一、石墨材料的x射线衍射分析和金相观察（论文文献综述）
胡国雄[1]（2007）在《金属材料表面自纳米化工艺、表征及机理研究》文中指出本文采用喷丸的方式分别对0Cr18Ni9Ti不锈钢、TA17钛合金、HRB400低碳钢以及AZ31镁合金进行了表面机械研磨处理。借助金相观察、扫描电镜观察、透射电镜观察、X射线衍射分析以及显微硬度测试等手段对经过处理的试样进行了详细的表征。研究结果表明,在0Cr18Ni9Ti不锈钢、TA17钛合金、HRB400低碳钢表面获得了纳米结构层,通过喷丸的方式实现了这三种金属材料的表面自纳米化;在AZ31镁合金表面仅获得亚微米级的超细晶粒,没有得到纳米结构层。经过表面机械研磨处理后,0Cr18Ni9Ti不锈钢试样表面产生了剧烈的塑性变形,并从最表面到基体形成了这样一个梯度结构:剧烈塑性变形层、过渡层以及基体,其中剧烈塑性变形层又可以分为纳米结构层和超细结构层。剧烈塑性变形层的深度随处理时间的增加而增加并最后稳定在250μm左右,而试样表面全部变形层的深度则可达700μm左右,这也是喷丸时弹丸在0Cr18Ni9Ti不锈钢试样表面引起的应力应变所能影响到的试样内部的深度。经过1min的处理即可在0Cr18Ni9Ti不锈钢试样最表面获得纳米晶,试样最表面的晶粒尺寸随着处理时间的延长而减小,处理13min后试样最表面的晶粒尺寸约为52nm。晶粒尺寸随距最表面距离的增加而增加,对于处理13min的试样,纳米层的深度约为70μm。在表面机械研磨处理的过程中,0Cr18Ni9Ti不锈钢试样表面发生了应变诱导的ε马氏体相变,其中ε马氏体具有密排六方结构（hcp）。0Cr18Ni9Ti不锈钢试样最表面只要经过短暂处理即可完全转变为马氏体;与此同时,马氏体含量沿试样纵向深度方向衰减也较快,基本呈指数关系递减,对于处理13min的试样而言,据最表面80～100μm处已基本不存在ε马氏体。处理后的0Cr18Ni9Ti不锈钢试样表面层显微硬度显着提高,并且沿纵向深度方向逐渐递减直至与基体持平。与基体相比,0Cr18Ni9Ti不锈钢试样最表面的显微硬度最高可以提高约2.5倍。TA17钛合金经过表面机械研磨处理后,获得了与0Cr18Ni9Ti不锈钢类似的具有梯度结构的表面层。从试样最表面开始直到试样基体部分,显微组织依次为:纳米结构,亚微米级超细结构,孪晶交叉形成的菱形块（LTMABs）与位错缠结、位错墙共存,高密度孪晶及孪晶交叉形成LTMABs,单系孪晶,最后是没有变形的基体组织。经过13min处理的TA17钛合金试样,剧烈塑性变形层的深度可达230μm。试样最表面的晶粒尺寸随着处理时间的延长而减小,经过13min处理后,晶粒尺寸可以达到30nm左右。处理5min的试样,纳米结构层厚度约为50μm;对于处理13min的试样,距试样最表面50μm处晶粒尺寸约为90～95nm,因此其纳米结构层比处理5min的试样稍深。经过表面机械研磨处理实现表面自纳米化后,TA17钛合金试样表面层的耐蚀性能较差,受腐蚀后很容易造成表面层的纳米晶粒脱落。经过表面机械研磨处理后,TA17钛合金表面的显微硬度同样会显着提高,与基体相比,处理试样最表面的显微硬度可以提高近2倍。经过处理后的试样,显微硬度沿深度方向成梯度分布,在距最表面约500μm处趋于与基体持平。对于HRB400低碳钢,经过表面机械研磨处理后在试样最表面获得了纤维状组织。对于处理13min的试样,其纤维宽度在100nm以下,纤维又由很多100nm以下的晶粒组成,即该纤维组织具有纳米结构。经过处理的HRB400低碳钢试样中剧烈塑性变形层的深度约为200μm,整个变形层的深度约为500μm。经过处理后试样最表面的显微硬度最高可以提高1.7倍左右,显微硬度沿深度方向同样成梯度分布。在表面机械研磨处理过程中,AZ31镁合金试样表面金属大量脱落,造成AZ31镁合金试样没有剧烈塑性变形层,同时处理后表面层中形成了大量裂纹。经过处理后,AZ31镁合金试样最表面的晶粒尺度在亚微米级范围。处理后的AZ31镁合金试样表面层显微硬度增加不明显,最表面的显微硬度随处理时间变化不大,基本维持在90HV0.025左右。本文的研究结果还表明,将表面自纳米化技术用于0Cr18Ni9Ti不锈钢和TA17钛合金的扩散焊接中,可以提高焊接过程中元素的扩散系数和接头强度。
朱强[2]（2020）在《碳/铜复合材料界面润湿行为与性能的研究》文中指出碳/铜复合材料（C/Cu）是目前最具有应用前景的滑动导电材料之一,因其既具有碳材料自润滑、耐磨、低热膨胀系数的优点,又具有铜金属良好的导电导热性而受到众多研究者的关注。但由于碳和铜既不润湿又不发生化学反应,因此两者很难形成良好的界面结合,导致力学性能及热物理性能较差。目前主要通过铜基体合金化和碳增强相表面改性两种方法改善碳/铜界面结合,但是仍然存在碳/铜复合材料强度与导电导热性能难以兼顾的问题。为了获得良好的碳/铜界面结合和使用性能,本文通过采用碳纤维/树脂碳（C/C）、纯碳纤维（Cf）、石墨（Graphite）、玻璃碳（GC）四种基体碳与Cu-10wt.%Ti合金复合制备了不同碳基体的碳/铜复合材料,研究基体碳种类对碳/铜界面润湿性及界面层微观组织的影响;选用优化的碳纤维/树脂碳（C/C）多孔体为基体碳制备了碳/碳-铜复合材料（C/C-Cu）,并研究了C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料硬度、压缩强度、导电导热及热稳定性能的影响,同时与商用1.8 g/cm3 C/C复合材料的性能进行了对比。研究结果表明:（1）C/C和Cf与Cu-Ti合金的润湿性较好,接触角分别为56.26°和40.12°,Graphite和GC与Cu-Ti合金不发生润湿,接触角均大于90°。Cf的界面层较致密均匀,且厚度最大,约5.21μm;C/C界面C原子扩散范围广,界面层厚度约4.28μm;综合评价四种基体碳与Cu-Ti合金的润湿行为及界面层组织优劣顺序为:Cf>C/C>Graphite>GC。（2）C/Cu界面层主要为Ti C相,其形成机制是C原子通过扩散进入TixCuy相反应形成了Ti C新相,而Ti C相与C相和Cu相能够完全润湿,大量的Ti C沉淀在基体碳上形成连续的界面层,从而有效改善了C/Cu界面润湿性和界面结合状态。（3）随着PIP循环增加,C/C多孔体闭孔隙率逐渐增大,增重率逐渐减小;高温热处理能提高C/C多孔体增密效率。C/C-Cu复合材料主要由C相、Cu相和Ti C相组成,C相和Cu两相形成“互联互通”的三维网络结构。随着浸渗保温时间延长,碳纤维和树脂碳界面能够形成厚度均匀、致密的Ti C层,约为2μm。（4）随着C/C多孔体密度从0.91 g/cm3增大至1.22 g/cm3,C/C-Cu复合材料硬度、压缩强度逐渐增大;电导率、热导率和热膨胀系数逐渐减小;C/C-Cu复合材料平行和垂直方向性能差异明显。随着温度升高,C/C-Cu复合材料平行方向热导率先增大后保持不变,垂直方向缓慢增大。此外,600℃退火热处理能有效改善复合材料冷热冲击后尺寸稳定性。相对于商用C/C复合材料,C/C多孔体密度为0.91 g/cm3的C/C-Cu复合材料压缩强度、电导率和热导率在平行和垂直方向性能更优,经退火处理后,C/C-Cu复合材料冷热冲击后尺寸稳定性更好,其压缩强度、电导率、热导率、冷热冲击后尺寸变化率平行和垂直方向分别为190 MPa和218 MPa、4.12 MS/m和3.47 MS/m、100.12 W/（m?K）和47.30W/（m?K）、0.41%和0.04%。
唐辉[3]（2018）在《基于熔盐堆环境的核石墨熔盐浸渗特性及力学性能研究》文中研究指明熔盐堆是核裂变反应堆的一种,其主冷却剂,甚至核燃料本身是一种熔融态混合盐。作为第四代核反应堆六种堆型之一,熔盐堆以其安全性（常压运行）、良好的中子经济性以及高热效率等特点着称。在熔盐堆中,一般以核石墨作为反射体及慢化体材料,与熔盐直接接触。由于石墨存在孔隙,在熔盐堆环境中熔盐可能浸渗到石墨的孔隙中,引起石墨力学、热学性能的变化,加速石墨损伤。因此石墨的渗透性对熔盐堆的运行特性和服役寿命具有重大的影响。目前,核石墨材料的研发主要被用于高温气冷堆,并没有专门为熔盐堆开发的商业核石墨。为熔盐堆研发并筛选符合要求的核石墨成为熔盐堆商业化一个必不可少的研究课题。2011年中国科学院启动了钍基熔盐堆（TMSR）项目,目标发展固态和液态燃料熔盐堆,以便在未来2030年内争取实现钍资源的有效利用以及核能制氢。TMSR是以核石墨为反射体及慢化体材料,2Li F-BeF2（FLiBe）熔盐为一回路主冷却剂的反应堆。针对TMSR项目研发了三个牌号候选核石墨,分别为细颗粒石墨NG-CT-10、超细颗粒石墨NG-CT-50和T220。验证在TMSR环境下候选核石墨是否会被FLi Be熔盐浸渗,以及浸渗量的比例,对于其在堆内的安全运行至关重要。因此,本论文的一个研究重点是TMSR候选核石墨与FLiBe熔盐的相容性以以及熔盐浸渗对石墨微结构的影响。主要包括以下三个方面研究内容:1.利用压汞仪、光学显微镜（OM）分析IG-110、NBG-18、NG-CT-10、NG-CT-50以及T220石墨孔径分布及孔隙结构特征。