一、钼丝断裂行为研究（论文文献综述）
樊怡,寇海波,赵慧[1]（2021）在《机械冲击对氧化锆陶瓷降温热冲击行为的影响》文中认为系统研究热冲击过程中存在的机械冲击对氧化锆陶瓷材料热冲击行为的影响,发现机械冲击造成了试件先后入水部分存在明显的裂纹密度差异,三点弯残余强度测试时试件的断裂位置位于其中部偏后,而非广泛认为的弯矩最大的中部。当水温较高时,剧烈的汽化吸热作用对陶瓷试件造成了剧烈的热冲击,不仅改变了试件的表面裂纹形态,而且降低了材料的残余强度。分析了广泛使用的降温热冲击-三点弯残余强度测试实验方法存在的问题,指出了机械冲击对陶瓷材料抗热冲击性能的表征及评价存在的影响。
宋淼[2]（2021）在《化学气相沉积碳化钛粉体制备与调控及其电催化析氢性能研究》文中指出碳化钛（TiC）不仅熔点高、硬度大、耐腐蚀,而且其能带结构与贵金属Pt相类似,具有优异的催化性能,因此常被用作极端工况下的功能陶瓷和结构陶瓷。TiC粉体的质量直接影响陶瓷器件的性能,通常需要满足超细、高纯、特定形貌、特定化学计量比等要求。然而,现有固相碳化法制备TiC粉体过程中的动力学传质屏障导致难以合成形貌、化学计量比可控的超细、高纯粉体。尽管化学气相沉积（CVD）能够避免该传质屏障,但是合成TiC的传统CVD反应体系（TiCl4-CH4-H2）平衡常数小,导致过饱和度小,难以均相形核获得粉体。只有通过等离子体或高活性金属（Na,Mg）蒸汽辅助沉积才能获得粉体,但是粉体纯度较低且形貌难控制。因此,目前合成形貌、化学计量比可控的超细、高纯TiC粉体还面临较大困难。针对以上问题,本文提出了 CH4碳化TiClx（x=4,3,2）的流态化化学气相沉积（FBCVD）制备TiC粉体的新思路。首先,在流化床中系统研究了 TiC种子粉体粒径以及合成温度、原料组成等对TiCl4-CH4-H2体系产物形貌、纯度、化学计量比等指标的影响行为。其次,系统研究了 H2、Ti等还原剂将TiCl4还原为TiCl3和TiCl2的热力学、动力学行为,并深入研究了碳化反应过程中反应温度、TiClx（x=2,3）与CH4的比例等对形核、生长的影响规律。首次通过CVD均相成核制备出了立方体、球形等高纯、超细TiC粉体,并发现暴露{100}晶面的TiC粉体具有优异的电催化析氢反应（HER）性能,具体创新性成果如下:（1）分别在柱形和锥形流化床中添加了 37.6 μm和3.8μm的TiC种子粉体,以TiO4-CH4-H2体系,在种子粉体表面沉积了异相成核的TiC。发现37.6μm的粗种子粉体以鼓泡床形式在柱形床内稳定流化,3.8 μm的超细种子粉体以34.8μm的聚团形式在锥形床内实现稳定流化,且沉积过程没有引发失流。超细种子粉体由于具有比粗种子粉体更大的比表面积（14.5倍）,提供了更多成核位点,沉积速率是粗粉作为种子粉体时的5.4倍。研究发现1000℃下的沉积速率是900℃下的3.5倍,且Cl杂质含量随温度升高而降低。在1000℃、CH4/TiCl4为0.6、超细粉为种子粉体时,合成了氧含量（0.39wt.%）比种子粉体低50%且没有游离碳的TiC0.87粉体。（2）热力学计算发现TiCl3-CH4-H2体系平衡常数是TiCl4-CH4-H2体系平衡常数的1000倍（1000 ℃）,具有更大的均相成核驱动力,设计了 TiCl3-CH4-H2自形核合成TiC粉体的FBCVD新方法。系统研究了 H2,Ti,TiH2还原剂对还原TiCl4制备TiCl3的收率的影响,确定出Ti是将TiCl4还原为TiCl3的高效还原剂,并探明了 Ti-TiCl4体系中温度和TiCl4分压对TiCl3产率的影响,确定了 TiCl3的合成条件为 1000℃,TiCl4 分压 9.8 kPa。发现与 TiCl4-CH4-H2 体系不同,TiCl3-CH4-H2体系可以通过均相成核过程合成超细TiC粉体,首次实现了在不使用等离子体或不引入活性金属的情况下以热CVD合成自形核TiC粉体。进一步研究了反应温度、反应物浓度对产物计量比、纯度、粒径的影响,在最佳条件（CH4/TiCl3=0.8、H2/TiCl3=5、1000℃）下合成了纳米（77.1 nm）、高纯（99.57wt.%）TiC0.95粉体。开发出H2预还原TiCl4沉积TiC的新方法,实现了 TiCl3的“即时产生,即时消耗”,从而简化了工艺,并且通过优化反应条件合成了超细（103nm）、高纯（99.65 wt.%）TiC0.87 粉体。（3）设计了平衡常数更大的反应体系（TiCl2-CH4-H2）以合成TiC粉体。研究了Ti粉粒径对Ti-TiCl4体系流化床合成TiCl2的流化性能和动力学扩散的影响,优化了钛粉原料粒径（24.5 μm）,将产物中TiCl2物相含量由57 wt.%提高到了 95.36 wt.%。研究了反应温度对TiCl2-CH4-H2体系中产物形貌、化学计量比等的影响,发现随着温度升高（850℃～1000℃）粉体形貌由表面为金字塔形结构的近球形转变为立方体形貌,化学计量比由TiC0.60提高到TiC0.95。研究了 CH4浓度对产品粒径的影响,通过调节CH4浓度（20vol.%～50vol.%）调节了成核和生长速率,合成了平均粒径在0.38 μm～2.45 μm之间的TiC粉体,同时发现1000℃下CH4浓度由50 vol.%降低到20 vol.%可以消除立方体TiC中的碳膜,实现立方体TiC由多晶态到单晶态的转变,合成暴露{100}晶面的单晶立方体TiC。（4）研究了暴露{100}晶面和{111}晶面的TiC粉体的HER性能,发现暴露{100}晶面的TiC粉体产生10mA/cm2电流密度所需的过电位仅为392 mV,比暴露{111}晶面的TiC粉体低44%,比商业不规则形貌TiC粉体低52%,同时优于具有TiC、C协同作用的碳膜包覆多晶TiC。以第一性原理计算了{100}和{111}晶面上Ti原子、C原子、原子间空位等不同吸附位点上的H原子吸附吉布斯自由能（ΔGH*）和H2分子的吸附能（Eads）,发现TiC{100}晶面具有较为理想（接近于0）的ΔGH*（-0.17 eV）,且对 H2 的吸附强度弱（Eads=0.018 eV）,而 TiC {111}晶面ΔGH*为-1.02 eV,且对H2有较强吸附能力（Eads=-1.057 eV）。
郭俊杰[3]（2020）在《低温化学气相沉积金属钛膜及其抗腐蚀研究》文中指出金属钛因优异的抗腐蚀性、生物相容性而具有广阔的应用前景,但受其高成本的制约,至今未广泛应用于抗腐蚀、生物医疗领域。化学气相沉积（CVD）制备金属钛膜因成本低,是最有望扩大金属钛应用的方法。然而在目前CVD金属钛膜主要的反应体系中,亚氯化钛前驱体的CVD反应原理仍不明晰,CVD过程也未优化,由此引发的沉积温度过高以致常用的金属基底无法耐受,沉积膜为氧化钛膜,钛膜基本的抗腐蚀性能缺乏优化等问题尤为突出,这些均阻碍了 CVD钛膜的实际应用。针对上述问题,提出了合成亚氯化钛,直接通过亚氯化钛来研究CVD反应原理进而优化CVD过程的新思路。基于此思路,优选了亚氯化钛前驱体,并系统研究了优选前驱体的合成、热稳定性与气化行为;在此基础上,实验研究了优选前驱体的金属钛CVD反应原理;进而深入探究了低温沉积、氧掺入机理等沉积行为,还研究了铜、镍、316L不锈钢上CVD钛涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的抗腐蚀性能与CVD钛涂层的腐蚀防护机制。