一、等静压金属铍材线膨胀系数及高温密度的测试（论文文献综述）
张天翔[1]（2021）在《孔隙率梯度多孔氮化硅基陶瓷及其天线罩制备与性能研究》文中进行了进一步梳理随着高超声速飞行器的发展,天线罩必须在更高的工作温度和更恶劣的环境中承受更大的负载和热冲击,同时需要具有更好的电磁波传输特性和更低的瞄准误差,具备全天候工作能力,因此,对透波材料的选择和电结构的设计提出了更为严格的要求。本课题针对耐高温高性能透波天线罩制备材料的迫切需求,优化复合材料的制备工艺,开展孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷制备与表面致密化研究,获得孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷的热、力和电学性能。通过调控各成分比例和烧结工艺,制备出孔隙可控氮化硅基陶瓷材料;设计制备了孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷,并对其进行了表面致密化处理,研究了复合材料力学、热学及电学性能;最后制备了孔隙梯度化结构氮化硅基天线罩,通过无损检测、耐热试验、静力试验以及电性能测试,评价了透波材料及天线罩的耐温性、结构强度及透波性能。首先采用液相溶胶替代部分陶瓷粉体,同时将造孔剂与粉体枝接等方式对原料进行预处理,并制备试样,在对材料孔隙率与介电性能的影响较小情况下,有效提高了多孔氮化硅的力学性能,其弯曲强度可提升21.7%。氮化硅坯体在烧结过程中经历了生成烧结助剂液相、α-Si3N4向β-Si3N4转变及烧结致密化过程。研究发现在1650℃保温可以有效使Yb2Si2O7结晶,经过结晶处理后试样的高温强度提升了68.9%。研究结果表明,材料的力学性能随着孔隙的增加而变差,而孔隙率增加有助于材料透波性能的提升,课题通过改变各工艺参数,实现了材料孔隙率在30.1%～80.3%间的可控调节。通过建立梯度氮化硅基陶瓷材料数学模型,进行多层结构的优化设计,确定选择梯度化结构材料的层数为5,厚度为5.8mm,选择孔隙率为30.1%、介电常数为4.8的氮化硅基陶瓷材料作为高致密层,选用孔隙率为80.3%、介电常数为1.3的氮化硅基陶瓷材料作为最内层,控制冷冻胶凝成型温度为-196℃,制备了梯度氮化硅基陶瓷平板试件。电性能测试表明,在8～40GHz的工作频率范围内,材料的透波率均大于70%。采取等离子体射频磁控反应溅射法制备多孔氮化硅表面致密层,沉积温度为500℃时,试样表面沉积层均匀性较好。表面致密化处理后的材料弯曲强度为287.7MPa,介电常数为4.97。基于上述梯度氮化硅基陶瓷平板试件制备工艺,确定了冷冻反应时间为15min,通过先脱除阳模再脱除阴模的脱模控制,有效改善了坯体因收缩不匀、受力不均等因素而造成的变形和表面开裂现象,制备出较大尺寸的梯度氮化硅基陶瓷天线罩样件。采用无损检测技术验证了天线罩型面完整,壁厚均匀,内部无危险裂纹或缺陷。通过静力试验考核了天线罩的承载性能,试验中,加载到150%载荷时,驻点位移为3.155mm,根部位移为0.275mm,试验后,天线罩无破坏、无损伤。通过静热试验考核了天线罩的耐热性能,天线罩外表面最高温度达到780℃,最高温度点出现在距离顶点0.15m的截面上,试验后,天线罩无破坏、无损伤。最后,测试了天线罩的透波性能,其最低透波率为71.5%。
王芊[2]（2021）在《聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究》文中提出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。
王旭磊[3]（2021）在《液相硅熔渗制备金刚石/碳化硅复合材料及性能研究》文中研究指明金刚石/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。
仝永成[4]（2020）在《氢分离用质子导体陶瓷膜的制备及应用研究》文中进行了进一步梳理发展氢经济需要建立包括氢气生产、提纯、储存、利用和回收等在内的完整技术与产业链,从含氢混合气中选择性地提纯氢气仍然具有挑战性,特别是从稀释氢混合气中提纯氢气。与传统的氢气分离技术相比,氢分离用质子导体陶瓷膜具有耗能低、稳定性良好、机械强度高、操作简单和膜材料便宜等众多优点。目前研究的氢分离用陶瓷膜的性能受限于双极电导率特别是电子电导率的不足,不能满足实际工业应用的要求,迫切需要开发新型陶瓷膜材料,并优化氢分离用陶瓷膜的结构以降低质子体相传输阻抗和氢气的表面交换阻抗。本文以Ba Zr0.1Ce0.7Y0.2O3-?（BZCY）为质子导体采用“流延-层叠-热压-共烧结”的工艺路线分别制备了双相混合质子-电子导体陶瓷氢分离膜和质子导体电化学氢泵,实现了氢气的高效分离。首先,采用固相反应法和溶胶凝胶法制备了一系列质子导体燃料电池阴极材料粉体,利用X射线衍射、热膨胀分析以及电导率测定等手段从中遴选出合适的电子导体相,然后将电子导体相和质子导体相复合制备了“多孔|致密|多孔”结构的双相混合质子-电子导体氢分离膜,并对陶瓷膜的氢分离性能进行了研究。结果表明:（1）在所研究的几种电子导体材料中仅有Sr Fe0.75Mo0.25O3-?（SFM）和Gd0.2Ce0.8O2-?（GDC）可作为双相陶瓷氢分离膜的电子导体相,且BZCY/SFM复合陶瓷膜的氢分离性能约为BZCY/GDC复合陶瓷膜的2～3倍;（2）“多孔BZCY/SFM55|致密BZCY/SFM55|多孔BZCY/SFM555”结构的BZCY/SFM55双相陶瓷膜的氢分离性能远低于预期,原因是多孔BZCY/SFM55在高温烧结后具有较低的催化活性;（3）采用Ni O/BZCY作为多孔支撑层,由于原位还原得到的金属Ni具有优异的催化活性,大幅提升了该复合膜的氢分离性能,在750℃下的氢分离速率达到了3.1 m L·cm-2·min-1,即使在500℃的低温下,氢分离速率仍高达2.8 m L·cm-2·min-1。其次,由于双相陶瓷膜氢分离的驱动力为氢浓度差,当原料气中氢浓度较低时无法完成氢气的分离提纯;而质子导体电化学氢泵氢分离的驱动力为外部电场,可以实现逆浓度梯度的可控高效氢分离。