分析结果表明:IG-110,NG-CT-10,NG-CT-50以及T220石墨孔径分布集中,有明显的临界浸渗压强;NBG-18核石墨孔径尺寸分布宽广,开孔率低。利用自行研制的石墨与熔盐相容性装置,研究了不同压力下FLiBe熔盐在石墨中的浸渗量。测试结果显示,超细颗粒石墨NG-CT-50和T220的FLi Be熔盐临界浸渗压强介于67个大气压,表明在熔盐堆环境下这两个牌号石墨不发生FLi Be熔盐浸渗。FLiBe熔盐在石墨中的浸渗与汞在石墨中的浸渗规律一致,两者的浸渗压强根据Washburn公式成比例关系,系数k约为2.4。因此压汞法是预测石墨熔盐浸渗量的有效替代方法。此外,根据Washburn公式,计算得到石墨与FLiBe熔盐的接触角为135.8°,该值与橡树岭测得数据相吻合。2.为研究熔盐堆环境下核石墨熔盐浸渗特性,开展了石墨接触熔盐前预充压vs真空、温度、浸渗时间及样品尺寸效应对石墨FLiBe熔盐浸渗行为的影响。测试结果显示:预充气石墨熔盐基本分布在样品表面往里浸渗一定深度的环形区域内,即各个方向浸渗深度基本一致,且低于抽真空石墨样品浸渗深度,即使两者浸渗压差一致,这表明石墨内部气体在一定程度上能阻止熔盐渗入。同时建立了简单的熔盐浸渗深度计算模型,经模型计算得出的熔盐浸渗深度约为实验测得熔盐浸渗深度的约80%,这主要是由于石墨实际孔隙形状与理想孔隙的差异导致;温度（600 vs 700℃）对石墨熔盐浸渗量影响不大;浸渗时间（202000 h）对石墨熔盐浸渗量影响不大,表明20小时足以使石墨熔盐浸渗达到平衡;在D60*60 mm的尺寸范围内,样品尺寸对石墨熔盐浸渗量的影响不大。3.利用扫描电子显微镜（SEM）、电子探针（EPMA）、飞行时间二次离子质谱仪（TOF-SIMS）观察FLiBe盐在石墨样品中的分布及形貌。EPMA和TOF-SIMS观察结果表明:石墨样品浸入熔盐前抽真空条件下,FLi Be盐存在于整个石墨样品内部,分布较均匀,表明石墨中存在联通的开孔网络;通过SEM观察石墨样品中盐颗粒的形貌发现:FLiBe盐呈亮白色,片状并堆积在一起,主要分布于石墨材料的开孔孔隙内。采用X射线衍射（XRD）分析熔盐浸渗前后石墨微观结构变化。结果表明:经FLi Be熔盐浸渗后,石墨（002）衍射峰右移,表明石墨晶格面间距减小;（002）衍射峰半高宽变窄,表明石墨微晶尺寸Lc（002）变小。在熔盐堆中,核石墨作为中子慢化及反射体材料,同时也是结构材料,需要保证堆内构件的结构完整性。石墨材料的机械性能是影响石墨构件结构完整性的主要因素,如石墨构件之间的承压,构件结构的不对称、不均匀性造成的承载应力集中,反应堆内由于中子注量率和温度分布不均匀引起的石墨机械性能变化等。此外,由于石墨内部孔隙熔盐的渗入,改变石墨的微结构,势必影响石墨内应力场分布,很有可能影响石墨的宏观机械强度。因此,本论文的另外一个研究重点是熔盐浸渗对石墨力学性能的影响。利用自行研制的高温真空万能试验机装置,研究熔盐浸渗对核石墨高温抗压强度的影响。测试结果表明,在700℃温度条件下,FLi Be熔盐浸渗石墨抗压强度有一定程度的降低,且随着熔盐浸渗量的增加,抗压强度越低。主要原因一方面为石墨材料结构本身不均匀产生的内应力,另一方面熔盐与石墨的相互作用导致石墨孔隙结构的变化,影响石墨内部应力分布。正是由于熔盐在石墨孔隙中的渗入,在高温抗压测试过程中,又有部分熔盐渗出,熔盐堆石墨内部的作用可能改变石墨的孔隙分布,一定程度上阻碍石墨内部应力的释放,宏观上表现为熔盐浸渗石墨高温抗压强度减小。
向抒林[4]（2018）在《石墨烯纳米片增强镁基复合材料微观组织与力学性能研究》文中研究表明本论文探索了石墨烯纳米片（GNPs）增强镁基复合材料的化学预分散方法,系统研究了不同分散工艺对GNPs预分散效果的影响。并通过液态冶金法分别制备了均匀分布GNPs与非均匀层状分布GNPs增强镁基复合材料。系统地研究了不同GNPs分布状态对镁基复合材料微观组织与力学性能的影响规律。揭示了GNPs增强镁基复合材料的强韧化机制。通过对非均匀层状分布GNPs增强Mg–6Zn（wt.%）复合材料进行固溶时效处理研究了GNPs对Mg–6Zn基体时效析出过程的微观组织与力学性能影响规律。研究表明,原始GNPs的团聚非常严重,对GNPs进行有效预分散且防止其再团聚是后续制备镁基复合材料的前提。论文首先探索优化了GNPs的化学预分散工艺。首先使用十二烷基硫酸钠（SDS）作为表面活性剂对GNPs进行水分散,得到GNPs浓度为1.45 mg?mL–1的分散液。GNPs水分散的最优化工艺为:SDS在2小时内分次100次加入到超声处理GNPs悬浊液中,加入SDS的浓度控制在1.5mg?mL–1。分次加入SDS有利于促进其在GNPs表面以单体形式吸附,减少与防止其在GNPs悬浊液中形成局部胶束而损害GNPs分散效果。随后采用经过表面聚乙烯醇（PVA）包覆过的薄镁片（Mg@PVA）作为水分散GNPs的载体。利用SDS优良的起泡能力使GNPs随泡沫形成的液膜传输至Mg@PVA表面并与其结合,泡沫的支撑作用也防止Mg@PVA堆叠导致的GNPs再团聚。Mg@PVA与GNPs分散液质量比为1:5则能达到Mg@PVA片较高吸附容量与避免GNPs团聚的目的,获得的Mg@PVA–GNPs复合片有是后续制备镁基复合材料的理想“中间复合材料”。通过分解熔体沉积法制备了均匀分布GNPs增强纯Mg基复合材料。随着GNPs含量的增加,复合材料的强度与延伸率得到了同时的提高。复合材料GNPs含量为1.6 vol.%GNPs时,其屈服强度、抗拉强度与延伸率分别提升26 MPa、39 MPa与7%,提升率分别为27%、24%与93%。对复合材料微观组织分析表明,随着GNPs含量的增加,Mg基体内?101?2?拉伸孪生含量逐渐增高,复合材料的基面纤维织构强度亦随GNPs含量的增加而减弱。GNPs促进复合材料基面纤维织构的弱化主要来源于基体内形成的大量拉伸孪生,孪生系统中未发生孪生的基体部分保留了远离纤维织构的取向。通过剪切–延滞模型与有限元分析验证,二维GNPs的载荷传递机制为复合材料的主要增强方式。复合材料的直接增韧机制为GNPs的裂纹桥连、GNPs的撕裂与拔出,GNPs的间接增韧机制为诱发弱化纤维织构与促进非基面滑移启动。通过超声波复合法制备了非均匀层状分布GNPs增强Mg–6Zn基复合材料。随着GNPs含量增加,复合材料强度大幅度提升,延伸率有所下降但依然保持一定塑性变形水平。1.6 vol.%GNPs增强Mg–6Zn复合材料的弹性模量、屈服强度和抗拉强度分别提升9 GPa、169 MPa与92 MPa,提升率分别为20%,166%与35%。非均匀层状分布GNPs诱发基体形成层状分布超细晶区（UFG）与粗晶区（CEG）的双尺寸晶粒结构,通过在复合材料内构建局部高强UFG区域强烈提升复合材料的强度。随着复合材料内GNPs含量的增加,UFG相对于CEG的比例逐渐增高,因此UFG的细晶强化效果随之提高,但是二维GNPs巨大的比表面积使其载荷传递效果逐渐成为最主要的增强机制。在复合材料承受外力作用下,双尺寸晶粒结构的复合材料采取两区域协同作用模式。UFG区提供高强度,CEG区则主要保存复合材料塑性变形能力且阻碍UFG区内萌生裂纹的扩展。非均匀层状分布GNPs/Mg–6Zn复合材料内部时效析出过程呈现出不均匀性。相比于Mg–6Zn合金,复合材料的时效析出过程整体得到了加速,且具有更高GNPs局部浓度的UFG内具有更高的时效析出速度。研究确认复合材料内的主要强化相依然为??相([0001]Mg),并确定??相与基体存在的特定晶体学位向关系。通过实验观察与有限元模拟分析表明,淬火过程导致GNPs周围形成的高密度位错为时效析出提供形核点与高速扩散通道;且GNPs边缘与表面周围基体存在畸变导致溶质Zn原子在GNPs/基体界面处偏聚,二者共同促进了??相的时效析出。经过时效强化的复合材料,当外部载荷沿复合材料挤压方向时,??相提供了显着的Orowan强化效应。复合材料内的GNPs与??相在三维空间内互相交错构成增强网络,进一步提升了该体系复合材料的增强效果。
杨庆[5]（2019）在《变形温度对等径角变形7A04铝合金力学性能和抗腐蚀性能的影响》文中指出7A04铝合金具有强度高、热处理强化效果明显等优点,成为目前应用广泛的超硬铝合金。本文针对该铝合金在使用过程中抗腐蚀性能不足的问题进行研究。本文借助于电化学工作站、透射电子显微镜、X射线衍射仪等手段研究了不同温度下等径角变形7A04铝合金的变形行为,获得了较好的力学性能和抗腐蚀性能,对变形组织进行了分析并探索了该变形组织对腐蚀机理的影响。得到以下几点主要结论:1.本研究中7A04铝合金优化工艺为:固溶（470℃/4h）→淬火（25℃水淬）→等径角变形四道次（120℃变形温度下）可获得较好的力学性能及抗腐蚀性能。2.优化工艺获得的120℃-4p样品的抗拉强度相较原始样品下降了19.1%为483.7MPa,但相较原始样品获得良好的抗腐蚀性能。在动电位极化测试中其腐蚀电流密度降低了19.4%仅为2.9E-5 A/cm2;电阻抗测试中容抗弧半径提高22.8%达到2517.6Ω·cm2;同时晶间腐蚀测试中晶间腐蚀等级从4级提高至2级,最大腐蚀深度降低了79.6%仅为25.4μm。3.在120℃变形温度下,等径角变形通过引入应变量提高合金内位错密度获得大量亚晶,破坏了析出相η（MgZn2）沿晶界析出的连续性使得析出相弥散分布;同时四道次变形可将析出相平均尺寸细化至30nm,从而提高合金抗腐蚀性能。4.在400℃变形温度下,合金内的析出相η（MgZn2）大量析出并粗化。平均析出相尺寸一道次为1.0μm、四道次为1.3μm、八道次为1.7μm,即随着变形量增加,析出相持续长大,导致合金力学性能和腐蚀性能随着变形量的增加而下降。
