11.2VxCu39Ni11三种 Ti-Cu 基非晶钎料箔带,实现了钎料合金组元的大范围调控,随后分别探讨了 Ni、Zr、V三种合金组元含量对钎料特征温度和对母材润湿铺展性的影响。钎料液相线温度因Ni、Zr、V的替换有了不同程度的提升。当Ni和Zr含量分别为11 at.%和16.7 at.%时,Ti33.3Zr16.7Cu50-xNix和Ti50-xZrxCu39Ni11钎料对母材的润湿铺展性均较差;当V添加量为2.8 at.%时,Ti38.8-xZr11.2VxCu39Ni11钎料对钛合金的润湿铺展性最好,添加V对不锈钢的润湿铺展性影响不大。钛合金和不锈钢表面的铺展钎料均由基体相和初生相组成;提高Ni、Zr和V含量均可促进钛合金母材溶解和脱落。（2）通过元素分布、定量分析以及透射选区衍射详细表征了 TC4钛合金/Ti-Cu基钎料/316L不锈钢真空钎焊接头内物相结构和界面组织特征。钎焊接头具有分层界面微观结构:钛合金母材/扩散区/钎缝/界面区/不锈钢母材。扩散区由魏氏体和β-Ti转变区组成,形成于钎料中的Cu扩散进入钛合金母材;钎料组元残留区和FeTi反应层组成了钎缝,其中所有的钎料合金组元均在钎料组元残留区得到保留;Fe2Ti、FeCr和α-Fe三个反应层在界面区内依次形成,主要是由Ti在不锈钢母材中的固相扩散所导致,其中FeCr和α-Fe反应层的形成是由Cr元素上坡扩散引起。在FeTi/Fe2Ti界面附近有亚微米级β-Ti相析出,该亚微米相和FeTi以及Fe2Ti相具有良好的晶粒取向关系,有利于提升钎焊接头强度。（3）详细探讨了钎焊工艺参数和钎料中Ni、Zr和V三种合金组元含量对接头内主要反应区演变规律的影响。随着钎焊温度升高和钎焊时间延长,从钎料中向不锈钢母材中扩散的Ti原子数量增加并实现了远距离扩散,加剧Cr元素上坡扩散和偏聚,导致界面区厚度增加,其中α-Fe反应层增厚最明显;钎焊温度是影响钎缝中FeTi反应层厚度变化的主要钎焊工艺参数,温度升高加剧了钎料和不锈钢之间的冶金反应,FeTi反应层厚度因此增加。Ni含量增加削弱了钎料和不锈钢母材间的相互扩散和反应,FeTi和界面区厚度均呈减小趋势。钎料中Ti含量因Zr和V的替换而降低,钎料和母材之间的冶金反应因此减弱,进而导致FeTi反应层厚度减小;从钎料中向不锈钢母材中扩散的Ti原子数量减少,界面层因此减薄。（4）基于断裂处的界面晶格结构揭示了钎焊接头断裂行为,并建立了界面组织-力学性能的对应关系。钎焊过程中,FeTi/Fe2Ti界面为固/液界面,具有较大残余应力,且FeTi和Fe2Ti两相难以构成晶粒取向关系,导致该界面成为接头的主要裂纹源。Fe2Ti和FeCr两反应层具有相近的纳米压痕硬度（14.8 GPa/14.9 GPa）和弹性模量（215.8 GPa/222.2 GPa）,且它们之间具有较小的晶面错配度（13.92%）和晶向错配度（10.21%）,因此裂纹在Fe2Ti和FeCr反应层中的扩展行为相似。FeTi反应层厚度是影响接头强度的主要因素,FeTi反应层增厚有利于提高接头强度。钎料成分优化后,Ni、Zr和V含量分别为11 at.%、16.7 at.%和5.8 at.%。在990℃/10 min钎焊条件下,使用Ti33.3Zr16.7Cu39Ni11非晶钎料可获得最大接头剪切强度318 MPa,该强度值高于公开报道的其它使用Ti基钎料钎焊钛/钢接头强度。
高敏杰[7]（2020）在《微合金元素掺杂对Al-Zn-Mg-Cu合金中金属间化合物的影响》文中进行了进一步梳理Al-Zn-Mg-Cu合金中因所含合金元素种类较多,会形成多种金属间化合物,这些析出相不仅会影响合金的微观组织,对合金性能也有着很大的影响。近年来向Al-Zn-Mg-Cu合金中添加微量元素是合金强韧化的重要途径,添加的微量元素可能会进入合金相中形成掺杂相进而影响合金的整体性能,目前微量元素的添加对合金中中间相的稳定性及力学性能的影响尚不明确。本文则主要通过第一性原理计算和实验方法相结合的手段研究微合金元素对几种金属间化合物材料性能的影响。本文利用基于密度泛函理论的第一性原理方法,重点计算了微量合金元素Zr、Ti或Nb的掺杂对Al-Zn-Mg-Cu中θ（Al2Cu）、S（Al2CuMg）、η（MgZn2）相以及Ti或Nb的掺杂对L12结构Al3Zr相的稳定性和力学性质的影响,来对微量元素的添加对高强铝合金中相影响的相关理论计算进行补充,同时为设计高强铝合金中的微量元素的添加种类和含量提供理论指导。并通过实验研究了Al-Zn-Mg-Cu合金中Zr、Ti的存在形式,与计算结果结合分析。主要得到以下结论:Zr或Ti掺杂的θ、S、η相的形成能随着掺杂原子含量的增加而降低,掺杂相的结构稳定性逐渐增加。而Nb元素掺杂θ、S、η相的形成能均升高,相稳定性减弱。Zr、Ti对S、η相的掺杂使得析出相的各弹性模量增大的同时各相异性值有所减小可能对合金起到增强作用。Ti、Nb掺杂L12结构时,体系的形成能随掺杂原子浓度的增加先线性减小后增加,在一定浓度范围内,Ti、Nb掺杂均使L12亚稳相的稳定性增强,有利于提高L12-Al3Zr亚稳相的稳定性。Ti、Nb掺杂具有D023结构的Al3Zr平衡相时,随着掺杂浓度的增加体系的形成能均呈线性增加,对应的相稳定性减弱。Ti掺杂Al3Zr相的杨氏模量E增加,各向异性值减小。向合金中复合添加Zr、Ti,发现两种元素会与Al结合生成L12结构和D023结构的AlZrTi复杂三元化合物,与计算结果相符。另通过实验结果表明Ti在L12-Al3Zr掺杂使得相晶格常数变大,与理论计算结果相符,Ti更容易占据L12相中Al原子的位置。此项发现为纠正长期以来认为Ti在L12-Al3Zr相中占据Zr位的说法提供了理论依据。
高续森[8]（2020）在《高温再时效条件下Cu原子在铝硅合金中的扩散行为研究》文中指出铸造多元Al-Si合金是目前应用较为广泛的活塞合金,随着发动机行业的发展,对活塞合金材料也提出了更高要求。Al Cu Ni相是活塞铝合金中的主要高温强化相,Al Cu Ni相的稳定性研究以及热处理过程中的相变研究对活塞铝合金性能研究有重要的意义。前期研究发现,对合金进行高温再时效处理后,Al Cu Ni相发生粒化,合金的疲劳寿命提高了四倍。高温再时效过程中加速了Cu原子在合金中的扩散,合金的组织与性能变化与Cu原子的扩散有关。本文系统地研究了高温时效条件下Cu原子在Al-Si合金中的扩散行为,深入探讨了高温时效过程对Al Cu Ni相的影响。本文首先制备了Al-x Si/Cu扩散偶,对其进行扩散热处理,研究Cu原子在Al-Si二元合金中的扩散现象及Si含量对Cu原子扩散速率的影响,在此基础上以Al-Si-Cu-Ni-Mg合金为模型合金,对其进行热暴露处理,研究了Cu原子在含Cu相中的扩散。该研究可以为活塞合金高温强度研究提供理论和实验依据。本文主要研究内容与研究方法如下:（1）使用固液接触法制备Al-x Si/Cu（x=0、7、12、18）扩散偶,并对其分别在350℃和425℃下进行50h、75h和100h的高温时效处理。利用扫描电镜、能谱分析和X射线衍射等测试手段研究了扩散界面,发现界面出现了Al Cu4、Al Cu3、Al4Cu9和Al2Cu四层扩散层。当Si含量从0wt%增至12wt%时,扩散层厚度不断增加,当Si含量增至18wt%时,扩散层的厚度不增反降。保温温度的升高和保温时间的延长都会使得扩散层厚度增加,经拟合后发现,扩散层厚度与扩散时间的开方成正比。结合Pandat软件绘制的相图发现,Cu原子在Al-Si二元合金中的扩散途径有三条,随着Si含量的提高,不同扩散途径占主导作用从而影响Cu原子的扩散速率;（2）制备不同Cu、Ni含量的Al-Si-Cu-Ni-Mg模型合金,在350℃和425℃条件下分别对其进行不同时间的热暴露处理,布氏硬度测试结果表明,随着Cu、Ni含量的提高,合金的硬度逐渐提高,随着热暴露时间的延长,合金的硬度逐渐降低。