一、难熔钨基合金的研究开发及其产业化方向（论文文献综述）
王芊[1]（2021）在《聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究》文中研究表明核聚变能具有经济性能优越、安全可靠、无环境污染等优势,被认为是最有希望解决人类能源问题的终极能源。钨及钨合金因具备高熔点和优异力学性能等优势被认为是聚变堆装置中极具潜力的面向等离子体材料。但极端服役的环境给它们的应用提出了巨大挑战,特别是钨脆性问题及材料的氢同位素滞留行为,研究至今仍存在一些问题,例如:实验中研究仅获得了有限温度下钨的增韧机制,典型合金元素对氢在钨中行为的影响研究不够系统,氢逃逸到钨与其他材料连接界面的研究成果较少,缺少强化界面结合性能的理论机制等。基于此,本文采用高精度密度泛函理论的第一性原理计算开展理论研究,全文获得的主要结论如下:（1）第一性原理计算、准谐德拜模型结合热电子激发获得了钨和钨铼合金的热力学性能,以及在0-2000 K温度范围内弹性性能和G/B值的变化规律。结果表明,合金元素Re降低了钨的力学性能和理想强度;理想应变条件下,钨及钨铼合金易失效晶面为（100）面;钨及钨铼合金力学性能随着温度的升高而下降,脆性随着温度的升高而增加。某一确定温度下,钨铼比纯钨具有更小的G/B值,表明Re添加改善了钨的脆性。深入对比随着温度变化的弹性模量、体模量和G/B值的曲线,发现温度的升高减小了Re对钨韧性的改善效果。（2）计算研究了氢在钨、钨铼和钨钼合金中的占位,发现氢在四面体间隙位置可以保持住BCC结构,在八面体间隙位置最终弛豫成了BCT结构。同时,研究也表明WH、WRe H和WMo H相在力学角度上可以稳定存在,并且Re比Mo对WH相的增韧效果更明显。另外,本文也获得了氢在钨、钨铼和钨钼合金中的溶解度和扩散系数,结果表明,合金元素Re和Mo添加对氢在钨中的溶解具有一个相反的趋势,即:Re降低了氢溶解度,Mo促进了氢溶解度。然而,合金元素Re和Mo添加都能降低氢在钨中的扩散势垒,促进氢的扩散。综合考虑氢溶解和扩散的过程,发现Re在钨中的添加减小了氢的渗透率,Mo的添加增加了氢的渗透率。（3）计算对比了氢在钨铁块体和钨/铁界面的结合能,发现氢在界面位置存在一个负的结合能,表明界面的形成促进了氢的稳定性。结合Sievert定律,本文获得了600-1600 K温度范围内氢在界面处的溶解度。这个温度范围氢在界面处的溶解度均远大于钨铁块体氢溶解度,表明氢在界面处易积聚形成氢泡。同时,氢在界面的溶解度随着温度的升高而降低,这与氢在钨铁块体中的溶解度的规律相反,这意味随着温度的升高界面形成的影响将逐渐减小。另外,研究也获得了氢对界面结合性能的影响,即:氢在界面O1,O6和T5位置促进了界面结合性能,在T1,T2,O2和O4位置氢具有一个相反的结论。（4）研究讨论了合金元素Re和Cr原子在界面处的结构稳定性和界面结合性能。结果表明,Re和Cr原子均容易取代界面层铁原子。Re原子取代铁原子可以强化界面强度,改善界面稳定性,增加界面断裂韧性,而Cr原子只有取代界面层铁原子才能强化界面结合性能。另外,为更大程度兼顾钨/铁梯度界面结合强度和界面断裂韧性,缩小钨铁物理性能差距,本文提出了一种强化界面结合性能的W4/W2Fe2/Fe3W1/Fe4四层梯度设计方案。最后,这些结论都从电子结构和电荷转移的角度进行了深入的理解。纵观本文研究,系统探讨了钨及钨合金热力学与界面性能,揭示了温度对钨及钨铼合金强韧化机制,研究了典型合金元素对氢在钨中和钨界面行为的影响规律。结论表明合金元素Re可以改善钨韧性,促进界面结合,抑制氢在钨中的滞留,在钨中的添加比Mo和Cr具备更优异的性能表现。研究也讨论了钨/铁界面氢泡形成的机制,探索了强化钨/铁界面结合的方案,为聚变堆用材料的设计和选择提供了借鉴意义和理论依据。
王长记[2]（2021）在《Al2O3颗粒增强W合金的制备、组织结构与力学性能》文中提出W及其合金具有高熔点、高密度和低蒸气压等优异的特性,是高温领域不可或缺的结构材料,广泛用于航空航天、核反应堆、武器装备等领域。但纯W的低温脆性,服役温度超过再结晶温度时组织不稳定发生晶粒长大、杂质晶界聚集增加、晶界弱化导致硬度与强度显着下降即所谓的“再结晶脆性”,以及辐照脆化等问题严重影响了其服役性能,因此,研发具有更高再结晶温度、良好强韧性的W合金是未来发展趋势。在基体中引入细小且弥散分布的碳化物或氧化物颗粒,是提高W合金综合力学性能的有效方法。Al2O3硬度高、耐磨性好且成本低廉,是一种优良的增强体。目前关于Al2O3颗粒弥散增强W合金的研究尚无报道。本文系统研究了Al2O3颗粒增强W合金的复合粉体水热合成+液液掺杂制备动力学、烧结致密化工艺优化及晶粒细化机制、高温变形行为及本构方程与热加工图等热加工特性、旋锻工艺对组织结构与力学性能的影响、强化机制以及组织热稳定性与性能演变。获得以下主要研究成果:（1）水热合成+液液掺杂制备W-Al2O3复合粉体的结果表明,溶液pH值、偏钨酸铵初始浓度和保温时间对WO3前驱粉体晶粒尺寸具有明显影响。随pH值和浓度增大,晶粒形核速率提高,制备出的粉体晶粒尺寸逐渐变小。随保温时间延长,粉体粒度增大。采用液液掺杂,实现了 WO3·0.33H2O和AlO（OH）前驱体均匀混合。经500℃煅烧,得到WO3-Al2O3复合粉体,经两段H2还原成功制备出混合均匀的W-Al2O3复合粉体。随Al2O3含量的增加,W-Al2O3复合粉体平均粒径从1300 nm减小到15 nm,逐渐呈球形。H2还原过程中,依附在WO3颗粒表面的Al2O3颗粒降低了 WO2（OH）2生成速率,抑制了气相迁移过程,细化了复合粉体。（2）采用放电等离子烧结和感应烧结技术均制备出W-Al2O3合金,Al2O3的加入提高了复合粉体的烧结活性,有效提高了力学性能。经感应烧结后,随Al2O3含量从0增至1.0 wt.%,平均晶粒尺寸从10减少到3 μm。当Al2O3为0.25 wt.%时,具有最高硬度、压缩强度和断裂韧性,分别为386 HV,1318 MPa和5.9 MPa·m1/2。亚微米或纳米级的Al2O3颗粒弥散分布于W基体中,较大颗粒趋向于分布W晶界处,较小颗粒分布于W晶粒内,并能有效抑制W晶界迁移,减缓W晶粒长大速度。当Al2O3含量≥0.5 wt.%时,其颗粒团聚严重,钉扎效果减弱,导致组织不均匀。（3）通过热模拟实验,测定了 W-Al2O3合金不同温度（1300～1600℃）、不同应变速率（10～0.01 s-1）流变应力-应变曲线,并分析了其变形组织演变规律;基于Arrhenius模型构建了流变应力与温度、应变速率及应变之间的本构方程;建立了基于能量耗散率和失稳准则的W-Al2O3合金热加工图,确定了旋锻热加工工艺参数。（4）经旋锻后,W-Al2O3合金的相对密度由烧结态的96.8提高到99.6%以上,硬度由烧结态的386提高到559 HV。W与Al2O3颗粒界面结合良好,旋锻过程中,界面处发生非协调变形,W原子偏离平衡位置导致W与Al2O3界面处产生5～10 nm厚的非晶过渡层。旋锻态W-0.25wt.%Al2O3合金室温硬度（559HV）和断裂韧性（21 MPa·m1/2）,比旋锻态纯W分别提高30%和52%;800℃温度抗拉强度为611.1 MPa,比纯W提高了 18%。强化机制为细晶强化、弥散强化和第二相强化。旋锻态W-0.25wt.%Al2O3合金的初始再结晶温度为1600℃,比纯W的高300℃。温度≥1400℃时,旋锻态W-Al2O3合金的硬度和断裂韧性值逐渐趋于稳定,纯W的急剧下降,W-Al2O3合金比纯W具有更好的组织热稳定性。
王琦[3]（2020）在《耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究》文中进行了进一步梳理能源电力的快速发展对材料的高温性能提出了更高的要求,传统的高温金属和合金的最高使用温度只有1000℃左右,即使是高温性能优异的碳化硅陶瓷的长时使用温度也只有1650℃,鉴于此,新型耐高温材料对电力行业的发展具有十分重要的意义。本文采用全新的热压烧结工艺（2400℃-2600℃/50MPa/10min）制备了 xZrB2-NbMo（x=0,15,30,45,60vol.%）和x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo（x=15,30,45,60vol.%）两个系列的耐高温难熔金属-陶瓷复合材料,采用电子显微镜、X射线衍射仪和其他性能检测设备对复合材料的组织结构、室温力学性能、高温压缩力学性能和高温抗氧化性能进行了测试,对其在室温及高温条件下的变形行为、强韧化机理和断裂机制做了详细的研究。组织结构分析表明,xZrB2-NbMo系列复合材料中形成的硼化铌相的种类由Nb和B的初始比例决定,30vol.%ZrB2-NbMo的微观组织最为均匀细小,在添加了 45vol.%和60 vol.%ZrB2的复合材料中有未反应的ZrB2剩余且尺寸较大。x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo复合材料中生成相的种类取决于陶瓷相的添加量,仅在添加了1 5vol.%（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）的复合材料中发现了共晶组织的存在,在添加60 vol.%（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）的复合材料中有未反应的ZrB2剩余且尺寸较大。xZrB2-NbMo致密度均达到94%以上,最高的致密度出现在30vol.%ZrB2-NbMo 中,达到99.63%,x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo 系列复合材料的致密度最高值达到98.69%,出现在x=30vol.