取得的主要创新性成果如下:（1）发现TiCl2较TiCl3是更优的金属钛CVD前驱体,基于流态化建立了低温、定向、快速合成TiCl2的方法。热力学上,TiCl3沉积钛效率极低（约2.4%）且沉积温度为900～1300℃,而TiCl2沉积钛效率高（约32%～35.5%）且沉积温度可降至900℃以下,由此优选TiCl2为金属钛CVD前驱体。采用TiC14气体和钛粉流态化合成TiCl2时,TiC14分压不高于12.2 kPa可避免其过量引起的TiCl3生成,进而实现TiCl2的定向合成。反应温度不超过625℃可避免反应时钛粉表面生成TiCl2的熔化引起的失流,由此625℃下TiCl2合成速率高达以往1000℃下的2倍。最终得到化学反应控制下Ti与TiCl4合成TiCl2的动力学方程,其中活化能为102.92 kJ/mol,TiC14分压的反应级数为0.55。（2）探明了 TiCl2的热稳定性,获得了 TiCl2在更宽温度范围的蒸气压数据。固相TiCl2升温时,除经历晶型转变外不会发生明显的化学反应,升至500℃左右开始升华,升至640℃时发生熔化。升华、640℃以上汽化的焓值分别为257 kJ mol-1、112 kJ mol-1。通过TG法测定了 TiCl2的蒸气压,将TiCl2蒸气压数据由以往文献中不高于627℃拓宽至865℃。（3）揭示了 TiCl2 CVD金属钛的反应原理,优化获得了低氧钛膜的低温沉积。实验证实了 TiCl2是金属钛CVD的前驱体,其CVD反应原理主要是3TiCl2（g）→Ti（s）+2TiCl3（g）,800～1400℃时还将出现 TiCl2（g）→Ti（s）+TiCl4（g）。由于 TiCl2低温气化后即可歧化沉积钛的特性,通过CVD沉积可观金属钛的温度由以往1000℃以上降至620℃。TiCl2的定向、高效合成还确保了沉积时其分压足够高,由此钛沉积速率远高于高纯氩气中微量氧溶解于钛的速率,故可沉积得到低氧含量的钛膜。（4）通过CVD钛涂层优化了铜、镍、316L不锈钢的抗点蚀性能,揭示了CVD钛涂层的腐蚀防护机制。CVD钛涂层的低孔隙率及其热扩散后仍保持的高钛含量是其优异抗点蚀性能的根本原因,3.5 wt.%NaCl溶液中涂层的高钛含量可形成性质稳定的主要成分为TiO2的钝化膜,而涂层的低孔隙率还可产生大的离子扩散阻力与电荷传递阻力,由此CVD钛涂层对基底起到充分的点蚀防护作用。例如,铜上钛涂层因孔隙率低且表层为CuTi,其钝态下腐蚀速率降至纯铜的1%左右;镍上钛涂层因孔隙率低且表面为NiTi层或薄NiTi2层,可使点蚀电位由纯镍的-0.07 V分别升至0.08 V、0.26 V左右;316L不锈钢上钛涂层因表面为结构致密的NiTi2层,其点蚀电位高达1.2 V,超过以往物理气相沉积的钛涂层。这些研究显示CVD钛膜可显着提升金属的抗盐水腐蚀能力,可望在抗腐蚀、生物医疗领域获得应用,本研究为CVD钛膜的实际应用奠定了基础。
桑元[4]（2020）在《流化床化学气相沉积法制备高质量氮化钛粉体研究》文中进行了进一步梳理氮化钛（TiN）是一种典型的非化学计量比的金属氮化物,具有优异的物化特性,在高温、超硬等特殊服役环境中具有重要的应用价值。近化学计量比的高质量TiN粉体是制备高性能TiN器件的关键。基于气-固反应的传统流化床技术制备TiN粉体存在难以逾越的气固扩散过程,导致物相不纯,且氮含量较低。化学气相沉积工艺（Chemical Vapor Deposition,CVD）能够从原子或分子尺度调控反应,是制备高质量粉体的重要手段。但是,由于传统TiCl4-N2-H2体系无法在气相中均相形核,只能获得TiN涂层。基于此,本文提出了一种流化床化学气相沉积（Fluidized Bed Chemical Vapor Deposition,FBCVD）制备高质量 TiN 粉体的新思路,即利用TiCl4-N2-H2体系易成膜特性在TiN种子粉体表面沉积高质量TiN颗粒,并进一步通过将TiCl4还原为TiCl3以突破难以均相形核的壁垒,从气相中直接获得高质量TiN细粉。基于该新思路,发展了两种FBCVD制备高质量TiN粉体的新工艺,取得以下研究成果:（1）对TiCl4-N2-H2体系制备TiN进行热力学分析,系统考察了反应组份配比及反应温度对制备TiN粉体的影响规律,获得了沉积温度1000℃、n（TiC14）:n（N2）:n（H2）=1:1:3的优化工艺参数,实现了低杂质含量TiN粉体的高效率、低能耗制备。（2）研究了种子粉体粒径对沉积过程流化质量的影响,发现当TiN种子粉体粒径大于52.95μm时,即使在1000℃温度下沉积2 h也不会失流。利用FBCVD工艺在TiN种子粉体表面沉积出了亚微米级结节状的新生TiN颗粒,获得了TiN0.96粉体,其氧杂质含量比原始种子粉体降低了约40%,且沉积速率约为传统固定床CVD工艺的2倍以上。（3）通过热力学计算,发现与TiCl4-N2-H2体系相比,TiCl3-N2-H2体系制备TiN反应具有更小的吉布斯自由能和更高的转化率,低于1000℃时TiCl3合成TiN的反应平衡常数大于102.1,满足气相均相形核的所需条件,可突破传统TiCl4-N2-H2体系难以均相形核的壁垒,为均相形核制备高质量TiN细粉探明了新方向。（4）提出一种TiCl4-N2-H2预还原-氮化的改进FBCVD工艺,即利用H2（g）将部分TiCl4（g）还原为活性的TiCl3（g）,同时与FBCVD制备TiN粉体工艺相耦合,实现TiCl3（g）的“即时生产和即时消耗”,获得了氯杂质含量低于0.001 wt.%的近球形TiN0.98细粉,其平均粒径为137.3 nm。
李龙飞[5]（2020）在《钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究》文中指出目前,X80级管线钢已广泛应用于石油和天然气的输送,随着国民经济发展对能源需求的急剧增加,越来越多边远地区的油气田被开发利用。油气管道常常会经过极寒、冻土等地带并多服役于潮湿的土壤中,输送介质多含硫化氢等酸性物质,因而,氢造成的管线钢失效问题日益突显。考虑到细小纳米级碳化物可以作为有效氢陷阱降低氢对管线钢的危害,本文研究了不同钒含量对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能的影响,并且分析了 TMCP工艺不同终轧变形量和轧后回火温度对高钒X80级管线钢抗氢致塑性损失能力影响,为高钒X80级管线钢的开发应用提供参考。钒含量对热锻回火态X80级管线钢氢致裂纹敏感性的影响研究表明,纳米级碳化物数量随着钢中钒含量的增加而增多,当钒含量超过0.12 wt.%时,析出相平均尺寸增大。受钢中纳米级碳化物数量和尺寸分布的影响,随着钢中钒含量增加,有效氢扩散系数降低,可溶解氢浓度升高,氢致裂纹敏感性先降低后升高,钒含量为0.12 wt.%的实验钢具有最佳抗HIC腐蚀性能。钒含量对控轧控冷回火处理X80级管线钢氢致塑性损失影响研究表明,钢中20 nm以下的析出相作为氢陷阱与氢原子结合能力更强,其主要为球状或近球状的碳化钒,20 nm以上的析出相多为椭球状的铌钒复合碳化物。随着钢中钒含量的增加,钢中纳米级析出相的体积分数明显增大,位错密度升高,有效氢扩散系数降低,氢陷阱作用效率提升,氢致塑性损失得到改善,钒含量为0.13 wt.%的实验钢氢脆敏感性指数最低。相比于高钒控轧控冷回火X80级管线钢,未回火实验钢显微组织由板条状贝氏体和少量铁素体组成,实验钢中纳米级析出相的体积分数低而位错密度高,其抗氢致塑性损失性能更差。