一、等静压金属铍材热常数测试（论文文献综述）
占浩[1]（2021）在《Sr(Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2)O3-x高熵陶瓷的制备及热物理性能的研究》文中提出针对传统YSZ材料在高于1200℃长期服役会发生烧结和相变、涂层表面产生剥落这一问题,寻求一种具有良好热物理性能的新型陶瓷作为热障涂层候选材料是当前研究领域的热点之一。研究发现双稀土改性的SrZrO3陶瓷具有较低的热导率同时在高温下表现出优异的抗烧结和相稳定性。本文以传统钙钛矿型结构的SrZrO3材料为研究基础,通过固相反应法成功制备出了六种B位五组元等摩尔比的高熵钙钛矿结构陶瓷,其化学式为Sr（Z1r0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2）O3-x（Me=Y,Gd,Ti,Sn,Nb,Ta）。对陶瓷块材的物相组成进行了 XRD分析,使用SEM和EDS对陶瓷块材的显微结构和成分进行了研究;通过激光导热仪对陶瓷的热扩散系数进行了测量,并计算了其在室温至1400℃ 下的热导率;使用高温热膨胀仪对陶瓷的热膨胀系数进行了测定,探究其与涂层基体材料的热膨胀系数匹配性是否良好;利用同步热分析技术对陶瓷进行了 TG-DSC分析处理,研究其在高温过程中的相稳定性。分析了不同元素、价态以及离子半径对形成熵稳定结构的影响,以及第二相的出现对陶瓷力学性能和热物理性能的影响。研究结果表明,利用固相法合成出的高熵陶瓷主要为立方相结构,并含有少量第二相,主要为萤石结构的稀土氧化物固溶体。由于SrO的饱和蒸汽压比ZrO2和其他稀土氧化物高,因此在制备陶瓷粉体的过程中SrO的挥发量较大,导致制备态陶瓷中出现第二相并发生成分偏析。通过XRD和EDS能谱发现,大多数组分的陶瓷均出现了少量的第二相,其中Sr（Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2）O3-x（Me=Y,Gd,Ti,Nb）陶瓷的第二相依次为 Sr（Y0.55Yb0.45）O2.5、Sr（Gd0.55Yb0.45）O2.5、Yb0.4Ce0.6O1.8、Yb0.1Ce0.9O1.95,而陶瓷Sr（Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2）O3-x（Me=Sn,Ta）无第二相出现。各种成分的陶瓷热导率随温度变化规律相似,在室温至800℃低温段下随温度逐渐降低,当温度继续升高时,热导率逐渐增大。在1000℃下测得 Sr（Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2）O3-x（Me=Y,Gd,Ti,Sn,Nb,Ta）高熵陶瓷的热导率依次为1.30W·m-1·K-1、1.28W·m-1·K-1、1.30 W·m-1·K-1、1.37 W·m-1·K-1、1.16 W·m-1·K-1 和 1.30 W·m-1·K-1,远低于 SrZrO3（1.96 W·m-1·K-1,1000℃）和 YSZ（2.12W·m-1·K-1,1000℃）。在 1300℃温度范围测得Sr（Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2）O3-x（Me=Y,Gd,Ti,Sn,Nb,Ta）陶瓷的热膨胀系数依次为 14.0×10-6·K-1、15.9×10-6·K-1、12.8×10-6·K-1、13.1 × 10-6·K-1、14.6× 10-6·K-1和 14.4×10-6·K-1,较SrZrO3(10.g×10-6·K-1,1000℃明显提高。此外,通过TG-DSC发现陶瓷在600-1400℃范围内均未发生相变,并且分别在1400℃下高温循环热处理100 h、200 h和300 h后较制备态陶瓷无明显相结构变化,随着热处理时间的增加,陶瓷的相组成及相含量保持不变。对陶瓷的力学性能进行分析后发现,其致密度最高可达98.3%（Me=Ta）;测得其维氏硬度最小为 4.14±0.11 GPa（Me=Nb）,最大为 7.64±0.26 GPa（Me=Ti）;断裂韧性最低为 1.12±0.14 MPa·m1/2（Me=Gd）,最高为 2.01±0.04 MPa m1/2（Me=Ti）,较 SrZrO3 陶瓷（87.7%,3.04±0.11 GPa,1.27±0.14 MPa·m1/2）有着不同程度的提升。综合陶瓷的热导率、热膨胀系数、力学性能、第二相含量以及高温热稳定性等因素,不难发现 Sr（Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2）O3-x（Me=Y,Gd,Sn,Nb,Ta）新型钙钛矿结构的高熵陶瓷作为潜在的热障涂层材料有着十分广阔的应用前景。
王旭磊[2]（2021）在《液相硅熔渗制备金刚石/碳化硅复合材料及性能研究》文中研究表明金刚石/碳化硅复合材料具有热导率高、热膨胀系数低、半导体性能优异和密度低等优异的综合性能,适用于电子封装材料。本文针对无压渗硅制备金刚石/碳化硅复合材料尺寸不稳定和金刚石易石墨化等不足,重点对气相硅渗透和液相硅熔渗工艺进行优化,探究了复合材料多孔坯体的裂解特性,研究了金刚石含量和表面镀覆碳化硅对复合材料组织结构、热物理性能以及力学性能的影响,揭示了无压硅熔渗的过程机理和复合材料致密化机理。通过课题研究,解决了样品尺寸不稳定和金刚石易石墨化的难题,为复合材料在电子封装领域的应用奠定了基础,主要研究结果如下:（1）研究了金刚石/碳化硅复合材料多孔坯体的组织结构和物理性能,分析了坯体裂解纳米线的生长机理。结果表明:复合材料多孔坯体热解的过程中生成了 3C-SiC轴纳米线,直径约为15～35 nm。酚醛树脂裂解生成的多孔聚并苯和裂解气氛中残留的氧气促进了碳化硅的形成和纳米线的定向生长。金刚石颗粒间纳米线减小了多孔坯体的中值孔径,多孔聚并苯增加了多孔坯体的孔隙率,有利于后续硅熔渗致密化多孔坯体。（2）开展了气相硅渗透和液相硅熔渗的工艺优化研究。通过模具设计和工艺参数优化,气相硅渗透制备了金刚石/碳化硅复合材料,样品热导率为532.7 W/（m·K）,热膨胀系数为2.58ppm/K,密度为3.18 g/cm3。液相硅熔渗的模具设计和新型硅渗料的开发保证了样品的表面质量和尺寸稳定性,为近净成形奠定了基础。对比气相硅渗透,液相硅熔渗具有工艺稳定和样品尺寸可控等优点。液相硅熔渗制备的样品热导率为600.4 W/（m·K）,热膨胀系数为3.28 ppm/K,密度为3.23 g/cm3,相对密度达到99%以上。液相硅熔渗有效的控制了金刚石的石墨化程度,提高了复合材料的热导率。（3）研究了复合材料的组织结构以及无压硅熔渗的过程机理和复合材料致密化机理。结果表明:复合材料微观组织分布均匀,金刚石没有发生石墨化转变。金刚石表面侵蚀区存在纳米碳化硅。不同碳硅比影响碳化硅的形貌。液相硅熔渗制备复合材料的过程包含“气-液”混合渗。揭示了复合材料致密化机理可以分为三部分:1、金刚石表面的硅碳反应;2、碳化硅纳米线的形成;3、硅毛细作用填充。金刚石表面腐蚀区域存在纳米碳化硅相,与金刚石具有一定的取向关系。（4）研究了金刚石含量和表面改性对复合材料热物理性能的影响。结果表明:随着金刚石含量的增加,复合材料的热导率先增加后降低。当金刚石体积分数为60%时,复合材料的热导率达到最大值,镀碳化硅金刚石/碳化硅复合材料的热导率为545.9 W/（m·K）,未镀覆金刚石增强复合材料的热导率为581.8W/（m·K）。液相硅熔渗制备的复合材料中碳化硅三维网状结构形成了热传导的优先路径,复合材料热导率实验值略高于H-J模型和DEM模型预测值。复合材料热膨胀系数随温度升高逐渐增大,测试温度范围内,复合材料的热膨胀系数为1.0～3.25 ppm/K,能很好的与硅材料相匹配。复合材料热膨胀系数实验值与Kerner模型的上限值接近。（5）研究了金刚石含量和表面改性对复合材料弯曲强度的影响,对比分析了典型复合材料的性能优劣。金刚石镀覆改性后复合材料的弯曲强度提高了16.9%（Dia.60 vol.%）。当增强相含量为60 vol.%时,金刚石/碳化硅复合材料的弯曲强度达到了 407.56 MPa,是球形石墨/铜复合材料的1.24倍,是金刚石/铜复合材料的2.37倍。液相硅熔渗制备的金刚石/碳化硅复合材料弯曲强度均在200 MPa以上,能满足电子封装材料对弯曲强度的要求。建立了液相硅熔渗制备金刚石/碳化硅复合材料的工艺路线,液相硅熔渗具有设备要求低、易于控制、稳定性好和成本低等优点,能够制备性能优异的金刚石/碳化硅复合材料,具有优异性能的金刚石/碳化硅复合材料适用于电子封装材料。
郭慧倩[3]（2021）在《中高温相变储热介质物性与斜温层传热特性研究》文中认为基于相变材料的相变储热技术是平衡可再生能源及工业余热利用过程中能源供应与需求关系,实现能量合理高效配置的有效手段。为满足中高温相变储热系统的需求,选取相变潜热较高、过冷度低的LiNO3-NaNO3二元盐作为相变材料,选取化学稳定性较好、导热性能优异及成本较低的膨胀石墨（EG）作为改善材料导热性能的手段,对LiNO3/NaNO3-EG复合材料的热物性及循环稳定性等方面进行研究;针对提高热电联产机组调峰能力的需求,配置斜温层相变胶囊级联式储热系统,对其单独储/放热过程和循环储/放热过程的动态特性进行分析。论文的主要工作及获得的研究成果如下。制备新型LiNO3/NaNO3-EG复合相变材料,通过多种实验手段对复合材料的微观形貌、相变特性及导热性能等物性进行测量及分析。结果表明,采用熔融浸润法制备的复合材料,LiNO3/NaNO3二元共晶盐成功地分散于EG的孔隙和蜂窝状结构中,复合材料起始熔融温度与LiNO3/NaNO3二元共晶盐差别较小,但EG的加入提高了复合材料的起始凝固温度,有效改善材料体系的过冷现象;复合材料的熔融相变潜热在216.1-248.2J/g范围内,凝固相变潜热在207.4-239.9 J/g范围内,具有较高的相变潜热;复合材料的导热性能由于EG的加入得到大幅度提升,随着EG质量分数的增加,复合材料的热扩散率最高达到3.287 mm2/s;EG的加入使复合材料内部形成了局部的导热链或导热网,增强了材料体系的导热性能,同时复合材料的测量热扩散率及计算热导率均随测量温度的升高而下降。对LiNO3/NaNO3-EG复合相变材料热循环后相变温度、相变潜热、热扩散率等物性变化,以及微观结构和兼容性进行测量及分析。