%的复合材料中。两个系列复合材料的室温断裂韧性值都与ZrB2添加量成负相关。SiC的添加可以在ZrB2的基础上进一步提高复合材料中NbMo固溶体的显微硬度。xZrB2-NbMo系列复合材料的最高室温抗压强度出现在 60vol.%ZrB2-NbMo 样品中,为 1 635.91MPa,x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo 复合材料的最高室温抗压强度出现在陶瓷相添加量为 15vol.%的样品中,为1053.30MPa。室温下,在四种添加了ZrB2的xZrB2-NbMo系列复合材料中,铌钼固溶体的最佳ZrB2含量为30vol.%,ZrB2与铌钼固溶体反应的最大浓度在30vol.%-45vol.%范围内,高ZrB2含量样品中的ZrB2残余改变了相组成并且降低了力学性能。高温下,加入ZrB2可显着提高xZrB2-NbMo复合材料的抗压强度。在1100℃以下,含有30vol.%ZrB2的复合材料综合高温力学性能最佳,包括强度和韧性,归功于其细小的晶粒。在800℃和1000℃的空气气氛下进行压缩实验时30vol.%ZrB2-NbMo的抗压强度分别约为不添加ZrB2的纯铌钼合金的6倍和14倍。高温压缩实验及分析表明,xZrB2-NbMo系列复合材料高温下的韧脆转变温度与ZrB2含量成正相关,其主要影响因素是铌钼固溶体中溶质元素的含量、孔隙以及间隙溶质原子的存在。就宏观断裂机制而言,对于不含ZrB2或ZrB2含量低的样品高温压缩的最终失效模式是由与压缩方向成45°角方向上的剪切失效主导的。但对于ZrB2含量较高的复合材料而言,大多数样品的断裂模式则是以沿着与压缩方向平行的方向上的劈裂为主。高温氧化实验及分析表明,在700℃氧化时,xZrB2-NbMo和x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo两个系列的复合材料都出现了不同程度的“粉化”现象,陶瓷相的添加对该温度下NbMo基体的抗氧化性有一定程度的提高。xZrB2-NbMo复合材料在900℃和1100℃氧化时,添加ZrB2可以有效提高纯NbMo基复合材料的抗氧化性,原因是生成的ZrO2和完整致密的外层B2O3保护膜增多,但在1200℃时,B2O3因大量挥发而失去保护作用,此温度下,可以在添加ZrB2的基础上添加SiC,通过生成B2O3和SiO2的复合氧化膜来提高铌钼基复合材料的抗氧化性。
章佳窈[4]（2020）在《钨合金选区激光熔化的吸收行为模拟及实验研究》文中指出本文基于Fred光学模拟与实验研究相结合的方法,以纯钨和高比重钨合金为对象,针对其在选区激光熔化（Selective Laser Melting,SLM）成形过程中粉末对激光的吸收行为进行了研究,揭示了不同粉末粒径下SLM扫描轨迹、表面粗糙度、晶粒取向的变化规律,并且进一步讨论了SLM扫描速度和激光功率对其致密度、显微组织和力学性能的影响。基于纯钨规则堆垛模型的模拟,研究了不同粒径对粉末吸收行为的影响。当粒径为5μm时,纯钨粉末层吸收率达到最大值0.6030。激光辐照度分布与粉末粒径大小,方位角和位置有关。当粒径从5μm增加到45μm时,辐照轮廓收缩且最大辐照度从1.117×10–3 W·μm-2降低到0.85×10–3 W·μm-2。随后采用序列添加的方法获得随机堆垛模型,相互作用后随机模型中吸收率和光线数目明显增大,粒径为5～25μm时吸收率可达到0.705,激光辐射大多被表层的粉末吸收。通过SLM成形纯钨的实验,研究了粒径对扫描轨迹和组织性能的影响,验证了纯钨吸收行为机理,明晰了SLM纯钨的晶粒生长机制,有效地控制了裂纹。研究发现:小粒径粉末由于吸收率更高,扫描轨迹更加连续和规则,随着粒径的增大,多道的面粗糙度增大。当粉末粒径较小时,纯钨块体的裂纹显着减少,且明显影响了晶粒取向;此时小角度晶界（Low Angle Grain Boundaries,LAGBs）含量更高,位错密度和局部应力较低,择优取向明显;可获得相当高的硬度（439 HV）,优异的的抗压强度（935 MPa）。通过W-Ni-Fe复合粉末随机堆垛的模拟,进一步研究了镍和铁的添加以及其粒径大小对W-Ni-Fe激光吸收率和吸收辐照度的影响,并基于模拟结果优化粉末参数开展了SLM工艺参数优化实验。研究发现:镍和铁的添加使吸收率增大到0.72;镍和铁的粒径越小,复合粉体的吸收率越高,辐照度增至1.28×10–3 W·μm-2。压缩强度和显微硬度均随着激光能量输入的增加呈先增后减的趋势,最大压缩强度达到2638 MPa,最大显微硬度达到531.975 HV。
陈长军[5]（2020）在《高温合金废料中有价金属的浸出方案研究》文中进行了进一步梳理高温合金因其优异的抗腐蚀性和机械性能,广泛应用于航空航天、石油化工、核工业、船舰制造等领域。高温合金的大量使用已累积了越来越多的废料,而我国目前高温合金废料回收技术不成熟,大量高温合金废料高值化利用不足且被迫降级使用,造成巨大的资源浪费和环境污染。因此,亟待开发节能、环保、高效的高温合金废料回收技术,缓解我国金属矿产资源危机和能源环境危机。当前,高温合金废料主要利用湿法冶金工艺进行回收。然而,高温合金优良的抗腐蚀性能使得其在化学溶解或电化学溶解过程中易形成钝化膜,阻碍高温合金的溶解,降低高温合金的溶解速率。另外,高温合金硬度高、机械强度大,导致高温合金难以破碎,与浸出液接触面积小,溶解速率低下,严重影响合金的回收效率。因此,如何高效快速溶解高温合金成为湿法回收高温合金废料的关键工艺之一。基于这一问题,本论文结合现有研究进展,开发了不同尺寸的高温合金废料溶解工艺。现将主要研究内容总结如下:（1）以镍基单晶高温合金（DD5）磨削废料为研究对象,选用常压三元氧化溶解体系实现了高温合金的快速溶解浸出,优化了搅拌速度、浸出时间、HCl、HNO3、H2O2的用量,结果表明,当V（HNO3）/V（H2O）为0.24,V（H2O2）/V（H2O）为0.24,V（HCl）/V（H2O）为2,搅拌速度为200 rpm/min,浸出3 min时,在该条件下Ni、Co、Cr、Re的浸出率均达到了95%以上,W的最大浸出率为53%。基于上述结果进一步研究了关键金属在该体系中的浸出动力学模型、赋存状态、氧化溶解机制和浸出渣的主要组成。研究发现Ni、Co、Cr、Re和W的浸出均符合化学控制模型,总的浸出速率受化学反应速率控制,Ni、Co、Cr、Re主要以Mx Cly的形式存在。此外,结果还表明浸出渣主要由WO3、TaO和Ta2O5组成。（2）基于（1）的研究成果,采用真空封管技术将镍基单晶高温合金与Zn分别在700℃、900℃、1100℃和1200℃的温度下保温8 h,利用扫描电镜（SEM）观察反应试样的微观组织和相组成,利用X射线衍射仪（XRD）进行相鉴定,以及电子探针微区分析技术（EPMA）观察元素分布,明确了组织演变的过程,分析总结了脆化机理,研究发现:首先,Zn扩散进高温合金基体后发生脆化,脆化可归因于合金的溶解和反应。其次,该过程是一个相互扩散的结果。最后,脆性金属间化合物Ni5Zn21的形成是导致高温合金失效及脆化的主要原因。研究还发现,高温合金经Zn处理后,W、Re和Ta富集形成了WRex Tay化合物。此外,结果还表明Ni、Al和Co,Ni、Co和Cr在低温时分别形成NiAlx Coy和NiCoCr金属间合金,但当温度足够高时NiAlx Coy显着减少并逐渐消失,而NiCoCr逐渐转变为CoCr。（3）基于（2）的研究成果,选择反应温度为1100℃,镍基单晶高温合金与Zn分别保温反应2 h、4 h、8 h和10 h,利用相同的研究方法明确了组织演变的过程,得到如下结论:首先,Zn与高温合金中的Ni反应形成Ni5Zn21金属间化合物,同时还形成了部分Zn（Ni）固溶体,随着反应时间的延长,Zn（Ni）固溶体转化成了更多的Ni5Zn21金属间化合物。其次,还形成了一种低C富Cr型的Cr23C6碳化物。最后,Cr23C6化合物分解,一部分Cr溶解在Zn中,部分自由态的Cr与Ni反应形成了Cr7Ni3金属间合金。研究还发现,高温合金经Zn处理后,W、Re和Ta富集形成了WRex Tay化合物。此外,结果还表明Ni、Al和Co,Ni、Co和Cr在较短反应时间时分别形成NiAlx Coy和NiCoCr金属间合金,但当反应时间足够长时NiAlx Coy显着减少并逐渐消失,而NiCoCr逐渐转变为CoCr。