高钒X80级管线钢控轧控冷终轧变形量实验研究表明,随着终轧变形量的升高,钢中块状铁素体的含量降低,粒状贝氏体的含量升高,当变形量达到50%时,内部出现大量的等轴状晶粒,大角度晶界比例升高,形变存储能降低,发生了动态再结晶。随着终轧变形量升高,钢中纳米级析出相的数量先增加后减少。终轧变形量为40%的钢中析出相数量最多,析出相尺寸在10～15 nm范围内比例最大,且多为含钒碳化物（V4C3或V8C7）,此实验钢具有最佳的抵抗氢致塑性损失能力。四种不同终轧变形量实验钢氢致裂纹敏感性差异不大,引起氢致裂纹的裂纹源主要为Al2O3、MnS等夹杂物以及大尺寸富C相。裂纹更容易在特定的[100]取向晶粒内部或两晶粒间进行扩展延伸。高钒X80级管线钢控轧控冷轧后回火温度实验研究表明,随着轧后回火温度由450℃升高至650℃,钢中纳米级析出相的数量逐渐增多,回火温度继续升高至700℃,细小析出相数量降低且发生Ostwald熟化。轧后回火温度在450～650℃范围内的实验钢显微组织均由粒状贝氏体、板条状铁素体及少量多边形铁素体组成,回火温度为700℃的实验钢显微组织则由粗大的多边形铁素体组成,其显微硬度明显下降。回火温度升高,钢内部片层状结构的渗碳体含量降低,实验钢发生动态回复的程度升高,钢中位错密度降低。回火温度为650℃的实验钢具有最低的有效氢扩散系数,最高的可溶解氢浓度和氢陷阱密度,这均与其内部尺寸小于30 nm的碳化物数量最高有关,此实验钢具有最佳的抗氢致塑性损失能力。钒含量对控轧控冷回火处理X80级管线钢力学性能影响研究表明,钒含量最高（0.150wt.%V）的实验钢具有最高的韧脆转变温度,-49.43℃,其抵抗冷脆性能最差,钒含量最低（0.036 wt.%V）的实验钢韧脆转变温度最低,-68.12℃,具有最佳的抵抗冷脆性能,而另两种实验钢的韧脆转变温度居中,在-60℃左右。随着钒含量由0.036 wt.%增加到0.075 wt.%,实验钢的抗拉强度和屈服强度均明显提高,但钒含量的进一步升高对实验钢的强度影响很小,强度的增加主要是沉淀强化和细晶强化的共同作用。综合考虑X80级管线钢抗氢致开裂、抗氢致塑性损失、低温冲击韧性及强塑性等性能,控轧控冷工艺中终轧变形量为40%,轧后回火温度为650℃,钒含量控制在0.110～0.130 wt.%范围内的钢材具有开发价值。
杨晨[6]（2020）在《合金元素对钼合金制备工艺及组织、性能影响研究》文中研究指明钼是一种具有重大战略意义的稀有金属资源,为改善其强度低、塑性差等缺陷,通常掺入其他元素对钼合金进行强化,以提高其适用范围。目前,关于掺入合金元素对钼合金的性能影响研究比较少,工业上我国钼产品生产很不规范,生产工艺也比较混乱。核心技术的缺失直接造成我国钼产品在国际上缺乏竞争力。为改善这一现状,本文通过改变钼合金制备工艺参数,研究了不同粉末冶金工艺（冷压压力、烧结温度、保温时间）对钼合金组织性能的影响。通过分别掺入Cu、Ta、Nb三种不同合金元素,系统研究了合金元素及其含量对钼合金组织性能的影响,并分别阐明了Cu、Ta、Nb等合金元素对钼合金强化机理。研究结果表明:采用单向压制制备出的掺杂钼合金压坯密度与冷压压力的关系同样适用于黄培云双对数理论,随着冷压压力的提高,压坯密度逐渐增加,但其增长速率逐渐降低。在钼合金烧结过程中,合理的烧结工艺可以有效促使合金化过程的顺利进行,并保证液相对Mo晶粒润湿作用达到较佳状态。在研究范围内,随着烧结工艺参数（烧结温度、保温时间）的提高,钼合金力学性能均表现为先上升后下降的趋势。合金元素中,高温下液相Cu可逐渐填充孔隙、粘结Mo相,当烧结温度为1650℃,保温时间为1h时,Cu相完全润湿Mo相,此时Cu在Mo晶粒间形成均匀分布的网络状结构,对Mo骨架具有较强的粘结作用。Ta、Nb元素则逐渐完全固溶于基体Mo中,由晶格畸变产生的应力场对位错运动的阻碍作用逐渐达到最大,对钼合金基体产生强化作用。合金元素的掺入可以有效降低纯钼的再结晶温度,提高钼合金的力学性能。掺入的Cu元素通过液相烧结润湿基体Mo,相比于Ta、Nb元素可以较大地提升钼合金致密性,改善合金塑韧性。当Cu含量增加到12%时,钼合金相对密度达到最大值95.8%。随着Cu含量持续增加至16%时,合金强度及延伸率分别为335MPa和11.78%,均接近最大值。添加的Ta、Nb元素,可以通过固溶于Mo中形成置换固溶体,极大地对钼基体产生强化作用,提升钼合金力学性能。当Ta、Nb掺入量分别为8%和2%时,钼合金抗拉强度分别为320MPa和335MPa,均接近最大值。随着Ta、Nb掺入量分别继续增加至10%和6%时,钼合金硬度分别达到最大值267.7HV和238.7HV,相比于纯钼分别提升了近34.2%和19.6%。并且适当的添加Ta、Nb元素通过吸附出孔隙中存在的氧原子,形成稳定的第二相氧化物Ta2O5和Nb2O5,可以净化合金内杂质元素,并有效降低孔隙内气体压力,促使孔隙收缩,提高钼合金致密化程度。但氧化相属于脆性相,Ta2O5含量的增加造成合金断口形貌中出现穿晶解理断裂,不利于合金塑性。过高的富Ta、富Nb氧化物相会造成合金内部Ta、Nb元素偏聚严重,从而直接导致合金强韧性能下降。
朱亚军,吴勇本,杨森[7]（2019）在《配粉对镧钼材料性能的影响》文中进行了进一步梳理钼坯的内部组织与后期的钼丝加工有着紧密的联系,而钼坯内部组织的密度、晶粒度等性能指标与钼粉的质量有着直接关系。钼粉的物理指标如粉末粒度、松装密度、振实密度等在一定程度上是可以调整的,而化学指标在钼粉制备出来后是不可调整的。配粉是利用物化指标不同的粉末,通过一定配比进行物理混合后制得高品质的钼粉,从源头上提高镧钼丝材的质量,镧钼坯的密度大于9. 50 g/cm3、晶粒度达到1 000个/mm2,丝材的平均单根重大大提高,成品丝材的强度高,耐高温性能及延展性好,使用寿命也大大延长。
寇海波[8]（2019）在《金属材料温度相关性弹性模量、屈服强度及单相陶瓷抗热冲击性能研究》文中研究说明随着现代科技的快速发展,拓展服役条件的需求愈发强烈,材料的高温服役性能成为各领域关注的核心问题。深刻理解高温环境下的材料力学性能,不仅是探索材料在极端环境中的响应及失效机理的基础研究,也是关乎国家战略安全与重大灾害预防的迫切需求。本文采用理论、实验和数值模拟方法对金属材料温度相关性的弹性模量、固溶强化合金材料温度相关性的屈服强度以及单相陶瓷材料的抗热冲击性能进行了研究,开展的主要研究工作如下:（1）建立了不含任何拟合参数的温度相关性弹性模量理论表征模型,并在金属块体材料不同温度下的杨氏模量、弹性常数和剪切模量的理论预测上得到了很好的应用及验证。模型建立了温度相关性弹性模量、热膨胀系数、热容（或德拜温度）和熔点之间的定量关系。此模型提供了一种新的简便的温度相关性弹性模量预测方法:通过一个容易获取的温度下的弹性模量可对宽温域下的特别是较难获取的超高温或极低温下的弹性模量做出方便地预测。进一步,将研究温度相关性弹性模量的方法拓展应用于温度相关性表面张力的理论表征,针对均质液体材料建立了一个不含拟合参数的温度相关性表面张力系数理论表征模型,并得到了目前获取到的全部15种纯液体材料的实验验证。该模型建立了表面张力系数、沸点、汽化热、热容和线膨胀系数之间的定量关系,揭示了液体材料的表面张力大多数随温度升高呈近似线性降低的现象与其温度相关性定容热容为常数或近似为常数的相关性。