颜婧[6]（2008）在《0Cr18Ni9Ti不锈钢与TA17钛合金表面自纳米化后的热稳定性研究》文中认为本文利用表面机械研磨处理（SMAT）法对0Cr18Ni9Ti不锈钢、TA17钛合金进行了表面自纳米化处理,得到了表层为纳米晶,且晶粒尺寸沿试样厚度方向增加的变形梯度组织。然后对经过SMAT处理后的试样进行了热分析、等时和等温退火,利用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、透射电镜（TEM）研究了表层纳米组织在退火过程中的微观形貌的演变、晶粒长大行为、微观畸变的变化,并利用显微硬度计测试了表层的显微硬度,分析了影响表层纳米晶的热稳定性的因素,并揭示了纳米材料热稳定性的机理。实验结果表明, 0Cr18Ni9Ti不锈钢在经过SMAT处理后,在表层获得了约250μm的剧烈变形层,并且最表层获得几乎百分之百的应变诱导马氏体,其含量随距表层深度的增加而逐渐降低。对其进行退火后,得到以下结论:表层组织在经过250℃～850℃保温30min的退火后,仍保留表面研磨处理所形成的梯度结构变形层。只是随着退火温度的升高,变形层中晶粒晶界逐渐清晰,位错和孪晶等晶体缺陷密度逐渐降低。在250℃时晶粒尺寸变化不大,在400℃时,晶粒长大到47.6nm,微观畸变从0.170%降低到0.135%;在600℃时,平均晶粒尺寸增大至70nm左右,而在700℃下,则超过了100nm,微观畸变也急剧下降至0.044%。综合热分析得出,表层组织大约在200℃时开始发生回复,在400～500℃发生再结晶,而在600～700℃,晶粒明显长大。在差示扫描量热分析（DSC）曲线上得出晶粒明显长大的临界温度为660℃左右。利用Arrhenius公式计算了晶粒长大所需的激活能为24.68kJ/mol,远小于正常晶粒长大的激活能。这解释了为什么剧烈塑性变形得到的纳米晶组织往往在较低的温度下开始再结晶和晶粒长大。在600℃保温30min时,表层马氏体相对含量由400℃处理后的98.5%下降到68.57%,并随着退火温度的升高而继续降低,在700℃,马氏体残余相对含量仅为18.65%。在600℃保温2～20min时,表层的马氏体并为来得及转变,因此,表层马氏体的逆转变孕育时间为20min～30min。表层显微硬度仍呈梯度结构变化,并随着退火温度的升高而逐渐降低。但是即使在850℃退火后,最表层的硬度仍远大于基体组织的硬度,其硬度的热稳定性较好。TA17钛合金表面机械研磨处理后,在表层获得了约127μm的剧烈变形层,在变形层过渡区存在高密度的形变孪晶。对其退火处理后,得到以下结论:在低温下（250～400℃）,其梯度结构变形层并未发生明显变化,表层纳米晶的平均晶粒尺寸仅仅从24.8nm变为38.0nm,平均微观畸变由0.15%降低为0.12%;在600℃下,晶粒长大至50.0nm,微观畸变降低至0.09%。在700℃,晶粒尺寸增长到70nm以上;在850℃退火后,晶粒尺寸已经超出纳米量级,微观畸变更是进一步大幅度降低至0.037%,变形梯度结构已经很不明显。TA17钛合金在250℃时,组织开始发生回复,在温度达到550℃时,开始再结晶,在700℃时,晶粒明显长大。在DSC曲线上得出晶粒明显长大的临界温度为700℃左右。通过Arrhenius公式计算了晶粒长大的激活能,为19.76kJ/mol,远小于正常晶粒长大的激活能。变形层中的形变孪晶随退火温度的升高而减少,但可稳定存在至750℃左右,在850℃后,形变孪晶基本消失。表层的显微硬度随退火温度的升高而逐渐降低,但是在各温度退火后仍保持硬度的梯度特征,表层硬度仍高于心部组织的硬度,因此, TA17钛合金的表层显微硬度也具有良好的热稳定性。
周远东[7]（2020）在《45#钢表面超高速激光熔覆X-M6V耐磨涂层组织性能研究》文中进行了进一步梳理钢铁冷轧工艺中,轧辊作为轧制钢板的关键部件,在服役过程中极容易受到钢板的冲击和磨损作用,使得轧辊表面剥落及磨损,导致失效报废,因此需要在轧辊表面制备高耐磨硬质涂层提高轧辊的使用寿命,进而提高生产率,节约成本。超高速激光熔覆技术作为一种新的表面处理技术,可制备高硬度耐磨涂层,在冶金行业具有极大的优势。超高速激光熔覆的速率达到10～200m/min,在极高的加热与冷却速率下,涂层材料的凝固行为有着特殊的规律。本文基于复合材料涂层制备耐磨层,通过合理的选择粉末体系,在高搭接率高凝固速率的工艺条件下,优化工艺后获得高硬度、组织均匀的薄壁耐磨涂层,研究了不同线能量对涂层组织的影响规律,建立涂层组织与性能的相关性,揭示涂层增强机制,并与常规激光熔覆技术制备的涂层性能进行了比较。研究发现,超高速激光熔覆条件下,通过采取粉末烘干5h,基材预热200℃,熔覆后缓冷的优化措施后,可实现无裂纹X-M6V、Ni625-40%WC涂层的制备。对比分析两种涂层的宏观及微观质量、硬度大小、硬度分布均匀性以及耐磨性能,结果发现X-M6V涂层具有更优质的性能,确定以可实现原位增强的铁基合金X-M6V粉末为材料制备耐磨涂层。进一步分析了超高速激光熔覆X-M6V涂层的厚度、热影响区、稀释率以及表面粗糙度等宏观特性。发现涂层组织主要由富含Cr、Mn等合金元素的初晶Fe基胞状固溶体,弥散细小碳化物M23C6（M=Cr、Fe）和M7C3、以及VC析出相组成。在涂层表面的搭接区域为菊花状VC,在非搭接区为球状VC,线能量对涂层组织及物相组成影响很小。采用常规激光熔覆方法时,由于熔池冷却速度不够快,X-M6V涂层内无法实现VC硬质相的析出。涂层表面搭接区与非搭接区组织大小具有明显差异,且随着线能量的减小,涂层组织逐渐细化。超高速激光熔覆X-M6V涂层硬度远高于45#钢基体的硬度值,且涂层表面硬度具有优异的均匀性。超高速激光熔覆X-M6V涂层的硬度与耐磨性能受线能量影响很小,均优于常规激光熔覆X-M6V涂层,其增强机制为弥散强化、颗粒强化、细晶强化和固溶强化。
郭润江[8]（2016）在《大变形轧制和轧制后退火对镍基高温合金GH80A的组织与力学性能的影响》文中研究说明晶粒细化能有效地提高材料的性能。大变形轧制法作为晶粒细化技术的一种,能强烈细化晶粒从而大大提高产品精度,具有很好的应用前景。本文对通过异步与同步混合轧制方法所制备的纳米晶GH80A材料进行了较为细致的研究。在实验中利用金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显镜和X射线衍射仪对材料的组织进行表征与分析;通过拉伸测试和显微硬度测试等手段评估材料的各项力学性能,从而研究了纳米晶材料的组织结构对其力学性能的影响以及退火工艺在超细晶GH80A材料的组织调控和性能改善中所起到的重要作用。经过研究发现:（1）对GH80A材料进行96%的混合大变形轧制可以获得晶粒尺寸为50nm的纳米晶材料。晶粒内部出现了大量的位错和内应力等缺陷。其强度和硬度有明显的提升,而塑性则下降明显。（2）对冷轧态纳米晶材料进行退火处理后发生回复与再结晶现象,同时材料内部析出第二相γ’相。材料的强度和硬度随着退火温度的增加先升高后下降,材料的延伸率随着退火温度的升高而增加。（3）纳米晶材料在600℃下进行高温拉伸时,其抗拉强度明显高于粗晶材料的高温抗拉强度,但是在700℃下进行拉伸测试发现其抗拉强度与粗晶材料相比并无太大区别,表明纳米晶材料在等强温度以下的高温环境下具有更优秀的高温强度。