故采用“流延-层叠-热压-共烧结”的工艺路线制备了“多孔Ni O/BZCY|致密BZCY|多孔Ni O/BZCY”结构的质子导体电化学氢泵,对该电化学氢泵的还原处理条件进行了优化,阐明了还原温度对电极微结构与催化活性以及氢泵工作特性的影响,研究了该电化学氢泵在低浓度稀释氢中的氢分离回收能力;最后制备了“多孔Ni O/BZCY|致密BZY|多孔Ni O/BZY”结构的电化学氢泵,并研究了其在含CO2气氛下的氢分离回收性能。结果表明:（1）低温还原得到的Ni颗粒上含有大量孔径约70nm的纳米孔,这些纳米孔增大了金属镍对H2的解离和复合反应的催化活性,随着还原温度的升高,Ni颗粒上的纳米孔不断坍塌消失,Ni颗粒的烧结收缩使得Ni颗粒与BZCY颗粒之间的间隙逐渐增大,阻碍了Ni颗粒和BZCY颗粒之间的电荷转移反应;（2）低温还原的电化学氢泵的氢分离性能比高温还原的电化学氢泵提高了～6倍;（3）低温还原的电化学氢泵在500℃下从50%H2-50%N2混合气中分离纯氢的最大速率可以达到15.8 m L·cm-2·min-1,在氢分离过程的法拉第效率几乎为100%,所需能耗仅为1.62k Wh/m3 H2;（4）氢分离性能随原料侧氢浓度的降低而下降,从10%H2-90%N2的稀释氢中回收纯氢,HP500在500℃和1.62V工作条件下的氢分离速率为6.4 m L·cm-2·min-1,回收率为68%;从10%H2-90%CH4的稀释氢中回收纯氢,HP500在500℃和1.3V的工作条件下的氢分离速率为3.65 m L·cm-2·min-1,回收率为39%;（5）“多孔Ni O/BZCY|致密BZY|多孔Ni O/BZY”电化学氢泵可以实现H2-CO2混合气中的长期稳定氢分离和回收,在连续50h的氢分离测试过程中没有观察到显着的泵氢电压上升现象,测试后未见Ba CO3杂质相的生成。最后,采用“流延-层叠-热压-共烧结”的工艺路线制备了“多孔Ni O/BZCY|致密BZCY|多孔BZCY”骨架,利用湿化学浸渍法将Ba Gd0.8La0.2Co2O6-?（BGLC）纳米颗粒负载到多孔BZCY中得到质子导体单电池,研究了该电池的放电-电解特性。结果表明:（1）该单电池具有非常优异的放电特性,750℃下的最大输出功率密度为1.20W·cm-2,即使在500℃低温下仍然具有0.43W·cm-2的最大输出功率密度;（2）该电池具有非常优异的电解性能,施加1.3V的电解电压在500℃和700℃下的电解电流分别达到了0.28和1.22A·cm-2;（3）该电池展示了良好的“燃料电池-电解池”循环稳定性,性能在5个循环（累计50h）操作后几乎没有衰减。
张志萍[5]（2020）在《A、B位离子取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）相变温度调控及其热膨胀性能影响》文中认为负热膨胀材料以其独特的“热缩冷胀”性能,在航空航天、微电子芯片封装、传感器、光纤通讯等精密制造领域有着广泛的应用前景。近些年来发现的A2B3O12（A=三价主族金属,过渡金属,镧系金属;B=Mo,W）新型负热膨胀材料具有灵活的化学调控性和优异的负热膨胀性能。A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）材料以制备工艺简单、烧结温度低、负热膨胀性能稳定和室温下不吸湿等优点而备受关注。但是,该系列材料在室温下表现为正热膨胀,随着温度升高发生结构相变,由单斜结构转变为正交结构后才显示优异的负热膨胀特性,相变温度分别在191℃、327℃、372℃、504℃,相变温度较高导致其负热膨胀效应被局限在较窄的高温区间,而且该类材料致密度普遍偏低,制约其应用。针对以上问题,本文以A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料为研究对象,通过A位和B位单离子取代以及A、B位双离子取代来调控该系列材料的相变温度,使其在室温及以上均表现出优异的负热膨胀性能,拓宽其负热膨胀响应温度区间。从取代离子的元素电负性、离子半径,以及对应钼酸盐的晶体结构、吸湿性等方面综合考虑,选取Sc3+作为A位取代离子,W6+作为B位取代离子。本文主要研究内容分为以下五个部分:1、A位Sc3+取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料相变温度调控及其热膨胀性能影响通过低电负性Sc3+取代A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料的A位阳离子,合成A2-xScxMo3O12（0≤x<2）系列材料,考察该系列材料的晶体结构、微观形貌、相变特性及其负热膨胀性能随Sc3+取代量（x）的变化规律,掌握A位Sc3+取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料相变温度的调控规律和负热膨胀性能的影响。研究结果表明,A位Sc3+取代可以有效降低该系列材料的相变温度,拓宽其负热膨胀响应温度区间,使其表现为更为优异的负热膨胀性能。A2-xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）相变温度的调控并不取决于A位阳离子电负性的高低,而是取决于桥氧键A-O-Mo两侧（A2-xScx）与Mo之间元素电负性差值和离子半径差值的共同作用。2、A2-xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料微观热膨胀性能研究和致密化改性合成A2-xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料时,为了避免原料挥发,烧结制备温度低以及钼酸盐自身的特性缺陷导致该系列陶瓷材料的致密度偏低。针对这一问题,对A2-xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料进行微观热膨胀性能研究,优选在室温具有优异负热膨胀性能的陶瓷材料,对其采用三种方法进行致密化改性:①二次烧结合成工艺:将产物经780℃烧结后,提高最终烧结温度,分别在900-1200℃进行二次烧结;②添加烧结助剂:固相法合成时原料中添加3wt%MgO烧结助剂,烧结过程中由于低熔点物质MgMoO4的形成,加速致密化进程;③液相法合成:采用化学共沉淀法合成前驱体,经过热处理制备得到产物。着重分析致密化过程对陶瓷材料晶体结构、微观形貌、致密度、相变特性和负热膨胀性能的影响规律。