利用光学金相、扫描电镜、能谱分析、透射电镜等手段研究了合金中含Cu相的演变,结果表明,热暴露后合金中的Al Cu Ni相粒化,合金布氏硬度的下降与Al Cu Ni相的这种变化有直接的关系。通过对Al3Ni相进行原位追踪观察发现,热暴露过程中合金中的Al3Ni相由边界向芯部逐渐转变为Al3Cu Ni相。在高Cu、Ni含量的合金中发现,热暴露后Al3Cu Ni的界面上析出了大量的锯齿状新相,随着时间的延长Al3Cu Ni相粒化,TEM分析结果表明,Al3Cu Ni相界面处析出的锯齿状新相为Al7Cu4Ni相,在Al3Cu Ni相与Al7Cu4Ni相之间有一个明显的过渡层,说明Al3Cu Ni相向Al7Cu4Ni相的转变是由扩散控制的,同时发现新析出的Al7Cu4Ni相附近基体中的Cu含量随着与Al7Cu4Ni相的距离的增加而减少。（3）对两种不同Cu、Ni含量的模型合金分别进行350℃和425℃的50h、100h和200h的热暴露后分别进行350℃、25MPa的蠕变性能测试,利用扫描电镜对蠕变断口和蠕变后损伤组织进行观察分析。蠕变测试结果表明,Cu、Ni含量较高的合金抗蠕变性能优于Cu、Ni含量较低的合金。经热暴露处理后合金的抗蠕变性能降低,且随着热暴露时间的延长和温度的提高,合金的蠕变寿命逐渐降低。损伤组织的观察发现,相较于铸态,热暴露处理后的合金试样中的微裂纹数量更多且尺寸更大,这些微裂纹主要在硅相附近,说明热暴露处理会降低基体与硅相的结合能力从而使得合金在蠕变过程中更容易发生断裂。
卜令春[9]（2020）在《激光熔覆Cu-Ti-Zr系非晶复合涂层的制备与性能研究》文中研究指明非晶合金材料具备特殊玻璃态组织,故此具备高强、高硬以及十分出色的耐磨性。纯Cu拥有格外突出的导电与导热性,可是其硬度却相对较低并且其耐磨性差。本文通过在纯Cu表面制备非晶复合涂层获得复合材料,可以综合利用Cu的高导电导热性和非晶的高强耐磨性,极大的拓宽Cu材料的应用领域。本文选用Cu47Ti30Zr8Ni7Hf8和Cu25Ti7Zr52Ni9Al7两种非晶体系,通过电弧熔炼和振动磨制备金属粉末,采用同轴送粉方式在纯Cu表面进行激光熔覆实验。解析不同工艺参数下涂层的相组成、微观组织和力学性能来优选最佳的工艺参数,之后对涂层的抗电烧蚀和摩擦磨损性能开展测试。主要的结果如下:1.优选了获取Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶涂层的激光功率密度和扫描速度,Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的主要包含了非晶、纯Ti、HfO2和Cu4Ti相。涂层与基体牢固结合,界面区多为晶体相,表面区则是晶体相散布在非晶基体上。各相之间界面纯净。影响获得非晶相的关键性条件是冷却速度和化学组成。2.选取合适的激光功率密度和扫描速度制取了Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层,涂层内含有非晶相、ZrCu相和Cu10Zr7相,以及少量的Al2.5Cu0.5Zr相。涂层与基体稀释互溶,界面区主要为枝晶组织,表面区为细小的等轴晶和非晶,二者界面结合干净无杂质。涂层显微硬变化符合组织变化。3.烧蚀实验中施加的电流值逐渐增加时,两种非晶涂层的表面出现孔隙、裂纹和蚀坑。Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的耐电烧蚀性要强于Cu-Ti-Zr-Ni-Al系的。摩擦磨损实验中载荷的增加会加剧接触黏着力,磨损形式是磨粒磨损、黏着磨损以及氧化磨损之间的相互耦合。摩擦磨损实验中速度增加会使摩擦热增加,氧化反应带来磨损机制的改变,施加电流时,电弧烧蚀是主要的失效方式,加强电流造成的电弧烧损更严重。
黄斐[10]（2020）在《多尺度微纳结构Cu-Y2O3复合材料调控制备及其性能研究》文中认为颗粒增强铜基复合材料因其高强高导、耐高温、耐磨及耐电弧侵蚀等诸多性能优点,广泛应用于集成电路引线框架、高压变电设备转换开关、汽车用点焊机电极等领域。然而目前颗粒增强铜基复合材料制备工艺在实现材料强度大幅提升的同时,往往伴随着材料室温加工性能的急剧下降,严重制约了其向精密电子装备领域中的拓展与应用。构建微纳结构组织作为改善金属材料室温强塑矛盾的有效途径之一,已在学术界内受到广泛关注并成为研究热点。因此,本文以脆性铜氧化物与纳米氧化钇作为原料,采用机械球磨、气氛还原与放电等离子烧结技术相结合的方式,研究开发一种可实现增强相弥散分布且基体呈微纳结构特征的Cu-Y2O3复合材料制备工艺。结合扫描电镜（SEM）、高分辨透射电镜（HRTEM）和电子背散射衍射（EBSD）等分析技术,系统研究该工艺下Y2O3含量对增强相分布、微纳结构组织与力学性能的影响规律,提出影响材料组织与性能的制备工艺关键步骤,阐明Cu-Y2O3复合材料的强化机制和微观形变行为,为进一步研究与开发强度与塑性良好匹配的颗粒增强铜基复合材料奠定理论与实验基础。本文对Cu-Y2O3复合材料的纳米粉体制备方法进行了迭代优化。一步球磨两步还原工艺（球磨混粉后CO轻度还原再H2深度还原）虽实现高还原度且无明显铜粉烧结的纳米粉体制备,但放电等离子烧结后的增强相呈准连续网状分布;二步球磨二步还原工艺（球磨混粉、CO轻度还原、球磨固化及H2深度还原交错进行）可以外部物理添加的方式实现较高体积分数的纳米Y2O3颗粒在基体中的弥散分布,同时利用放电等离子烧结技术制备的Cu-Y2O3复合材料铜基体微观组织可呈现出纳米晶粒区域包裹微米晶粒区域的微纳结构特征。研究发现Y2O3含量对微纳结构Cu-Y2O3复合材料中增强相的分散性和晶粒尺度的大小与分布均产生显着影响。当Y2O3含量为4 vol.%时,基体虽呈微纳结构特征,但由于CO还原过程中纳米铜颗粒的烧结与粗化,纳米Y2O3在最终块体材料中出现了明显的团聚现象,材料的硬度和屈服强度仅为99.7HV和274.1 MPa;当Y2O3含量为10 vol.%时,纳米Y2O3在基体中弥散分布,基体晶粒尺寸明显细化和均匀化,微纳结构特征基本消失,材料硬度和屈服强度虽高达198.7HV和613.3 MPa,却丧失了加工硬化能力;当Y2O3含量为7 vol.%时,纳米Y2O3在基体中弥散分布且基体微纳结构特征明显,此时,材料显微硬度和屈服强度分别达到182.3HV和437.9 MPa,最大压缩真应变可达0.463,且导电率还可保持62.9%IACS。基于颗粒增强金属基复合材料强化理论的分析,本文开发的微纳结构Cu-Y2O3材料屈服强度提升最主要来源为晶界强化和Y2O3与基体热膨胀系数差异引起的热错配强化,且可通过均方根叠加法模型进行屈服强度理论计算与预测。微观形变行为研究表明,微纳结构Cu-Y2O3复合材料中基体细晶与纳米Y2O3构成的硬区承受大部分应变能,粗晶构成的软区承担主要塑性变形,粗细晶之间界面处通过应变再分配协调软硬区的变形不均。不同成分的Cu-Y2O3复合材料的压缩断口形貌研究表明,随着Y2O3含量增加,材料的断裂机制由韧性断裂逐渐向混合型断裂并最终向沿晶断裂转变。论文针对CO还原过程Cu-Y2O3复合粉形貌不易控制的问题,研究了不同Y2O3含量下的CO还原制备Cu-Y2O3复合粉过程的还原动力学,为解决上述问题奠定了良好的研究基础。研究表明,120 oC下CO还原制备Cu-x vol.%Y2O3（x=0、4、7、8）复合粉的过程均表现为缓慢反应前期、快速反应中期和缓慢反应后期3个阶段,Y2O3含量对3个阶段动力学控制机制不产生影响,但对3阶段反应速率产生两方面影响:（1）Y2O3添加有利于球磨过程中CuO颗粒细化,从而促进各阶段反应速率提升,缩短氧化还原反应时间;（2）Y2O3添加会对团聚颗粒内部的气路流通性产生堵塞,不利于气固反应的进行,延长氧化还原反应时间。两种作用机制相互竞争,当Y2O3含量少时,第一方面影响占主导作用,总体还原时间缩短,还原时间过长会引起已反应完全的纳米铜粉发生烧结与粗化;当Y2O3含量高时,第二方面影响占主导作用,总体还原时间延长,还原时间过短会引起反应不充分。