肖绍懿[9]（2010）在《酚醛树脂炭的催化石墨化及其在C/C复合材料中的应用》文中指出本文主要开展了硼、铬、锰、铁、钴和镍等六种元素对酚醛树脂炭的催化石墨化研究,采用x射线衍射（XRD）、拉曼光谱和金相显微观察等多种手段对各种元素的催化效果进行了综合表征,并结合前人的研究成果探讨了上述元素的催化机理。研究过程中发现了铁元素具有低温下的催化石墨化作用,并对铁的低温催化石墨化行为进行了初步探讨。在上述研究的基础工作之上,选择分别含硼、铬和铁三种元素的化合物作催化剂,制备出添加了催化剂的酚醛炭基C/C复合材料,根据材料的导电性能、力学性能和摩擦学性能测定结果,分析了催化剂的引入对酚醛炭基C/C复合材料结构和性能的影响,探索了一条低成本制备高性能C/C复合材料的新方法。酚醛树脂炭的催化石墨化研究结果表明,经过1600°C以上高温石墨化处理,实验所选的六种元素对酚醛树脂炭都有不同程度的石墨化作用。硼元素能从整体上对酚醛树脂炭进行催化石墨化,并且石墨化效果与石墨化温度成正变关系。铬、锰、钴和镍等金属元素对酚醛树脂的催化石墨化效果随着石墨化温度的变化有一定的波动。铁元素对酚醛树脂炭有低温催化石墨化的效果。催化石墨化开始的温度因铁元素的存在形式的不同有一定的差别,二茂铁的起始催化石墨化温度为850°C,氯化铁的起始催化石墨化温度为800°C。优化选择了硼、铁和铬三种元素作催化元素,制备了相应的酚醛炭基C/C复合材料。对比空白试样,测定分析了材料的导电性能、力学性能和摩擦学性能。实验结果表明,催化石墨化能大幅提高材料的导电性能,空白试样的电阻率为39.44μΩ·m,与空白试样密度相当的硼催化试样和铁催化试样的电阻率分别为16.82μΩ·m和19.82μΩ·m,密度较低的铬催化试样的电阻率为30.72μΩ·m。C/C复合材料的催化石墨化会降低材料的抗弯性能,空白试样的抗弯强度为176MPa,呈脆性断裂特征,而硼催化试样的抗弯强度为115MPa,铁催化试样的抗弯强度为66MPa,铬催化试样的抗弯强度为53MPa,并且均表现出韧性断裂特征。这与材料石墨化度的提高和基体炭与炭纤维的界面结合状况有关。催化石墨化对酚醛炭基C/C复合材料的摩擦学性能影响很大。硼催化试样和铁催化试样经过催化石墨化后,摩擦系数较低,分别为0.27和0.28,而空白试样的摩擦系数为0.71。基体炭和纤维的界面结合情况对摩擦磨损量有较大影响,界面结合情况较好的硼催化试样和空白试样的磨损量较小,而铁催化试样的磨损量较大。
刘鹰[10]（2020）在《激光制备结晶器铜板表面涂层及性能研究》文中提出结晶器铜板是结晶器重要零部件,对连铸生产中铸坯的质量、性能和寿命都有较大的影响。本课题以铬锆铜为基体材料,通过使用激光熔覆技术,制备高硬度、高耐磨的激光熔覆涂层。第一种方案主要以单层熔覆层Ni60+2%WC、Ni60+5%WC、Ni60+10%WC三种配置的粉末作为基体的熔覆材料,第二种方案主要以复合熔覆层Ni45+20%Co42+5%Zr02、Ni45+2%Zr02/Co42、Ni45+5%Zr02/Co42、Ni45+10%ZrO2/Co42 四种配置的粉末作为基体的熔覆材料。通过摩擦磨损测试、维氏硬度测试、X射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（SEM）和能谱仪（EDS）等手段,研究了两种实验方案获得熔覆层的摩擦磨损特性、硬度特性等。为提高连铸结晶器铜板的寿命提供了技术指导,具有一定的创新性和工程应用价值。本文的主要研究成果如下:通过对单层熔覆层的研究表明,基体与熔覆层结合处主要以胞状晶体所形成。试样一至试样四中的硬度值与铜基体相比,有不同程度的提高。其中试样四的硬度值比铜基体的硬度值提升最大,其原因主要是碳化钨含量的增加所导致熔覆层硬度的增大。Ni60+WC熔覆层主要由γ-Ni固溶体、Cr7C3、Cr0.19Fe0.7Ni0.11、Cr23C6、WC等相组成。激光熔覆Ni60+WC熔覆层不仅能够增加铜基体耐摩性能,并且在相同条件下熔覆层的磨痕宽度、磨损体积比铜基体磨痕宽度和磨损体积有所减小。由此可以看出熔覆层有效的提高铜基体的耐磨性能。另外,通过对复合熔覆层的研究表明,钴基熔覆层和镍基熔覆层分别是由树枝状晶体,薄片状晶体和点状晶体所形成。试样的熔覆层硬度比铜基体硬度高,其中试样三的硬度值比铜基体的硬度值提升最大。熔覆层主要的物相为CrSi2、Ni-Cr-Co-Mo、CoO、{Si,Al}2Cr、CoGa3Zr2等相组成。在相同实验条件下与铜基体相比,熔覆层的磨痕宽度和磨损体积有所减小,从而说明熔覆层对铜基体的耐磨性有所提高。
二、石墨材料的x射线衍射分析和金相观察（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、石墨材料的x射线衍射分析和金相观察（论文提纲范文）
（1）金属材料表面自纳米化工艺、表征及机理研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题的研究目的与意义 |
| 1.2 纳米晶体材料及其制备 |
| 1.2.1 纳米晶体材料 |
| 1.2.2 纳米晶体材料的制备 |
| 1.2.3 纳米晶体材料的性能 |
| 1.3 表面自纳米化的研究现状 |
| 1.3.1 表面自纳米化的常用方法 |
| 1.3.2 表面自纳米化的影响因素 |
| 1.3.3 表面自纳米化的晶粒细化机理 |
| 1.3.4 表面层的组织结构和性能 |
| 1.3.5 表面自纳米化的应用 |
| 1.4 本文的研究内容及研究方案 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 0Cr18Ni9Ti 不锈钢 |
| 2.1.2 TA17 钛合金 |
| 2.1.3 HRB400 低碳钢 |
| 2.1.4 AZ31 镁合金 |
| 2.2 试验材料表面自纳米化处理 |
| 2.2.1 表面自纳米化的方法及设备 |
| 2.2.2 表面自纳米化工艺参数的选择 |
| 2.3 试验材料表面自纳米化表征方法及设备 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 扫描电镜观察 |
| 2.3.3 透射电镜观察 |
| 2.3.4 X 射线衍射分析 |
| 2.3.5 显微硬度测试 |
| 2.4 X 射线衍射表征方法 |
| 2.4.1 晶粒尺寸及微观畸变的测定 |
| 2.4.2 定量相分析 |
| 3 0Cr18Ni9Ti 不锈钢表面自纳米化及其表征 |
| 3.1 金相观察 |
| 3.1.1 金相观察结果 |
| 3.1.2 金相观察结果分析 |
| 3.2 扫描电镜观察 |
| 3.2.1 纵断面组织观察 |
| 3.2.2 剥层观察 |
| 3.2.3 扫描电镜观察结果的分析和讨论 |
| 3.3 透射电镜观察 |
| 3.4 0Cr18Ni9Ti 不锈钢表面自纳米化的晶粒细化过程 |
| 3.5 X 射线衍射分析 |
| 3.6 显微硬度测试 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 TA17 钛合金表面自纳米化及其表征 |
| 4.1 金相观察 |
| 4.1.1 金相观察结果 |
| 4.1.2 金相观察结果分析 |
| 4.2 扫描电镜观察 |
| 4.2.1 纵断面组织观察 |
| 4.2.2 剥层观察 |
| 4.2.3 扫描电镜观察结果的分析和讨论 |
| 4.3 透射电镜观察 |
| 4.4 TA17 钛合金表面自纳米化的晶粒细化过程 |
| 4.5 X 射线衍射分析 |
| 4.6 显微硬度测试 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 0Cr18Ni9Ti 不锈钢与 TA17 钛合金表面自纳米化工艺的改进 |
| 5.1 改进工艺简介 |
| 5.2 弹丸直径对0Cr18Ni9Ti 不锈钢表面纳米结构层组织的影响 |
| 5.2.1 不同弹丸直径下的金相显微组织比较 |
| 5.2.2 不同弹丸直径下的扫描电镜显微组织比较 |
| 5.2.3 不同弹丸直径下的X 射线衍射谱比较 |
| 5.2.4 不同弹丸直径下表面层显微硬度分布曲线的比较 |
| 5.3 弹丸直径对TA17 钛合金表面纳米结构层组织的影响 |
| 5.3.1 不同弹丸直径下的金相显微组织比较 |
| 5.3.2 扫描电镜显微组织观察 |
| 5.3.3 X 射线衍射分析 |
| 5.3.4 不同弹丸直径下表面层显微硬度分布曲线的比较 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 HRB400 低碳钢和 AZ31 镁合金表面自纳米化初探 |
| 6.1 HRB400 低碳钢表面自纳米化初探 |
| 6.1.1 金相观察 |
| 6.1.2 扫描电镜观察 |
| 6.1.3 显微硬度测试 |
| 6.2 AZ31 镁合金表面自纳米化初探 |
| 6.2.1 金相观察 |
| 6.2.2 扫描电镜观察 |
| 6.2.3 显微硬度测试 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 表面自纳米化在不锈钢和钛合金扩散焊接中的应用 |
| 7.1 扩散焊接的原理 |
| 7.2 脉冲加压扩散焊接工艺及变形特点 |
| 7.3 表面自纳米化在不锈钢和钛合金扩散焊接中的应用 |
| 7.3.1 不锈钢和钛合金的表面自纳米化处理 |
| 7.3.2 不锈钢和钛合金表面自纳米化处理后的脉冲加压扩散焊接 |
| 7.3.3 接头组织结构分析 |
| 7.3.4 接头断口分析 |
| 7.4 Fe 元素在β-Ti 中的扩散动力学的计算 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（2）碳/铜复合材料界面润湿行为与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/Cu复合材料的应用 |