张金刚[6]（2020）在《超细晶钨合金（W-Ni-Fe）材料的制备与性能研究》文中研究表明钨基高比重合金,是一种以钨为基体（其中钨含量为86%-97%）,并添加有钴、镍、铁、铬、锰、铜、钼等元素组成的合金材料,其密度高达16-19 g/cm3,是一种典型的钨基双相复合材料。由于钨合金材料具有高强度、高密度、良好的延展性、耐腐蚀性等特点,现已广泛应用于动能穿甲弹、配重块、辐射屏蔽材料、振子和电接触材料等民用及国防领域。传统液相烧结制备钨合金所需温度较高,一般需要在1450℃以上才能制备出致密的钨合金,且材料内部晶粒粗大,约40-60μm。随着科技的发展,现代工程技术对钨合金的要求越来越高。制备高性能超细晶钨合金材料是当前的重要研究方向。本课题就钨合金粉体晶粒尺寸细化,钨合金烧结致密化规律、显微结构及力学性能等方面开展了研究:（1）研究采用100 nm的W、Ni、Fe原料粉进行放电等离子烧结（SPS）,通过控制烧结工艺条件,探究烧结温度、保温时间、外加压力及升温速率对钨合金性能的影响。并通过扫描电镜、透射电镜等测试手段对钨合金内部结构进行分析,详细探究了93W-5.6Ni-1.4Fe合金的SPS致密化行为及晶粒生长机制。在SPS烧结过程中,亚微米原料粉末在780℃开始发生致密化,在1080℃致密化过程趋于结束。在1100℃合金的弯曲强度达到最高（1052.52 MPa）,在1050℃合金的硬度达到最高（654.1 Hv）。保温时间对钨合金密度影响不大,但长时间保温会造成W晶粒长大。（2）研究了机械合金化技术制备超细纳米W-Ni-Fe复合粉末,并分析了不同球磨时间对复合粉末产生的影响。由复合粉末的XRD图得知,随着球磨时间的延长,Ni、Fe峰逐渐消失,合金化程度逐渐增加。在球磨30 h后Ni、Fe峰完全消失,此时只存在W峰和Fe O峰,此时W-Ni-Fe复合粉末的微晶尺寸达到17nm。通过SPS制备的93W-5.6Ni-1.4Fe合金在1000℃时合金已经拥有较高的致密度,此时的晶粒尺寸为200 nm左右。在1000℃时合金的维氏硬度达到最高,为1264.87 Hv,比传统钨合金材料高出3倍左右。由此得出结论:细晶强化是提高钨合金材料性能的有效方法。（3）研究了微米原料粉体制备93W-5.6Ni-1.4Fe合金,得出合金在1000℃-1100℃之间相对密度较低,此时合金的力学性能较差。当烧结温度达到1250℃时合金接近全致密状态,硬度和弯曲强度达到最佳。通过对比17 nm、100 nm和3-5μm三种级别的W、Ni、Fe原料粉烧结制备93W-5.6Ni-1.4Fe合金材料可以得出,原料粒径对钨合金的显微结构和力学性能产生了较大影响。原料粒径越小,所获得的钨合金材料晶粒越小,晶粒尺寸更加均匀。原料粉体的细化不仅可以抑制晶粒长大进而提高材料强度,还可以降低烧结温度。（4）研究了镍铁比为4:1时,不同钨含量的钨合金（90W、93W、95W）显微组织和力学性能的变化。通过对比90W、93W、95W三种合金的性能和结构的变化,可以得出90W内部由于粘结相的体积分数较多,晶粒长大得到有效抑制,但力学性能和93W相比较差。95W的综合性能较差,高温下内部存在较多孔隙,晶粒粗化严重。93W的综合性能较好,硬度和弯曲强度均优于90W和95W。由此得出结论:钨含量对钨合金的显微结构和性能都会产生很大影响。
庞靖[7]（2019）在《Fe（Ni）SiB（PC）系高Bs非晶软磁合金开发及工艺性研究》文中研究指明非晶态合金中的原子长程无序、短程有序排列,可看成是粘滞性很大的过冷液体,与晶态合金相比,在物理、化学和机械性能等方面都发生了显着的变化,具有很多晶态材料所不具备的力、热、光、电、磁等物理性质和很多独特的化学性质。非晶软磁合金是近几十年材料领域研究的热点之一,尤其是高Bs非晶带材作为软磁材料的研究和应用。然而,现在商业化的非晶软磁合金带材存在Bs低,热稳定性差和非晶形成能力差等问题,因此需要深入研究其影响机理并开发新型高性能非晶软磁合金。同时,新型非晶软磁合金的生产工艺性、抗氧化性和耐腐蚀性等对于带材生产、热处理和后期应用都具有重要作用,也需要进行系统的研究,并开发配套的带材生产和处理工艺。本文基于当前比较热门的不含大原子半径元素的高Bs非晶软磁合金,采用单滚甩带法和振动磁强计研究了合金成分对非晶形成能力和软磁性能的影响规律,通过调整合金成分开发出软磁性能优良的新型非晶合金,并系统评价了高Fe含量的FeSiB、FeSiBPC和FeNiSiBP等合金制备的工艺性,开发了熔体净化工艺和新型热处理工艺。主要进展如下:（1）Fe（SiBPC）合金体系中,Fe不仅可与Si、P、C和B等类金属元素形成大、中、小原子组合,而且各类金属元素间都有大的负混合焓,因此符合高非晶形成能力判定条件。此外,通过排除大原子半径的其他金属元素,在充分发挥各类金属元素提高合金非晶形成能力的同时,可提高合金成分中Fe的含量,为获得高Bs非晶合金成分创造条件。通过比较Fe83B17、Fe83B15Si2、Fe83B14Si2C1、Fe83B12Si2P3和Fe83B11Si2P3C1等合金的非晶形成能力,发现合金体系越复杂,非晶形成能力越高。P和C的添加可提高Fe2B相的稳定性,Si的添加能使初晶相从Fe2B相转变为竞争析出的α-Fe相。（2）采用工业原材料制备高Bs Fe83B11P3Si2C1非晶合金过程中,发现杂质导致淬态带材自由表面形成晶化层,严重恶化了软磁性能。为解决这一问题,开发了B2O3和CaO的混合熔体净化除渣剂,不仅可以有效降低带材制备轮辊的线速度,提高合金的非晶形成能力,抑制带材的自由表面晶化问题,还可以大幅提高软磁性能,包括提高磁导率和降低矫顽力。其净化机制为净化剂吸收高熔点杂质,避免晶态相的异质形核产生。但是值得指出的是合金熔体净化后其制备的带料饱和磁感应强度Bs从1.67 T降低到1.65 T。（3）在具有较强非晶形成能力合金FeSiBP的基础上,通过Ni的添加,开发了具有高非晶形成能力和优异磁性能的（Fe1-xNix）78Si4B13P5（x=0-0.8）合金。元素Ni的添加降低了合金的熔点,减少凝固析出峰的数量,使合金更接近共晶点,提高了非晶形成能力,可满足带材生产要求;同时该合金具有大过冷液相区宽度和较高的热稳定性,满足热处理的要求,具有较好的工艺性。（Fe1-xNix）78Si4B13P5（x=0-0.8）合金具有优异的磁性能,Bs达到0.65-1.57 T,Hc仅为2.1-0.7 A/m,磁导率高达9-25×103。合金的磁性能优于目前商业化的Fe Ni基非晶合金。（4）P的添加明显降低了FeSi BP合金的抗氧化性,降低了表面氧化和整体氧化温度以及表面氧化层的稳定温度区间。氧化会导致高P含量FeSiBP合金表面金属颜色的改变,并会导致磁性能的大幅降低,即矫顽力增大,磁导率降低。氧化还会导致带材表面磁畴的模糊,以及很强的磁畴钉扎作用。含氢气氛的热处理可以有效还原FeSiBP合金的表面氧化层,使发生严重氧化的带材表面重新恢复金属颜色,并大幅提高带材的软磁性能,是解决高P含量合金带材在热处理过程中所产生氧化问题的一种有效的方法。
吴涛[8]（2019）在《多向压缩变形钨微观结构及热-力学性能研究》文中提出难熔金属钨及其合金由于其优良的综合性能被广泛应用于航空航天、国防军工、核聚变等领域。现阶段纯钨材料多采用粉末烧结工艺制备,由于制备工艺的局限性,最终的钨产品往往存在致密度较低、室温条件下塑性很差、韧脆性转变温度较高等系列问题,这很大程度上制约了钨的应用。多向压缩工艺（MDC）具有强烈的致密组织和细化晶粒的能力,能够达到有效降低组织缺陷的目的,且由于操作过程简单、成本低,可直接应用于大批量制备块体细晶材料。另外在纯钨变形过程中发现相转变的现象较为稀少,由变形引起纯钨的相变过程尚不清楚,因此基于纯钨MDC变形,研究变形过程中纯钨的组织演变和相变过程具有重要的研究意义和工程意义。本文基于大塑性变形理论,在900℃下对烧结态纯钨进行不同工艺参数的等温多向压缩变形实验。通过金相观察、XRD衍射分析及TEM技术从不同尺度研究了不同变形参数对于纯钨材料的亚结构等显微组织的影响,并通过显微硬度测试验证变形后组织的强韧化提升效果。结果表明:随着多向压缩变形的进行,试样内部累积应变量不断增大,组织逐渐细化,纯钨的显微硬度值提高明显,最大为549 HV;组织内部位错密度明显增高,由初始样中1.15×1014m-2最大增至3.17×1014m-2,且变形后期试样中的微观应变和位错密度有一定的回落,主要与纯钨在变形过程中发生相变有关。基于XRD和TEM测试结果结合原子点阵模型,对纯钨相变提出新的相变路径:满足（011）bcc//（111）fcc;[111]bcc//[101]fcc位向关系,结合两种经典相变路径,纯钨按照混合的三种相变路径的方式交替进行相转变。对纯钨变形前后试样进行热扩散系数测定并结合材料微观组织演化特点,分别讨论了MDC变形和纯钨相变对于材料热扩散系数的影响规律。结果表明:纯钨经过MDC变形后,在高温条件下的热学性能得到明显改善。40%下压量3道次变形试样在高温1000℃下的热扩散系数最优为41.711mm2/s,这是材料中的宏微观缺陷（孔隙、位错等）共同作用的结果;纯钨相变的发生对于材料的热扩散有明显消极影响,纯钨相变过程中伴随着价电子的定向迁移,且转变生成的fcc-W金属键合特性会变得更加趋向于共价化,材料中可作为热载流子的电子减少,极大削弱了材料中运输热量的效率。
段自豪[9]（2019）在《纯钨闭塞式双等通道转角镦挤实验及组织性能研究》文中研究指明作为一种难熔稀有金属,钨具有优良的物理和化学性能,在航天航空、电子、化工、核工业及其它极端环境领域中具有广泛的应用前景。然而钨具有低温脆性、再结晶脆性,使得其在应用领域受到限制。为此优化钨的微观结构,改善其力学性能,是促进钨材料发展,拓展其应用领域的关键。改善钨性能的方法之一是在成分一定的条件下,减小晶粒尺寸、改善组织均匀性、提高致密度。基于大塑性变形理论的工艺方法具有强烈的晶粒细化效果,且制备过程不引入杂质,能显着提高材料的性能。闭塞式双等通道转角镦挤（Occlusive Double Equal Channel Angular Pressing,O-DECAP）工艺是大塑性变形方法的一种,通过多道次挤压使材料获得了很大的累积应变,实现组织细化,得到超细晶甚至纳米晶材料,改善材料的综合性能。本文模拟和实验均是在恒温900℃,挤压路径为Bc路径的条件下进行的多道次O-DECAP变形。通过有限元软件对纯钨多道次变形行为进行分析,可以将变形分为三个阶段:即初始变形阶段、剪切变形阶段、稳定变形阶段。单道次变形结束后,试样的平均应变为1.15,多道次变形后,试样的应变值得到了提升,实现了应变累积,试样的应变均匀性也得到了不同程度的提高。三道次后,最小均匀性系数为0.28,试样应变均匀性较一、二道次均有较大提升。对多道次不同部位的组织演变过程进行了的讨论。通过OM、XRD、TEM、EBSD及显微硬度测试对变形后纯钨微观组织及力学性能进行了分析讨论。可知初始状态下纯钨平均晶粒尺寸介于80～100μm,多道次变形后平均晶粒尺寸在2μm左右。随着道次的增加,晶内及晶界处的位错等缺陷发生了较大的变化,位错由主要集中在晶界附近。变形后晶粒取向由{001}晶面族向{112}晶面族转变。变形前后试样主要以α-W晶型为主,同时在变形试样中有γ-W存在。随着道次的增加,微观组织发生了变化,三道次后微观应变为0.07784%,位错密度为2.837×1014m-2。变形后组织的晶界角度及占比发生了较大的变化,随着道次的增加,大角度晶界占比不断减小。三道次变形后,试样的平均硬度值达到了521±4 HV,其均匀系数为3.45%。纯钨O-DCEAP变形后,通过XRD测试和TEM测实验证了变形过程中有相变的产生,即γ-W和β-W。对相变的路径进行了简单的分析,切应力引导bcc-W最大密排面发生滑移,进而导致原子的滑移,原子滑移一定的位移时,进入一个相对稳定的形态。