二、Cu_4Ti晶体结构的高分辨电子显微术研究（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、Cu_4Ti晶体结构的高分辨电子显微术研究（论文提纲范文）
（1）熔体中原位纳米晶对铝合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 铝合金概况 |
| 1.2.1 铝合金分类 |
| 1.2.2 铝合金强韧化机制 |
| 1.3 铝合金凝固行为的研究 |
| 1.4 铝合金中初生相的调控及其对力学性能的影响 |
| 1.5 铝合金中共晶相的调控及其对力学性能的影响 |
| 1.6 铝合金中析出相的调控及其对力学性能的影响 |
| 1.7 纳米晶调控铝合金的研究 |
| 1.8 研究内容 |
| 第2章 试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 Fe-B-Si非晶调控剂及合金的制备 |
| 2.3 热处理实验 |
| 2.4 凝固曲线测定 |
| 2.5 合金显微组织观察 |
| 2.5.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.5.2 金相观察 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜观察(SEM) |
| 2.5.4 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.6 合金力学性能分析 |
| 2.7 实验流程 |
| 第3章 原位纳米晶对亚共晶 Al-Si_7和过共晶 Al-Si_(17)合金组织及凝固行为影响及机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Fe-B-Si非晶合金细化剂制备及分析 |
| 3.3 Fe-B-Si非晶合金晶化相与α-Al及 Si相晶格匹配关系 |
| 3.4 原位纳米晶对亚共晶Al-Si_7合金凝固行为及组织的影响 |
| 3.5 原位纳米晶对亚共晶Al-Si_7合金凝固行为及组织的影响 |
| 3.6 原位纳米晶对亚共晶 Al-Si_7合金和过共晶 Al-Si_(17)合金组织及凝固行为影响机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 原位纳米晶对Al-Cu_4和Al-Si_7-Cu_4合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位纳米晶对Al-Cu_4合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 4.3 原位纳米晶对Al-Cu_4合金力学性能的影响 |
| 4.4 原位纳米晶对Al-Si_7-Cu_4合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 4.5 原位纳米晶对Al-Si_7-Cu_4合金力学性能的影响 |
| 4.6 原位纳米晶对Al-Cu_4合金和Al-Si_7-Cu_4合金力学性能影响机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 原位纳米晶对Al-Mg_1和Al-Si_7-Mg_1合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 原位纳米晶对Al-Mg_1合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 5.3 原位纳米晶对Al-Mg_1合金力学性能的影响 |
| 5.4 原位纳米晶对Al-Si_7-Mg_1合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 5.5 原位纳米晶对Al-Si_7-Mg_1合金力学性能的影响 |
| 5.6 原位纳米晶对Al-Mg_1合金和Al-Si_7-Mg_1合金力学性能影响机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（2）Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族铋基多元硫族化合物纳米晶的可控合成及性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 硫族化合物纳米材料简介 |
| 1.2 硫族化合物纳米晶的胶体化学合成 |
| 1.2.1 纳米晶的生长机制 |
| 1.2.2 热注入法制备纳米晶 |
| 1.2.3 一锅加热法制备纳米晶 |
| 1.3 铋基多元硫族化合物纳米材料概述 |
| 1.3.1 Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族铋基硫族化合物家族中的物相和结构 |
| 1.3.2 Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族铋基硫族化合物纳米晶的研究进展 |
| 1.4 铋基多元硫族化合物纳米材料的应用 |
| 1.4.1 铋基多元硫族化合物纳米材料的金属离子电池性能研究 |
| 1.4.2 铋基多元硫族化合物纳米材料的太阳能电池性能研究 |
| 1.4.3 铋基多元硫族化合物纳米材料的生物医学性能研究 |
| 1.4.4 铋基多元硫族化合物纳米材料的热电性能研究 |
| 1.5 本文的选题意义与研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第2章 Cu-Bi-S纳米晶的相调控合成与生长机理研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验试剂和实验材料 |
| 2.2.2 S/ODE前驱体溶液的制备 |
| 2.2.3 Cu_(2-x)S前驱体的制备 |
| 2.2.4 Cu_(7.2)S_4前驱体的制备 |
| 2.2.5 Bi_2S_3前驱体的制备 |
| 2.2.6 Cu_(1.57)Bi_(4.57)S_8、Cu_(2.93)Bi_(4.89)S_9和Cu_3BiS_3纳米晶的合成 |
| 2.2.7 仪器与表征分析 |
| 2.2.8 光电响应曲线测试 |
| 2.3 结果讨论 |
| 2.3.1 Cu-Bi-S纳米晶的微观结构 |
| 2.3.2 氧化还原环境对单质Bi析出影响 |
| 2.3.3 Cu-Bi-S纳米晶的生长机理研究 |
| 2.3.4 Cu-Bi-S纳米晶的能级结构 |
| 2.3.5 Cu-Bi-S纳米晶的光电响应性能 |