| 1.2.1 滑动导电材料 |
| 1.2.2 集成电路散热片 |
| 1.2.3 高温结构材料 |
| 1.3 C/Cu复合材料 |
| 1.3.1 基体碳结构与性质 |
| 1.3.2 C/Cu复合材料制备方法 |
| 1.3.3 C/Cu复合材料的性能 |
| 1.4 C/Cu界面润湿问题及解决方法 |
| 1.4.1 合金元素改善C/Cu界面结合 |
| 1.4.2 基体碳表面合金化 |
| 1.5 本文研究背景、意义及内容 |
| 1.6 技术路线 |
| 2 实验方法和检测 |
| 2.1 实验材料和设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 材料制备工艺 |
| 2.2.1 合金浸渗剂制备工艺 |
| 2.2.2 C/C多孔体制备工艺 |
| 2.2.3 真空浸渗实验工艺 |
| 2.3 显微组织观察及分析 |
| 2.3.1 金相观察(OM)和接触角测量 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 差热分析(DSC) |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 体积密度和孔隙率测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 压缩强度测试 |
| 2.4.4 导电性能测试 |
| 2.4.5 导热性能测试 |
| 2.4.6 热稳定性能测试 |
| 2.4.7 冷热冲击实验 |
| 3 不同基体碳C/Cu复合材料界面润湿及微观组织 |
| 3.1 不同基体碳C/Cu复合材料的制备 |
| 3.2 基体碳种类对C/Cu界面润湿性的影响 |
| 3.2.1 基体碳种类对C/Cu界面接触角的影响 |
| 3.2.2 基体碳种类对C/Cu界面润湿形貌的影响 |
| 3.3 基体碳种类对C/Cu界面微观组织的影响 |
| 3.3.1 不同基体碳C/Cu复合材料X射线衍射分析 |
| 3.3.2 基体碳种类对C/Cu界面微观组织的影响 |
| 3.3.3 不同基体碳C/Cu复合材料界面润湿行为综合评价 |
| 3.4 C/Cu界面层形成机制及润湿行为分析 |
| 3.4.1 C-Ti-Cu体系自发反应条件分析 |
| 3.4.2 C/Cu界面形成机制分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 C/C及 C/C-Cu复合材料制备及微观组织 |
| 4.1 不同密度C/C复合材料的制备及微观组织 |
| 4.1.1 不同密度C/C复合材料的制备 |
| 4.1.2 PIP工艺循环次数对C/C复合材料的密度及孔隙率影响 |
| 4.2 C/C-Cu复合材料制备及组织分析 |
| 4.2.1 C/C-Cu复合材料的制备 |
| 4.2.2 C/C-Cu复合材料XRD物相分析 |
| 4.2.3 C/C-Cu复合材料微观组织 |
| 4.2.4 C/C-Cu复合材料界面层组织及元素分布 |
| 4.2.5 保温时间对C/Cu界面层组织结构的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 C/C-Cu复合材料力学及热物理性能 |
| 5.1 C/C-Cu复合材料硬度 |
| 5.2 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料压缩强度的影响 |
| 5.3 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料电导率的影响 |
| 5.4 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料导热性能的影响 |
| 5.5 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料热稳定性能的影响 |
| 5.5.1 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料热膨胀率的影响 |
| 5.5.2 退火处理对C/C-Cu复合材料冷热冲击后尺寸稳定性的影响 |
| 5.6 C/C-Cu复合材料与商用C/C复合材料综合性能对比分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
| 致谢 |
（3）基于熔盐堆环境的核石墨熔盐浸渗特性及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 能源与核能 |
| 1.1.2 熔盐堆发展历史 |
| 1.1.3 核石墨材料 |
| 1.1.4 熔盐堆用核石墨面临的挑战 |
| 1.2 研究现状 |
| 1.2.1 熔盐在石墨多孔介质中的浸渗原理 |
| 1.2.2 国内外石墨与熔盐相容性研究现状 |
| 1.3 选题意义 |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第二章 实验及表征方法 |
| 2.1 石墨与熔盐相容性实验 |
| 2.1.1 熔盐浸渗实验装置设计 |
| 2.1.2 实验步骤 |
| 2.2 石墨抗压强度实验 |
| 2.3 主要表征方法 |
| 2.3.1 光学显微镜 |
| 2.3.2 压汞法 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜（SEM） |
| 2.3.4 电子探针 |
| 2.3.5 飞行时间二次离子质谱仪 |
| 2.3.6 X射线衍射 |
| 2.3.7 硬X射线微聚焦 |
| 2.3.8 拉曼光谱(Raman spectra) |
| 第三章 石墨孔隙结构测定 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 样品准备 |
| 3.3 石墨孔隙结构测定-压汞法 |
| 3.3.1 实验目的、方法及实验装置 |
| 3.3.2 实验步骤 |
| 3.3.3 压汞实验结果及分析 |
| 3.4 金相显微图观察 |
| 3.5 结论 |
| 第四章 核石墨熔盐浸渗规律研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熔盐浸渗实验 |
| 4.2.1 样品准备 |
| 4.2.2 实验方案 |
| 4.2.3 实验流程 |
| 4.2.4 表征方法 |
| 4.3 核石墨与熔盐浸渗实验结果与分析 |
| 4.3.1 压强对核石墨FLiBe熔盐浸规律的影响 |
| 4.3.2 微观结构与形貌分析 |
| 4.3.3 SIMS微区形貌及元素分析 |
| 4.3.4 X射线衍射(XRD)分析 |
| 4.3.5 Raman分析 |
| 4.4 结论 |
| 第五章 熔盐堆环境下核石墨熔盐浸渗特性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 预充压条件下核石墨FLiBe熔盐浸渗量的研究 |
| 5.2.1 预充压vs抽真空对核石墨熔盐浸渗量的影响 |
| 5.2.2 熔盐浸渗深度模型假设与建立 |
| 5.2.3 熔盐浸渗深度理论与实验差异性分析 |
| 5.2.4 硬X射线微聚焦衍射分析 |
| 5.3 温度对核石墨FLiBe熔盐浸渗量的影响 |
| 5.4 浸渗时间对核石墨FLiBe熔盐浸渗量的影响 |
| 5.5 样品尺寸对核石墨FLiBe熔盐浸渗特性的影响 |
| 5.6 结论 |
| 第六章 熔盐浸渗对核石墨力学性能的影响及机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 核石墨抗压强度实验 |
| 6.2.1 样品准备 |
| 6.2.2 实验方案 |
| 6.2.3 实验流程 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 熔盐浸渗对核石墨常温抗压强度的影响及分析 |
| 6.3.2 熔盐浸渗对核石墨高温抗压强度的影响及分析 |
| 6.3.3 温度对核石墨抗压强度的影响分析 |
| 6.4 结论 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 本论文的主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（4）石墨烯纳米片增强镁基复合材料微观组织与力学性能研究（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 纳米增强体增强镁基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 制备方法 |
| 1.2.2 微观组织 |
| 1.2.3 纳米增强体的增强机制 |