结果表明,复合材料在同步热分析中进行短期熔融/凝固热循环过程中质量损失变化幅度较小,热循环稳定性良好;复合材料经历长期热循环后,起始熔融温度及凝固温度均有一定程度的变化,即复合材料的相变过程在经历热循环后推迟发生;同时复合材料的相变潜热也在热循环过程后发生一定程度的衰减,其中各组复合材料相变潜热最大降幅为5.65%;复合材料经历热循环后的导热性能也有不同程度的下降,热循环后热扩散率在各个温度测量点下,较未循环时平均降幅为11.15%-48.39%;通过对热循环后复合材料的SEM图像分析可知,材料体系内部产生的气孔和空洞是其导热性能下降的主要原因;同时通过对复合材料热循环后的XRD谱图分析可知,EG与共晶盐之间有较好的相容性。建立斜温层相变胶囊级联式储热系统一维混合扩散中心对称模型。研究系统单独储/放热过程和循环储/放热过程的动态性能,对比单一相变储热罐和三级级联相变储热罐的特性差异,讨论级联相变储热罐各相变材料占比和逆斯特藩数对储/放热过程的罐内温度分布、储放热量及容量利用率的影响。对于单独储/放热过程,使用PCM70、PCM50和PCM40的级联相变材料储热罐性能介于单一相变材料储热罐最优与最差性能之间:单一 PCM70储热罐性能最佳,其次为级联相变储热罐;对于级联相变储热罐,在相变材料总量不变的情况下,各组相变材料的占比对单独储/放热过程中的储/放热量影响较大。循环储/放热过程中提高PCM70的占比则会增加储/放热过程用时,并有效提升储/放热阶段的有效储热量及放热量;逆斯特藩数对级联相变储热循环运行过程特性有明显影响,其中底层相变材料的逆斯特藩数对储/放热过程的总效率影响最大。
徐文飞[4]（2021）在《放电等离子烧结法（SPS）制备与修复W-10Ti合金靶材》文中指出由于W-10Ti薄膜可以有效阻止Cu互连线向Si或Si O2基片扩散,且与芯片的附着性好,在集成电路领域得到了广泛的应用。W-10Ti薄膜通常由磁控溅射方法制备,薄膜质量受控于W-10Ti合金靶材的质量。通过研究放电等离子烧结（SPS）工艺对合金组织结构、力学性能、物理性能以及溅射镀膜性能的影响,本工作制备和修复了密度高、纯度高、组织均匀、富Ti相含量少的W-10Ti靶材。主要结论如下:（1）利用3D扫描仪对大尺寸商用的W-10Ti新靶及其废靶开展三维尺寸表征,获得其几何形状的数字化模型。对新靶及废靶不同位置的维氏硬度、密度、热导率等性能进行检测,并借助XRD,SEM和EDS等手段表征样品的微观组织形貌,物相组成,晶粒尺寸和富Ti相含量,构建了W-10Ti靶材的性能指标库;（2）研究了SPS烧结温度和保温时间对W-10Ti靶材各项指标的影响。工艺参数设置为:烧结温度1400-1700℃,保温时间0-30 min,轴向压力30 MPa,升温速率90-100℃/min。W-10Ti靶材主要由β-W（Ti）相和少量的β-Ti（W）相组成。富Ti相含量随着烧结温度的升高而减少,1600℃时,含量最低;随着保温时间的延长,富Ti相含量先减少后增加,在15 min时获得最小值,为3.04±0.65%。密度随烧结温度升高而增大,随保温时间增加先增大,后保持平缓甚至略有减小,阈值为15 min。维氏硬度随工艺参数的变化并不敏感,在1 kg N下保持在575.80-618.08。热导率随烧结温度升高而降低,随保温时间的延长先降低后升高,1600℃,保温15 min时达到最小值。晶粒尺寸统计结果表明,在较低温度时（1400-1500℃）,晶粒长大不明显,较高温度时（1600-1700℃）,晶粒明显长大。计算的晶粒长大指数n=2,表明在1400-1700℃范围内,SPS烧结W-10Ti粉末的晶粒长大机制为晶界扩散。计算得到的晶粒生长活化能Q为57.48±8.42 k J mol-1（5min）,49.21±10.91 k J mol-1（15min）和61.46±8.17 k J mol-1（30min）。根据各项组织性能的实验结果,确定最佳的烧结温度为1600℃,保温时间为15 min,这也为后续靶材的修复提供工艺指导。（3）利用SPS法成功修复了Φ25 mm,Φ50 mm和Φ75 mm三个尺寸的W-10Ti合金靶材。三种尺寸靶材的检测结果均表明,修复靶中心和边缘位置的组织均匀,性能稳定;同时,与废靶相比,其富Ti相含量大幅降低,硬度、密度、晶粒尺寸增加,热导率下降。与原靶的溅射薄膜相比,修复靶的薄膜表面更光滑,裂纹更少,颗粒尺寸相当,且无悬浮颗粒,能够达到使用标准。
赵世丰[5]（2021）在《室温下多晶铍的宏观拉伸及微纳压入力学行为研究》文中研究表明多晶铍（即金属铍）因其优异的原子性能,以及密度低、熔点高、尺寸稳定性好、比刚度、比强度大等显着优点,在核能、航空航天、光学、高能物理等工程领域有着极为重要的应用。目前对于铍力学问题的研究,多集中于断裂性能分析,而对其力学行为的关注较少。本文将从宏观、微观两个尺度,研究其在室温下受载变形行为的本构特征。具体工作如下:宏观单轴拉伸过程:（1）对多晶铍进行单轴拉伸试验,在不同预应变位置进行卸载加载,获得应力应变曲线。进而获得各预应变处的塑性应变和弹性应变信息,弹性模量信息,应变滞回信息;对多晶铍进行单轴拉伸试验,获得屈服阶段长度与屈服应力之间相关性的信息。（2）基于弹性模量不变假设,建立多晶铍强化阶段线性函数形式本构方程及能量方程;考虑弹性模量随变形的演化规律,建立多晶铍强化阶段二次函数形式本构方程及能量方程;基于割线模量（σ/ε）的演化规律,建立多晶铍强化阶段幂函数形式本构方程及能量方程。通过与实测数据比较,对三种形式本构方程的描述效能进行了评估。（3）计算滞回过程的能量变化规律,获得塑性能与弹性能的比例关系。纳米压入过程:（4）对多晶铍表面进行纳米压痕试验,获得在6000-20000μN间8种最大载荷下的力位移（P-h）曲线。进而获得各压痕点的接触深度、弹性模量、硬度等信息。（5）建立纳米压入加载过程的幂函数形式的本构方程;确定残余深度,建立纳米压入卸载过程的幂函数形式的本构方程;进而确定纳米压入加载-卸载全过程能量随最大载荷的变化规律,获得塑性能与弹性能的比例关系。结论:宏观单轴拉伸过程:（1）对单轴拉伸过程,塑性应变与总应变之间具有显着的、普适性的线性关系（斜率和截距分别为0.9698、0.1652）;弹性模量在强化阶段与总应变之间也呈线性关系。等效塑性应变（不考虑弹性模量变化）与总应变呈线性关系,各试样斜率值基本相同（约为0.97）,截距值大致为屈服应变负值;割线模量与参考弹性模量的比值与总应变呈幂指数关系,其指数在0.95左右,其系数与屈服应变大致相同。屈服阶段长度与屈服应力呈正相关。（2）线性本构方程便于计算,但误差较大,预测值普遍小于试验值;二次本构方程精度最高,但材料屈服阶段长度与强化阶段长度比值较大时,精度会下降;幂指数本构方程在数学上较易处理,但预测值普遍大于试验值。（3）滞回环中的弹性能和塑性能呈分段线性相关,以屈服阶段与强化阶段界点分段,强化阶段斜率要大于屈服阶段斜率。纳米压入过程:（4）幂函数能够很好地实现对纳米压入加载曲线和卸载过程本构特征的描述。（5）弹性能与塑性能和总能量都呈现出良好的比例关系,塑性能分别与总能量、最大荷载和残余压深的乘积存在普适性的比例关系（比例系数分别为0.7032、0.4099）;残余压深与最大压深同样存在普适性的比例关系（比例系数为0.6593）。
瞿宁[6]（2020）在《金属铍的尺寸稳定性机理研究》文中进行了进一步梳理金属铍以优异的物理性质在精度要求极高的惯性领域仪表级结构材料中占有重要地位。本文以国产牌号铍材Be-1为研究对象,采用透射电镜微观组织观察与第一性原理模拟计算相结合的方式,研究了铍材中杂质相BeO和Be-Fe相的弹性性质和电子性质,及其对铍材稳定性的影响。使用立式热膨胀仪测试恒温时效和冷热循环条件下的尺寸变化规律,后续通过真空退火热处理改善铍材稳定性。使用动态疲劳试验机测试微蠕变性能,建立铍材的微蠕变本构方程。微观组织观察表明杂质相分布在铍的晶内和晶界,原始铍材组织内部存在稳定的位错结构。第一性原理分析说明杂质相BeO、FeBe5和AlFeBe4均为在铍中稳定存在的脆性相,弹性模量均在300 GPa以上,杂质相与铍基体的热错配以及其在晶界的偏聚影响了铍的微塑性变形。恒温时效和变温幅度分别为80℃、120℃和160℃的冷热循环过程中铍材尺寸均发生收缩,随变温幅度增加铍材收缩量增大,相同时间下铍材恒温时效后尺寸收缩量为1.4×10-5,小于冷热循环后尺寸收缩量1.812×10-5。真空退火热处理去除了铍中的残余应力。随退火温度增加,铍材在交变温度场下尺寸收缩量减增加。真空退火处理对铍材料尺寸变化的影响不显着。铍材在温度60℃、80℃和100℃,载荷60 MPa、80 MPa和100 MPa下的微蠕变曲线表明,温度一定,载荷越大,蠕变总应变越大,稳态蠕变速率越大;载荷一定,温度越高,蠕变总应变越大,稳态蠕变速率越大。金属铍表观应力指数在3左右,微蠕变激活能约38.93 k J/mol,建立了微蠕变本构方程,微蠕变机制在低应力下以位错滑移机制为主,较高应力下位错攀移起主导作用。