研究结果表明,A2xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列优选的陶瓷材料致密度得到了有效提高,表现出更为稳定优异的负热膨胀性能。3、B位W6+取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料相变温度调控及其热膨胀性能影响A2B3O12（A=Al,In,Cr,Fe;B=Mo,W）系列材料为类质同象化合物,当A为Al,In两种元素时,相应钨酸盐的相变温度低于其钼酸盐的;Cr2W3O12、Fe2W3O12为亚稳相,难以合成。因此通过W6+取代A2Mo3O12（A=Al,In,Cr）系列材料的B位Mo6+,固相法合成A2Mo3-xWxO12（0≤x≤2.5）系列材料,分析了 B位W6+取代对A2Mo3-xWxO12系列材料晶体结构和微观形貌的影响,研究A2Mo3-xWxO12系列材料的热膨胀性能和结构相变的变化历程,掌握B位W6+取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料相变温度调控规律以及负热膨胀性能的影响。研究结果表明,B位W6+取代也可以在一定范围内降低A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）相变温度,拓宽其负热膨胀响应温度区间,但仅实现将Al2Mo3O12的相变温度调控到室温及以下。4、A、B位Sc3+、W6+共同取代对A2Mo3O12（A=In,Cr）系列材料相交温度调控及其热膨胀性能影响W6+取代A2Mo3O12（A=In,Cr）只能在一定的范围进行相变温度调控,在前面工作的研究基础上,尝试采用A、B位Sc3+、W6+双离子共同取代母相材料A2Mo3O12（A=In,Cr）的阳离子,以期获得性能更为优异的A2-xScxMo3-yO12（A=In,Cr）系列负热膨胀材料。研究分析Sc3+、W6+共同取代对母相材料A2Mo3012（A=In,Cr）的晶体结构、物相组成、微观形貌、相变特性及其负热膨胀性能的影响,探讨相变调控机制及其负热膨胀机理。研究结果表明,双离子共同取代对A2Mo3O12（A=In,Cr）相变温度的调控效果比单离子取代的更好。5、基于密度泛函理论计算模拟A2-xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）时系列材料相变过程A位Sc3+调控A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料的相变温度具有明显的规律性和良好的调控效果。以A2-xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）为例,通过理论计算模拟离子取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料的相变温度调控规律,为实验工作提供理论支撑。基于密度泛函理论,计算在相同Sc3+取代率下A2-xScxMo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料正交结构、单斜结构的总能量,根据能量变化,模拟室温下该系列材料的相变过程,从理论计算的角度掌握A位Sc3+取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）系列材料的相变温度的影响规律。研究结果表明,模拟计算结果和实验结果相吻合。
刘卓萌[6]（2020）在《Ti-Ti5Si3复合梯度多孔材料的制备及性能表征》文中指出Ti5Si3具有高熔点、高硬度、低密度、耐腐蚀等诸多优异性能,对其开展高温腐蚀环境下的高效吸音、传热和过滤行业的研究,具有一定的理论意义与实际应用价值。本课题以制备新型过滤材料为研究背景,首次采用限域内原位反应烧结工艺,以Ti粉和高纯石英管为原料,制备了Ti-Ti5Si3复合梯度多孔材料,证明了该成形技术的可行性。通过SEM对多孔材料孔结构进行分析,发现:制备的Ti-Ti5Si3复合梯度多孔材料基体孔隙尺寸为1050μm;膜层孔隙尺寸为0.10.3μm,厚度13μm,且膜层孔隙为连通孔。对制备的梯度多孔膜层进行了X射线衍射及EDS分析,确定了原位反应生成的多孔膜层物相成分主相为Ti5Si3相,次相为Ti Si相、Ti O2相。通过对孔隙性能进行实验数据分析,发现制备的Ti-Ti5Si3复合梯度多孔材料随着原始Ti粉粒径减小、烧结温度升高以及保温时间延长,其最大冒泡点孔径呈减小趋势,且最大冒泡点孔径最小可到7.3μm;相对于多孔钛,其相对透气系数呈降低趋势,最小为35.83 m3/h·k Pa·m2,缩减率为45.84%;其相对渗透系数同样呈降低趋势,最小为9.29m3/h·k Pa·m2,缩减率为62.6%。通过材料的热膨胀性能测试,证明金属钛多孔试样的线膨胀系数远远大于石英管。因此,在原位反应烧结过程中,石英管内壁对金属钛多孔生坯产生烧结压应力,此应力有利于生坯表面原位反应的进行,该烧结过程类似于传统意义上的加压原位反应烧结。由于Ti-Si系金属间化合物中Ti5Si3相化学性质最稳定,如果烧结过程中原位反应进行充分,最终获得的多孔膜层成分将是富钛硅化物Ti5Si3相。
杨华兴[7]（2020）在《Fe-Cr-Al电热合金制备工艺及性能研究》文中指出近年来我国推行“煤改电”政策为电热合金行业的发展带来了新的契机。Fe-Cr-Al合金是国内应用最广泛的电热合金,该合金耐高温、耐腐蚀、抗氧化、耐辐射,可广泛应用在核电、多孔材料、汽车与发电、电热等领域。目前商用铁铬铝合金性能最优异的是瑞典的Kanthal品牌,Kanthal APMT、AF系列合金因采用粉末冶金方法成形而闻名全球,该系列合金性能佳、效益好、市场广,但其具体制备工艺却鲜有公开报道。本文来源于校企合作横向课题,基于高性能铁铬铝工业化生产的可行性进行研究,以期制备出综合性能接近Kanthal品牌的合金丝材。设计了电渣重熔法和粉末冶金法来生产制备铁铬铝合金丝材,对合金各工艺状态下的组织及性能进行了研究,通过热处理工艺对合金的加工和使用性能进行优化,对两种工艺的高温抗氧化性进行深入研究并探讨其氧化机理。首先,真空感应熔炼制备出母合金棒料,然后将其分别进行电渣重熔及惰性气雾化制粉。