| 1.3 石墨烯概况 |
| 1.3.1 石墨烯的结构 |
| 1.3.2 石墨烯的力学性能 |
| 1.4 GNPs增强金属基复合材料 |
| 1.4.1 GNPs的预分散过程 |
| 1.4.2 复合材料制备方法 |
| 1.4.3 GNPs增强铝基复合材料 |
| 1.4.4 GNPs增强铜基复合材料 |
| 1.4.5 GNPs增强镁基复合材料 |
| 1.5 镁基复合材料的时效析出行为 |
| 1.6 本文的研究内容 |
| 第2章 试验及模拟方法 |
| 2.1 原材料与实验路线 |
| 2.1.1 基体合金及增强体 |
| 2.1.2 实验路线 |
| 2.2 材料分析方法 |
| 2.2.1 金相组织观察 |
| 2.2.2 X射线光电子能谱分析 |
| 2.2.3 X射线衍射物相分析 |
| 2.2.4 X射线宏观织构分析 |
| 2.2.5 热重分析 |
| 2.2.6 扫描电子显微镜分析 |
| 2.2.7 透射电子显微镜分析 |
| 2.2.8 EBSD分析 |
| 2.2.9 拉曼光谱分析 |
| 2.2.10 紫外-可见吸收光谱分析 |
| 2.2.11 原子力显微镜分析 |
| 2.2.12 维氏显微硬度分析 |
| 2.2.13 室温拉伸性能测试 |
| 2.3 有限元模拟方法 |
| 第3章 GNPs化学预分散方法研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 GNPs化学预分散过程 |
| 3.3 GNPs的水分散 |
| 3.3.1 SDS直接加入型水分散 |
| 3.3.2 SDS分次加入型水分散 |
| 3.4 GNPs与Mg@PVA片泡沫组装 |
| 3.4.1 泡沫组装过程与效果 |
| 3.4.2 泡沫组装机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 均匀分布GNPs/Mg复合材料的微观组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 分解熔体沉积法制备过程 |
| 4.3 GNPs对复合材料微观组织的影响规律 |
| 4.3.1 GNPs分布 |
| 4.3.2 晶粒结构 |
| 4.3.3 织构演变 |
| 4.4 复合材料微观组织演变讨论 |
| 4.4.1 GNPs对孪生的影响机制 |
| 4.4.2 GNPs对织构变化的影响机制 |
| 4.5 GNPs对复合材料的力学性能的影响规律与机制 |
| 4.5.1 拉伸力学性能 |
| 4.5.2 复合材料的断裂特征 |
| 4.5.3 复合材料的增强机制 |
| 4.5.4 复合材料的载荷传递 |
| 4.5.5 复合材料的增韧机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 非均匀层状分布GNPs/Mg-6Zn复合材料的微观组织与力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 超声波复合法制备过程 |
| 5.3 GNPs对复合材料微观组织的影响规律 |
| 5.3.1 非均匀层状分布GNPs |
| 5.3.2 双尺寸晶粒结构 |
| 5.3.3 织构演变 |
| 5.4 复合材料微观组织演变的讨论 |
| 5.4.1 GNPs对双尺寸晶粒结构的影响机制 |
| 5.4.2 GNPs对孪生的影响机制 |
| 5.5 GNPs对复合材料的力学性能的影响规律与机制 |
| 5.5.1 拉伸力学性能 |
| 5.5.2 复合材料的断裂特征 |
| 5.5.3 复合材料的弹性模量 |
| 5.5.4 复合材料的增强机制 |
| 5.5.5 复合材料的变形行为 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 GNPs对GNPs/Mg-6Zn复合材料时效行为影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 材料热处理过程 |
| 6.3 GNPs/Mg-6Zn复合材料的时效硬化曲线 |
| 6.4 GNPs/Mg-6Zn复合材料时效过程微观组织演变 |
| 6.5 GNPs/Mg-6Zn复合材料时效过程力学性能 |
| 6.6 GNPs对复合材料时效行为的影响机制 |
| 6.6.1 GNPs对时效析出微观组织的影响机制 |
| 6.6.2 GNPs对时效强化效果的影响机制 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（5）变形温度对等径角变形7A04铝合金力学性能和抗腐蚀性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 剧烈塑性变形加工技术 |
| 1.2.1 多向锻造技术 |
| 1.2.2 累积叠轧技术 |
| 1.2.3 高压扭转技术 |
| 1.2.4 等径角变形技术 |
| 1.3 变形时效强化铝合金中主要存在的强化机制 |
| 1.3.1 细晶强化 |
| 1.3.2 位错强化 |
| 1.3.3 第二相强化 |
| 1.4 变形时效强化铝合金中主要存在的腐蚀行为 |
| 1.4.1 点蚀 |
| 1.4.2 晶间腐蚀与剥落腐蚀 |
| 1.5 本论文的研究内容 |
| 2 样品的制备与实验方法 |
| 2.1 实验材料及制备 |
| 2.1.1 实验方案 |
| 2.1.2 实验材料 |
| 2.1.3 实验材料的预处理 |
| 2.1.4 实验材料的变形处理 |
| 2.2 样品力学性能测试 |
| 2.2.1 显微维氏硬度测试 |
| 2.2.2 单向拉伸测试 |
| 2.3 样品抗腐蚀性能测试 |
| 2.3.1 晶间腐蚀测试 |
| 2.3.2 动电位极化曲线测试 |
| 2.3.3 电化学阻抗测试 |
| 2.4 微观组织表征 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 X射线衍射测试 |
| 2.4.3 透射电子显微镜观察 |
| 2.4.4 电子背散射衍射观察 |
| 3 变形道次与变形温度对7A04 铝合金力学及抗腐蚀性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同变形道次对7A04 铝合金力学性能的影响 |
| 3.2.1 在120℃变形温度下不同变形量样品的力学性能 |
| 3.2.2 在400℃变形温度下不同变形量样品的力学性能 |
| 3.3 不同变形道次对7A04 铝合金抗腐蚀性能的影响 |
| 3.3.1 在120℃变形温度下不同变形量样品的抗腐蚀性能 |
| 3.3.2 在400℃变形温度下不同变形量的抗腐蚀性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 变形道次与变形温度对7A04 铝合金微观组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同变形道次7A04 铝合金的金相组织观察 |
| 4.2.1 在120℃变形温度下不同变形量样品的金相观察 |
| 4.2.2 在400℃变形温度下不同变形量样品的金相观察 |
| 4.3 不同变形道次7A04 铝合金的X射线衍射图谱 |
| 4.3.1 在120℃变形温度下不同变形量样品的X射线衍射图谱 |
| 4.3.2 在400℃变形温度下不同变形量样品的X射线衍射图谱 |
| 4.3.3 X射线衍射图谱拟合计算及分析 |
| 4.4 不同变形道次7A04 铝合金的透射电镜观察 |
| 4.4.1 在120℃变形温度下不同变形量样品的透射电镜观察 |
| 4.4.2 在400℃变形温度下不同变形量样品的透射电镜观察 |
| 4.5 在120℃变形温度下不同变形量样品的电子背散射衍射结果 |
| 4.6 讨论 |
| 4.6.1 不同工艺下微观组织对力学性能的影响 |
| 4.6.2 不同工艺下微观组织对抗腐蚀性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（6）0Cr18Ni9Ti不锈钢与TA17钛合金表面自纳米化后的热稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究的目的和意义 |
| 1.2 表面纳米化材料及其制备 |
| 1.2.1 表面纳米化技术 |
| 1.2.2 表面自纳米化处理后表层的组织结构特征和性能变化 |
| 1.3 表层纳米组织的热稳定性研究现状 |
| 1.3.1 研究纳米组织热稳定性的常用方法 |
| 1.3.2 影响纳米材料热稳定性的因素 |
| 1.3.3 纳米材料中的相变 |
| 1.3.4 纳米材料热稳定性的内在机理 |
| 1.4 本文的研究内容及研究方案 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 TA17 钛合金 |