刘颖[7]（2020）在《SrZrO3-La2Ce2O7复合陶瓷的热物理及其CMAS腐蚀性能研究》文中指出热障涂层（Thermal Barrier Coatings,TBCs）通常被沉积在燃气轮机热端部件表面从而延长热端部件的使用寿命和提高燃气轮机效率。目前被广泛使用的热障涂层材料Y2O3部分稳定ZrO2（YSZ）由于其高温相变和烧结问题使其长期使用温度在1200℃以下。开发具有能在更高温度下工作的新型陶瓷热障涂层材料是下一代高性能燃气轮机的迫切需求。新型陶瓷热障涂层材料SrZrO3的热物理性能基本满足下一代高性能燃气轮机使用要求,但是升温过程中存在的相变问题对该材料的使用不利。具有萤石结构的La2Ce2O7在相同温度范围内与YSZ相比具有较低的热导率、较高的热膨胀系数和优异的高温相稳定性。为了利用二者的优点,同时克服其不足,采用共沉淀-热处理法合成了（1-x）SrZrO3-x La2Ce2O7（x=0,SZ;x=0.3,S7L3;x=0.5,S5L5;x=0.7,S3L7;x=1,LC）复合陶瓷粉末,采用无压烧结法得到陶瓷块材,研究了陶瓷块材的力学性能及热物理性能,并对其抗CaO-MgO-Al2O3-Si O2（CMAS）腐蚀性能进行了研究。使用X射线衍射分析（XRD）对复合陶瓷粉末、块材的相组成进行了研究,使用显微硬度计和纳米压痕仪对陶瓷块材的力学性能进行了研究,使用热膨胀仪和激光导热仪分别对陶瓷块材的热膨胀系数和热扩散系数进行了研究,使用扫描电子显微镜（SEM）、能谱（EDS）和电子探针（EPMA）分析了块材的显微形貌和元素分布的变化。采用共沉淀法合成的SZ-LC复合陶瓷粉末粒径约为1-2μm,类球形,存在少量团聚现象。SZ-LC由钙钛矿结构的SZ和具有缺陷萤石结构的LC两相组成,分别以正交相和立方相存在,未检测到其它杂质相。与单相SZ和LC相比,复合陶瓷中SZ相的衍射强峰向小角度偏移（S7L3除外）,LC的衍射峰向大角度偏移。由于半径相差较大的La3+或Ce4+取代Sr2+或Zr4+或者相反,导致晶格畸变,从而改变晶格参数使两相的衍射峰发生相应的偏移。复合陶瓷的力学性能测试结果表明,SZ-LC复合陶瓷的力学性能较单相陶瓷更优异。S7L3具有最高的硬度6.9±0.4 GPa和断裂韧性4.9±0.2 MPa·m1/2,S5L5次之为6.2±0.4 GPa和4.5±0.3 MPa·m1/2。由于LC的断裂韧性偏低,随着LC含量的增加,复合陶瓷的硬度和断裂韧性均降低。经过长时间热处理后,陶瓷内部的孔隙减少,复合陶瓷的硬度和断裂韧性都有不同程度的提高。复合陶瓷的热扩散系数测试结果表明,S5L5的热扩散系数最低为0.3 mm2/s（1200℃）,与SZ相比降低了～55%。其次S3L7的热扩散系数为0.4 mm2/s（1200℃）。通过热导率计算表明,S5L5具有最低的热导率1.0 W·m-1·K-1（1200℃）,与SZ相比降低了～58%。其次S3L7的热导率约为1.0 W·m-1·K-1（1200℃）。复合陶瓷的热膨胀系数测试结果表明,S5L5的热膨胀系数最高～9.9-11.3×10-6 K-1（200-1200℃）。另外,在整个升温过程中,S7L3、S5L5和S3L7的热膨胀系数曲线未发生明显的波动,说明LC的加入使复合陶瓷具有良好的热稳定性。将玻璃态33CaO-9MgO-13Al O1.5-45Si O2(C33M9A13S45)粉末以30 mg/cm2的浓度均匀涂覆在SZ-LC复合陶瓷块材上,同时将SZ-LC复合陶瓷粉末和CMAS粉末按照质量1:1配比均匀混合,在1250 oC下热腐蚀1 h、4 h、12 h之后结合粉末反应生成物对腐蚀形貌和腐蚀产物进行观察分析。结果表明,高温下熔融态CMAS不断润湿陶瓷,和表层的陶瓷发生反应并逐渐渗透到陶瓷内部,促使陶瓷分解出氧化物,然后生成由高熔点结晶物Ca2(LaxCe1-x)8（Si O4）6O6-4x,Ce2Zr2O7.04等物质构成的致密腐蚀层,阻止CMAS继续渗透。同时,熔融态CMAS内部也生成高熔点结晶物Ca2Al2Si O7和MgAl2O4,增加CMAS粘度,减慢CMAS渗透速率。在CMAS向陶瓷块材中扩散的同时,陶瓷中的元素也向熔融态CMAS中扩散,并生成Ce2Zr2O7.04、LC等物质。
徐庆东[8]（2020）在《铍铝合金的激光重熔与增材制造研究》文中研究表明铍铝合金是一种高熔点差异的双相复合材料,结合了铍和铝的优点,具有密度低、比强度高、比刚度高、热稳定性好等诸多优良特性,在核工业、航空、航天等领域具有重要的应用。铍铝合金通常采用粉末冶金和熔模铸造方法进行制备,粉末冶金工艺流程复杂、质量控制困难;熔模铸造获得的铍铝合金晶粒粗大、容易产生缩孔、疏松、偏析等缺陷。目前仅有美国、俄罗斯掌握铍铝合金的制备及加工技术,并开发了多种牌号的商业铍铝合金。铍具有较强毒性,在制备过程中需要非常严格的防护条件,导致我国铍铝合金的研发起步较晚,研究基础薄弱。激光增材制造技术采用可控堆积直接成形,具有无模具、低成本、短周期的优势;非平衡快速凝固可避免宏观偏析并获得组织细小的金属零部件,尤其适用于复杂零件小批量定制化制备,已经成功应用于钛合金、镍基合金和铝合金等材料零部件的研制和生产。增材制造技术有可能是解决铍铝合金从原始粉末到毛坯部件研制有效手段,而铍铝合金激光增材制造方面的研究未见任何报道,本论文首次采用激光增材制造技术拟在短期内实现系列铍铝合金的快速研发。作为双相复合材料,增强相和基体相的本征强度和界面结合强度决定了铍铝合金整体的强度。由于铍和铝的化学性质非常活泼,在粉末制备以及增材制造过程中容易氧化,氧化物的存在也会对铍铝合金的性能产生影响。同时添加的合金元素在高温熔化过程中由于挥发速率不同,可能会导致合金成分的偏差。铍铝合金的凝固区间大,增材制造过程中容易出现裂纹等缺陷。因此本论文主要从本征强度、界面结合强度、元素的挥发和氧化行为以及增材制造开裂倾向性对铍铝合金成分进行设计,并利用激光增材制造快速制备的优势对成分设计理论进行实验验证。此外,增材制造过程是一个逐点逐层堆积过程,不同位置的温度梯度和冷却速度的差别使得获得的凝固组织在不同区域存在差异。因此,本论文重点考察关键工艺参数对铍铝合金熔池尺寸和缺陷的影响规律,揭示温度梯度、冷却速度和铍铝合金凝固组织之间的内在关系,研究铍铝合金在激光增材制造过程中的组织演化规律和力学行为。本论文获得的主要结果如下:（1）提出了适宜于激光增材制造的铍铝合金成分设计方法基于复合材料中修正的剪切滞后模型,预测了铍铝合金的屈服强度。得出提高铝基体的强度和细化铍颗粒的晶粒尺寸可以显着提高铍铝合金的屈服强度的结论。从固液界面润湿性角度考虑了合金元素和氧化物对铍铝的界面结合强度的影响。结果表明添加Mg、Si、Ag等元素可以改善铝液与铍之间的润湿性,提高铍铝合金的界面结合强度;减少铍铝合金的氧化有利于提高铍铝合金的界面结合强度。从蒸气压和热力学的角度分别讨论了合金元素在激光增材制造过程中选择性挥发和氧化行为。结果表明提高激光扫描速度有利于减小合金元素的挥发损失;在成分设计中需要增加挥发最严重Mg元素的含量;铍铝合金在增材制造过程中氧化不可避免。提出了铍铝合金的凝固区间大小决定了其增材制造开裂倾向性,在成分设计中优先选择可以降低铍铝合金的凝固区间的合金化元素。（2）研究了激光重熔对铍铝合金缺陷、组织和性能的影响建立了关键工艺参数和熔池尺寸、缺陷之间的关系。结果表明较低的激光能量输入可以避免气孔和裂纹的形成,较大的熔池尺寸不利于消除重熔层内残留的疏松孔洞。基于熔池内温度梯度和凝固速度分析,结合三维重构技术揭示了铍铝合金激光重熔组织由三维连续网络状铝相和相互贯通的柱状铍相组成;从熔池底部到顶部铍相尺寸逐渐变小;在熔池中上部柱状铍相生长方向发生转向导致横截面呈现等轴晶形貌。激光重熔可以显着细化铍铝合金表面铍相和低熔点第二相尺寸,进而提高铍铝合金的表面硬度（提高约3倍）和耐腐蚀性能。（3）研究了激光增材制造铍铝合金典型组织特征和力学性能搭建了有毒有害粉末的激光增材制造系统;采用等离子旋转电极雾化法首次获得了球形铍铝预合金粉末;利用低成本的混合粉末制备了典型成分Be-38wt.%Al合金的薄壁试样,内部无明显气孔或裂纹缺陷。揭示了影响激光增材制造铍铝合金组织大小的关键因素,即温度梯度和扫描速度。组织大小和扫描速度存在以下关系:λ1=133 × V-0.6,提高扫描速度可以显着细化组织。分析了沉积态组织和拉伸性能之间的关系。结果表明外延生长的柱状晶组织导致拉伸性能呈现各向异性,即纵向试样具有较高的抗拉强度和屈服强度,但延伸率小于横向试样。（4）研究了合金元素对激光增材制造铍铝合金组织和性能影响考察了 AlSi1OMg对铍铝合金的组织和性能的影响。Mg元素主要固溶在多晶铝相中起到固溶和细晶强化效果;Si元素在铝相中形成块状硅颗粒起到沉淀强化效果。Mg和Si的添加大幅提高了铍铝合金的力学性能。共晶成分含量Si的添加增大了铍铝合金的凝固区间,增加了铍铝合金的开裂倾向性,导致Be-AlSilOMg合金中沿晶热裂纹的出现。基于成分设计理论和实验结果优化了铍铝合金成分（Be-37.4Al-0.2Si-0.4Mg）,获得了无缺陷的样品,其屈服强度和抗拉强度分别为175MPa和225MPa,优于国际上相同铍含量的铸造铍铝合金铸态产品。
余良波[9]（2020）在《铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究》文中研究表明铍铝合金（Be-Al）是具有优异的力学、热学、光学、机加性能的轻质合金且成本相对低,在航空航天、武器系统、高端民用技术等领域有着重要的应用。现有铍铝合金制备技术中,铸造具有相对简单的生产工艺、低成本和良好的近净成形能力,更适合大尺寸、复杂结构合金部件的制备,有利于进一步扩展铍铝合金的应用领域。铸造铍铝合金实质是一种金属基复合材料,表现为强化相铍与基体相铝构成的互相穿透的三维网状组织,铍相往往为发达的柱状枝晶,铝相填充铍枝晶臂间隙,合金较宽的凝固区间导致内部存在难以控制的缩松、孔洞及成分偏析,严重制约了铸造合金的力学性能及其工程应用。稀土元素钪（Sc）添加对铸造铍铝合金具有良好的组织改性和性能调控作用,Sc合金化结合快速凝固的协同作用有望解决铸造铍铝合金中发达的铍柱状枝晶和凝固缺陷等问题,有利于改性铸造铍铝合金微观组织并提升其综合性能。本文立足于综合性能较好的洛克铍铝合金成分（62Be-38Al,wt.%）,通过合金化设计,系统研究了 Sc添加对铸造铍铝合金微观组织及力学性能的调控规律,揭示了 Sc添加对铸造合金的组织改性与合金强化机理,阐明了合金断裂失效机制,设计并总结了优化的热处理制度,在合金热变形流变行为研究的基础上构建了合金本构关系与热加工图,结合0.4（Sc,Zr）、0.4Sc合金化与凝固速率的影响规律获得了具有良好微观组织、力学性能及铸造质量的铸造合金,初步获得的有价值的创新性结果包括:i)结合添加Sc及（Sc,Zr）的方式与快速凝固改性了铍枝晶组织并显着抑制了合金凝固缺陷,获得了铍相球形化程度较高、综合性能显着提高的合金;ii)首次获得了 Be13Sc相的生成热力学过程、Sc原子的扩散行为与合金本构方程,明确了第二相对合金凝固与断裂失效过程的具体影响规律,在纳米Al3Sc相的时效析出机制基础上获得了优化的合金热处理制度;iii)结合微观组织与力学性能分析阐明了凝固速率对铍晶粒微观组织、合金溶质原子分布、第二相形貌等的影响规律,揭示了合金凝固行为和组织形貌对熔体过冷度及凝固速率的高度敏感性。具体研究内容及结果如下:（1）研究了不同Sc添加量对合金组织与力学性能的影响,0.4 wt.%的Sc添加具有最优综合合金化效果。0.2 wt.%～0.4 wt.%的Sc添加减小合金中Be枝晶的一次主轴、二次枝晶臂长度及二次枝晶臂间距（SDAS）,合金维氏硬度、抗拉强度、延伸率及基体相微观力学性能逐渐增加;0.4 wt.