（2）通过定量考虑基体屈服强度、固溶强化和晶界强化对合金屈服强度的贡献及其随温度的演化,对固溶强化二元和多元合金分别建立了相应的温度相关性屈服强度理论表征模型,并在宽温域下得到了实验的很好验证。基于建立的固溶强化二元合金温度相关性屈服强度模型分析了固溶强化合金材料的屈服强度对尺寸错配的敏感性及其随温度的演化。此外,基于所建立的固溶强化合金温度相关性屈服强度模型分别分析了合金中各项机制对屈服强度的贡献及其随温度的演化,进一步对提高合金材料高温屈服强度提供了有益建议。（3）通过实验、理论和数值模拟相结合的方法对陶瓷材料抗热冲击性能进行了系统研究。实验发现了常用的热冲击实验方法中常常存在的机械冲击对陶瓷材料抗热冲击性能实验表征结果存在的显着影响,并通过设计及开展系列有针对性的实验,系统研究了实验过程中存在的机械冲击对陶瓷材料抗热冲击性能实验表征结果的影响,并分析了其影响机理,给出了相应的改善措施。针对高超声速飞行器超高温陶瓷热防护材料的复杂使役环境,以HfB2超高温陶瓷材料为例,考虑材料失效准则和热物理性能的温度相关性,建立了其复杂热冲击环境下抗热冲击性能数值模拟方法,研究了主动冷却情形下不同热交换系数、约束情况和热冲击初始环境温度对超高温陶瓷材料抗热冲击性能的影响。
周诗豪[9]（2019）在《基于电阻法的抗氧化C/C复合材料损伤检测与评价》文中进行了进一步梳理碳纤维增强碳基（carbon fiber reinforced carbon,C/C）复合材料具有优异的高温力学性能,多基体C/C复合材料在C/C复合材料基础上,具有更加优异的耐高温、抗烧蚀物理性能。抗氧化C/C（抗氧化C/C）复合材料是一种典型的多基体C/C复合材料,在航空航天领域有着广阔的发展前景。伴随着材料的使用,损伤会不断出现。多数无损检测技术极难实现对材料损伤的实时检测。电阻法是一种可以实时观测、操作简单的损伤评估手段。首先总结了复合材料导电机理,推导电阻变化率-应变理论模型,为后续实验数据分析提供理论支撑。之后设计了室温下声/力/电联合实验,对电极连接方式、电阻测量方式、实验速率进行选择,并对试件预处理,达到实验要求。其次对抗氧化C/C材料在声/力/电联合实验机上进行单调拉伸、拉伸加卸载力学实验,同时应用声发射技术、电阻法对力学实验过程进行实时检测,提取声发射信号特征参数并聚类分析,得出两类信号特征参数,结合断口微观扫描分析两类信号分别代表基体裂纹和纤维束断裂的损伤模式,得出对于抗氧化C/C材料基体裂纹起始应力及饱和应力分别为10MPa和90MPa,对比电阻变化特征,得出基体裂纹阶段电阻率上升缓慢,纤维束断裂阶段电阻率上升急剧增加,并拟合电阻变化率-应变模型,结果较好,证明该模型具有一定的参考性。最后完成了热/力/电联合实验方案设计,针对高温环境特殊性,对夹持方式、导线材质、绝缘措施、引线方法都进行特殊选择处理。测试了材料自身不施加载荷情况下随温度变化电阻变化趋势,证明了抗氧化C/C是一种负温度系数（NTC）材料,即材料随温度升高电阻降低,降温后电阻会回到初始水平。完成了600℃和1000℃抗氧化C/C复合材料单调拉伸电阻损伤检测,得到了不同的损伤模式,说明电阻法在未来无损检测领域具有可实现性。
肖明[10]（2019）在《可弯曲高频手术电极的研究》文中提出高频电刀较早应用在神经外科,随着医疗水平的不断提高,高频电刀在临床手术中的应用较为广泛。特别是随着腹腔镜手术的迅速推广,高频电刀的优点如术中出血量少、术后恢复周期短、极大缩短手术时间和减轻患者痛苦等优点得到了医生和病人的认可。但高频电刀使用过程中的一些基础性能、现象以及表面黏附物形成和粘附机理并不清楚。传统的电极形状为扁刀型或者是预弯曲电极,在手术过程中极难根据手术需求改变电极的弯曲形状,在一定程度上增加了手术的难度和医疗风险。传统的手术器械已经不能满足当前医疗市场的需求,一种可随便弯曲、转动和伸缩的手术器械急需研发,新手术器械的研制和电极的弯曲成型性能等的研究对可弯曲手术电极及手术器械的发展有重要的指导意义。本文研究的内容主要包括:通过改变304不锈钢电极的厚度、切割速率和切割功率几个参数,研究其对电极切割温度、热损伤和表面黏附物质量的影响,借助傅里叶红外红外光谱仪和粘附力测量装置等设备进行性能检测,对粘附物和黏附机理等进行了分析;对比了钼电极和稀土钼合金电极采用不同折弯方式后的折弯寿命和折弯现象,通过硬度计、扫描电镜和万能材料试验机等方式对电极的折弯规律和断裂机理进行了研究。通过以上研究,得出以下主要结论:（1）切割温度与电极厚度、切割速率和电切功率均呈正比例关系,刀头表面粘附物质量随切割功率的增加而增加,组织热损伤区域随着电极厚度和功率的提高而加大。电极厚度尽可能薄的基础上,抗弯曲力为2.8N、厚度为0.5mm的304不锈钢电极可达到使用要求,在满足电切的前提下,使用过程中电切的功率和切割速度应尽可能小。（2）肌肉组织液受热破裂后形成微米级别的颗粒和肌纤维,并且颗粒不断聚集在电极表面。黏附在电极表面的粘附物性质仍然为蛋白质,粘附物因电极温度过高而发生变性、碳化,导致电极前端粘附物官能团减少。（3）304不锈钢电极在局部高温作用下发生显微熔融的现象,导致粘附物与电极之间的黏附面积增大,且粘附物与电极边缘位置存在元素富集和扩散现象,导致粘附力从电极末端到前端呈现递增的规律,最高达到130MPa以上。耐高温能力较强的钼电极在电切过程中并未发现显微熔融的现象存在,且电极工作温度及对组织的热损伤均小于304不锈钢电极。（4）钼丝在折弯过程中存在弯曲回弹和加工硬化的现象,折弯角度越大,回弹角也越大,折弯次数越多,折弯处硬度也就越大,对30°、60°和90°机械折弯后实际折弯角规律拟合得到公式:Y=0.9633x-8.56°。折弯过程中钼丝外侧受拉应力的作用,内侧受压应力的作用,压应力作用下晶粒发生翘曲,翘曲位置成为了裂纹萌生的源头或者裂纹扩展的优选路径,裂纹在内侧萌生,由于中性层内移,钼丝截面受力面积不断减小,导致机械折弯中钼丝的裂纹扩展失效慢于撕裂失效。（5）自主研发的弯曲手术器械曲率半径可达6mm,降低应力集中,使得钼丝平均寿命提高为97次,而稀土钼合金电极平均寿命达到197次。钼的机构折弯断裂断口主要是多道裂纹同时扩展贯通最后撕裂的失效断裂,稀土钼合金的断裂含有滑移台阶的平齐断裂。
二、钼丝断裂行为研究（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、钼丝断裂行为研究（论文提纲范文）
（1）机械冲击对氧化锆陶瓷降温热冲击行为的影响（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 实验方法 |
| 3 实验结果与讨论 |
| 3.1 试件表面裂纹形态 |
| 3.2 试件残余强度 |
| 4 结论 |
（2）化学气相沉积碳化钛粉体制备与调控及其电催化析氢性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 TiC粉体的应用 |
| 1.2 固相法制备TiC粉体的研究现状 |
| 1.2.1 固相TiO_2的碳热还原法 |
| 1.2.2 固相金属Ti粉的直接碳化法 |
| 1.3 化学气相沉积制备TiC粉体的研究进展 |
| 1.3.1 化学气相沉积过程简介 |
| 1.3.2 化学气相沉积制备TiC粉体的难点 |
| 1.3.3 均相成核制备TiC粉体的研究现状 |
| 1.4 本论文研究目的,思路与内容 |