| 2.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第3章 阴离子诱导Cu_3BiS_3纳米晶的可控合成及钾离子电池性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验试剂和实验材料 |
| 3.2.2 N,N'-二苯基硫脲/二苯醚溶液的制备 |
| 3.2.3 Cu_3BiS_3纳米晶的合成 |
| 3.2.4 Bi_2S_3纳米棒的胶体合成 |
| 3.2.5 配体交换反应 |
| 3.2.6 钾离子电池器件的制备与性能分析 |
| 3.2.7 仪器测试与表征 |
| 3.3 结果讨论 |
| 3.3.1 Cu_3BiS_3和Bi_2S_3纳米材料的微观结构 |
| 3.3.2 阴离子对Cu_3BiS_3纳米晶尺寸的影响 |
| 3.3.3 温度对Cu_3BiS_3纳米晶形貌的影响 |
| 3.3.4 Cu_3BiS_3纳米晶的结构分析 |
| 3.3.5 Cu_3BiS_3-p与 Bi_2S_3纳米晶的钾离子电池性能 |
| 3.4 本章小节 |
| 参考文献 |
| 第4章 AgBiS_2纳米晶的合成及原位Ag脱溶提升钾离子电池性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验试剂和实验材料 |
| 4.2.2 N,N'-二苯基硫脲/二苯醚溶液的制备 |
| 4.2.3 AgBiS_2八面体纳米晶的胶体合成 |
| 4.2.5 配体交换反应 |
| 4.2.6 钾离子电池器件的制备与性能分析 |
| 4.2.7 仪器测试与表征 |
| 4.3 结果讨论 |
| 4.3.1 AgBiS_2纳米晶的合成路径 |
| 4.3.2 AgBiS_2纳米晶的微观结构 |
| 4.3.3 不同反应条件对AgBiS_2纳米晶合成的探究 |
| 4.3.5 AgBiS_2纳米晶的钾离子反应机理 |
| 4.3.6 AgBiS_2纳米晶的钾离子电池性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 AgBiSe_2纳米晶的相调控合成及钾离子电池的性能研究. |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验试剂和实验材料 |
| 5.2.2 AgBiSe_2纳米晶的合成 |
| 5.2.3 配体交换反应 |
| 5.2.4 钾离子电池器件的制备与性能分析 |
| 5.2.5 仪器测试与表征 |
| 5.3 结果讨论 |
| 5.3.1 AgBiSe_2纳米晶的相调控合成 |
| 5.3.2 AgBiSe_2纳米晶的微观结构 |
| 5.3.3 AgBiSe_2纳米晶的相转变机制 |
| 5.3.4 岩盐相AgBiSe_2纳米晶的钾离子电池性能 |
| 5.3.5 铋基硫族化合物纳米材料钾电性能对比探讨 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第6章 结论 |
| 作者简介 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（3）Ni、Ti原子比例及含量对Cu-Ni-Ti合金组织性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高性能抗软化铜合金 |
| 1.2.1 抗软化Cu-Cr-Zr合金的发展 |
| 1.2.2 抗软化弥散强化铜的发展 |
| 1.3 铜合金强化机理 |
| 1.3.1 细晶强化机理 |
| 1.3.2 合金固溶强化机理 |
| 1.3.3 形变强化 |
| 1.3.4 合金时效强化机理 |
| 1.4 时效强化铜合金的高温软化 |
| 1.5 时效强化Cu-Ni-Ti合金的研究进展 |
| 1.6 课题研究意义及内容 |
| 第二章 试验合金制备与方法 |
| 2.1 试验合金制备 |
| 2.2 试验合金制备工艺 |
| 2.3 性能测试方法 |
| 2.4 组织结构观察方法 |
| 第三章 Cu-Ni-Ti相平衡的热力学计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 二元体系 |
| 3.3 Cu-Ni-Ti三元体系 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Ni、Ti原子比例对Cu-Ni-Ti合金组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ni/Ti对 Cu-Ni-Ti合金性能的影响 |
| 4.3 Ni、Ti原子比例对Cu-Ni-Ti合金的铸态和固溶态组织的影响 |
| 4.4 Cu-Ni-Ti合金铸态微观组织分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Ni、Ti总含量对Cu-Ni-Ti合金组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ni+Ti总含量对Cu-Ni-Ti合金性能的影响 |
| 5.3 Ni、Ti总含量对Cu-Ni-Ti合金的铸态和固溶态组织的影响 |
| 5.4 Cu-Ni-Ti合金时效态微观组织分析 |
| 5.5 Cu-Ni-Ti合金的高温热变形行为研究 |
| 5.5.1 真应力应变曲线 |
| 5.5.2 本构方程的建立 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人在校期间发表的学术论文与研究成果 |
（4）铝铜合金金属间化合物及界面性能的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝合金概述 |
| 1.2 铝合金的强化 |
| 1.2.1 晶界强化 |
| 1.2.2 固溶强化 |
| 1.2.3 细晶强化 |
| 1.2.4 析出强化 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 Al-Cu金属间化合物 |
| 1.3.2 Al-La金属间化合物 |
| 1.3.3 B2 型Al-Cu化合物的掺杂 |
| 1.3.4 Al基合金界面 |
| 1.4 研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 第一性原理理论基础和计算软件 |
| 2.1 密度泛函理论 |
| 2.1.1 Thomas-Fermi模型 |
| 2.1.2 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.1.3 Kohn-Sham理论 |
| 2.2 交换关联泛函 |
| 2.2.1 局域密度近似泛函(LDA) |
| 2.2.2 广义梯度近似泛函(GGA) |
| 2.3 赝势理论 |
| 2.3.1 模守恒赝势(NCPP) |
| 2.3.2 超软赝势(USP) |
| 2.4 计算软件 |
| 第3章 Al-Cu二元金属间化合物力学和电子性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 稳定性 |
| 3.3.2 弹性性能 |
| 3.3.3 力学性能各向异性 |
| 3.3.4 电子结构 |
| 3.3.5 德拜温度 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 La掺杂铝铜合金的化合物力学和电子性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 稳定性 |