%时Be相表现出类等轴晶微观形貌,具有最细化和均匀的Be晶粒,合金具有最高延伸率4.7%及较高抗拉强度;0.4 wt.%以上到3 wt.%范围Be相重新转变为粗大柱状枝晶,合金抗拉强度先增后减、延伸率大幅下降。（2）探究了第二相对合金凝固行为和组织演变的影响规律。铸造Be-Al-0.4Sc合金由（Be）、（Al）、Be13Sc及Al3Sc组成,后两者不作为凝固过程Be晶粒的有效形核质点。Be13Sc的标准Gibbs自由能为G0（Be13Sc,L）=-18536+12.125T,1350℃以下在液相中由一级反应自发生成。Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金进一步包含Be13Zr相,其中A13（Sc1-xZrx）取代了 Be-Al-0.4Sc合金中的Al3Sc相。纳米压痕表征结果表明合金中Be、Al相在压深约10 nm的首次pop-in现象与表面氧化膜的碎裂有关,复合第二相（SPs）的首次pop-in与其本征物性、晶体取向/结构和位错运动有关。基于压痕形貌定量分析实现了 Be相和SPs微观硬度的校正,获得SPs首次pop-in对应的临界切应力τmax（6.0 GPa）、临界形变量Zτmax（27.8 nm）和不全位错环半径Rd（2.7nm）。（3）阐明了 0.4Sc合金化及第二相与合金力学性能及动、静态断裂模式的内在联系。含Sc第二相具有最高微观硬度、弹性模量、屈服强度和最低塑性指数,0.4 wt.%Sc提高了合金抗裂纹形成能力但削弱了抗裂纹扩展能力。拉伸与冲击断口分析表明铸态合金具有Al相延性韧窝断裂与Be相脆性解理断裂的混合断裂模式。合金延伸率的降低与第二相形貌、分布及其微观力性有关:Be/Al界面处第二相断裂裂纹不扩散至基体中,Be晶粒内表面曲率半径较大的第二相对Be晶粒的变形及裂纹形核无不良影响,而存在小曲率半径的第二相在尖端形成应力集中区并作为Be的裂纹形核源。（4）揭示了纳米Al3Sc相的时效析出行为,总结了优化的铸造Be-Al-0.4Sc合金热处理制度。获得了 Sc在合金中的扩散激活能Q与合金均匀化动力学方程,优化的合金均匀化及时效热处理条件为:均匀化620℃/2h+室温淬火,时效400℃/2h+室温淬火。可将纳米Al3Sc相的时效析出过程分为四个阶段:（i）初生Al3Sc相颗粒形核、长大并粗化,在Al/Al3Sc界面处形成界面位错;（ii）次生Al3Sc相颗粒形核并沿垂直于Sc原子的负浓度梯度方向长大,其形貌主要由弹性自由能控制;（iii）基于Ostwald熟化机制,所有Al3Sc相颗粒持续粗化,次生Al3Sc相颗粒开始相互交汇;（iv）次生Al3Sc相颗粒沿<110>取向延长、沿<100>取向收缩以释放弹性自由能,形成特定的取向排列。不同热处理条件下Al3Sc析出相形貌、粒径及分布变化直接影响Al相的熔化与凝固相变过程。（5）研究了铸造Be-Al-0.4Sc合金热变形过程流变行为与组织演变规律。在不同温度（200℃～500℃）和应变速率（10-3 s-1～100 s-1）热压缩变形基础上获得了合金200℃、300℃和400℃时的应变速率敏感因子m值分别为0.0637、0.0632和0.0739,表明合金适于高温下的高应变速率变形加工。合金较高的应力指数n=14.319表明合金在高温下以位错攀移为主要变形机制。合金变形激活能Qd=470.8 kJ/mol表明0.4wt.%Sc合金化增大了合金中位错运动的阻力。合金高温变形时流变应力σ和变形温度T之间满足Arrhenius关系,合金变形是受热激活控制,峰值应力σ、温度T和应变速率ε的本构关系可用 lnZ=130.69+40.211n[sinh（0.00426σ）]和ε=e15.19[sinh（0.00426σ）]14.319 exp（-470800/RT）描述。热变形过程Be、Al基体相不发生动态再结晶而以动态回复为主。VIM铸造Be-Al-0.4Sc合金的最佳热加工窗口为 T=350℃～400℃、ε=10-2.5 s-1～10-2 s-1和 T=400℃～450℃、ε=10-1 s-1～1 00s-1。（6）明确了 0.4（Sc,Zr）合金化的有益效果,基于0.4Sc合金化及快速凝固实现了良好铸造质量的合金的制备。0.4（Sc,Zr）合金化将VAM铸造Be-Al-0.4Sc合金Be晶粒的SDAS从～12 μm降至～7.5 μm,Be相和第二相组织更均匀细化,提升了12.8%宏观硬度,Zr的加入提高了纳米Al3Sc相的热稳定性。实现了四种凝固速率100℃/s、102℃/s、103℃/s和104℃/s铸造Be-Al-0.4Sc合金的制备,提高凝固速率不改性Be晶粒的枝晶形貌,0.4Sc合金化显着弱化Be枝晶臂、细化Be晶粒及强化合金。0.4Sc将慢冷合金铸件孔隙率从6.32%降至1.86%,有效抑制了合金中试件毛坯裂纹、缩松、孔洞等凝固缺陷。0.4Sc与快速凝固（RSP）的协同作用合金孔隙率进一步降至0.11%,基本抑制了凝固缺陷的形成,同时有效地将常规铸造Be-Al合金热物性能提升至接近美国商用铸造Be-Al合金的水平。合金凝固行为和组织形貌对熔体过冷度及凝固速率高度敏感。
刘向东[10]（2019）在《铍铝合金设计、粉末冶金制备及力学性能研究》文中进行了进一步梳理铍铝合金比金属铍更节约铍资源,具有优异的力学性能、热学性能、光学性能和良好的加工性能,可以在大部分领域替代金属铍的应用,在航空航天领域具有极强的竞争优势和良好的发展前景。铍铝合金是一种双相金属基复合材料,国外通常采用强度较低的纯铝作为基体,限制了其力学性能。本文从合金强化、界面反应控制的角度设计了铍铝合金的成分;从提高综合力学性能的角度,分别采用真空热压烧结、放电等离子烧结和热等静压烧结制备了铍铝合金试样和产品;从控制微观组织和界面反应的角度,分别采用X射线衍射仪、扫描电镜、高分辨透射电镜、差示扫描量热仪等研究了铍铝合金的界面润湿性、界面反应和时效行为。主要研究内容和结果如下:（1）提出了铝合金基体中合金元素的选择依据,设计了铍铝合金成分。基于位错的微观力学模型、修正的剪切滞后模型,结合Weibull统计和Eshelby等效夹杂法,构建预测铍铝合金屈服强度的理论模型。模型分析结果表明,铝合金基体的强度、铍相的晶粒尺寸、铍铝两相的界面结合强度是铍铝合金屈服强度的重要影响因素。从热力学角度讨论了合金元素对铍相和铝相界面结合强度的影响。液态铝和固态铍、液态铝和固态氧化铍之间的润湿性决定铍相和铝相界面结合强度,在铝合金基体中添加Mg、Si等元素可以改善液态铝和固态铍、液态铝和固态氧化铍之间的润湿性,从而提高界面结合强度。结果表明,主要合金元素为Mg和Si的铝合金是铍铝合金的理想基体;铍铝合金的弹性模量随着铍含量的增加而增大,当Be含量为62wt.%,铍铝合金的弹性模量为200GPa,理论密度为2.10g/cm3,该成分的铍铝合金具有明显的比刚度优势。（2）系统研究了粉末冶金工艺对铍铝合金组织和性能的影响。干混球磨时间会影响铍铝混合粉末的成分均匀性和总氧量。随着球磨时间的增加,混合粉末的成分均匀性不断提高,但总氧量不断增加,球磨6h可以获得成分均匀、氧含量低于1.5wt.%的铍铝混合粉末。研究了冷等静压压力对铍铝混合粉末的压坯密度的影响。铍铝混合粉末的冷等静压行为符合粉末压制双对数方程,铍铝混合粉末压坯的密度随冷等静压压力的增加而近乎线性增加,在冷等静压压力为270MPa时,铍铝混合粉末压坯的致密度可达87%。烧结温度对铍铝合金的组织有显着影响。过高的烧结温度会导致铍铝合金组织中铝相发生团聚或者熔化渗出;在优化的工艺参数下,真空热压烧结、热等静压烧结和放电等离子烧结均可制备冶金质量良好,界面结合强度高,组织细小,无孔洞、裂纹等缺陷、力学性能优异的铍铝合金。（3）研究了不同铍颗粒尺寸、不同铝基体以及不同烧结方法对铍铝合金力学性能的影响。在铍含量相同的情况下,铍相晶粒尺寸由40μm减小到10μm,铍铝合金的延伸率基本不变,但是铍铝合金的屈服强度由195MPa提高到265MPa,抗拉强度由310MPa提高到383MPa;Be-38wt%Al和Be-38wt.%Al-Mg-Si的弹性模量基本相同,但Be-38wt.%Al-Mg-Si的屈服强度和抗拉强度均高于Be-38wt.%A1;相比于真空热压烧结,热等静压烧结的致密化烧结温度更低,得到的Be-38wt.%Al-Mg-Si的弹性模量、屈服强度、抗拉强度更高,其屈服强度和抗拉强度分别为265MPa和383MPa,与国际上相同铍含量的轧制态粉末冶金铍铝合金的屈服强度和抗拉强度相当。（4）研究了铍铝合金组织中合金元素的分布、相界面结构及取向关系。扫描电镜、高分辨透射电镜分析结果表明,热等静压态Be-38wt.%Al-Mg-Si的Mg和Si主要分布在A1基体中,铍铝两相界面处几乎没有反应产物生成;铍相和铝相之间没有完整的三维共格界面或半共格界面,随着界面处位错密度的增加,铍相和铝相形成了非共格界面;铍相和铝相会倾斜一定角度并保持特定的晶体取向关系以达到界面能量最低:[011]Al//（?）Be,（?）Al～0.8°（?）Be（5）研究了时效温度和时间对铍铝合金组织和力学性能。采用扫描电镜、高分辨透射电镜分析了铍铝合金在不同时效阶段的组织形貌,结合差示扫描量热法的实验结果得出了铍铝合金的时效析出序列和时效动力学。在时效温度为170℃时,Al-Mg-Si合金达到硬度峰值的时间为14h,而Be-38wt.%Al-Mg-Si达到硬度峰值的时间为8h;Be-38wt.%Al-Mg-Si的时效析出顺序与Al-Mg-Si合金相似,但GP区的形成受到抑制;Be-38wt.%Al-Mg-Si在170℃、保温8h后,Mg和Si元素已在铍铝界面上偏析;Be-38wt.%Al-Mg-Si中针状β"相在Al基体中单独析出或沿AI基体中的位错析出,并与A1基体保持一定的位向关系:[304]β’’//[001]Al,（?03）β’’//（200）Al,（020）β’’//（020）Al;（010）)β’’//（001）Al,[100]β’’//[（?）30]Al,[001]β’’//[310]Al。不同铍含量的热等静压态Be-38wt.%Al-Mg-Si在时效后屈服强度和抗拉强度均显着提高;当人工时效温度为170℃、时效时间为8h时,Be-38wt.%Al-Mg-Si的屈服强度和抗拉强度分别为340MPa和416MPa,高于国际相同铍含量的粉末冶金铍铝合金的最高屈服强度和抗拉强度。