| 2.1.2 0Cr18Ni9Ti 不锈钢 |
| 2.2 试验材料表面自纳米化处理(喷丸) |
| 2.3 表层纳米晶的热分析实验及设备 |
| 2.4 表面自纳米化后退火工艺 |
| 2.5 退火后表层组织的表征方法及研究设备 |
| 2.5.1 金相观察 |
| 2.5.2 扫描电镜(SEM)观察 |
| 2.5.3 X 射线衍射分析(XRD) |
| 2.5.4 透射电镜(TEM)观察 |
| 2.5.5 显微硬度测试 |
| 2.6 X 射线衍射表征方法 |
| 2.6.1 晶粒尺寸以及微观畸变的测定 |
| 2.6.2 物相定量分析 |
| 2.7 利用热分析曲线计算晶粒长大放热焓 |
| 3 SMAT 处理后0Cr18Ni9Ti 不锈钢在退火过程中的演变 |
| 3.1 金相观察 |
| 3.1.1 金相观察结果 |
| 3.1.2 金相观察结果分析 |
| 3.2 扫描电镜观察 |
| 3.2.1 纵断面组织观察 |
| 3.2.2 扫描电镜观察结果分析和讨论 |
| 3.3 透射电镜观察 |
| 3.4 X 射线衍射分析 |
| 3.4.1 XRD 物相分析 |
| 3.4.2 物相分析结果讨论 |
| 3.4.3 晶粒尺寸与微观畸变计算 |
| 3.4.4 晶粒尺寸与微观畸变计算结果讨论 |
| 3.5 热分析 |
| 3.5.1 差示扫描量热分析(DSC 分析) |
| 3.5.2 热分析结果讨论 |
| 3.6 显微硬度测试 |
| 3.7 0Cr18Ni9Ti 不锈钢表层结构的热稳定性机理讨论 |
| 3.8 本章小结 |
| 4 SMAT 处理后TA17 钛合金表层组织在退火过程中的演变 |
| 4.1 金相观察 |
| 4.1.1 金相观察结果 |
| 4.1.2 金相观察结果分析 |
| 4.2 扫描电镜观察 |
| 4.2.1 扫描电镜观察结果 |
| 4.2.2 扫描电镜观察结果的分析和讨论 |
| 4.3 透射电镜观察 |
| 4.4 X 射线衍射分析 |
| 4.4.1 不同退火温度下的X 射线衍射分析 |
| 4.4.2 不同保温时间下的X 射线衍射分析 |
| 4.4.3 结果讨论 |
| 4.5 热分析 |
| 4.5.1 差示扫描量热分析(DSC) |
| 4.5.2 结果讨论 |
| 4.6 显微硬度测试 |
| 4.7 表层组织热稳定性的机理 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 申请专利 |
（7）45#钢表面超高速激光熔覆X-M6V耐磨涂层组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 超高速激光熔覆原理 |
| 1.2.2 硬质耐磨涂层材料研究 |
| 1.2.3 硬质耐磨涂层组织成分与性能研究 |
| 1.2.4 硬质耐磨涂层缺陷控制研究 |
| 1.2.5 涂层/基体-界面组织及力学性能研究 |
| 1.2.6 国内外文献综述总结 |
| 1.3 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验条件 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 试验设备 |
| 2.4 试验方法 |
| 2.4.1 材料准备 |
| 2.4.2 试样处理 |
| 2.4.3 试样分析 |
| 第3章 超高速激光熔覆硬质耐磨涂层的粉末选择与缺陷控制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 两种硬质耐磨涂层制备及工艺优化研究 |
| 3.2.1 X-M6V粉末工艺研究 |
| 3.2.2 Ni625-40%WC粉末工艺研究 |
| 3.3 两种涂层缺陷分析及控制研究 |
| 3.3.1 两种涂层缺陷分析 |
| 3.3.2 两种涂层缺陷控制方法分析 |
| 3.4 两种涂层综合性能比较研究 |
| 3.4.1 两种涂层缺陷对比分析 |
| 3.4.2 两种涂层硬度对比分析 |
| 3.4.3 两种涂层耐磨性对比分析 |
| 3.4.4 两种涂层综合评定与选择 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 X-M6V硬质耐磨涂层微观组织研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 超高速激光熔覆X-M6V涂层宏观特征分析 |
| 4.2.1 涂层厚度影响因素分析 |
| 4.2.2 涂层热影响区影响因素分析 |
| 4.2.3 涂层稀释率影响因素分析 |
| 4.2.4 涂层表面粗糙度影响因素分析 |
| 4.3 超高速激光熔覆X-M6V涂层显微组织分析 |
| 4.3.1 涂层显微组织特征 |
| 4.3.2 涂层物相组成 |
| 4.3.3 涂层物相确定 |
| 4.4 X-M6V粉末涂层析出相分析 |
| 4.4.1 VC析出相的形态分析 |
| 4.4.2 VC析出相的分布研究 |
| 4.4.3 VC析出相的形成原因分析 |
| 4.5 线能量对X-M6V涂层显微组织的影响规律分析 |
| 4.5.1 超高速激光熔覆线能量对涂层组织的影响分析 |
| 4.5.2 超高速激光熔覆线能量对涂层物相的影响分析 |
| 4.5.3 常规激光熔覆线能量对涂层组织的影响分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 X-M6V涂层性能评估及失效机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 X-M6V涂层硬度及影响因素分析 |
| 5.2.1 超高速激光熔覆X-M6V涂层硬度分析 |
| 5.2.2 超高速激光熔覆线能量对X-M6V涂层硬度的影响分析 |
| 5.2.3 超高速激光熔覆与常规激光熔覆X-M6V涂层硬度对比研究 |
| 5.3 X-M6V涂层结合强度及影响因素分析 |
| 5.3.1 超高速激光熔覆X-M6V涂层结合强度测试原理 |
| 5.3.2 常规激光熔覆线能量对X-M6V涂层结合强度的影响分析 |
| 5.3.3 超高速激光熔覆与常规激光熔覆X-M6V涂层结合强度对比研究 |
| 5.4 X-M6V涂层的耐磨性及磨损强化机制分析 |
| 5.4.1 超高速激光熔覆X-M6V涂层磨损性能分析 |
| 5.4.2 超高速激光熔覆与常规激光熔覆X-M6V涂层磨损性能对比研究 |
| 5.4.3 超高速激光熔覆X-M6V涂层强化机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 主要参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（8）大变形轧制和轧制后退火对镍基高温合金GH80A的组织与力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高温合金概述 |
| 1.2.1 高温合金的定义与分类 |
| 1.2.2 高温合金的发展 |
| 1.2.3 高温合金的强化机制 |
| 1.3 镍基高温合金GH80A的概述 |
| 1.3.1 GH80A的成分组织和性能 |
| 1.3.2 GH80A的热处理工艺 |
| 1.3.3 GH80A中合金元素对合金性能的影响 |
| 1.3.4 GH80A的高温性能研究 |
| 1.4 强烈塑性变形(SPD)概述 |
| 1.4.1 高压扭转法 |
| 1.4.2 等通道角挤压法 |
| 1.4.3 同步和异步轧制法 |
| 1.4.4 累积迭轧法 |
| 1.5 SPD法制备的纳米晶合金的研究现状 |
| 1.5.1 SPD法制备纳米晶材料的微观结构 |
| 1.5.2 SPD法制备纳米晶材料的热稳定性 |
| 1.5.3 SPD制备的纳米晶材料的退火再结晶行为 |
| 1.5.4 SPD法制备的纳米晶材料的力学性能 |
| 1.6 本课题的研究意义 |
| 1.7 研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验内容 |
| 2.2.1 固溶处理 |
| 2.2.2 大变形纳米晶材料的制备 |
| 2.2.3 轧制材料的退火处理 |
| 2.2.4 显微组织的观察和相分析 |
| 2.2.5 力学性能测试 |
| 第三章 冷变形纳米晶材料的微观组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 冷变形材料的显微组织 |
| 3.3 冷变形材料的力学性能 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 超细晶材料的晶粒细化机制 |
| 3.4.2 超细晶材料的强化机制 |
| 3.4.3 超细晶材料的塑性与韧性 |