| 第2章 TiCl_4-CH_4-H_2体系异相形核制备TiC粉体 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验研究与热力学分析 |
| 2.2.1 柱形床FBCVD沉积TiC实验 |
| 2.2.2 锥形床FBCVD沉积TiC实验 |
| 2.2.3 热力学分析及条件优化 |
| 2.2.4 产物检测与分析 |
| 2.3 柱形床中FBCVD沉积TiC的结果与讨论 |
| 2.3.1 实验结果 |
| 2.3.2 分析与讨论 |
| 2.4 锥形床中FBCVD沉积TiC的结果与讨论 |
| 2.4.1 超细粉体的流化 |
| 2.4.2 超细粉种子粉体FBCVD制备碳化钛粉体 |
| 2.4.3 反应物浓度的影响 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 TiCl_3-CH_4-H_2反应体系合成TiC粉体 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiCl_3作为前驱体的可行性分析 |
| 3.3 实验研究与热力学分析 |
| 3.3.1 实验材料与表征 |
| 3.3.2 TiCl_3的合成 |
| 3.3.3 TiCl_3的碳化 |
| 3.3.4 H_2活化TiCl_4制备TiC粉体实验 |
| 3.4 结果与讨论 |
| 3.4.1 TiCl_3合成条件优化 |
| 3.4.2 TiCl_3前驱体FBCVD制备TiC粉体 |
| 3.4.3 H_2预还原TiCl_4合成TiC |
| 3.5 小结 |
| 第4章 TiCl_2-CH_4-H_2反应体系合成TiC粉体 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiCl_2作为CVD前驱体合成TiC的热力学分析 |
| 4.3 实验研究与热力学分析 |
| 4.3.1 实验材料与表征 |
| 4.3.2 流态化合成TiCl_2粉体实验 |
| 4.3.3 TiCl_2前驱体合成TiC热力学分析与实验 |
| 4.4 结果与讨论 |
| 4.4.1 流态化合成TiCl_2的条件优化 |
| 4.4.2 TiCl_2前驱体CVD合成TiC粉体 |
| 4.4.3 不同形貌粉体的晶体结构 |
| 4.4.4 前景与意义 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 TiC在电催化析氢反应中的应用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 HER实验与第一性原理计算 |
| 5.2.1 HER实验步骤 |
| 5.2.2 第一性原理计算模型与计算方法 |
| 5.3 HER结果与讨论 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 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 |
（3）低温化学气相沉积金属钛膜及其抗腐蚀研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 金属钛的特性、制备与应用 |
| 1.1.1 金属钛工业化制备与应用现状 |
| 1.1.2 扩大金属钛应用的工艺现状 |
| 1.1.3 扩大金属钛应用中存在的问题 |
| 1.2 钛膜制备的研究现状 |
| 1.2.1 钛膜的基本质量要求 |
| 1.2.2 钛膜的制备方法 |
| 1.2.3 存在的问题 |
| 1.3 研究思路和内容 |
| 第2章 TiCl_4-Ti流态化定向合成TiCl_2及其动力学研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料与方法 |
| 2.2.1 热力学分析 |
| 2.2.2 优选亚氯化钛的合成 |
| 2.2.3 亚氯化钛样品分析 |
| 2.3 结果 |
| 2.3.1 优选前驱体 |
| 2.3.2 TiCl_2合成热力学 |
| 2.3.3 动力学参数影响 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 TiCl_2的流态化合成 |
| 2.4.2 合成动力学分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 TiCl_2热稳定性及气化行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料与方法 |
| 3.2.1 材料 |
| 3.2.2 TG-DSC分析 |
| 3.2.3 热力学分析 |
| 3.2.4 蒸气压计算 |
| 3.2.5 热稳定性分析 |
| 3.3 结果 |
| 3.3.1 TG-DSC分析 |
| 3.3.2 热力学分析 |
| 3.3.3 蒸气压计算 |
| 3.3.4 热稳定性分析 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 TG法测TiCl_2蒸气压及升华焓 |
| 3.4.2 TiCl_2熔点 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiCl_2前驱体的金属钛CVD沉积行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 材料与方法 |
| 4.2.1 CVD反应原理分析 |
| 4.2.2 实验材料 |
| 4.2.3 CVD包覆 |
| 4.2.4 表征方法 |
| 4.3 结果 |
| 4.3.1 TiCl_2CVD沉积钛膜的反应原理 |
| 4.3.2 钼丝表面沉积钛 |
| 4.3.3 铜片表面沉积钛 |
| 4.3.4 镍片表面沉积钛 |
| 4.3.5 316L钢表面沉积钛 |
| 4.3.6 复杂形状基底表面沉积钛 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 TiCl_2 CVD沉积钛膜的反应原理 |
| 4.4.2 低温沉积 |
| 4.4.3 钛膜的低氧含量 |
| 4.4.4 沉积速率控制步骤 |
| 4.4.5 CVD钛膜生长机制 |
| 4.4.6 元素扩散的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 CVD金属钛涂层抗点蚀性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 材料与方法 |
| 5.2.1 电化学试样制备 |
| 5.2.2 表征方法 |
| 5.3 结果 |
| 5.3.1 钛包覆铜片的抗腐蚀性能 |
| 5.3.2 钛包覆铜片的EIS分析 |
| 5.3.3 钛包覆镍片的抗腐蚀性能 |
| 5.3.4 钛包覆镍片的EIS分析 |
| 5.3.5 钛包覆316L钢的抗腐蚀性能 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 钛涂层对铜片的腐蚀防护机制 |
| 5.4.2 钛涂层对镍片的腐蚀防护机制 |
| 5.4.3 钛涂层对316L钢的腐蚀防护机制 |