二、等静压金属铍材热常数测试（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、等静压金属铍材热常数测试（论文提纲范文）
（1）Sr(Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2)O3-x高熵陶瓷的制备及热物理性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金 |
| 1.2.1 高熵合金的热力学基础 |
| 1.2.2 高熵效应 |
| 1.2.3 晶格畸变效应 |
| 1.2.4 迟滞扩散效应 |
| 1.2.5 鸡尾酒效应 |
| 1.3 高熵陶瓷 |
| 1.4 高熵氧化物热障涂层材料的探究 |
| 1.4.1 稀土稳定ZrO_2萤石型结构体系 |
| 1.4.2 焦绿石型结构体系 |
| 1.4.3 石榴石型结构体系 |
| 1.4.4 稀土钽酸盐、铌酸盐体系 |
| 1.4.5 钙钛矿结构体系 |
| 1.5 本文的研究内容及意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 第二章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 元素选择 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 实验样品制备 |
| 2.3.1 陶瓷粉体的制备 |
| 2.3.2 陶瓷块体的制备 |
| 2.4 陶瓷的成分及显微结构分析 |
| 2.4.1 物相组成分析 |
| 2.4.2 显微形貌及成分分析 |
| 2.5 陶瓷块材的密度及力学性能测试 |
| 2.5.1 密度测试 |
| 2.5.2 硬度与断裂韧性测试 |
| 2.6 材料的热物理性能测试 |
| 2.6.1 比热值的计算 |
| 2.6.2 热扩散系数的测量 |
| 2.6.3 热导率的计算 |
| 2.6.4 热膨胀系数的测量 |
| 2.6.5 热重-差热同步热分析(TG-DSC) |
| 2.6.6 陶瓷的高温相稳定性 |
| 第三章 陶瓷材料的相组成和显微结构 |
| 3.1 SrZrO_3陶瓷块材的相组成及显微结构 |
| 3.1.1 SrZrO_3陶瓷块材的相组成 |
| 3.1.2 SrZrO_3陶瓷块材的显微结构 |
| 3.2 Sr(Zr_(0.2)Hf_(0.2)Ce_(0.2)Yb_(0.2)Me_(0.2))O_(3-x)陶瓷块材的相组成及显微结构 |
| 3.2.1 陶瓷块材的相组成 |
| 3.2.2 Sr(Zr_(0.2)Hf_(0.2)Ce_(0.2)Yb_(0.2)Me_(0.2))O_(3-x)(Me=Y,Gd)陶瓷块材的显微结构 |
| 3.2.3 Sr(Zr_(0.2)Hf_(0.2)Ce_(0.2)Yb_(0.2)Me_(0.2))O_(3-x)(Me=Ti, Sn)陶瓷块材的显微结构 |
| 3.2.4 Sr(Zr_(0.2)Hf_(0.2)Ce_(0.2)Yb_(0.2)Me_(0.2))O_(3-x)(Me=Nb,Ta)陶瓷块材的显微结构 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 陶瓷材料的力学性能与热物理性能 |
| 4.1 陶瓷块材的力学性能 |
| 4.1.1 SrZrO_3陶瓷块材的力学性能 |
| 4.1.2 Sr(Zr_(0.2)Hf_(0.2)Ce_(0.2)Yb_(0.2)Me_(0.2))O_(3-x)陶瓷块材的力学性能 |
| 4.2 陶瓷块材的热物理性能 |
| 4.2.1 SrZrO_3陶瓷的热物理性能 |
| 4.2.2 Sr(Zr_(0.2)Hf_(0.2)Ce_(0.2)Yb_(0.2)Me_(0.2))O_(3-x)陶瓷的热物理性能 |
| 4.3 陶瓷块材的相稳定性 |
| 4.3.1 SrZrO_3陶瓷块材的相稳定性 |
| 4.3.2 Sr(Zr_(0.2)Hf_(0.2)Ce_(0.2)Yb_(0.2)Me_(0.2))O_(3-x)陶瓷块材的相稳定性 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及研究成果 |
| 个人简历 |
（2）液相硅熔渗制备金刚石/碳化硅复合材料及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述及选题意义 |
| 2.1 电子封装材料 |
| 2.2 常见的电子封装材料 |
| 2.2.1 树脂类电子封装材料 |
| 2.2.2 金属类电子封装材料 |
| 2.2.3 陶瓷类电子封装材料 |
| 2.3 电子封装材料中金刚石的应用研究 |
| 2.3.1 金刚石的特性 |
| 2.3.2 金刚石增强树脂基复合材料 |
| 2.3.3 金刚石增强铝基复合材料 |
| 2.3.4 金刚石增强铜基复合材料 |
| 2.4 金刚石/碳化硅复合材料 |
| 2.5 金刚石/碳化硅复合材料的制备方法 |
| 2.5.1 高温高压烧结法 |
| 2.5.2 先驱体转化法 |
| 2.5.3 真空放电等离子烧结法 |
| 2.5.4 热等静压烧结法 |
| 2.5.5 渗透法 |
| 2.6 金刚石/碳化硅复合材料的研究现状 |
| 2.7 选题背景及意义 |
| 3 研究内容及技术路线 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.1.1 金刚石/碳化硅复合材料坯体特性研究 |
| 3.1.2 硅渗透过程中金刚石石墨化的研究 |
| 3.1.3 硅渗透过程中复合材料致密化的研究 |
| 3.1.4 金刚石/碳化硅复合材料性能的研究 |
| 3.1.5 金刚石/碳化硅复合材料的制备工艺及参数优化 |
| 3.1.6 典型复合材料性能对比分析 |
| 3.2 复合材料试验表征方法 |
| 3.2.1 密度及相对密度表征 |
| 3.2.2 孔隙度表征 |
| 3.2.3 热导率表征 |
| 3.2.4 热膨胀系数表征 |
| 3.2.5 力学性能表征 |
| 3.2.6 显微结构及物相分析 |
| 3.3 金刚石/碳化硅复合材料制备技术路线 |
| 4 多孔硅渗透坯体制备及特性研究 |
| 4.1 多孔硅渗透坯体制备 |
| 4.2 多孔硅渗透坯体特性 |
| 4.2.1 多孔坯体的微观结构及成分分布 |
| 4.2.2 多孔坯体物理性能研究 |
| 4.2.3 纳米线生成机理分析 |
| 4.3 本章内容小结 |
| 5 金刚石/碳化硅复合材料渗硅工艺优化 |
| 5.1 金刚石石墨化研究 |
| 5.2 气相硅渗透模具设计及工艺参数优化 |
| 5.2.1 气相硅渗透模具改进 |
| 5.2.2 气相硅渗透工艺参数优化 |
| 5.2.3 气相硅渗透机理分析 |
| 5.3 液相硅熔渗模具设计及工艺参数优化 |
| 5.3.1 液相硅熔渗模具改进 |
| 5.3.2 液相硅熔渗工艺参数优化 |
| 5.3.3 液相硅熔渗机理分析 |
| 5.4 本章内容小结 |
| 6 金刚石/碳化硅复合材料的组织形貌及致密化研究 |
| 6.1 镀碳化硅金刚石的制备 |
| 6.2 金刚石/碳化硅复合材料中各组分体积分数的确定 |
| 6.3 金刚石/碳化硅复合材料的制备 |
| 6.4 金刚石/碳化硅复合材料成分及典型微观形貌 |
| 6.4.1 金刚石/碳化硅复合材料成分分析 |
| 6.4.2 金刚石/碳化硅复合材料典型微观形貌 |
| 6.5 金刚石/碳化硅复合材料致密化机理 |
| 6.6 本章内容小结 |
| 7 金刚石/碳化硅复合材料性能研究 |
| 7.1 金刚石/碳化硅复合材料导热系数 |
| 7.1.1 典型复合材料导热系数对比 |
| 7.2 金刚石/碳化硅复合材料热导率模型分析 |
| 7.3 金刚石/碳化硅复合材料热膨胀系数 |
| 7.3.1 典型复合材料热膨胀系数对比 |
| 7.4 金刚石/碳化硅复合材料热膨胀系数模型分析 |
| 7.5 金刚石/碳化硅复合材料的弯曲强度 |
| 7.5.1 典型复合材料弯曲强度对比 |
| 7.6 本章内容小结 |
| 8 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）中高温相变储热介质物性与斜温层传热特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 储热技术背景和意义 |
| 1.1.1 储热技术的分类和研究现状 |
| 1.1.2 相变储热的优势 |
| 1.2 相变储热材料研究现状 |
| 1.2.1 有机相变材料 |
| 1.2.2 金属和合金相变材料 |
| 1.2.3 无机类相变材料 |
| 1.3 强化传热手段 |
| 1.3.1 针对材料方面的强化传热 |
| 1.3.2 针对装置方面的强化传热 |
| 1.3.3 针对系统方面的强化传热 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 1.4.1 选题依据 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 LiNO_3/NaNO_3-EG相变复合材料的制备和热物性研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料和制备方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验仪器 |
| 2.2.3 LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料制备方法及流程 |
| 2.3 表征方法 |
| 2.3.1 LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料形貌与结构特征表征 |
| 2.3.2 LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料热物性表征 |
| 2.4 结果与分析 |
| 2.4.1 形貌与结构特征 |