| 4.3.2 弹性性能 |
| 4.3.3 力学性能各向异性 |
| 4.3.4 电子结构 |
| 4.3.5 声速各向异性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 过渡元素(Sc、Ti、V等)掺杂对B2-Al Cu性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 择优占位及相稳定性 |
| 5.3.2 弹性性能 |
| 5.3.3 力学性能各向异性 |
| 5.3.4 电子结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Al_(20)Ti_2La与 Al基体界面性质的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法 |
| 6.3 表面收敛性测试 |
| 6.4 Al_(20)Ti_2La/Al界面模型 |
| 6.4.1 界面搭建 |
| 6.4.2 界面结合能 |
| 6.4.3 电子结构 |
| 6.5 异质形核分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论、创新点与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（5）石墨烯/铜基复合材料界面结构特性及变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 石墨烯/金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3 石墨烯/金属基复合材料界面相互作用的研究 |
| 1.3.1 具有缺陷状态的石墨烯与金属原子之间的相互作用 |
| 1.3.2 合金元素对石墨烯/金属基材料界面结合行为的影响 |
| 1.4 石墨烯增强金属基复合材料的作用机制 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 第二章 理论计算方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 多粒子体系的薛定谔方程 |
| 2.2.1 玻恩-奥本海默近似 |
| 2.2.2 哈特利-福克单电子近似 |
| 2.3 密度泛函理论的基本思想 |
| 2.3.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.3.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.4 交换关联泛函 |
| 2.5 CASTEP的理论基础及任务设置 |
| 2.6 界面结构及性能 |
| 2.6.1 材料及界面的稳定性能 |
| 2.6.2 弹性性能 |
| 2.6.3 热力学稳定性能 |
| 2.6.4 广义层错能 |
| 第三章 石墨烯/铜界面结构及拉伸变形机制的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 参数设置与模型搭建 |
| 3.2.1 计算参数的设置 |
| 3.2.2 模型的构建 |
| 3.3 分析石墨烯/铜沿平行于片层石墨烯方向的拉伸性能 |
| 3.4 石墨烯/铜变形机制分析 |
| 3.4.1 电荷转移量及层间距的变化规律 |
| 3.4.2 不同层原子变形的协同性 |
| 3.4.3 石墨烯/铜体系的堆垛层错能 |
| 3.4.4 石墨烯/铜的协同变形机制 |
| 3.4.5 石墨烯/铜体系弹性常数分析 |
| 3.5 石墨烯/铜界面结合能力分析 |
| 3.6 石墨烯/铜物理性能的分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 异质原子的类型和置换状态对石墨烯/铜界面的增强机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 参数设置与模型搭建 |
| 4.3 异质原子对石墨烯/铜界面结合能力的影响 |
| 4.3.1 在A_1型中,分析异质原子对界面稳定性能的影响 |
| 4.3.2 异质原子对力学性能及变形机制的影响 |
| 4.4 异质原子对A_1A_1'型结构界面结合能力的影响 |
| 4.4.1 优化后的模型结构分析 |
| 4.4.2 A_1A_1'-X体系结构及界面稳定性分析 |
| 4.4.3 异质原子对A_1A_1'型结构力学性能以及变形机制的影响 |
| 4.5 异质原子对A_1A_2A_1'A_2'型结构界面结合能力的影响 |
| 4.5.1 A_1A_2A_1'A_2'-X模型结构分析 |
| 4.5.2 A_1A_2A_1'A_2'-X体系结构及界面稳定性分析 |
| 4.5.3 异质原子对体系A_1A_2A_1'A_2'-X力学性能的影响 |
| 4.5.4 A_1A_2A_1'A_2'-X体系变形机制的分析 |
| 4.6 异质原子在A_1B_1A_1'B_1'型结构界面中的作用 |
| 4.6.1 A_1B_1A_1'B_1'-X优化后的模型结构 |
| 4.6.2 体系A_1B_1A_1'B_1'-X的界面稳定性分析 |
| 4.6.3 分析A_1B_1A_1'B_1'-X的力学性能 |
| 4.6.4 A_1B_1A_1'B_1'-X体系拉伸变形机制的分析 |
| 4.7 置换状态对A_0B_0C_0界面的作用机制 |
| 4.7.1 异质原子锰在不同的置换类型中对界面的作用 |
| 4.7.2 异质原子钛在不同的置换类型中对界面的作用 |
| 4.7.3 不同置换类型中的异质原子镍对界面的影响 |
| 4.7.4 不同置换类型中的异质原子铝和硅对界面的影响 |
| 4.8 力学性能的对比 |
| 4.9 异质原子镍、钛和锰在A_1A_2A'_1A'_2型中的增强机制 |
| 4.9.1 电子结构分析 |
| 4.9.2 晶体轨道哈密顿布局分析 |
| 4.10 本章小结 |
| 第五章 单空位缺陷对石墨烯/铜界面的增强机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 参数设置与模型搭建 |
| 5.2.1 计算参数的设置 |
| 5.2.2 优化后的模型结构 |
| 5.3 结构和界面稳定性分析 |
| 5.4 含单空位缺陷石墨烯与铜界面结合能力分析 |
| 5.4.1 应力-应变曲线 |
| 5.4.2 分析拉伸变形过程 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 电场调控石墨烯/铜界面结构机制和界面特性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型的构建及计算参数的设置 |
| 6.2.1 模型构建 |
| 6.2.2 计算方法 |
| 6.3 石墨烯在外电场中对铜基材料界面微结构和调控机制的分析 |
| 6.3.1 研究铜离子及石墨烯在基体铜上吸附性能 |
| 6.3.2 分析石墨烯边沿处铜离子的吸附和还原 |
| 6.3.3 分析石墨烯上方铜离子的吸附和还原 |
| 6.3.4 电场调控石墨烯/铜基材料界面微结构的机制 |
| 6.4 硼掺杂石墨烯在电场中对复合材料界面微结构的调控机制 |
| 6.4.1 硼对石墨烯吸附性能的影响 |
| 6.4.2 硼对石墨烯边沿处铜离子吸附和还原作用 |
| 6.4.3 硼对石墨烯上的铜离子吸附和还原作用 |