结果表明:（1）电渣重熔后O、N含量降低至16 ppm、18 ppm,可去除大部分非金属夹杂物。母合金铸锭抗拉强度低,电渣锭晶粒粗大。电渣锭夹杂物数量和尺寸均比粉末材多。（2）经雾化后的粉末粒径细小、球形度好、纯净性高、无卫星球产生。粉末未加粘结剂冷等静压后压坯强度低,经烧结后中心部位致密度较高,周围区域有氮化铝和碳化物存在且孔隙大。（3）两种工艺经锻造后,粉末材维持在10μm的细小晶粒,粉末材锻态的热膨胀系数略小于电渣材,经锻造后粉末材的力学性能更胜一筹,能够很好抑制合金脆性且显着提高合金的高温性能。其次,（1）为了改善合金的加工性能,通过热处理工艺探索出粉末材最优室温拉伸性能与Kanthal品牌相当,延伸率优于Kanthal。原因是粉末材合金内存在弥散分布的Y-Fe相粒子。同时粉末材的抗高温蠕变性能也与Kanthal相当。（2）两种工艺制备的丝材快速寿命测试结果表明:粉末材的氧化膜粘附性更强,寿命值更高,能减少碳氮化物的聚集和缩小合金电阻的不均匀性。在断后伸长量、电阻及电阻率、温降等方面,粉末材性能均优于电渣材。最后进行了氧化性能分析,得出粉末材的抗氧化性能更加出色,氧化速率常数远小于电渣法。铁铬铝合金在1200℃氧化的氧化膜为α-Al2O3,它分为两层,外层薄内层厚,Y的氧化物在氧化物与基体的界面钉扎提高了氧化膜的粘附性。本论文粉末法制备的合金在拉伸性能、快速寿命、氧化增重等方面基本与Kanthal APMT、AF系列达到同等性能,后续对各工艺参数进行优化后可开展工业化生产。
张步豪[8]（2020）在《Ta1-xHfxC基超高温陶瓷的固溶反应烧结、微观结构及性能调控研究》文中认为立方相碳化钽和碳化铪拥有缺碳特性,即Ta Cm和Hf Cn,m、n≤1,可在全化学计量比范围内固溶得到碳化钽铪(Ta1-xHfxC),其固溶体系中Ta0.8Hf0.2C熔点约4027°C,是目前高温热稳定性最佳的超高温陶瓷材料,有望被用作制备高超声速飞行器耐热烧蚀结构件。作为耐热烧蚀结构材料,碳化钽铪超高温陶瓷应具有高致密度、均匀的显微结构和良好的力学性能。但是,Ta C、Hf C及其固溶相均具有极强的共价键特性和较低的自扩散系数,碳化钽铪陶瓷的烧结致密化完全依赖于高温多场辅助烧结手段,难以通过常压烧结实现致密化,这已成为制约碳化钽铪超高温陶瓷发展的瓶颈问题之一。此外,碳化钽铪超高温陶瓷的热学、室温/高温力学性能和耐烧蚀性能,以及固溶度等本征缺陷对其性能的影响也亟待探索。本文围绕着Ta1-xHfxC基超高温陶瓷的固溶行为、烧结致密化、显微结构调控、性能评价及提升和本征缺陷设计的思路,系统地研究了该体系“组成-结构-性能”之间的关系。在常压烧结获得高度致密的Ta0.8Hf0.2C陶瓷基础上,分别通过原位生成和直接外加的方式引入Si C,实现了Ta0.8Hf0.2C基复相陶瓷的微观结构裁剪和性能优化;从过渡族金属碳化物的固溶机理研究出发,筛选出Cr3C2液相烧结助剂,在较低温度实现了Ta1-xHfxC系列固溶相陶瓷的烧结致密化;借助第一性原理（DFT）理论计算预测了本征缺碳Ta1-xHfxCy的脆延转变点,并成功制备出该系列三元碳化物,通过纳米压痕等实验验证了理论计算的可靠性。主要研究内容如下:（1）从具有超高熔点的Ta0.8Hf0.2C相陶瓷的常压烧结致密化出发,深入研究了烧结过程中的固溶行为和烧结致密化机理。研究发现,由酚醛树脂得到的裂解碳提供富碳的烧结环境,还原Ta C和Hf C商用粉体表面杂质氧化物,并有利于1600oC-2200oC温度区间的完成固溶行为。Ta C与Hf C晶界处的固溶行为降低了自身的扩散激活能,促进了以晶界扩散主导的致密化进程。2200oC保温阶段的晶界扩散有助于闭气孔的排出,陶瓷的相对密度由97.3%提高到98.8%。（2）分别以原位引入和直接外加的方式制备出高度致密的Ta0.8Hf0.2C-Si C复相陶瓷:系统地研究了原位引入Si C在Ta0.8Hf0.2C基陶瓷致密化进程中,发生β→α相变;在Ta0.8Hf0.2C基体相中原位生长出长径比高达15.2的晶须状Si C,该“自锁”显微结构具备自增韧的特性,使得复相陶瓷的断裂韧性和三点弯曲强度分别达到5.4±1.2 MPa?m1/2和443±22 MPa,较之Ta0.8Hf0.2C纯相陶瓷分别提升了15%和24%;直接外加的亚微米级Si C颗粒钉扎晶界,阻碍烧结过程中的晶界迁移,抑制了Ta0.8Hf0.2C晶粒的生长。随着Si C的增加,Ta0.8Hf0.2C基复相陶瓷的韧性得到了提高,从4.7 MPa?m1/2比提高到5.7MPa?m1/2,优化幅度21.3%。直接外加10vol%Si C的复相陶瓷在等离子体火焰烧蚀考核中线性烧蚀率仅为Ta0.8Hf0.2C纯相陶瓷的五分之一,且烧蚀后得到双层氧化保护层。（3）使用Cr3C2助剂在1800oC制备出相对密度>97%的Ta1-xHfxC三元固溶相陶瓷。系统地研究了Cr3C2助剂对不同Ta/Hf固溶比的Ta1-xHfxC样品烧结致密化的贡献,深入分析了Cr3C2作为液相烧结后与主相晶粒的固溶行为和机理。Ta C与Cr3C2存在明显低温共熔现象（～1462oC）,因而固溶相中Ta C所占比重决定了实际线收缩最大速率发生温度。Cr3C2作为液相烧结助剂,随着烧结温度变化从面心正交晶型（Cr3C2、Cr7C3）脱碳相变成面心立方相(Cr23C6),并与Ta1-xHfxC主相晶粒发生有限固溶。烧成的Ta0.5Hf0.5C综合力学性能较好,弯曲强度达到492±19 MPa,弹性模量为374±9 GPa,维氏硬度（HV3）为19.9±0.6 GPa,断裂韧性为5.8±0.3 MPa?m1/2,CTE（室温至1000oC）约7.51×10-6/K。（4）基于密度泛函理论（DFT）的无序结构计算方法（SQS）,预测了Ta1-xHfxCy（0<x<1,0.8≤y≤1）材料的硬度、模量和脆延性转变点。根据Pugh比值和泊松比的“脆延”判据,预判Ta0.8Hf0.2C0.8是Ta1-xHfxCy材料中脆性-延性转变点,其k值为0.58,v值为0.26,介于离子键和金属键属性之间。实验上,Ta0.8Hf0.2C1.0的硬度由34.4±1.9 GPa增加到Ta0.8Hf0.2C0.8的41.3±1.3 GPa:晶胞中碳原子的缺失在短程范围内引起了不均匀原子排布,有效地抑制位错运动,阻碍滑移发生,达到硬化的效果。相应的压痕模量从641.7±14.8GPa降至555.8±9.9 GPa。XPS图谱对制备的Ta1-xHfxCy材料C 1s区域分析,晶格中碳空位浓度增加,C-Me（Hf/Ta）特征峰会发生偏移。C-Me特征峰则随缺碳程度增加而变小,Ta0.2Hf0.8C1.0相缺碳后向更低能量方向偏移;而Ta0.8Hf0.2Cy样品,C-Me特征峰在缺碳后峰值升高,Ta0.8Hf0.2C0.8化合物位于282.9 e V附近。原本被C原子束缚的Hf/Ta核外价电子能够自由的活跃在费米能级附近,材料因而获得金属性,Ta0.8Hf0.2C0.8化合物的金属性最强。