| 3.4.4 超细晶材料的拉伸变形行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 冷变形材料退火后的显微组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 退火温度对材料的显微组织和力学性能的影响 |
| 4.2.1 不同退火温度下材料的显微组织 |
| 4.2.2 不同退火温度下材料的力学性能 |
| 4.3 退火时间对材料的显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 不同退火时间下材料的显微组织 |
| 4.3.2 不同退火时间下材料的力学性能 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 材料再结晶过程中显微组织的变化 |
| 4.4.2 再结晶退火对材料性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（9）酚醛树脂炭的催化石墨化及其在C/C复合材料中的应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 石墨化概述 |
| 1.1.1 炭材料的结构 |
| 1.1.2 炭材料石墨化度的表征 |
| 1.1.3 炭材料的催化石墨化及机理 |
| 1.1.4 催化石墨化的影响因素 |
| 1.2 C/C复合材料概述 |
| 1.2.1 制备C/C复合材料的原料 |
| 1.2.2 炭纤维的表面处理 |
| 1.2.3 C/C复合材料的致密化工艺 |
| 1.2.4 C/C复合材料的性能 |
| 1.3 选题背景及研究内容 |
| 第2章 实验过程和检测方法 |
| 2.1 实验原料和实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 酚醛树脂炭的催化石墨化 |
| 2.2.1 酚醛树脂的制备 |
| 2.2.2 酚醛树脂基本性质的测定方法 |
| 2.2.3 酚醛树脂炭催化石墨化的实验方法 |
| 2.3 C/C复合材料的制备 |
| 2.3.1 C/C复合材料的制备工艺方案 |
| 2.3.2 炭纤维编织体的选择 |
| 2.3.3 炭纤维编织体的表面氧化处理 |
| 2.3.4 液相浸渍用酚醛树脂的制备 |
| 2.3.5 液相浸渍-炭化法制备C/C复合材料 |
| 2.4 结构分析与性能检测方法 |
| 2.4.1 红外光谱分析 |
| 2.4.2 石墨化度的检测 |
| 2.4.3 金相观察 |
| 2.4.4 激光拉曼光谱分析 |
| 2.4.5 透射电镜观察 |
| 2.4.6 扫描电镜观察(SEM和ESEM) |
| 2.4.4 体积密度的测定 |
| 2.4.8 导电性能 |
| 2.4.9 力学性能 |
| 2.4.10 摩擦磨损性能 |
| 第3章 酚醛树脂炭的催化石墨化 |
| 3.1 催化剂的引入对酚醛树脂结构和残炭率的影响 |
| 3.1.1 催化剂对酚醛树脂结构的影响 |
| 3.1.2 催化剂对酚醛树脂残炭率的影响 |
| 3.2 酚醛树脂炭的催化石墨化 |
| 3.2.1 纯酚醛树脂炭的结构随热处理温度的变化 |
| 3.2.2 添加催化剂的酚醛树脂炭的结构随热处理温度的变化 |
| 3.3 铁元素对酚醛树脂炭的催化石墨化作用 |
| 3.3.1 铁元素催化石墨化酚醛树脂炭的金相观察 |
| 3.3.2 拉曼光谱可视微区点扫描分析 |
| 3.3.3 铁元素对酚醛树脂炭低温催化石墨化的XRD分析 |
| 3.3.4 铁元素对酚醛树脂炭催化石墨化的TEM分析 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 酚醛炭基C/C复合材料的制备及其性能 |
| 4.1 酚醛炭基C/C复合材料的制备 |
| 4.1.1 炭纤维的表面氧化处理 |
| 4.1.2 液相浸渍-炭化工艺制备C/C复合材料 |
| 4.3 催化剂种类对C/C复合材料结构的影响 |
| 4.4 催化剂种类对C/C复合材料的导电性的影响 |
| 4.5 催化剂种类对C/C复合材料的力学性能的影响 |
| 4.5.1 影响C/C复合材料力学性能的主要因素 |
| 4.5.2 催化剂种类对C/C复合材料力学性能的影响 |
| 4.6 催化剂种类对C/C复合材料的摩擦学性能的影响 |
| 4.6.1 影响C/C复合材料摩擦学性能的主要因素 |
| 4.6.2 催化剂种类对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 4.7 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A (攻读学位期间所发表的学术论文目录) |
| 附录B (攻读学位期间参与的科研课题) |
（10）激光制备结晶器铜板表面涂层及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景和意义 |
| 1.2 激光熔覆技术 |
| 1.2.1 激光熔覆原理 |
| 1.2.2 激光熔覆特点 |
| 1.2.3 激光熔覆材料 |
| 1.2.4 激光熔覆工艺因素 |
| 1.3 结晶器铜板激光熔覆的国内外研究现状 |
| 1.3.1 单层涂层激光熔覆研究现状 |
| 1.3.2 复合涂层激光熔覆研究现状 |
| 1.3.3 激光熔覆的发展趋势 |
| 1.4 课题主要研究内容 |
| 第2章 激光熔覆材料、设备及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 熔覆材料 |
| 2.2 激光器及涂层制备工艺 |
| 2.2.1 激光器 |
| 2.2.2 激光熔覆涂层制备工艺 |
| 2.3 实验分析方法及设备 |
| 2.3.1 试样的制备 |
| 2.3.2 金相组织分析 |
| 2.3.3 成分分析 |
| 2.3.4 物相分析 |
| 2.3.5 硬度测试分析 |
| 2.3.6 摩擦磨损测试分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Ni-WC单层涂层组织与性能分析 |
| 3.1 熔覆层宏观形貌 |
| 3.2 熔覆层微观组织 |
| 3.2.1 腐蚀观测 |
| 3.2.2 金相观察 |
| 3.2.3 SEM微观组织分析 |
| 3.3 熔覆层物相分析 |
| 3.4 熔覆层能谱分析 |
| 3.5 熔覆层显微硬度分析 |
| 3.6 熔覆层摩擦磨损性能分析 |
| 3.6.1 熔覆层磨损体积计算方法 |
| 3.6.2 铜基体耐磨性分析 |
| 3.6.3 熔覆层耐磨性分析 |
| 3.6.4 熔覆层耐磨性能比较 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Ni-Co复合涂层组织与性能分析 |
| 4.1 熔覆层宏观形貌 |
| 4.2 熔覆层微观组织 |
| 4.2.1 腐蚀观测与金相观察 |
| 4.2.2 SEM微观组织分析 |
| 4.3 熔覆层物相分析 |
| 4.4 熔覆层能谱分析 |
| 4.5 熔覆层显微硬度分析 |
| 4.6 熔覆层摩擦磨损性能分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
四、石墨材料的x射线衍射分析和金相观察（论文参考文献）
- [1]金属材料表面自纳米化工艺、表征及机理研究[D]. 胡国雄. 重庆大学, 2007(05)
- [2]碳/铜复合材料界面润湿行为与性能的研究[D]. 朱强. 郑州大学, 2020(02)
- [3]基于熔盐堆环境的核石墨熔盐浸渗特性及力学性能研究[D]. 唐辉. 中国科学院大学(中国科学院上海应用物理研究所), 2018(07)
- [4]石墨烯纳米片增强镁基复合材料微观组织与力学性能研究[D]. 向抒林. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [5]变形温度对等径角变形7A04铝合金力学性能和抗腐蚀性能的影响[D]. 杨庆. 南京理工大学, 2019(06)
- [6]0Cr18Ni9Ti不锈钢与TA17钛合金表面自纳米化后的热稳定性研究[D]. 颜婧. 重庆大学, 2008(06)
- [7]45#钢表面超高速激光熔覆X-M6V耐磨涂层组织性能研究[D]. 周远东. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [8]大变形轧制和轧制后退火对镍基高温合金GH80A的组织与力学性能的影响[D]. 郭润江. 上海交通大学, 2016(03)
- [9]酚醛树脂炭的催化石墨化及其在C/C复合材料中的应用[D]. 肖绍懿. 湖南大学, 2010(04)
- [10]激光制备结晶器铜板表面涂层及性能研究[D]. 刘鹰. 东北电力大学, 2020(01)