| 2.4.2 LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料储热性能分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 LiNO_3/NaNO_3-EG相变复合材料的循环稳定性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和制备方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验仪器 |
| 3.2.3 材料制备 |
| 3.3 循环过程及表征方法 |
| 3.3.1 同步热分析仪 |
| 3.3.2 冷热循环分析仪 |
| 3.4 结果与讨论 |
| 3.4.1 LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料短期热循环过程中的重量变化 |
| 3.4.2 LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料长期冷热循环后储热特性的变化 |
| 3.4.3 LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料长期冷热循环后形貌与成分变化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 复合材料导热模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 综合导热模型 |
| 4.2.1 多形状填料导热模型 |
| 4.2.2 粒子状填料导热模型 |
| 4.2.3 考虑粒子形状的导热模型 |
| 4.2.4 纤维状填料导热模型 |
| 4.2.5 片状填料导热模型 |
| 4.3 针对特定复合材料结构的导热模型 |
| 4.4 导热模型对LiNO_3/NaNO_3-EG复合材料热导率的预测适用性 |
| 第5章 单一与级联斜温层相变胶囊堆积床储热性能对比研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 相变胶囊堆积床储热系统 |
| 5.2.1 储热系统与储热材料 |
| 5.2.2 物理模型和数学模型 |
| 5.2.3 边界条件设定 |
| 5.2.4 性能评价指标 |
| 5.2.5 模型数值求解与验证 |
| 5.3 结果及分析 |
| 5.3.1 单一与级联相变胶囊堆积床储热罐基本性能对比 |
| 5.3.2 相变材料占比的影响 |
| 5.3.3 逆斯特藩数对级联相变储热循环运行特性的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 研究工作的创新性 |
| 6.3 研究工作的展望 |
| 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）放电等离子烧结法（SPS）制备与修复W-10Ti合金靶材（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 靶材研究现状 |
| 1.2.1 靶材的分类与应用 |
| 1.2.2 W-Ti合金靶材的性能要求 |
| 1.2.3 W-Ti合金靶材的制备方法 |
| 1.2.4 难熔金属靶材修复方法的研究现状 |
| 1.3 放电等离子烧结法(SPS)制备与修复难熔金属合金靶材 |
| 1.4 本课题的研究意义与内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验设备及原理 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 原料的基本参数 |
| 2.4 试样制备及设备 |
| 2.4.1 W-10Ti靶材的制备 |
| 2.4.2 W-10Ti薄膜样品的制备 |
| 2.5 性能测试分析设备 |
| 2.5.1 几何形状测试 |
| 2.5.2 维氏硬度测试 |
| 2.5.3 密度测试 |
| 2.5.4 热导率及电导率测试 |
| 2.5.5 组织形貌及物相分析测试 |
| 2.5.6 X射线光电子能谱(XPS)测试 |
| 2.5.7 原子力显微镜(AFM)测试 |
| 第三章 新废靶材的性能检测及SPS制备W-10Ti合金 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 新废靶材性能检测 |
| 3.2.1 性能表征 |
| 3.2.2 物相分析及组织形貌 |
| 3.3 SPS制备W-10Ti合金靶材 |
| 3.3.1 试样制备 |
| 3.3.2 物相分析及微观形貌 |
| 3.3.3 性能表征 |
| 3.3.4 晶粒长大动力学分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 SPS修复W-10Ti合金靶材及磁控溅射镀膜实验 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SPS修复W-10Ti合金靶材 |
| 4.2.1 修复靶材制备 |
| 4.2.2 修复靶材物相分析及微观形貌 |
| 4.2.3 修复靶材性能表征 |
| 4.3 原靶材与修复靶材的磁控溅射镀膜 |
| 4.3.1 溅射薄膜制备 |
| 4.3.2 薄膜的物相分析及微观形貌 |
| 4.3.3 薄膜的XPS测试 |
| 4.3.4 薄膜的AFM测试 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论和展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间的学术成果级活动情况 |
（5）室温下多晶铍的宏观拉伸及微纳压入力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 符号列表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 多晶铍的性质与应用 |
| 1.1.1 多晶铍的性质 |
| 1.1.2 多晶铍的应用 |
| 1.2 多晶铍及铍合金国内外研究发展现状 |
| 1.3 多晶铍拉伸行为的本构特征研究现状 |
| 1.4 纳米压痕技术简介 |
| 1.4.1 纳米压痕技术原理 |
| 1.4.2 纳米压痕技术在材料力学行为中的研究和发展现状 |
| 1.5 研究目的和意义 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第二章 室温下多晶铍宏微观试验研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 宏观拉伸试验试样制备、所用仪器及加载方案 |
| 2.2.1 宏观拉伸试样的制备 |
| 2.2.2 宏观拉伸试验所用仪器 |
| 2.2.3 宏观拉伸试验加载方案 |
| 2.3 纳米压痕试验试样制备、所用仪器软件及加载方案 |
| 2.3.1 纳米压痕试样的制备 |
| 2.3.2 纳米压痕试验试验仪器及软件 |
| 2.3.3 纳米压痕试验加载方案 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 宏观下多晶铍的应力应变关系分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 各个参数与总应变的关系 |
| 3.2.1 塑性应变与总应变的关系 |
| 3.2.2 平均卸载模量和总应变的关系 |
| 3.2.3 等效塑性应变与总应变的关系 |
| 3.2.4 割线模量和弹性模量的比值与总应变的关系 |
| 3.3 应力应变关系模型及其能量关系的建立 |
| 3.3.1 线性应力应变表达式及其能量关系 |
| 3.3.2 二次应力应变表达式及其能量关系 |
| 3.3.3 幂指数型应力应变表达式及其能量关系 |
| 3.3.4 屈服阶段与屈服强度的关系 |
| 3.4 各种模型系数的求解 |
| 3.4.1 通过屈服点和断裂点的两点法求解 |
| 3.4.2 通过屈服点、强化点和断裂点的三点法求解 |
| 3.5 滞回过程中的弹性能与塑性能的数学特征 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 多晶铍纳米压痕试验分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 OLIVER-PHARR模型 |
| 4.3 力—位移函数的确定 |
| 4.3.1 加载段力位移函数的确定 |
| 4.3.2 卸载段力位移函数的确定 |
| 4.3.3 结果讨论 |
| 4.4 能量关系 |
| 4.5 纳米压痕试验中的功能关系 |
| 4.5.1 弹性能和塑性能的关系 |
| 4.5.2 塑性能和最大荷载与残余压深乘积的关系 |
| 4.5.3 塑性能与总能量之间的关系 |
| 4.6 残余压深与最大压深的关系 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 能量关系积分过程 |
| 个人简介及论文发表情况 |
（6）金属铍的尺寸稳定性机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 尺寸稳定性的概念及评价方法 |
| 1.3 铍材的研究概况 |
| 1.3.1 金属铍的基本性质 |
| 1.3.2 铍材的制备 |
| 1.3.3 铍材的牌号及应用 |
| 1.4 铍材的热处理工艺及组织 |
| 1.4.1 真空退火处理 |
| 1.4.2 固溶时效处理 |
| 1.4.3 冷热循环稳定化处理 |
| 1.5 铍材的力学性能 |
| 1.5.1 铍材的宏观力学性能 |
| 1.5.2 铍材的微塑性变形行为 |
| 1.5.3 杂质对铍材力学性能的影响 |
| 1.6 第一性原理计算 |
| 1.6.1 第一性原理计算的理论基础 |
| 1.6.2 第一性原理在不同元素掺杂合金中的应用 |
| 1.7 本文的选题意义及研究内容 |