谢敏[9]（2020）在《Er2O3掺杂新型热障涂层材料结构及性能研究》文中研究说明随着航空飞行器推重比的不断增加,其发动机燃烧室温度越来越高,工作环境也更加苛刻,这对热障涂层结构稳定性、热学、力学以及热辐射性能等方面都提出了更苛刻的要求。目前,热障涂层领域广泛使用的是氧化钇稳定氧化锆（YSZ）陶瓷材料,稀土锆酸盐作为一种新型的热障涂层材料也受到了广泛关注。但YSZ热障涂层的热导率相对较高,高温热辐射吸收率低、在高温下容易发生相变造成涂层开裂脱落并失效;稀土锆酸盐则由于其热膨胀系数低、断裂韧性差等原因不能获得广泛应用。利用稀土氧化物对热障涂层材料掺杂改性成为新型热障涂层材料的主要研究方向之一。众多稀土氧化物中,Er2O3在改善ZrO2和La2Zr2O7陶瓷材料晶体结构稳定性及热导率等方面表现出一定的优越性,但其对不同热障涂层材料其他性能的影响及在EB-PVD热障涂层中的应用鲜见报道,缺乏全面、系统以及深入的研究。本文利用稀土氧化物Er2O3分别对9YSZ和Sm2Zr2O7两种不同的热障涂层材料掺杂,采用固相合成法制备了Er2O3掺杂9YSZ（ESZ）和（Sm1-xErx）2Zr2O7陶瓷材料,系统地考察了Er2O3及其掺杂量对材料晶体结构及其高温稳定性、显微组织形貌、热膨胀、热导率、热辐射以及力学性能的影响;采用电子束物理气相沉积（EB-PVD）在金属基体上制备了 ESZ热障涂层,测试并分析热障涂层1100℃热冲击寿命及失效原因;获得Er2O3对两种热障涂层材料结构及性能的影响机制。主要研究结果表明:（1）Er2O3的掺杂提高了 ESZ陶瓷材料及其EB-PVD涂层四方相结构的稳定性,高温1300℃以下无相变,1400℃有少量单斜m相生成;随着Er2O3掺杂量的增加,ESZ的高温结构稳定性增强;Er2O3掺杂后,（Sm1-xErx）2Zr2O7陶瓷材料晶格发生畸变,晶格振动减弱,表现为低序度的烧绿石结构。（2）Er2O3掺杂对晶体生长有一定的限制作用,ESZ的EB-PVD涂层柱状晶生长取向发生变化,柱状晶簇间隙减少,涂层表面粗糙度降低,进而使表面红外反射率增大。Er元素在（Sm1-xErx）2Zr2O7陶瓷材料中偏析于晶界处,抑制了晶粒的生长,使材料表现出一定的抗烧结性。（3）Er3+与Y3+和Sm3+的质量及半径差异增强了晶格中的声子散射,使两种材料的热导率均有所降低。1200℃时,10ESZ陶瓷材料热导率比9YSZ降低10%左右,（Sm1-xErx）2Zr2O7陶瓷材料比Sm2Zr2O7降低8%左右。（4）Er2O3的掺杂对ESZ和（Sm1-xErx）2Zr2O7固溶体晶格能及离子键强度的影响较小,或有降低作用。因此,ESZ陶瓷材料和（Sm1-xErx）2Zr2O7陶瓷的热膨胀系数都大于11 × 10-6K-1,（Sm1-xErx）Zr2O7断裂韧性由1.1MPa.m/2提高到 1.4MPa.m1/2 左右。（5）高温时,陶瓷材料辐射热导率基本与温度的三次方T3呈线性比例关系增大,Er2O3的光谱吸收特性及晶格振动模式的变化使ESZ陶瓷材料高温红外吸收（发射率）由0.65增大到0.75以上,短波6μm以下尤为显着;（Sm1-xErx）2Zr2O7的辐射热导率与红外发射率（吸收率）变化规律一致,随着Er2O3掺杂量出现先增大后减小的规律,Er2O3的最佳掺杂量为x=0.1,此时红外发射率达到0.75以上。（6）ESZ涂层失效的主要因素包括粘结层Al、Cr和Co等元素的扩散、TGO生长及演变造成的裂纹扩展。Er2O3掺杂后,ESZ涂层柱状晶簇间隙减少造成了应变容限降低,涂层1100℃热冲击3500次后开始失效。但随着Er2O3掺杂量的增加,涂层柱状晶尺寸变得均匀且堆积致密,阻碍了O元素的扩散,使粘结层TGO生长、演变程度减小,抗热冲击寿命又提高到4000次。
余良波[10]（2020）在《铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究》文中认为铍铝合金（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。
二、等静压金属铍材线膨胀系数及高温密度的测试（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、等静压金属铍材线膨胀系数及高温密度的测试（论文提纲范文）
（1）孔隙率梯度多孔氮化硅基陶瓷及其天线罩制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 航天透波材料应用概述 |
| 1.2.1 天线罩结构与材料需求 |
| 1.2.2 陶瓷透波材料发展 |
| 1.3 氮化硅基透波陶瓷材料 |
| 1.3.1 氮化硅基陶瓷透波材料制备 |
| 1.3.2 氮化硅基陶瓷透波材料增韧 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 材料与研究方法 |
| 2.1 氮化硅基陶瓷的制备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 微观结构与成分分析 |
| 2.2.2 性能测试 |
| 第3章 氮化硅基陶瓷的制备工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氮化硅基陶瓷材料的组成设计与优化研究 |
| 3.2.1 氮化硅基陶瓷组分分析研究 |
| 3.2.2 粉体枝接造孔剂对复相陶瓷材料性能的影响 |
| 3.3 氮化硅基陶瓷制备工艺研究 |
| 3.3.1 陶瓷粉料的均匀化分散工艺 |
| 3.3.2 氮化硅基陶瓷烧结工艺 |
| 3.4 氮化硅基陶瓷复合材料微观组织调控及性能研究 |
| 3.4.1 固相含量的影响 |
| 3.4.2 烧结温度的影响 |