李剑峰[10]（2019）在《特殊组成与结构硬质合金及钨基材料的制备和组织性能研究》文中研究说明WC-Co基硬质合金是以WC作为硬质相,金属Co作为粘结相,通过粉末冶金工艺生产的一类合金。它拥有高的强度、硬度、耐磨性,良好的导电导热性以及耐酸碱和抗氧化性等,在切削、车削、凿岩、铣削工具中广泛应用。传统的均质WC-Co基硬质合金的硬度与韧性之间往往难以兼顾,当合金的硬度提高时韧性下降,韧性提高时硬度则下降,反之亦然。而现代工业技术的发展,硬质合金的服役条件更加苛刻,对合金的性能也提出了更高的要求,如在要求高硬度的同时还需兼有良好的韧性。为了实现上述目标,制备超细及纳米晶硬质合金、改进硬质合金粘结相、稀土元素掺杂硬质合金以及设计梯度结构硬质合金等途径被大量尝试来提高合金的性能。本论文主要以WC-Co基硬质合金为研究对象,通过使用新颖的烧结工艺、粘结相的部分替代、对合金结构的设计以及稀土元素掺杂等来获得高性能硬质合金材料。同时,在稀土掺杂WC-Co基硬质合金研究结果的基础上,对稀土氧化物掺杂W基材料的制备与性能进行了探索性的研究。主要研究结果如下:（1）采用微波快速加热的方式来烧结制备硬质合金。以球磨方式制备WC-10Co粉末混合料,经压制成形、脱粘预烧及微波烧结制得WC-10Co硬质合金烧结体。结果表明,经24 h球磨可制得粉体尺寸细小且成分分布均匀的WC-10Co粉末混合料。1350℃下微波烧结20 min可制得相对密度高达99.5%且WC平均晶粒尺寸为291 nm的WC-10Co硬质合金,合金的硬度、抗弯强度及断裂韧性分别达90.7 HRA、2044 MPa和11.3 MPa?m1/2。（2）通过溶液燃烧合成法制得了Co-Cu复合粉体,将其与WC粉球磨混合后,经压制成形和1350℃微波烧结制得WC-10（Co/Cu）硬质合金烧结体。组织性能测试结果表明,在粘结相中以少量的Cu替代Co可以改善烧结性能,抑制烧结体中WC晶粒的长大并提高合金的力学性能。烧结体中Cu以单质或固溶于富Co粘结相中的形式存在。当烧结体中Cu加入量为0.5 wt.%时,合金的硬度和断裂韧性分别达90.7 HRA和14.3 MPa?m1/2。抗弯强度则在Cu加入量为1 wt.%时达到最高值2544.7 MPa。（3）通过控制球磨时间,制得了不同粉体粒度和Co含量的WC-xCo粉末混合料,经叠层压制和1350℃微波烧结制得具有层状结构的WC-Co梯度硬质合金烧结体。实验结果表明,当球磨时间由6 h延长到24 h,粉末混合料的粒度由0.31μm减小到0.11μm。烧结后的样品相对密度高于99.7%,且合金中不存在?相。此外,烧结体中Co含量仍呈层状分布,层间界面结合良好。烧结体表层的WC平均晶粒为274 nm而芯部为529 nm。由于合金内外层WC晶粒尺寸以及Co含量的差异,合金的表层硬度达到90.75 HRA,而芯部韧性达到18.12 MPa?m1/2,合金具有外硬内韧的梯度性能。（4）采用球磨混合得到La2O3/WC-Co粉末混合料,经压制和1350℃微波烧结获得烧结体。组织性能测试结果表明,适量La2O3添加可以改善WC-Co合金的组织均匀性,减小WC的晶粒尺寸。La2O3以几十纳米的单颗粒或团聚成约200nm的大颗粒存在于烧结体中。La2O3与WC相之间存在着两种界面关系,一种界面间具有半共格的界面关系,另一种界面间共格性较差,两相界面间存在着1-3 nm的无序结构。这种无序结构却不存在于La2O3与Co的相界面处。La2O3的添加对烧结体的致密度无明显影响。当La2O3的含量为0.8 wt.%（按La2O3在Co中的质量）时,合金的硬度和断裂韧性分别达到最大值,为91.8 HRA和13.44MPa?m1/2。抗弯强度则在La2O3的含量为1.2 wt.%时达到最大值2359 MPa。（5）通过湿化学法制备了具有核壳结构的W包覆La2O3复合粉体,粉体呈多面体状,颗粒尺寸约100-200 nm。复合粉体经压制成形后,在2200℃下于氩气气氛中烧结2 h获得了La2O3/W复合材料。测试结果表明,随着La2O3含量的增加,烧结后的样品中W晶粒尺寸变小,且微观组织中仍然保留着核壳结构。当La2O3加入量为0.6 wt.%时,烧结块体的相对密度高达96.93%,抗弯强度和洛氏硬度分别为434 MPa和70.3 HRA。
二、难熔钨基合金的研究开发及其产业化方向（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、难熔钨基合金的研究开发及其产业化方向（论文提纲范文）
（1）聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钨及钨合金的性能、制备及应用 |
| 1.2.1 钨及钨合金的性能 |
| 1.2.2 钨及钨合金的制备技术 |
| 1.2.3 钨及钨合金的应用 |
| 1.3 钨及钨合金的强韧化研究 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 纳米强化 |
| 1.3.3 弥散强化 |
| 1.4 钨及钨合金的氢滞留研究 |
| 1.4.1 氢在钨中的行为 |
| 1.4.2 氢与钨中缺陷的相互作用 |
| 1.4.3 氢对钨合金性能的影响 |
| 1.5 本文的研究意义及思路 |
| 1.5.1 需进一步研究的问题 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.5.3 研究思路及内容 |
| 第2章 理论基础 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 第一性原理基础 |
| 2.2.1 薛定谔方程 |
| 2.2.2 波函数解 |
| 2.3 密度泛函理论 |
| 2.3.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.3.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.3.3 交换关联近似 |
| 2.4 VASP软件及计算流程 |
| 第3章 钨及钨铼合金热力学性质 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.2.1 计算设置 |
| 3.2.2 胡克定律计算弹性常数 |
| 3.3 钨及钨铼合金力学性能 |
| 3.3.1 基态性能 |
| 3.3.2 理想强度 |
| 3.3.3 电子结构 |
| 3.4 钨及钨铼合金热力学性质 |
| 3.4.1 理论模型 |
| 3.4.2 热力学性质 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 含氢钨合金力学性能与氢在合金中渗透行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.2.1 计算设置 |
| 4.2.2 理论模型 |
| 4.3 含氢钨合金稳定性与力学性能 |
| 4.3.1 结构稳定性 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.4 氢在钨合金中的固溶 |
| 4.4.1 固溶模型 |
| 4.4.2 氢溶解度 |
| 4.5 氢在钨合金中的渗透 |
| 4.5.1 扩散系数 |
| 4.5.2 氢渗透率 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 氢对钨/铁界面性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法 |
| 5.2.1 计算设置 |
| 5.2.2 界面模型 |
| 5.3 氢在钨/铁界面热力学稳定性 |
| 5.3.1 结合能 |
| 5.3.2 功函数 |
| 5.4 钨/铁界面氢泡产生机制 |
| 5.4.1 氢溶解度 |
| 5.4.2 电子态密度 |
| 5.5 氢对钨/铁界面结合的影响 |
| 5.5.1 界面结合 |
| 5.5.2 电荷密度 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 钨/铁界面结合机理与强化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法 |
| 6.3 合金元素对钨/铁界面结合性能的影响 |
| 6.3.1 界面模型 |
| 6.3.2 热力学稳定性 |
| 6.3.3 分离功与界面能 |
| 6.3.4 断裂韧性 |
| 6.4 钨/铁梯度界面 |
| 6.4.1 界面模型 |
| 6.4.2 梯度界面设计 |