| 1.7.1 选题意义 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第2章 试验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 热处理工艺 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 无负载条件下的尺寸稳定性测试 |
| 2.3.2 有负载条件下的尺寸稳定性测试 |
| 2.3.3 物相分析 |
| 2.3.4 显微组织观察 |
| 2.4 计算方法 |
| 2.4.1 计算参数与设置 |
| 2.4.2 计算性质 |
| 第3章 铍材显微组织及第一性原理计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原始铍材的显微组织 |
| 3.2.1 Be中的第二相 |
| 3.2.2 Be中的位错 |
| 3.3 氧化铍第一性原理计算 |
| 3.3.1 模型建立与结构优化 |
| 3.3.2 弹性性质 |
| 3.3.3 能带结构 |
| 3.4 含铁相第一性原理计算 |
| 3.4.1 FeBe_5相结构及其性质计算 |
| 3.4.2 AlFeBe_4 相结构及其性质计算 |
| 3.5 铍材中杂质相对铍基体的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 无负载条件下铍材的尺寸变化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 恒温时效过程铍材尺寸变化规律 |
| 4.3 变温过程铍材尺寸变化规律 |
| 4.4 不同变温幅度对铍材内部相变及晶粒尺寸的影响 |
| 4.5 真空退火对铍材动态尺寸稳定性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 有负载条件下铍材的尺寸变化行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铍材的拉伸性能 |
| 5.3 铍材的微蠕变曲线分析 |
| 5.3.1 温度对铍材微蠕变性能的影响 |
| 5.3.2 载荷对铍材微蠕变性能的影响 |
| 5.4 微蠕变本构方程的建立 |
| 5.4.1 稳态蠕变速率 |
| 5.4.2 表观应力指数和蠕变激活能的确定 |
| 5.4.3 微蠕变本构方程 |
| 5.5 铍材的微蠕变组织分析 |
| 5.5.1 微蠕变过程中的第二相演化 |
| 5.5.2 微蠕变过程中位错结构的演化 |
| 5.6 铍材的微蠕变机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）SrZrO3-La2Ce2O7复合陶瓷的热物理及其CMAS腐蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热障涂层概述 |
| 1.3 热障涂层材料 |
| 1.3.1 单相热障涂层材料 |
| 1.3.2 复合热障涂层材料 |
| 1.4 CMAS腐蚀 |
| 1.4.1 CMAS腐蚀失效机理 |
| 1.4.2 抗CMAS腐蚀研究 |
| 1.5 本文的研究内容及意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 第二章 实验过程和研究方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 陶瓷粉体和块材的制备 |
| 2.2.1 陶瓷粉体的制备 |
| 2.2.2 陶瓷块材的制备 |
| 2.3 SZ-LC陶瓷的性能分析 |
| 2.3.1 陶瓷样品的热重-差热同步热分析 |
| 2.3.2 陶瓷粉末与块材的相组成分析 |
| 2.3.3 陶瓷粉末与块材的显微形貌分析 |
| 2.3.4 陶瓷块材的力学性能分析 |
| 2.3.5 陶瓷块材的热物理性能分析 |
| 2.3.6 陶瓷块材的抗CMAS腐蚀性能分析 |
| 第三章 SZ-LC陶瓷材料的制备及性能表征 |
| 3.1 SZ-LC陶瓷粉体的制备 |
| 3.1.1 SZ-LC粉末的TG-DSC分析 |
| 3.1.2 SZ-LC粉末的相分析 |
| 3.2 SZ-LC陶瓷块材的制备 |
| 3.2.1 SZ-LC陶瓷块材的相分析 |
| 3.2.2 SZ-LC陶瓷块材的显微形貌 |
| 3.3 SZ-LC陶瓷块材的力学性能 |
| 3.3.1 SZ-LC陶瓷块材的相对密度 |
| 3.3.2 SZ-LC陶瓷块材的显微硬度 |
| 3.3.3 SZ-LC陶瓷块材的断裂韧性 |
| 3.4 SZ-LC陶瓷块材的热物理性能 |
| 3.4.1 SZ-LC陶瓷块材的相稳定性 |
| 3.4.2 SZ-LC陶瓷块材的热膨胀系数 |
| 3.4.3 SZ-LC陶瓷块材的热导率 |
| 3.4.4 热处理对陶瓷块材热物理性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 SZ-LC陶瓷块材的CMAS腐蚀行为 |
| 4.1 CMAS粉末的制备 |
| 4.2 陶瓷粉末与CMAS粉末反应的腐蚀产物分析 |
| 4.3 复合陶瓷经CMAS腐蚀后的显微形貌分析 |
| 4.3.1 SZ陶瓷块材经CMAS腐蚀后的显微形貌 |
| 4.3.2 S7L3 陶瓷块材经CMAS腐蚀后的显微形貌 |
| 4.3.3 S5L5 陶瓷块材经CMAS腐蚀后的显微形貌 |
| 4.3.4 S3L7 陶瓷块材经CMAS腐蚀后的显微形貌 |
| 4.3.5 LC陶瓷块材经CMAS腐蚀后的显微形貌 |
| 4.4 CMAS对 SZ-LC陶瓷的腐蚀过程 |
| 4.5 CMAS腐蚀SZ-LC陶瓷的热力学分析 |
| 4.6 SZ-LC陶瓷的抗CMAS腐蚀机理 |
| 4.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及研究成果 |
| 个人简历 |
（8）铍铝合金的激光重熔与增材制造研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究意义 |
| 1.2 铍铝合金的性质及应用 |
| 1.3 铍铝合金的制备技术研究现状 |
| 1.3.1 熔模铸造铍铝合金 |
| 1.3.2 粉末冶金铍铝合金 |
| 1.4 激光增材制造技术研究现状 |
| 1.4.1 缺陷控制 |
| 1.4.2 组织与性能调控 |
| 1.5 研究目标和主要研究内容 |
| 2 增材制造铍铝合金的成分设计 |
| 2.1 从力学性能考虑成分设计 |
| 2.1.1 弹性模量设计 |
| 2.1.2 屈服强度设计 |
| 2.2 从界面结合强度考虑成分设计 |
| 2.3 从增材制造成形性考虑成分设计 |
| 2.3.1 合金元素的挥发 |
| 2.3.2 合金元素的氧化 |
| 2.3.3 开裂倾向性 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 粉末制备、实验设备和方法 |
| 3.1 粉末制备 |
| 3.1.1 铍铝预合金粉末制备 |
| 3.1.2 铍铝混合粉末制备 |
| 3.2 特种材料激光增材制造系统 |
| 3.3 分析与表征 |
| 3.3.1 样品制备 |
| 3.3.2 组织与成分分析 |
| 3.3.3 热分析 |
| 3.3.4 性能测试 |
| 4 激光重熔铍铝合金的工艺、组织和性能研究 |
| 4.1 工艺参数对熔池形貌和缺陷的影响 |
| 4.2 激光表面重熔组织 |
| 4.2.1 宏观组织 |
| 4.2.2 微观组织及物相组成 |
| 4.3 组织形成机理 |
| 4.3.1 热力学分析 |
| 4.3.2 快速熔凝行为 |
| 4.4 激光表面重熔对性能的影响 |
| 4.4.1 激光表面重熔对硬度的影响 |
| 4.4.2 激光表面重熔对耐腐蚀性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 激光增材制造铍铝合金的组织和力学性能 |
| 5.1 沉积态组织 |
| 5.1.1 宏观组织 |
| 5.1.2 微观组织 |
| 5.1.3 物相组成 |
| 5.2 沉积态组织演化规律 |
| 5.2.1 沉积层的尺寸稳定性 |
| 5.2.2 沉积态组织形成机理 |
| 5.3 激光增材制造被铝合金的力学性能 |
| 5.3.1 维氏硬度分布 |
| 5.3.2 各向异性拉伸行为 |
| 5.3.3 断裂机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 合金元素对增材制造铍铝合金组织和性能的影响 |
| 6.1 Be-AlSi10Mg合金沉积态组织 |
| 6.1.1 宏观组织 |
| 6.1.2 微观组织 |
| 6.1.3 物相组成 |
| 6.2 Be-AlSi10Mg合金的裂纹特征和形成机理 |
| 6.2.1 裂纹特征 |
| 6.3 Be-AlSi10Mg合金的力学性能 |
| 6.3.1 维氏硬度 |
| 6.3.2 微柱压缩性能 |
| 6.4 增材制造被铝合金的成分优化与实验验证 |
| 6.4.1 新型Be-Al-Si-Mg合金 |
| 6.4.2 实验验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论和展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的主要成果 |
（9）铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 物理量名称及符号表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Be及Be-Al合金的性质与应用 |
| 1.1.1 金属Be的基本性质 |
| 1.1.2 Be-Al合金的基本性质 |
| 1.1.3 Be-Al合金的制备与应用 |
| 1.1.4 铸造Be-Al合金的组织特点 |
| 1.2 铸造Be-Al合金研究现状 |
| 1.2.1 组织改性 |
| 1.2.1.1 合金元素的影响 |
| 1.2.1.2 熔体快速/准快速凝固的影响 |
| 1.2.2 合金热处理 |