| 3.4.3 烧结助剂的影响 |
| 3.4.4 造孔剂含量的影响 |
| 3.4.5 BN含量的影响 |
| 3.4.6 氮化硅纳米线的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 孔隙梯度化氮化硅基陶瓷的结构设计与制备方法优化研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 基于介电性能调控的氮化硅基陶瓷孔隙梯度化结构设计 |
| 4.2.1 多层结构透波数学模型建立 |
| 4.2.2 介电梯度结构设计 |
| 4.2.3 层间厚度及介电常数公差的影响分析 |
| 4.2.4 梯度化结构材料电性能模拟分析 |
| 4.2.5 梯度化结构材料热性能模拟分析 |
| 4.3 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷材料的制备 |
| 4.3.1 坯体胶凝反应研究 |
| 4.3.2 层间冷冻技术研究 |
| 4.3.3 梯度氮化硅基陶瓷的制备 |
| 4.3.4 梯度氮化硅基陶瓷的结构表征 |
| 4.4 氮化硅基陶瓷的表面致密化及性能研究 |
| 4.4.1 表面致密层材料的选择和制备技术 |
| 4.4.2 氮化硅基陶瓷表面致密层组成分析 |
| 4.4.3 氮化硅基陶瓷复合材料的力学性能和介电性能 |
| 4.4.4 氮化硅基陶瓷复合材料的吸水性与气密性 |
| 4.4.5 氮化硅基陶瓷复合材料的热震性能与烧蚀性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩的制备与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩制备研究 |
| 5.2.1 天线罩制备工艺设计 |
| 5.2.2 天线罩成型工艺控制 |
| 5.3 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩无损检测技术研究 |
| 5.4 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩性能测试研究 |
| 5.4.1 天线罩力学性能研究 |
| 5.4.2 天线罩耐热性能研究 |
| 5.4.3 天线罩电性能测试 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
（2）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 |
（3）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 |
（4）氢分离用质子导体陶瓷膜的制备及应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高温陶瓷氢分离膜的氢分离机理 |
| 1.3 高温陶瓷氢分离膜的研究现状 |
| 1.3.1 质子-电子混合导体陶瓷膜(MPEC)的研究现状 |
| 1.3.2 电化学陶瓷氢泵(HPEC)的研究现状 |
| 1.3.3 高温陶瓷氢分离膜的稳定性 |
| 1.4 高温陶瓷氢分离膜的应用 |
| 1.4.1 固态电化学传感器 |
| 1.4.2 涉氢膜反应器 |
| 1.4.3 高温质子导体燃料电池和电解池 |
| 1.5 本论文的研究思路和主要研究内容 |
| 第2章 实验仪器及表征测试方法 |
| 2.1 实验常用试剂及原料 |
| 2.2 实验仪器与设备 |
| 2.3 材料的表征技术 |
| 2.3.1 X射线粉末衍射 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜 |
| 2.3.3 X射线光电子能谱 |
| 2.3.4 热膨胀分析 |
| 2.3.5 阿基米德法测孔隙率 |
| 2.3.6 压汞法测孔径分布 |
| 2.4 陶瓷氢分离膜电化学性能测试和氢分离性能测试 |
| 2.4.1 电导率测试 |
| 2.4.2 电化学阻抗谱 |
| 2.4.3 陶瓷氢分离膜的氢分离性能测试 |
| 第3章 BZCY/SFM双相陶瓷氢分离膜的制备与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 双相陶瓷氢分离膜电子导体材料的筛选 |
| 3.2.1 备选电子导体粉体的制备 |
| 3.2.2 电子导体氧化物粉体在氧化和还原气氛下的稳定性 |
| 3.2.3 电子导体与质子导体BZCY的化学相容性 |
| 3.2.4 电子导体与质子导体BZCY的热膨胀匹配性 |
| 3.2.5 电子导体及双相质子-电子混合导体在还原气氛下的电导率 |
| 3.3 BZCY/SFM55 双相陶瓷氢分离膜的制备与氢分离性能研究 |
| 3.3.1 BZCY/SFM55 双相陶瓷氢分离膜的制备 |
| 3.3.2 BZCY/SFM双相陶瓷氢分离膜的微观形貌 |
| 3.3.3 BZCY/SFM55 双相陶瓷氢分离膜的氢分离性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 还原温度对电化学陶瓷氢泵微结构及氢分离性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电化学陶瓷氢泵的制备 |
| 4.3 还原温度对电极微结构的变化 |
| 4.4 还原温度对陶瓷氢泵电化学阻抗的影响 |
| 4.5 还原温度对电化学氢泵性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 工作条件对电化学陶瓷氢泵氢分离性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 工作条件对电化学陶瓷氢泵氢分离性能的影响 |
| 5.2.1 操作温度对电化学陶瓷氢泵氢分离性能的影响 |
| 5.2.2 原料侧氢浓度对电化学陶瓷氢泵氢分离性能的影响 |
| 5.2.3 气体湿度对电化学陶瓷氢泵氢分离性能的影响 |
| 5.3 电化学陶瓷氢泵在稀释氢混合气中的工作特性 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 BZY 基电化学陶瓷氢泵的制备氢分离性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 BZY粉体的制备、烧结与电导行为测试 |