| 6.4.4 电子结构分析 |
| 6.4.5 石墨烯及硼掺杂石墨烯制备的铜基材料组织结构示意图 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 博士学位论文独创性说明 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 博士期间的科研成果 |
（6）Ti-Cu基钎料设计及钛合金/不锈钢真空钎焊机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 钛合金与不锈钢的焊接性分析 |
| 1.3 钛合金与不锈钢焊接研究进展 |
| 1.3.1 熔焊 |
| 1.3.2 固相焊 |
| 1.3.3 钎焊 |
| 1.4 研究目的及主要内容 |
| 2 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 钎料设计及制备 |
| 2.2 试验过程 |
| 2.2.1 钎料润湿性试验 |
| 2.2.2 钎焊试验 |
| 2.3 接头微观组织和力学性能表征 |
| 2.3.1 接头微观组织表征 |
| 2.3.2 接头力学性能表征 |
| 3 TC4钛合金/Ti_(33.3)Zr_(16.7)Cu_(50-x)Ni_x/316L不锈钢钎焊接头研究 |
| 3.1 钎料晶体结构表征和差热分析 |
| 3.2 钎料对母材的润湿铺展性研究 |
| 3.2.1 铺展面积分析 |
| 3.2.2 铺展试样微观组织 |
| 3.3 TC4钛合金/316L不锈钢钎焊接头界面微观组织分析 |
| 3.3.1 接头元素分布 |
| 3.3.2 反应物相分析 |
| 3.4 接头微观组织和剪切性能演变 |
| 3.4.1 接头组织演变 |
| 3.4.2 反应区形成机理 |
| 3.4.3 Cu和Ni扩散行为分析 |
| 3.4.4 接头剪切强度 |
| 3.5 接头断裂分析 |
| 3.5.1 接头断裂路径 |
| 3.5.2 接头断口分析 |
| 3.5.3 接头断裂原因分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 TC4钛合金/Ti_(50-x)Zr_xCu_(39)Ni_(11)/316L不锈钢钎焊接头研究 |
| 4.1 钎料晶体结构表征和差热分析 |
| 4.2 钎料对母材的润湿铺展性研究 |
| 4.2.1 铺展面积分析 |
| 4.2.2 铺展试样微观组织 |
| 4.3 接头微观组织演变和剪切性能 |
| 4.3.1 钎焊温度和钎料中Zr含量对接头组织的影响 |
| 4.3.2 钎焊时间和钎料中Zr含量对接头组织的影响 |
| 4.3.3 亚微米析出相分析 |
| 4.3.4 Zr和Ti扩散行为分析 |
| 4.3.5 接头剪切强度 |
| 4.4 接头断裂分析 |
| 4.5 界面区热力学分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 TC4钛合金/Ti_(38.8-x)Zr_(11.2)V_xCu_(39)Ni_(11)/316L不锈钢钎焊接头研究 |
| 5.1 钎料晶体结构表征和差热分析 |
| 5.2 钎料对母材的润湿铺展性研究 |
| 5.2.1 铺展面积分析 |
| 5.2.2 铺展试样组织分析 |
| 5.3 接头微观组织演变和剪切性能 |
| 5.3.1 钎焊温度和钎料中V含量对接头微观组织的影响 |
| 5.3.2 钎焊时间和钎料中V含量对接头微观组织的影响 |
| 5.3.3 界面区生长行为研究 |
| 5.3.4 V和Ti扩散行为分析 |
| 5.3.5 接头剪切强度 |
| 5.4 接头断裂分析 |
| 5.4.1 接头断裂路径 |
| 5.4.2 裂纹起源分析 |
| 5.4.3 裂纹扩展分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）微合金元素掺杂对Al-Zn-Mg-Cu合金中金属间化合物的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 7XXX系高强度铝合金国内外发展及研究概况 |
| 1.2 微合金元素对高强铝合金的影响及研究现状 |
| 1.3 7XXX系高强度铝合金中金属间化合物的研究概述 |
| 1.3.1 7XXX系高强铝合金中的主要强化相及其作用 |
| 1.3.2 7XXX系高强铝合金中间相的计算研究现状 |
| 1.4 第一性原理计算理论概述 |
| 1.4.1 基础理论及假设近似 |
| 1.4.2 密度泛函理论 |
| 1.5 论文研究内容及意义 |
| 第2章 计算方法及实验方案 |
| 2.1 计算方法 |
| 2.1.1 计算软件介绍 |
| 2.1.2 计算参数设置及要求 |
| 2.2 实验材料与研究方法 |
| 2.2.1 研究方案 |
| 2.2.2 样品制备 |
| 2.2.3 显微组织观察和定量表征实验 |
| 第3章 Ti、Zr、Nb掺杂θ、S、η相的结构和力学性质的第一性原理计算 |
| 3.1 结构模型构建 |
| 3.2 优先原子占位与相稳定性 |
| 3.3 微量元素掺杂对晶格常数的影响 |
| 3.4 微量元素掺杂对电子结构的影响 |
| 3.5 微量元素掺杂对力学性质的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ti、Nb掺杂Al3Zr相的第一性原理计算 |
| 4.1 计算方案 |
| 4.2 优先原子占位与相稳定性 |
| 4.3 力学性质 |
| 4.4 电子结构 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Zr、Ti元素在高强铝合金中存在形式的实验研究 |
| 5.1 实验结果 |
| 5.1.1 XRD图谱和SEM观察结果 |
| 5.1.2 TEM结果分析 |
| 5.2 理论计算与实验结果的讨论分析 |
| 5.2.1 Zr、Ti元素的存在形式 |
| 5.2.2 Zr、Ti的添加对合金中各种相晶格常数的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间参与的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（8）高温再时效条件下Cu原子在铝硅合金中的扩散行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 引言 |
| 1.1 活塞与活塞合金 |
| 1.1.1 发动机活塞 |
| 1.1.2 活塞材料与活塞铝合金 |
| 1.2 金属原子的扩散行为 |
| 1.2.1 金属原子扩散概念 |
| 1.2.2 金属原子扩散国内外研究现状 |
| 1.2.3 金属原子扩散与固态相变 |
| 1.3 铝合金的强化 |
| 1.3.1 活塞铝合金中的高温强化相 |
| 1.3.2 铝合金强化的国内外研究现状 |
| 1.3.3 热暴露对铝合金的影响 |
| 1.4 铝合金的蠕变 |
| 1.4.1 金属材料蠕变的概念 |
| 1.4.2 铝合金蠕变性能的国内外研究现状 |
| 1.5 选题背景及内容 |
| 1.5.1 选题的背景 |
| 1.5.2 选题目的及意义 |
| 1.5.3 研究内容 |
| 2 试验方法 |
| 2.1 实验流程图 |
| 2.2 实验内容 |
| 2.2.1 实验用原材料 |
| 2.2.2 扩散偶的制备及扩散热处理 |