| 5.4.4 不同基底上钛涂层的对比分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 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）流化床化学气相沉积法制备高质量氮化钛粉体研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 氮化钛的物化特性 |
| 1.2 氮化钛粉体的应用 |
| 1.3 氮化钛粉体的制备方法 |
| 1.3.1 以Ti或TiH_2为原料的氮化法 |
| 1.3.2 以TiO_2为原料的氮化法 |
| 1.3.3 以Ti的卤化物为原料的氮化法 |
| 1.3.4 不同方法制备的TiN粉体性能对比 |
| 1.4 流化床化学气相沉积制备高质量TiN粉体的新思路 |
| 1.5 本论文的主要内容 |
| 第2章 基于TiCl_4-N_2-H_2体系流化床化学气相沉积制备TiN粉体 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验装置及方法 |
| 2.2.3 分析和表征方法 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 沉积过程热力学分析 |
| 2.3.2 粉体粒径对流化沉积的影响 |
| 2.3.3 反应温度的影响 |
| 2.3.4 沉积产物的化学计量比和氧杂质含量 |
| 2.3.5 TiN在FBCVD中的生长模式 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 TiCl_4预还原-氮化制备TiN粉体研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验装置及方法 |
| 3.2.3 分析及表征方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 热力学分析计算 |
| 3.3.2 TiCl_4-N_2-H_2体系预还原-氮化实验 |
| 3.3.3 TiN粉体的性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 结论与展望 |
| 4.1 本文的主要结论 |
| 4.2 本文的主要创新点 |
| 4.3 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和研究成果 |
（5）钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外高级别管线钢的研究现状及发展趋势 |
| 2.1.1 管线钢及管道工程的发展史 |
| 2.1.2 国内管线钢的应用现状 |
| 2.1.3 管线钢未来发展趋势及挑战 |
| 2.2 控轧控冷工艺在管线钢中的应用 |
| 2.2.1 控制轧制 |
| 2.2.2 控制冷却 |
| 2.3 管线钢的腐蚀及失效机理 |
| 2.3.1 环境氢脆 |
| 2.3.2 应力腐蚀 |
| 2.3.3 其他腐蚀 |
| 2.4 管线钢的成分及力学、焊接性能 |
| 2.4.1 管线钢中化学成分 |
| 2.4.2 管线钢的强韧性及抗变形能力 |
| 2.4.3 管线钢的焊接性能 |
| 2.5 本课题研究意义及内容 |
| 3 钒含量对管线钢氢致裂纹敏感性的影响 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.2 钒含量对管线钢中纳米级析出相特征及组织的影响 |
| 3.2.1 平衡相析出的热力学计算 |
| 3.2.2 钒含量对碳氮化物析出及组织的影响 |
| 3.3 钒含量对管线钢中氢扩散行为及氢陷阱效率的影响 |
| 3.3.1 含钒钢氢渗透曲线及氢扩散行为 |
| 3.3.2 含钒钢氢陷阱效率 |
| 3.4 钒含量对管线钢抗氢致开裂性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 钒含量对控轧控冷管线钢氢致塑性损失性能的影响 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.2 钒含量对轧后回火钢析出相、显微组织、位错密度及氢致塑性损失的影响 |
| 4.2.1 钒含量对轧后回火态钢析出相、显微组织影响 |
| 4.2.2 钒含量对轧后回火态钢位错密度的影响 |
| 4.2.3 钒含量对轧后回火态钢氢扩散行为及氢陷阱效率的影响 |
| 4.2.4 钒含量对轧后回火态钢氢致塑性损失的影响 |
| 4.3 高钒轧后未回火钢析出相、显微组织、位错密度及氢致塑性损失研究 |
| 4.3.1 高钒轧后未回火钢析出相、显微组织和位错密度 |
| 4.3.2 高钒轧后未回火管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 终轧变形量对管线钢氢扩散及氢致塑性损失的影响 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 终轧变形量对管线钢析出相、显微组织及晶体学特征的影响 |
| 5.2.1 终轧变形量对管线钢中析出相特征的影响 |
| 5.2.2 终轧变形量对管线钢显微组织及晶体学取向的影响 |
| 5.3 终轧变形量对管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失的影响 |
| 5.3.1 终轧变形量对管线钢中氢扩散行为的影响 |
| 5.3.2 氢致裂纹起源与延伸的影响研究 |
| 5.3.3 终轧变形量对管线钢氢致塑性损失的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 轧后回火工艺对管线钢氢扩散及氢致塑性损失的影响 |
| 6.1 实验材料与方法 |
| 6.1.1 实验材料 |
| 6.1.2 实验方法 |
| 6.2 轧后回火温度对管线钢析出相、显微组织及晶体学特征的影响 |
| 6.2.1 轧后回火温度对管线钢析出相特征的影响 |
| 6.2.2 轧后回火温度对管线钢显微组织及硬度的影响 |
| 6.2.3 轧后回火温度对管线钢晶界类型分布及晶体学特征的影响 |
| 6.3 轧后回火温度对管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失的影响 |
| 6.3.1 轧后回火温度对管线钢中氢扩散行为的影响 |
| 6.3.2 轧后回火温度对管线钢氢致塑性损失的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 钒含量对X80级管线钢力学性能影响研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 不同钒含量管线钢的析出相、显微组织及晶体学特征 |
| 7.2.1 管线钢中析出相特征研究 |
| 7.2.2 管线钢显微组织及晶体学特征 |
| 7.3 钒含量对管线钢低温冲击韧性的影响 |
| 7.3.1 冲击断口形貌及韧脆转变温度研究 |
| 7.3.2 冲击韧性及脆性断裂机理研究 |