| 6.3 BZY 基电化学陶瓷氢泵的制备和氢分离性能研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 中低温可逆质子导体电池制备与性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 对称电池和单电池的制备及BGLC浸渍量的优化 |
| 7.2.1 对称电池和单电池骨架的制备 |
| 7.2.2 BGLC的制备和浸渍量的优化 |
| 7.3 可逆燃料电池-电解池性能研究 |
| 7.3.1 单电池的放电特性 |
| 7.3.2 单电池的可逆燃料电池-电解池性能 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 全文总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的论文和研究成果 |
（5）A、B位离子取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）相变温度调控及其热膨胀性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 热膨胀概述 |
| 1.1.1 固体材料热膨胀机理 |
| 1.1.2 热膨胀系数 |
| 1.2 负热膨胀材料 |
| 1.2.1 负热膨胀材料的发展概述 |
| 1.2.2 负热膨胀材料的分类 |
| 1.3 负热膨胀机理 |
| 1.3.1 低能横向热振动模式 |
| 1.3.2 天平振动模式 |
| 1.3.3 刚性(准刚性)多面体的耦合转动模式 |
| 1.4 A_2B_3O_(12)系列负热膨胀材料 |
| 1.4.1 A_2B_3O_(12)系列材料概述 |
| 1.4.2 A_2B_3O_(12)系列负热膨胀材料的研究现状 |
| 1.4.3 A_2B_3O_(12)系列负热膨胀材料存在的问题 |
| 1.5 本论文的研究工作 |
| 1.5.1 本论文的主要研究内容 |
| 1.5.2 本论文的创新点 |
| 第二章 Sc~(3+)取代对A_2Mo_3O_(12)(A=Al,In,Cr,Fe)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 性能表征 |
| 2.3 结果分析与讨论 |
| 2.3.1 Sc~(3+)取代对Al_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 2.3.2 Sc~(3+)取代对In_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 2.3.3 Sc~(3+)取代对Cr_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 2.3.4 Sc~(3+)取代对Fe_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 2.3.5 Sc~(3+)取代对A_2Mo_3O_(12) (A=Al,In,Cr, Fe)相变温度调控的机理分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 A_(2-x)Sc_xMo_3O_(12) (A=Al,In,Cr,Fe)致密化改性及其热膨胀性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 性能表征 |
| 3.3 结果分析与讨论 |
| 3.3.1 In_(2-x)Sc_xMo_3O_(12)微观热膨胀性能研究及其致密化改性 |
| 3.3.2 Al_(1.6)Sc_(0.4)Mo_3O_(12)微观热膨胀性能研究及其致密化改性 |
| 3.3.3 Cr_(0.6)Sc_(1.4)Mo_3O_(12)微观热膨胀性能研究及其致密化改性 |
| 3.3.4 Fe_(0.5)Sc_(1.5)Mo_3O_(12)微观热膨胀性能研究及其致密化改性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 W~(6+)取代对A_2Mo_3O_(12) (A=Al,In,Cr,Fe)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 W~(6+)取代对Al_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 4.3.2 W~(6+)取代对In_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 4.3.3 W~(6+)取代对Cr_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 4.3.4 W~(6+)取代对A_2Mo_3O_(12) (A=Al,In,Cr,Fe)相变温度调控的机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Sc~(3+)、W~(6+)共同取代对A_2Mo_3O_(12) (A=In,Cr)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Sc~(3+)、W~(6+)共同取代对In_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 5.3.2 Sc~(3+)、W~(6+)共同取代对Cr_2Mo_3O_(12)相变温度调控及其热膨胀性能影响 |
| 5.3.3 Sc~(3+)、W~(6+)共同取代对A_2Mo_3O_(12)(A=In,Cr)相变温度调控的机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Sc~(3+)取代对A_2Mo_3O_(12)(A=Al,In,Cr,Fe)相变特性影响的第一性原理计算 |
| 6.1 前言 |