| 1.2.3 力学模型与断裂机制 |
| 1.2.3.1 力学模型 |
| 1.2.3.2 断裂机制 |
| 1.3 合金元素的选择 |
| 1.4 本论文研究背景、内容与意义 |
| 1.4.1 研究背景与意义 |
| 1.4.2 研究目标与内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 合金熔炼 |
| 2.2.2.1 真空非自耗电弧熔炼 |
| 2.2.2.2 吸铸与单辊快淬 |
| 2.2.2.3 真空感应熔炼 |
| 2.3 合金热处理与热加工 |
| 2.3.1 热处理 |
| 2.3.2 热变形模拟 |
| 2.4 合金组织、成分与物相分析 |
| 2.4.1 金相显微组织分析(OM) |
| 2.4.2 晶粒尺寸分析 |
| 2.4.3 化学成分分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.4.6 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.4.7 飞行时间-二次离子谱分析(Tof-SIMS) |
| 2.4.8 X射线光电子能谱分析(XPS) |
| 2.4.9 原子力显微镜(AFM)分析 |
| 2.5 热分析 |
| 2.6 内部缺陷分析 |
| 2.7 性能分析 |
| 2.7.1 维氏硬度分析 |
| 2.7.2 纳米压痕分析 |
| 2.7.3 拉伸性能分析 |
| 2.7.4 电导率分析 |
| 2.7.5 冲击性能分析 |
| 第三章 VAM铸造Be-Al-xSc合金的组织与性能 |
| 3.1 实验过程及合金组成 |
| 3.2 合金微观组织演变 |
| 3.2.1 组织形貌分析 |
| 3.2.2 相组成 |
| 3.2.3 热分析 |
| 3.2.4 组织演变及热性能分析 |
| 3.2.4.1 第二相与Be基体的晶格错配度 |
| 3.2.4.2 Sc对Be-Al合金组织演变的影响 |
| 3.3 合金宏、微观硬度分析 |
| 3.3.1 维氏硬度分析 |
| 3.3.2 纳米压痕分析 |
| 3.3.3 室温拉伸性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 铸造Be-Al-0.4Sc合金组织、性能及热处理条件 |
| 4.1 实验过程及合金成分 |
| 4.2 合金微观组织与相组成 |
| 4.3 合金力学性能 |
| 4.3.1 纳米压痕分析 |
| 4.3.2 室温拉伸性能与强化机制 |
| 4.3.2.1 拉伸力学性能与断口形貌 |
| 4.3.2.2 合金强化机制 |
| 4.3.3 拉伸断裂过程 |
| 4.3.4 合金冲击韧性 |
| 4.3.5 冲击断口形貌 |
| 4.4 Be-Al-0.4Sc合金热处理制度 |
| 4.4.1 均匀化热处理 |
| 4.4.2 均匀化动力学分析 |
| 4.4.2.1 均匀化扩散动力学方程 |
| 4.4.2.2 Sc原子扩散激活能Q |
| 4.4.3 时效热处理 |
| 4.4.3.1 等时时效 |
| 4.4.3.2 等温时效 |
| 4.4.4 Al_3Sc时效析出过程 |
| 4.4.5 热性能分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 铸造Be-Al-0.4Sc合金热压缩变形行为研究 |
| 5.1 铸造Be-Al-0.4Sc合金的高温流变行为 |
| 5.1.1 流变应力-应变曲线 |
| 5.1.2 应变速率和温度对峰值应力的影响 |
| 5.2 本构方程的建立 |
| 5.2.1 材料常数α |
| 5.2.2 应力指数n |
| 5.2.3 变形激活能Qd |
| 5.2.4 合金本构方程 |
| 5.3 热压缩Be-Al-0.4Sc合金组织分析 |
| 5.4 合金热加工图的构建与失稳分析 |
| 5.4.1 加工图理论 |
| 5.4.2 加工图的构建 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 0.4(Sc,Zr)合金化及凝固速率对铸造合金组织和性能的影响 |
| 6.1 实验过程及合金成分 |
| 6.2 铸造Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金组织与相组成 |
| 6.2.1 VAM合金微观组织与物相分析 |
| 6.2.2 VIM合金微观组织与物相分析 |
| 6.2.3 Be_(13)Sc的标准Gibbs自由能 |
| 6.3 铸造Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金微观力学性能 |
| 6.3.1 VAM合金微观力学性能 |
| 6.3.2 VIM合金微观力学性能 |
| 6.3.3 压痕分析与微观力学性能校正 |
| 6.4 凝固速率对铸造合金影响的初步研究 |
| 6.4.1 合金显微组织与性能 |
| 6.4.2 中试合金部件凝固缺陷与性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 展望 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A 读博期间学术成果与活动 |
| 附录B 单辊快淬甩带(临界)凝固速率估算 |
| 致谢 |
（10）铍铝合金设计、粉末冶金制备及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究意义 |
| 1.2 铍铝合金的性质及应用 |
| 1.3 粉末冶金铍铝合金的制备及性能 |
| 1.3.1 制备工艺 |
| 1.3.2 粉末冶金铍铝合金力学性能研究现状 |
| 1.4 研究目标和主要研究内容 |
| 2 铍铝合金成分设计 |
| 2.1 从力学性能考虑成分设计 |
| 2.1.1 弹性模量设计 |
| 2.1.2 屈服强度设计 |
| 2.1.3 屈服强度影响因素分析 |
| 2.2 从界面结合强度考虑成分设计 |
| 2.2.1 Al-X/Be体系润湿性(X=Mg、Si、Cu、Zn) |
| 2.2.2 Al-X/BeO体系润湿性(X=Mg、Si、Cu、Zn) |
| 2.3 合金元素对界面反应的影响 |
| 2.3.1 计算相图 |
| 2.3.2 实验相图 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 实验材料及方法 |
| 3.1 原材料粉末 |
| 3.1.1 铍粉 |
| 3.1.2 铝合金粉 |
| 3.2 材料制备方法 |
| 3.2.1 球磨混合 |
| 3.2.2 冷等静压成形(CIP) |
| 3.2.3 真空热压烧结(VHP) |
| 3.2.4 放电等离子烧结(SPS) |
| 3.2.5 热等静压烧结(HIP) |
| 3.2.6 热处理 |
| 3.3 分析表征 |
| 3.3.1 分析样品制备 |
| 3.3.2 成分分析 |
| 3.3.3 组织分析表征 |
| 3.3.4 微观缺陷分析 |
| 3.3.5 热分析 |
| 3.4 性能测试 |
| 4 铍铝合金的制备、组织及力学性能 |
| 4.1 铍铝粉末的混合 |
| 4.2 铍铝混合粉末的冷等静压成形 |
| 4.2.1 压力对压坯致密度的影响 |
| 4.2.2 冷等静压压制方程 |
| 4.3 铍铝混合粉末压坯高温烧结 |
| 4.3.1 真空热压烧结 |
| 4.3.2 放电等离子烧结 |
| 4.3.3 热等静压烧结 |
| 4.4 铍颗粒尺寸对铍铝合金力学性能的影响 |
| 4.5 铝合金基体对铍铝合金力学性能的影响 |
| 4.6 烧结方法对铍铝合金力学性能的影响 |
| 4.7 铍铝合金的界面特征 |
| 4.7.1 界面结合状态 |
| 4.7.2 界面几何结构 |
| 4.7.3 界面缺陷 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 镀铝合金的时效行为 |
| 5.1 时效析出序列 |
| 5.2 时效组织演变 |
| 5.2.1 时效析出相形貌 |
| 5.2.2 析出相与铝基体的位向关系 |
| 5.3 时效处理对力学性能的影响 |
| 5.3.1 时效温度和时间对硬度的影响 |
| 5.3.2 时效态铍铝合金的拉伸性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论和展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的主要成果 |
四、等静压金属铍材热常数测试（论文参考文献）
- [1]Sr(Zr0.2Hf0.2Ce0.2Yb0.2Me0.2)O3-x高熵陶瓷的制备及热物理性能的研究[D]. 占浩. 内蒙古工业大学, 2021(01)
- [2]液相硅熔渗制备金刚石/碳化硅复合材料及性能研究[D]. 王旭磊. 北京科技大学, 2021
- [3]中高温相变储热介质物性与斜温层传热特性研究[D]. 郭慧倩. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [4]放电等离子烧结法（SPS）制备与修复W-10Ti合金靶材[D]. 徐文飞. 合肥工业大学, 2021(02)
- [5]室温下多晶铍的宏观拉伸及微纳压入力学行为研究[D]. 赵世丰. 宁夏大学, 2021
- [6]金属铍的尺寸稳定性机理研究[D]. 瞿宁. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [7]SrZrO3-La2Ce2O7复合陶瓷的热物理及其CMAS腐蚀性能研究[D]. 刘颖. 内蒙古工业大学, 2020
- [8]铍铝合金的激光重熔与增材制造研究[D]. 徐庆东. 中国工程物理研究院, 2020(01)
- [9]铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究[D]. 余良波. 中国工程物理研究院, 2020
- [10]铍铝合金设计、粉末冶金制备及力学性能研究[D]. 刘向东. 中国工程物理研究院, 2019(01)