| 2.2.3 Al-Si-Cu-Ni-Mg合金的制备及热暴露处理 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 扩散界面的组织观察及研究 |
| 2.3.2 合金的布氏硬度测试 |
| 2.3.3 合金基体显微硬度测试 |
| 2.3.4 合金微观组织研究 |
| 2.3.5 合金微观组织演变过程研究 |
| 2.3.6 蠕变性能的测试 |
| 3 Si含量对Cu原子在Al-Si二元合金中扩散的影响 |
| 3.1 扩散偶可行性的研究 |
| 3.1.1 Al-30Cu/Al-x Si扩散偶的研究 |
| 3.1.2 Cu/Al-x Si扩散偶的研究 |
| 3.2 高温再时效条件下Cu原子在Cu/Al-x Si扩散偶中的扩散行为研究 |
| 3.2.1 Si含量对Cu原子在Al-Si合金中扩散行为的影响 |
| 3.2.2 保温时间对Cu原子在Al-Si合金中扩散行为的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 高温再时效条件下Cu原子在Al-Si-Cu-Ni-Mg合金中的扩散 |
| 4.1 合金铸态组织分析 |
| 4.2 高温时效条件下合金布氏硬度变化分析 |
| 4.2.1 不同Cu、Ni含量对合金布氏硬度变化的影响 |
| 4.2.2 不同Si含量对合金布氏硬度变化的影响 |
| 4.2.3 热处理温度对合金布氏硬度的影响 |
| 4.3 高温时效条件下Al Cu Ni相演变行为研究 |
| 4.3.1 合金中相成分变化 |
| 4.3.2 Alloy-2中Al3Ni相的演变 |
| 4.3.3 Alloy-3中Al3Cu Ni相的演变 |
| 4.3.4 Al3Cu Ni相的演变的微观尺度分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 不同热处理对Al-Si-Cu-Ni-Mg合金抗蠕变性能的影响 |
| 5.1 合金的蠕变性能测试 |
| 5.1.1 热处理对合金抗蠕变性能的影响 |
| 5.1.2 热暴露温度与时间对合金抗蠕变性能的影响 |
| 5.2 蠕变断口分析 |
| 5.3 蠕变损伤组织分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
（9）激光熔覆Cu-Ti-Zr系非晶复合涂层的制备与性能研究（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 激光熔覆技术 |
| 1.2.1 激光熔覆技术原理 |
| 1.2.2 激光熔覆技术影响因素 |
| 1.3 非晶合金材料 |
| 1.3.1 非晶合金材料发展及现状 |
| 1.3.2 非晶合金的制备新技术 |
| 1.4 激光熔覆非晶复合涂层 |
| 1.5 制备Cu-Ti-Zr系非晶复合涂层 |
| 1.5.1 Cu-Ti-Zr系非晶复合涂层的组织结构 |
| 1.5.2 Cu-Ti-Zr系非晶复合涂层的主要性能 |
| 1.6 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 基体材料 |
| 2.2.2 熔覆粉末 |
| 2.3 激光熔覆方法及工艺参数 |
| 2.4 涂层组织测试方法及设备 |
| 2.5 涂层性能测试方法及设备 |
| 第3章 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的工艺与组织研究 |
| 3.1 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的成分优化 |
| 3.2 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的工艺优化 |
| 3.2.1 激光功率密度的影响 |
| 3.2.2 激光扫描速度的影响 |
| 3.3 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层组织差异的形成机理 |
| 3.4 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的组织结构 |
| 3.4.1 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的界面区组织 |
| 3.4.2 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的表面区组织 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的工艺与组织研究 |
| 4.1 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的成分优化 |
| 4.2 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的工艺优化 |
| 4.2.1 激光功率密度的影响 |
| 4.2.2 激光扫描速度的影响 |
| 4.3 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层组织差异的形成机制 |
| 4.4 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的组织结构 |
| 4.4.1 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的界面区组织 |
| 4.4.2 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的表面区组织 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 非晶复合涂层的性能研究 |
| 5.1 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的抗电烧蚀性能 |
| 5.1.1 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf涂层的宏观电烧蚀形貌 |
| 5.1.2 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf涂层的微观电烧蚀形貌 |
| 5.2 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的抗电烧蚀性能 |
| 5.2.1 Cu-Ti-Zr-Ni-Al涂层的宏观电烧蚀形貌 |
| 5.2.2 Cu-Ti-Zr-Ni-Al涂层的微观电烧蚀形貌 |
| 5.3 两个非晶体系涂层的烧蚀质量损失对比 |
| 5.4 摩擦磨损实验设计 |
| 5.5 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的摩擦磨损性能 |
| 5.5.1 载荷与Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层磨损特性的关系 |
| 5.5.2 速度与Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层磨损特性的关系 |
| 5.5.3 Cu-Ti-Zr-Ni-Hf非晶复合涂层的显微磨损形貌 |
| 5.6 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的摩擦磨损性能 |