| 6.4.3 电荷转移 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 进一步工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（2）Al2O3颗粒增强W合金的制备、组织结构与力学性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 W合金的概述及面临的问题 |
| 2.2 W合金强韧化研究现状 |
| 2.2.1 形变强化W合金 |
| 2.2.2 固溶强化W合金 |
| 2.2.3 弥散强化W合金 |
| 2.3 增强体掺杂W粉的制备方法 |
| 2.3.1 机械合金化 |
| 2.3.2 共沸蒸馏法 |
| 2.3.3 溶胶凝胶法 |
| 2.3.4 冷冻干燥法 |
| 2.3.5 水热合成法 |
| 2.4 W合金烧结致密化方法 |
| 2.4.1 微波烧结 |
| 2.4.2 热等静压烧结 |
| 2.4.3 放电等离子烧结 |
| 2.4.4 感应烧结 |
| 2.5 W合金组织热稳定性与性能演化的研究现状 |
| 2.6 研究意义与研究内容 |
| 2.6.1 研究意义 |
| 2.6.2 研究内容 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 样品制备 |
| 3.4 差热分析 |
| 3.5 组织结构表征方法 |
| 3.6 力学性能测试方法 |
| 3.6.1 密度 |
| 3.6.2 硬度 |
| 3.6.3 室温压缩 |
| 3.6.4 断裂韧性 |
| 3.6.5 高温压缩与拉伸 |
| 4 W-Al_2O_3复合粉体的制备动力学 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 WO_3前驱体的制备动力学 |
| 4.2.1 溶液pH值对WO_3前驱粉体相组成和组织形貌的影响 |
| 4.2.2 溶液浓度对WO_3前驱粉体相组成和组织形貌的影响 |
| 4.2.3 保温时间对WO_3前驱粉体相组成和组织形貌的影响 |
| 4.2.4 WO_3前驱粉体的细化机制 |
| 4.3 Al_2O_3前驱体的制备 |
| 4.4 W-Al_2O_3复合粉体的制备研究 |
| 4.4.1 复合粉体的煅烧工艺 |
| 4.4.2 复合粉体的氢气还原 |
| 4.4.3 Al_2O_3含量对W-Al_2O_3复合粉体组织形貌的影响 |
| 4.5 Al_2O_3细化复合粉体的机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 烧结工艺对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 W-Al_2O_3复合粉体放电等离子烧结致密化 |
| 5.2.1 烧结温度对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 5.2.2 Al_2O_3含量对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 5.3 W-Al_2O_3复合粉体感应烧结致密化 |
| 5.3.1 烧结态W-Al_2O_3合金的组织结构 |
| 5.3.2 烧结态W-Al_2O_3合金的密度、硬度与压缩性能 |
| 5.3.3 烧结态W-Al_2O_3合金的断裂行为 |
| 5.4 W-Al_2O_3合金致密化与细化的机制 |
| 5.4.1 W-Al_2O_3合金致密化机制 |
| 5.4.2 W-Al_2O_3合金晶粒细化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 烧结态W-Al_2O_3合金的热加工特性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 W-Al_2O_3合金热加工本构方程的建立 |
| 6.2.1 热模拟流变行为 |
| 6.2.2 W-Al_2O_3合金热变形组织演变规律 |
| 6.2.3 本构方程的建立 |
| 6.2.4 本构方程的精度分析 |
| 6.3 W-Al_2O_3合金热加工图的建立 |
| 6.3.1 热加工图建立模型 |
| 6.3.2 热加工图的建立与分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 旋锻工艺对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 旋锻态W-Al_2O_3合金的组织结构 |
| 7.2.1 旋锻态W-Al_2O_3合金的组织形貌 |
| 7.2.2 旋锻态W-Al_2O_3合金的界面精细结构 |
| 7.3 旋锻态W-Al_2O_3合金的密度和硬度 |
| 7.4 旋锻态W-Al_2O_3合金的纳米压痕行为 |
| 7.5 旋锻态W-Al_2O_3合金的断裂行为 |
| 7.6 旋锻态W-Al_2O_3合金的高温拉伸行为 |
| 7.6.1 W-Al_2O_3合金的应力-应变曲线与断口观察 |
| 7.6.2 W-Al_2O_3合金的变形组织 |
| 7.7 W-Al_2O_3合金的强化机制 |
| 7.8 旋锻态W-Al_2O_3合金的组织热稳定性与性能演变 |
| 7.8.1 温度对W-Al_2O_3合金组织热稳定性的影响 |
| 7.8.2 温度对W-Al_2O_3合金硬度与断裂韧性演变的影响 |
| 7.9 本章小结 |
| 8 结论、创新点与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 耐高温材料研究现状 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 难熔金属及其合金 |
| 1.2.3 C/C复合材料 |
| 1.2.4 超高温陶瓷材料 |
| 1.2.5 金属陶瓷复合材料及分类 |
| 1.2.6 超高温难熔金属陶瓷复合材料及研究现状 |
| 1.2.7 耐高温材料制备方法 |
| 1.3 耐高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.3.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.3.2 垃圾焚烧发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.3.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.4 实验材料的选择及其性质 |
| 1.4.1 基体和增强体材料的选择 |
| 1.4.2 铌及其合金的性质 |
| 1.4.3 钼及其合金的性质 |
| 1.4.4 二硼化锆的性质 |
| 1.4.5 碳化硅的性质 |
| 1.5 本文研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 材料制备工艺和原材料 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD物相分析 |
| 2.2.2 SEM观察 |
| 2.2.3 密度测定 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 显微硬度测定 |
| 2.3.2 弹性模量测定 |
| 2.3.3 断裂韧性测定 |
| 2.3.4 常温压缩实验 |
| 2.3.5 高温压缩实验 |
| 2.4 抗氧化性能测试 |
| 第3章 xZrB_2-NbMo复合材料的组织结构及室温力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料的组织结构分析 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM分析 |
| 3.2.3 密度分析 |
| 3.3 复合材料的室温力学性能分析 |
| 3.3.1 显微硬度分析 |
| 3.3.2 常温压缩和弹性模量分析 |
| 3.3.3 断裂韧性分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料的组织结构及室温力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合材料的组织结构分析 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM分析 |
| 4.2.3 密度分析 |
| 4.3 复合材料的室温力学性能分析 |
| 4.3.1 显微硬度分析 |
| 4.3.2 常温压缩和弹性模量分析 |
| 4.3.3 断裂韧性分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbMo复合材料的高温压缩变形行为及强化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 空气气氛下材料的高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.3 高温压缩峰值应力 |
| 5.3.1 高温压缩峰值应力 |
| 5.3.2 ZrB_2含量对峰值应力的影响 |
| 5.3.3 实验温度对峰值应力的影响 |
| 5.4 高温压缩塑性应变 |
| 5.4.1 高温压缩塑性应变 |
| 5.4.2 ZrB_2含量对塑性应变的影响 |
| 5.4.3 实验温度对塑性应变的影响 |
| 5.5 高温压缩后微观组织 |
| 5.6 高温压缩断口的微观形貌和宏观形貌 |