| 7.4 钒含量对管线钢强度和塑性的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论及后期工作设想 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 后期工作设想 |
| 9 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 |
（6）合金元素对钼合金制备工艺及组织、性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 全球钼资源分布及特点 |
| 1.2.1 国外钼资源分布及特点 |
| 1.2.2 国内钼资源分布及特点 |
| 1.3 几种典型钼合金及其应用 |
| 1.3.1 钼铜合金 |
| 1.3.2 Si-Al-K掺杂钼合金 |
| 1.3.3 TZM合金 |
| 1.3.4 钼铼合金 |
| 1.3.5 稀土钼合金 |
| 1.4 钼合金的掺杂方式 |
| 1.4.1 固-固掺杂 |
| 1.4.2 固-液掺杂 |
| 1.4.3 液-液掺杂 |
| 1.5 钼合金的制备工艺 |
| 1.6 钼合金的强化机理 |
| 1.7 本论文的研究目的与意义 |
| 2 实验内容 |
| 2.1 实验材料与主要实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验主要仪器设备 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 粉末配置 |
| 2.2.2 试样制备 |
| 2.2.3 合金烧结 |
| 2.3 试样性能分析方法 |
| 2.3.1 金相试样制备及组织观察 |
| 2.3.2 力学性能检测 |
| 2.3.3 密度检测 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 扫描电子显微镜分析 |
| 3 粉末冶金工艺参数对钼合金组织和性能的影响 |
| 3.1 冷压压力对粉末冶金钼合金组织及性能的影响 |
| 3.1.1 冷压压力对钼合金组织的影响 |
| 3.1.2 压力对钼合金力学性能的影响 |
| 3.2 液相烧结工艺对Mo-Cu合金组织性能的影响 |
| 3.2.1 烧结温度对Mo-Cu合金组织的影响 |
| 3.2.2 烧结温度对Mo-Cu合金力学性能的影响 |
| 3.2.3 保温时间对Mo-Cu合金组织的影响 |
| 3.2.4 保温时间对Mo-Cu合金力学性能的影响 |
| 3.3 固相烧结工艺对Mo-Ta合金组织及性能的影响 |
| 3.3.1 烧结温度对Mo-Ta合金组织的影响 |
| 3.3.2 烧结温度对Mo-Ta合金力学性能的影响 |
| 3.3.3 保温时间对Mo-Ta合金组织的影响 |
| 3.3.4 保温时间对Mo-Ta合金力学性能的影响 |
| 3.4 固相烧结工艺对Mo-Nb合金组织及性能的影响 |
| 3.4.1 烧结温度对Mo-Nb合金组织的影响 |
| 3.4.2 烧结温度对Mo-Nb合金力学性能的影响 |
| 3.4.3 保温时间对Mo-Nb合金组织的影响 |
| 3.4.4 保温时间对Mo-Nb合金力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 合金元素对钼合金组织和力学性能的影响 |
| 4.1 Cu掺杂量对钼合金组织及性能的影响 |
| 4.1.1 Cu掺杂量对钼合金组织的影响 |
| 4.1.2 Cu掺杂量对钼合金力学性能的影响 |
| 4.2 Ta掺杂量对钼合金组织及性能的影响 |
| 4.2.1 Ta掺杂量对钼合金组织的影响 |
| 4.2.2 Ta掺杂量对钼合金力学性能的影响 |
| 4.3 Nb掺杂量对钼合金组织及性能的影响 |
| 4.3.1 Nb掺杂量对钼合金组织的影响 |
| 4.3.2 Nb掺杂量对钼合金力学性能的影响 |
| 4.4 掺杂Cu、Ta、Nb的钼合金及纯钼断口形貌 |
| 4.5 合金元素对钼合金强韧化机理 |
| 4.5.1 钼合金固相烧结过程强化机理 |
| 4.5.2 钼合金液相烧结过程强化机理 |
| 4.5.3 Ta、Nb元素对钼合金强化机理 |
| 4.5.4 Cu元素对钼合金强化机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（7）配粉对镧钼材料性能的影响（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 试验方法 |
| 2 试验结果 |
| 2.1 2种工艺MoO2和钼粉粒度分布 |
| 2.2 2种工艺钼粉化学成分分析 |
| 2.3 掺杂方式对镧含量的影响 |
| 3 讨论与分析 |
| 3.1 2种工艺钼粉质量对比分析 |
| 3.2 2种工艺镧钼丝材0.18 mm性能比较 |
| 3.3 丝材断裂行为分析 |
| 4 结论 |
（8）金属材料温度相关性弹性模量、屈服强度及单相陶瓷抗热冲击性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及概念 |
| 1.2 科学问题及研究现状 |
| 1.2.1 金属材料的温度相关性弹性模量 |
| 1.2.2 固溶强化合金的温度相关性屈服强度 |
| 1.2.3 陶瓷材料的抗热冲击性能 |
| 1.3 本文研究的主要工作 |
| 2 温度相关性弹性模量及表面张力理论表征模型 |
| 2.1 温度相关性弹性模量理论表征模型 |
| 2.1.1 模型的建立 |
| 2.1.2 金属单质温度相关性弹性模量的验证 |
| 2.1.3 高温合金温度相关性弹性模量的验证 |
| 2.2 温度相关性表面张力理论表征模型 |
| 2.2.1 模型的建立 |
| 2.2.2 液态化合物温度相关性表面张力的验证 |
| 2.2.3 液态金属单质温度相关性表面张力的验证 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 固溶强化镍基合金温度相关性屈服强度理论表征模型 |
| 3.1 温度相关性屈服强度理论表征模型 |
| 3.1.1 基体材料贡献 |
| 3.1.2 固溶强化贡献 |
| 3.1.3 晶界强化贡献 |
| 3.1.4 模型的建立 |
| 3.2 温度相关性屈服强度理论表征模型的验证 |
| 3.2.1 固溶强化二元合金温度相关性屈服强度 |
| 3.2.2 固溶强化多元合金温度相关性屈服强度 |
| 3.3 各项机制对屈服强度贡献的温度相关性分析 |
| 3.3.1 固溶强化二元合金各项机制对屈服强度贡献的温度相关性 |
| 3.3.2 固溶强化多元合金各项机制对屈服强度贡献的温度相关性 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 热冲击过程中机械冲击对陶瓷材料热冲击行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验研究 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验步骤 |
| 4.2.3 裂纹长度统计方法 |
| 4.2.4 三点弯残余强度测试 |
| 4.3 实验结果及讨论 |
| 4.3.1 机械冲击对试件表面热冲击裂纹的影响 |