| 5.6.1 载荷与Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层磨损特性的关系 |
| 5.6.2 速度与Cu-Ti-Zr-Ni-Al涂层摩擦磨损性能的关系 |
| 5.6.3 Cu-Ti-Zr-Ni-Al非晶复合涂层的微观磨损形貌 |
| 5.7 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）多尺度微纳结构Cu-Y2O3复合材料调控制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强铜基复合材料研究现状分析 |
| 1.2.1 材料制备方法 |
| 1.2.2 国内外研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铜基复合材料的强化机制和形变机理 |
| 1.3.1 强化机制 |
| 1.3.2 形变机理 |
| 1.4 高强铜基材料的塑性改进方法 |
| 1.4.1 三维网络分布增强体 |
| 1.4.2 微纳结构组织 |
| 1.5 高强颗粒增强铜基复合材料塑性改进设计思路 |
| 1.6 研究内容 |
| 第二章 试验方法 |
| 2.1 试验技术路线 |
| 2.2 试验材料及设备 |
| 2.3 材料制备工艺 |
| 2.3.1 一步球磨二步还原制备工艺 |
| 2.3.2 二步球磨二步还原制备工艺 |
| 2.4 成分与组织表征 |
| 2.4.1 氧含量分析 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.3 原位X射线衍射(in situ-XRD)分析 |
| 2.4.4 扫描电子显微(SEM)分析 |
| 2.4.5 高分辨透射电子显微(HR-TEM)分析 |
| 2.4.6 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.4.7 激光粒度分析 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 致密度测试 |
| 2.5.2 室温显微硬度测试 |
| 2.5.3 室温导电率测试 |
| 2.5.4 室温压缩力学性能测试 |
| 2.6 气氛还原热重分析测试 |
| 第三章 Cu-Y_2O_3复合材料工艺设计与制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 一步球磨二步还原法制备Cu-Y_2O_3复合材料 |
| 3.2.1 反应体系热力学分析 |
| 3.2.2 气氛还原工艺对粉体形貌的影响 |
| 3.2.3 Cu-Y_2O_3复合材料的物相与组织 |
| 3.2.4 Cu-Y_2O_3复合材料的性能 |
| 3.3 二步球磨二步还原法制备Cu-Y_2O_3复合材料 |
| 3.3.1 反应体系热力学分析 |
| 3.3.2 气氛还原工艺对粉体形貌的影响 |
| 3.3.3 Cu-Y_2O_3复合材料的物相与组织 |
| 3.3.4 Cu-Y_2O_3复合材料的性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 微纳结构Cu-Y_2O_3复合材料的组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料性能的影响 |
| 4.2.1 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料显微硬度的影响 |
| 4.2.2 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料室温压缩性能的影响 |
| 4.2.3 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料导电率的影响 |
| 4.2.4 Cu-Y_2O_3复合材料综合性能比较 |
| 4.3 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料的显微组织影响 |
| 4.3.1 Y_2O_3含量对Y_2O_3颗粒在铜基体中分布形态的影响 |
| 4.3.2 Y_2O_3含量对铜基体组织的影响 |
| 4.3.3 Cu-Y_2O_3复合材料的界面特征 |
| 4.3.4 Y_2O_3 含量对Cu-Y_2O_3 复合材料的压缩断口形貌影响 |
| 4.4 Cu-Y_2O_3复合材料强化机制和微观形变行为 |
| 4.4.1 强化机制分析 |
| 4.4.2 微观形变行为分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 CO还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉动力学行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CO等温还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉热重分析 |
| 5.3 CO等温还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉动力学 |
| 5.3.1 全过程动力学拟合分析 |
| 5.3.2 分阶段动力学拟合分析 |
| 5.4 CO等温还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉的物相转变与形貌特征 |
| 5.4.1 CO等温还原前后物相转变规律 |
| 5.4.2 CO等温还原前粉体形貌特征 |
| 5.4.3 CO等温还原后粉体形貌特征 |
| 5.5 Y_2O_3 含量对还原制备Cu-Y_2O_3 复合粉过程的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
四、Cu_4Ti晶体结构的高分辨电子显微术研究（论文参考文献）
- [1]熔体中原位纳米晶对铝合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制[D]. 李涛涛. 吉林大学, 2021(01)
- [2]Ⅰ-Ⅴ-Ⅵ族铋基多元硫族化合物纳米晶的可控合成及性能研究[D]. 任晓茹. 吉林大学, 2021(01)
- [3]Ni、Ti原子比例及含量对Cu-Ni-Ti合金组织性能的影响[D]. 满绪存. 江西理工大学, 2021(01)
- [4]铝铜合金金属间化合物及界面性能的第一性原理研究[D]. 孙凤儿. 中北大学, 2021(01)
- [5]石墨烯/铜基复合材料界面结构特性及变形行为研究[D]. 张倩. 太原理工大学, 2020
- [6]Ti-Cu基钎料设计及钛合金/不锈钢真空钎焊机理研究[D]. 夏月庆. 大连理工大学, 2020(01)
- [7]微合金元素掺杂对Al-Zn-Mg-Cu合金中金属间化合物的影响[D]. 高敏杰. 燕山大学, 2020(01)
- [8]高温再时效条件下Cu原子在铝硅合金中的扩散行为研究[D]. 高续森. 西安工业大学, 2020(04)
- [9]激光熔覆Cu-Ti-Zr系非晶复合涂层的制备与性能研究[D]. 卜令春. 燕山大学, 2020(01)
- [10]多尺度微纳结构Cu-Y2O3复合材料调控制备及其性能研究[D]. 黄斐. 江西理工大学, 2020