| 5.7 1700℃真空环境下材料的压缩应力-应变曲线 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbMo和x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料的高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbMo复合材料高温氧化行为 |
| 6.2.1 复合材料在700℃的氧化行为 |
| 6.2.2 复合材料在900℃的氧化行为 |
| 6.2.3 复合材料在1100℃的氧化行为 |
| 6.2.4 复合材料在1200℃的氧化行为 |
| 6.2.5 xZrB_2-NbMo复合材料氧化机理分析 |
| 6.3 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料高温氧化行为 |
| 6.3.1 复合材料在700℃的氧化行为 |
| 6.3.2 复合材料在900℃的氧化行为 |
| 6.3.3 复合材料在1100℃的氧化行为 |
| 6.3.4 复合材料在1200℃的氧化行为 |
| 6.3.5 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料氧化机理分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）钨合金选区激光熔化的吸收行为模拟及实验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 激光增材制造技术的分类 |
| 1.2.1 选区激光熔化(SLM) |
| 1.2.2 激光熔化沉积(LMD) |
| 1.3 难熔金属的激光增材制造 |
| 1.3.1 难熔金属的类型及传统成形工艺 |
| 1.3.2 激光增材制造难熔金属的加工难点及研究现状 |
| 1.4 本课题的背景及技术挑战 |
| 1.5 本课题的研究内容 |
| 第二章 基于线迹追踪的激光吸收介观模拟 |
| 2.1 光学理论基础 |
| 2.1.1 光学物理现象 |
| 2.1.2 偏振光学 |
| 2.2 光学定律 |
| 2.2.1 传播守恒定律 |
| 2.2.2 菲涅尔公式 |
| 2.2.3 朗伯比尔定律 |
| 2.3 高斯光源的基本性质 |
| 2.4 多重反射作用 |
| 2.5 数值模拟仿真方法 |
| 2.5.1 线迹追踪原理 |
| 2.5.2 仿真软件操作步骤 |
| 第三章 粉末粒径对纯钨选区激光熔化吸收行为的影响 |
| 3.1 规则分布的粉末层堆垛模型 |
| 3.1.1 规则堆垛模型的建立 |
| 3.1.2 多重反射对纯钨吸收率的影响 |
| 3.1.3 粒径大小对辐照能量的影响 |
| 3.1.4 吸收辐照度的分布 |
| 3.2 随机分布的粉末层堆垛模型 |
| 3.2.1 随机堆垛模型的建立 |
| 3.2.2 堆垛模型对吸收率的影响 |
| 3.2.3 深度方向上辐照分布的变化 |
| 3.2.4 粉末层粒径大小对吸收率的影响 |
| 3.2.5 粉末层粒径大小对辐照分布的影响 |
| 3.3 本章主要结论 |
| 第四章 选区激光熔化纯钨吸收行为调控机理的实验验证 |
| 4.1 SLM成形及表征 |
| 4.1.1 粉末制备 |
| 4.1.2 SLM成形 |
| 4.1.3 实验表征 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 粒径大小对扫描轨迹表面形貌的影响 |
| 4.2.2 粒径大小对扫描轨迹截面几何特征的影响 |
| 4.2.3 粒径大小对多道三维表面形貌的影响 |
| 4.2.4 粒径大小对组织和晶格应变的影响 |
| 4.2.5 粒径大小对晶粒取向的影响 |
| 4.2.6 粒径大小对纯钨性能的影响 |
| 4.3 本章主要结论 |
| 第五章 高比重钨合金的激光吸收行为模拟及选区激光熔化工艺研究 |
| 5.1 钨镍铁复合粉末随机堆垛的吸收行为模拟 |
| 5.1.1 复合粉末随机堆垛模型的建立和模拟仿真 |
| 5.1.2 粒径大小对W-Ni-Fe随机模型吸收率的影响 |
| 5.1.3 粒径大小对W-Ni-Fe随机模型辐照分布的影响 |
| 5.2 选区激光熔化W-Ni-Fe的工艺探索及组织性能调控 |
| 5.2.1 SLM成形及表征 |
| 5.2.2 SLM工艺参数对W-Ni-Fe表面形貌的影响 |
| 5.2.3 SLM工艺参数对W-Ni-Fe致密度的影响 |
| 5.2.4 SLM工艺参数对W-Ni-Fe组织的影响 |
| 5.2.5 SLM工艺参数对W-Ni-Fe性能的影响 |
| 5.3 本章主要结论 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间的研究成果及发表的学术论文 |
（5）高温合金废料中有价金属的浸出方案研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金研究现状 |
| 1.1.1 高温合金的发展 |
| 1.1.2 高温合金的典型分类 |
| 1.1.3 单晶高温合金的发展 |
| 1.2 高温合金中主要可回收元素及应用 |
| 1.3 高温合金回收的意义及面临的问题 |
| 1.4 高温合金回收技术的研究进展 |
| 1.4.1 火法精炼技术 |
| 1.4.2 湿法再生工艺 |
| 1.4.3 火法-湿法结合工艺 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 高温合金中关键金属的浸出行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 试剂及原料 |
| 2.2.2 仪器 |
| 2.2.3 实验过程 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 搅拌速度对关键金属浸出的影响 |
| 2.3.2 浸出时间对关键金属浸出的影响 |
| 2.3.3 HCl用量对关键金属浸出的影响 |
| 2.3.4 HNO_3用量对关键金属浸出的影响 |
| 2.3.5 H_2O_2用量对关键金属浸出的影响 |
| 2.3.6 金属赋存状态研究 |
| 2.3.7 浸出渣成分研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 温度对镍基单晶高温合金在熔融Zn脆化中组织演变的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验材料及仪器 |
| 3.2.2 Zn-Ni二元相图 |
| 3.2.3 实验方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 温度对Zn与高温合金反应后形貌的影响 |
| 3.3.2 700℃试样的组织演变过程研究 |
| 3.3.3 900℃试样的组织演变过程研究 |
| 3.3.4 1100℃试样的组织演变过程研究 |
| 3.3.5 1200℃试样的组织演变过程研究 |
| 3.3.6 不同反应温度下微观结构演变过程的研究 |
| 3.3.7 高温合金脆化机理研究 |
| 3.3.8 不同反应温度试样的力学性能测试 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 保温时间对镍基单晶高温合金在熔融Zn脆化中组织演变的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验材料及仪器 |
| 4.2.2 实验方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 保温时间对Zn与高温合金反应后形貌的影响 |
| 4.3.2 保温2h后试样的组织演变过程研究 |
| 4.3.3 保温4h后试样的组织演变过程研究 |
| 4.3.4 保温8h后试样的组织演变过程研究 |
| 4.3.5 保温10h后试样的组织演变过程研究 |
| 4.3.6 不同保温时间试样的微观结构演变过程研究 |
| 4.3.7 不同保温时间试样的力学性能测试 |
| 4.4 本章小结 |
| 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 |
（6）超细晶钨合金（W-Ni-Fe）材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钨合金的发展及应用 |
| 1.3 钨合金粉末制备技术 |
| 1.3.1 机械合金化 |
| 1.3.2 喷雾干燥法 |
| 1.3.3 溶胶-凝胶法 |
| 1.3.4 冷凝干燥法 |
| 1.4 钨合金粉末固结成型技术 |
| 1.4.1 粉末注射成型技术 |
| 1.4.2 瞬时液相烧结与两步烧结技术 |
| 1.4.3 微波烧结 |
| 1.4.4 放电等离子烧结 |
| 1.5 本文的研究目的、意义及主要内容 |
| 1.5.1 研究的目的、意义 |
| 1.5.2 主要内容 |
| 第2章 实验方案及研究方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验所需仪器设备与参数 |
| 2.3 实验方案及技术路线 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.5 材料组织结构表征 |
| 第3章 亚微米粉体烧结制备93W-5.6Ni-1.4Fe合金 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 亚微米复合粉体的制备 |