| 4.3.2 机械冲击对试件淬火残余强度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 计及外界约束的主动冷却情形下超高温陶瓷抗热冲击性能 |
| 5.1 主动冷却 |
| 5.2 数值建模 |
| 5.2.1 材料参数 |
| 5.2.2 失效判据 |
| 5.3 模型的验证 |
| 5.4 抗热冲击性能影响因素分析 |
| 5.4.1 热冲击初始环境温度对超高温陶瓷材料抗热冲击性能的影响 |
| 5.4.2 热交换系数对超高温陶瓷材料抗热冲击性能的影响 |
| 5.4.3 外界约束对超高温陶瓷材料抗热冲击性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 后续研究工作的展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A作者在攻读学位期间发表的部分论文 |
| B作者在攻读学位期间申请并已公开的部分发明专利 |
| C作者在攻读学位期间主持及参加的科研项目情况 |
| D学位论文数据集 |
| 致谢 |
（9）基于电阻法的抗氧化C/C复合材料损伤检测与评价（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 抗氧化C/C复合材料概述 |
| 1.1.1 抗氧化C/C复合材料应用 |
| 1.1.2 抗氧化C/C复合材料制备过程 |
| 1.2 碳纤维复合材料无损检测技术 |
| 1.2.1 碳纤维复合材料损伤形式 |
| 1.2.2 碳纤维复合材料无损检测技术 |
| 1.3 电阻法损伤检测技术研究进展 |
| 1.3.1 国内电阻法损伤检测技术的研究进展 |
| 1.3.2 国外电阻法损伤检测技术的研究进展 |
| 1.4 论文主要研究内容 |
| 第2章 电阻法理论研究与室温电阻法方案设计 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 纤维增强复合材料导电机理 |
| 2.3 电阻测量的理论模型 |
| 2.4 电阻测量的影响因素 |
| 2.4.1 加载速度 |
| 2.4.2 导电胶的选择 |
| 2.4.3 电阻测量方式 |
| 2.5 试件准备 |
| 2.5.1 材料与试件 |
| 2.5.2 仪器、设备型号及性能 |
| 2.5.3 试件预处理 |
| 2.5.4 力学性能测试 |
| 2.6 材料细观分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 室温电阻法拉伸力学损伤分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 抗氧化C/C复合材料单轴拉伸力学性能测试 |
| 3.2.1 单调拉伸 |
| 3.2.2 拉伸加卸载 |
| 3.3 抗氧化C/C复合材料声发射信号特征与损伤机理研究 |
| 3.3.1 声发射信号参数分析方法 |
| 3.3.2 声发射数据特征参数选取 |
| 3.3.3 聚类数的确定 |
| 3.3.4 声发射信号聚类分析 |
| 3.3.5 损伤模式演化 |
| 3.4 抗氧化C/C复合材料电阻信号变化 |
| 3.4.1 单轴拉伸电阻变化 |
| 3.4.2 拉伸加卸载电阻变化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 高温电阻法损伤检测应用 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 高温条件下力/电实验方案设计 |
| 4.2.1 高温拉伸夹持方案设计 |
| 4.2.2 高温电极连接方案设计 |
| 4.2.3 热/力/电测试系统总体设计 |
| 4.3 抗氧化C/C复合材料电阻-温度变化实验 |
| 4.4 抗氧化C/C复合材料高温拉伸电阻变化实验 |
| 4.5 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 |
（10）可弯曲高频手术电极的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 前沿 |
| 1.2 高频电刀的概述 |
| 1.3 细胞组织的温度效应 |
| 1.4 电极表面组织黏附 |
| 1.5 可弯曲手术器械国内外的研究进展 |
| 1.6 选题意义及研究内容 |
| 1.7 技术路线图 |
| 2 试验方法 |
| 2.1 试验材料及准备 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 评价方法 |
| 3 手术电极电切性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 不同参数电切性能的研究 |
| 3.4 电极表面黏附物 |
| 3.5 针状电极电切性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 钼和稀土钼合金电极折弯性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 分析方法 |
| 4.4 机械折弯性能研究 |
| 4.5 过渡机构辅助折弯研究 |
| 4.6 钼和稀土钼合金折弯性能的研究 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 全文总结 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表论文及专利 |
四、钼丝断裂行为研究（论文参考文献）
- [1]机械冲击对氧化锆陶瓷降温热冲击行为的影响[J]. 樊怡,寇海波,赵慧. 兵器装备工程学报, 2021(08)
- [2]化学气相沉积碳化钛粉体制备与调控及其电催化析氢性能研究[D]. 宋淼. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2021(01)
- [3]低温化学气相沉积金属钛膜及其抗腐蚀研究[D]. 郭俊杰. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2020(01)
- [4]流化床化学气相沉积法制备高质量氮化钛粉体研究[D]. 桑元. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2020(02)
- [5]钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究[D]. 李龙飞. 北京科技大学, 2020(01)
- [6]合金元素对钼合金制备工艺及组织、性能影响研究[D]. 杨晨. 辽宁工业大学, 2020(03)
- [7]配粉对镧钼材料性能的影响[J]. 朱亚军,吴勇本,杨森. 中国钼业, 2019(05)
- [8]金属材料温度相关性弹性模量、屈服强度及单相陶瓷抗热冲击性能研究[D]. 寇海波. 重庆大学, 2019(01)
- [9]基于电阻法的抗氧化C/C复合材料损伤检测与评价[D]. 周诗豪. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [10]可弯曲高频手术电极的研究[D]. 肖明. 华中科技大学, 2019(03)