| 3.3 放电等离子烧结制备93W-5.6Ni-1.4Fe合金 |
| 3.3.1 烧结温度对93W-5.6Ni-1.4Fe合金的影响 |
| 3.3.2 保温时间对93W-5.6Ni-1.4Fe合金的影响 |
| 3.3.3 外加压力对93W-5.6Ni-1.4Fe合金的影响 |
| 3.3.4 升温速率对93W-5.6Ni-1.4Fe合金的影响 |
| 3.4 93W-5.6Ni-1.4Fe合金的SPS致密化行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 纳米粉体烧结制备93W-5.6Ni-1.4Fe合金 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 机械合金化制备纳米原料粉体 |
| 4.2.1 纳米原料粉体的制备 |
| 4.2.2 纳米复合粉体的表征 |
| 4.3 放电等离子烧结制备93W-5.6Ni-1.4Fe合金 |
| 4.3.1 烧结温度对93W-5.6Ni-1.4Fe合金的影响 |
| 4.3.2 93W-5.6Ni-1.4Fe合金的致密化行为 |
| 4.4 93W-5.6Ni-1.4Fe合金的强度分析 |
| 4.5 93W-5.6Ni-1.4Fe合金的TEM分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 粉体粒径及钨含量对合成W-Ni-Fe合金的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微米粉体烧结制备93W-5.6Ni-1.4Fe合金 |
| 5.2.1 烧结温度对93W-5.6Ni-1.4Fe合金的影响 |
| 5.2.2 原料粒径尺寸对钨合金性能的影响 |
| 5.3 钨含量对合成W-Ni-Fe合金的影响 |
| 5.3.1 90、93、95W合金的烧结制备 |
| 5.3.2 90、93、95W合金的显微形貌分析 |
| 5.3.3 晶粒生长及力学性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 硕士期间的主要研究成果 |
（7）Fe（Ni）SiB（PC）系高Bs非晶软磁合金开发及工艺性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 非晶软磁合金简介 |
| 1.1.1 非晶合金的结构特征 |
| 1.1.2 非晶软磁合金的性能 |
| 1.1.3 非晶软磁合金的制备工艺 |
| 1.1.4 非晶软磁合金的发展历程 |
| 1.2 非晶软磁合金的形成和性能影响机理 |
| 1.2.1 非晶软磁合金的结构模型 |
| 1.2.2 非晶合金的形成条件 |
| 1.2.3 非晶软磁合金的缺陷对软磁性能的影响机理 |
| 1.3 非晶软磁合金的成分设计准则和形成能力判据 |
| 1.3.1 非晶合金的成分设计准则 |
| 1.3.2 非晶形成能力判据 |
| 1.3.3 非晶形成能力判据在非晶软磁合金设计中的应用 |
| 1.4 铁基非晶合金的研究现状及存在的问题 |
| 1.4.1 磁学性能 |
| 1.4.2 热稳定性 |
| 1.4.3 应力敏感性 |
| 1.4.4 磁致伸缩系数 |
| 1.4.5 杂质敏感性 |
| 1.4.6 加工性能 |
| 1.4.7 抗氧化性 |
| 1.5 研究内容 |
| 1.5.1 问题的提出 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验流程及技术路线 |
| 2.2 样品的制备 |
| 2.2.1 母合金的制备 |
| 2.2.2 非晶合金的制备 |
| 2.3 样品结构的表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 X射线光电子谱仪分析 |
| 2.4 样品磁畴结构的表征 |
| 2.5 样品性能的测试 |
| 2.5.1 热力学参数的测量和热处理 |
| 2.5.2 磁性能测试 |
| 2.5.3 耐腐蚀性能测试 |
| 第3章 高Bs非晶合金的工艺性及熔体净化工艺研究 |
| 3.1 合金体系的选择及对工艺性的影响 |
| 3.1.1 合金体系的选择 |
| 3.1.2 工艺性评价 |
| 3.2 类金属元素含量对工艺性的影响 |
| 3.2.1 类金属元素含量对FeBSiPC系合金工艺性的影响 |
| 3.2.2 P含量对Fe Si BP系合金非晶形成能力和晶化行为的影响 |
| 3.3 杂质对表面晶化行为的影响 |
| 3.4 熔体净化工艺研究 |
| 3.4.1 熔体净化工艺选择 |
| 3.4.2 熔体净化对非晶形成能力的影响 |
| 3.4.3 熔体净化对磁性能的影响 |
| 3.4.4 熔体净化的作用机制研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 FeNi基非晶合金的开发及性能研究 |
| 4.1 FeNi基非晶合金的优点 |
| 4.2 FeNi基非晶合金的成分设计 |
| 4.2.1 常用添加元素对FeNi非晶合金的性能的影响 |
| 4.2.2 合金体系及基础成分的选择 |
| 4.3 FeNiBSiP系非晶合金的熔化和晶化行为 |
| 4.4 FeNiBSiP系非晶合金的磁性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Fe(Ni)BSiPC系高Bs非晶合金的氧化和腐蚀行为 |
| 5.1 FeBSiP系非晶合金的氧化行为研究 |
| 5.1.1 P元素含量对氧化行为的影响 |
| 5.1.2 表面氧化对磁性能的影响 |
| 5.2 FeBSiP系非晶合金氧化层的还原回春行为 |
| 5.2.1 含氢还原气氛热处理对非晶合金表面氧化层的影响 |
| 5.2.2 表面还原回春处理对磁性能的影响 |
| 5.3 Ni对氧化和腐蚀行为的影响研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（8）多向压缩变形钨微观结构及热-力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 难熔金属钨的概述 |
| 1.2.1 钨的基本性质与工程应用 |
| 1.2.2 钨的脆性行为 |
| 1.2.3 改善纯钨性能的途径及研究现状 |
| 1.3 金属相变及热学基础 |
| 1.3.1 金属相变 |
| 1.3.2 热学性能 |
| 1.4 大塑性变形工艺介绍 |
| 1.4.1 等径角工艺 |
| 1.4.2 多向压缩工艺 |
| 1.5 课题来源、研究内容及意义 |
| 1.5.1 课题来源 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 研究意义 |
| 1.6 本章小结 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验模具、设备及实验方案 |
| 2.2.1 实验模具 |
| 2.2.2 实验辅助设备 |
| 2.2.3 实验方案 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.3.3 透射电镜观察 |
| 2.3.4 显微硬度测试 |
| 2.3.5 热扩散测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 纯钨多向压缩微观组织演化 |
| 3.1 变形前后金相显微组织 |
| 3.1.1 初始试样金相组织 |
| 3.1.2 变形试样金相组织 |
| 3.2 变形组织TEM观察 |
| 3.2.1 晶粒形貌观察 |
| 3.2.2 晶界形貌观察 |
| 3.3 变形组织微观亚结构分析 |
| 3.3.1 纯钨组织的XRD图谱 |
| 3.3.2 微晶尺寸及位错密度 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 MDC变形纯钨相结构转变 |
| 4.1 纯钨相转变表征 |
| 4.2 相变点阵模型与理论 |
| 4.2.1 原子点阵模型构建 |
| 4.2.2 纯钨相变理论基础 |
| 4.3 相结构转变讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 多向压缩变形对纯钨性能的影响 |
| 5.1 MDC变形纯钨室温性能分析 |
| 5.2 热扩散性能分析 |
| 5.2.1 MDC变形对纯钨热扩散系数的影响 |
| 5.2.2 相变对纯钨热扩散系数的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（9）纯钨闭塞式双等通道转角镦挤实验及组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钨材料的概述及研究现状 |
| 1.2.1 钨的性质和应用 |
| 1.2.2 钨的塑性变形研究 |
| 1.2.3 钨及其合金的研究现状分析 |
| 1.3 大塑性变形工艺 |
| 1.3.1 ECAP工艺研究现状 |
| 1.3.2 纯钨ECAP变形研究现状 |
| 1.4 O-DECAP工艺简介 |
| 1.4.1 O-DECAP工艺 |
| 1.4.2 O-DECAP工艺研究现状 |
| 1.5 钨相变研究现状 |
| 1.6 课题来源、研究内容及意义 |
| 1.6.1 课题来源 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 研究意义 |
| 1.7 本章小结 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验模具及设备 |
| 2.2.1 实验模具 |
| 2.2.2 压力设备 |
| 2.2.3 加热设备 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 透射电镜观察 |
| 2.4.3 X射线衍射分析 |
| 2.4.4 EBSD分析 |
| 2.4.5 显微硬度测量 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 有限元分析及物理实验 |
| 3.1 建立有限元模型及其参数 |
| 3.2 温度参数选择 |
| 3.2.1 载荷分析 |
| 3.2.2 模具应力分析 |
| 3.2.3 试样损伤分析 |
| 3.3 单道次O-DECAP变形行为 |
| 3.3.1 试样等效应变分布 |
| 3.3.2 试样变形区域分析 |
| 3.3.3 简单剪切变形分析 |
| 3.3.4 应变分布均匀性分析 |
| 3.4 多道次变形分析 |
| 3.4.1 多道次应变分布均匀性分析 |
| 3.4.2 多道次应变均匀性分析 |
| 3.4.3 变形试样不同区域转变分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 纯钨O-DECAP微观组织演化 |
| 4.1 变形前后金相组织形貌 |
| 4.1.1 初始试样金相组织 |
| 4.1.2 变形后试样金相组织 |
| 4.2 纯钨O-DECAP变形微观结构演化 |
| 4.2.1 晶粒形貌与尺寸 |
| 4.2.2 TEM微观结构测试 |
| 4.3 变形后组织取向分析 |
| 4.3.1 组织取向分布图 |
| 4.3.2 正极图与反极图 |
| 4.3.3 晶体取向分布 |
| 4.4 XRD测试分析 |
| 4.4.1 纯钨变形后晶体结构分析 |
| 4.4.2 微观应变及微晶尺寸 |
| 4.4.3 变形前后组织位错密度 |
| 4.5 晶界变化分析 |
| 4.5.1 晶界角度 |
| 4.5.2 晶界形貌 |
| 4.6 显微硬度分析 |
| 4.6.1 变形前后组织的硬度 |
| 4.6.2 组织硬度均匀性分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 纯钨O-DECAP变形相变分析 |
| 5.1 变形前后钨相态的标定 |
| 5.2 相变分析 |
| 5.2.1 纯钨的晶胞结构 |
| 5.2.2 相变方式 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 展望 |
| 引用文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（10）特殊组成与结构硬质合金及钨基材料的制备和组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 硬质合金概述 |
| 1.1.1 硬质合金的组成及性能特点 |
| 1.1.2 硬质合金的分类 |
| 1.1.3 硬质合金的发展历史 |
| 1.1.4 硬质合金的生产工艺 |
| 1.1.5 硬质合金的应用 |
| 1.1.6 硬质合金的发展趋势 |
| 1.2 超细及纳米晶硬质合金 |
| 1.2.1 概述 |
| 1.2.2 超细及纳米晶硬质合金原料粉体的制备 |
| 1.2.3 超细及纳米晶硬质合金的烧结 |
| 1.2.4 超细及纳米晶硬质合金中晶粒长大抑制剂的应用 |
| 1.2.5 超细及纳米晶硬质合金的应用 |
| 1.3 硬质合金粘结相的改进 |
| 1.3.1 概述 |
| 1.3.2 镍和铁用作硬质合金粘结相 |
| 1.3.3 铜用作硬质合金粘结相 |
| 1.3.4 金属间化合物用作硬质合金粘结相 |
| 1.4 梯度硬质合金 |
| 1.4.1 概述 |
| 1.4.2 梯度硬质合金的制备方法 |
| 1.4.3 梯度硬质合金的应用 |
| 1.5 稀土元素掺杂硬质合金 |
| 1.5.1 概述 |
| 1.5.2 稀土元素掺杂硬质合金的制备方法 |
| 1.5.3 稀土元素掺杂硬质合金的强化机理 |
| 1.6 稀土氧化物掺杂钨基材料 |
| 1.6.1 概述 |
| 1.6.2 稀土氧化物掺杂钨基材料制备 |
| 1.6.3 稀土氧化物掺杂钨基材料的强化机理 |
| 1.7 本论文的研究目的及主要研究内容 |
| 第二章 微波烧结制备WC-10Co超细晶硬质合金的研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 原料及仪器设备 |
| 2.2.2 材料的制备 |
| 2.2.3 测试与分析 |
| 2.3 实验结果与分析 |
| 2.3.1 粉体的表征 |
| 2.3.2 烧结温度对WC-10Co硬质合金组织性能的影响 |
| 2.3.3 WC-10Co硬质合金粘结相组成以及微观界面结构 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 WC-10(Co/Cu)超细晶硬质合金的制备和组织性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 原料及仪器设备 |
| 3.2.2 材料的制备 |
| 3.2.3 组织性能测试与分析 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 粉体的表征 |
| 3.3.2 烧结致密化及烧结体的显微组织分析 |
| 3.3.3 Cu添加对WC-10(Co/Cu)硬质合金力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 具有Co成分和WC晶粒尺寸双重梯度结构的WC-Co硬质合金的研制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 原料及仪器设备 |
| 4.2.2 材料的制备 |
| 4.2.3 组织性能测试与分析 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 粉体的表征 |
| 4.3.2 WC-Co梯度硬质合金的烧结致密化 |
| 4.3.3 烧结体的显微组织结构和演化过程 |
| 4.3.4 WC-Co梯度硬质合金的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 La_2O_3 掺杂超细晶WC-10Co硬质合金的研制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.2.1 原料及仪器设备 |
| 5.2.2 材料的制备 |
| 5.2.3 组织性能测试与分析 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 粉体的表征 |
| 5.3.2 烧结体的烧结致密化过程及显微组织 |
| 5.3.3 La_2O_3 在烧结体中的分布以及界面关系 |
| 5.3.4 La_2O_3 /WC-10Co硬质合金力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 La_2O_3 掺杂W基复合材料的制备和组织性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.2.1 原料及仪器设备 |
| 6.2.2 La_2O_3 /W复合材料的制备 |
| 6.2.3 组织性能测试与分析 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 粉体的表征 |
| 6.3.2 烧结体的显微组织演变及烧结致密化分析 |
| 6.3.3 La_2O_3 /W复合材料烧结体的力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的学术活动及成果情况 |
四、难熔钨基合金的研究开发及其产业化方向（论文参考文献）
- [1]聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究[D]. 王芊. 南昌大学, 2021(02)
- [2]Al2O3颗粒增强W合金的制备、组织结构与力学性能[D]. 王长记. 北京科技大学, 2021(02)
- [3]耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究[D]. 王琦. 华北电力大学(北京), 2020(06)
- [4]钨合金选区激光熔化的吸收行为模拟及实验研究[D]. 章佳窈. 南京航空航天大学, 2020(07)
- [5]高温合金废料中有价金属的浸出方案研究[D]. 陈长军. 兰州理工大学, 2020(12)
- [6]超细晶钨合金（W-Ni-Fe）材料的制备与性能研究[D]. 张金刚. 武汉理工大学, 2020(08)
- [7]Fe（Ni）SiB（PC）系高Bs非晶软磁合金开发及工艺性研究[D]. 庞靖. 沈阳工业大学, 2019(01)
- [8]多向压缩变形钨微观结构及热-力学性能研究[D]. 吴涛. 合肥工业大学, 2019(02)
- [9]纯钨闭塞式双等通道转角镦挤实验及组织性能研究[D]. 段自豪. 合肥工业大学, 2019(02)
- [10]特殊组成与结构硬质合金及钨基材料的制备和组织性能研究[D]. 李剑峰. 合肥工业大学, 2019(01)