| 6.1.1 第一性原理理论 |
| 6.1.2 密度泛函理论 |
| 6.1.3 交换关联泛函 |
| 6.1.4 计算工具简介 |
| 6.2 基于密度泛函理论A_(2-x)Sc_xMo_3O_(12) (A=Al,In,Cr, Fe)的第一性原理计算 |
| 6.2.1 In_(2-x)Sc_xMo_3O_(12)的第一性原理计算 |
| 6.2.2 Al_(2-x)Sc_xMo_3O_(12)的第一性原理计算 |
| 6.2.3 Cr_(2-x)Sc_xMo_3O_(12)的第一性原理计算 |
| 6.2.4 Fe_(2-x)Sc_xMo_3O_(12)的第一性原理计算 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）Ti-Ti5Si3复合梯度多孔材料的制备及性能表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 多孔材料简介 |
| 1.1.1 金属多孔材料 |
| 1.1.2 金属间化合物多孔材料 |
| 1.1.3 陶瓷多孔材料 |
| 1.1.4 高分子多孔材料 |
| 1.2 梯度多孔材料简介 |
| 1.2.1 陶瓷梯度多孔材料 |
| 1.2.2 金属梯度多孔材料 |
| 1.2.3 金属-陶瓷梯度多孔材料 |
| 1.3 本文的研究背景、主要内容及研究意义 |
| 1.3.1 研究背景 |
| 1.3.2 主要内容 |
| 1.3.3 研究意义 |
| 第二章 实验设计及方法 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验原料参数 |
| 2.1.2 实验仪器参数 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 实验流程 |
| 2.2.2 样品制备 |
| 2.2.3 反应原理 |
| 2.3 Ti-Ti_5Si_3复合梯度多孔材料的组织成分、结构分析及性能表征 |
| 2.3.1 成分及组织形貌分析 |
| 2.3.2 物理性能测试 |
| 2.3.3 多孔材料的过滤性能表征 |
| 2.3.4 多孔材料的热膨胀系数 |
| 第三章 Ti-Ti_5Si_3复合梯度多孔材料的制备与表征 |
| 3.1 Ti-Ti_5Si_3复合梯度多孔材料的制备工艺 |
| 3.1.1 烧结设备 |
| 3.1.2 烧结工艺 |
| 3.2 粉末粒度对Ti-Ti_5Si_3复合梯度多孔材料的影响 |
| 3.2.1 Ti粉的表征 |
| 3.2.2 粉末粒度对基体层微观孔结构的影响 |
| 3.2.3 粉末粒度对多孔膜层微观孔结构的影响 |
| 3.2.4 粉末粒度对多孔膜层微观断口形貌的影响 |
| 3.2.5 物相分析 |
| 3.3 烧结温度对Ti-Ti_5Si_3复合梯度多孔材料的影响 |
| 3.3.1 烧结温度对基体层微观孔结构的影响 |
| 3.3.2 烧结温度对多孔膜层微观孔结构的影响 |
| 3.3.3 烧结温度对多孔膜层微观断口形貌的影响 |
| 3.3.4 物相分析 |
| 3.4 保温时间对Ti-Ti_5Si_3复合梯度多孔材料的影响 |
| 3.4.1 保温时间对基体层微观孔结构的影响 |
| 3.4.2 保温时间对多孔膜层微观孔结构的影响 |
| 3.4.3 保温时间对多孔膜层微观断口形貌的影响 |
| 3.4.4 物相分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 梯度多孔材料的过滤性能 |
| 4.1 粉末粒度对孔径的影响 |
| 4.2 粉末粒度对相对透气系数的影响 |
| 4.3 粉末粒度对相对渗透系数的影响 |
| 4.4 烧结工艺对相对透气系数的影响 |
| 4.5 烧结工艺对相对渗透系数的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Ti_5Si_3多孔膜层孔结构成形机理 |
| 5.1 生坯的制备 |
| 5.2 生坯的孔隙率 |
| 5.3 热膨胀系数 |
| 5.4 孔结构成形机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
（7）Fe-Cr-Al电热合金制备工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 电热合金材料概述 |
| 1.2 铁铬铝系合金概述 |
| 1.2.1 铁铬铝系合金的应用前景 |
| 1.2.2 铁铬铝电热合金 |
| 1.2.3 铁铬铝合金存在问题及改进措施 |
| 1.2.4 商用Kanthal系列合金研究概述 |
| 1.3 熔炼电渣法制备铁铬铝的工艺及特点 |
| 1.3.1 铁铬铝冶炼工艺 |
| 1.3.2 电渣重熔 |
| 1.4 粉末成型法制备铁铬铝的工艺及特点 |
| 1.4.1 高温合金粉末的制备 |
| 1.4.2 气雾化法 |
| 1.4.3 热等静压 |
| 1.5 选题意义及本课题研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 本课题研究内容 |
| 第二章 材料制备与试验方法 |
| 2.1 材料制备方法 |
| 2.1.1 熔炼前原料准备及处理 |
| 2.1.2 试验用材料冶炼及浇铸 |
| 2.1.3 电渣重熔铸锭 |
| 2.1.4 铸锭气雾化制粉 |
| 2.1.5 热等静压工艺 |
| 2.1.6 锻造及热轧工艺 |
| 2.2 化学成分分析 |
| 2.3 组织结构分析 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 扫描电镜及能谱分析 |
| 2.3.3 X射线衍射分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能及高温蠕变试验 |
| 2.5 物理性能测试 |
| 2.5.1 线膨胀系数 |
| 2.5.2 快速寿命、电阻及电阻率 |
| 2.5.3 致密度测定 |
| 2.6 氧化试验 |
| 2.6.1 氧化试样制备 |
| 2.6.2 氧化试验分析 |
| 2.6.3 热重试验 |
| 第三章 制备工艺对铁铬铝合金组织及性能的影响 |
| 3.1 铸锭与电渣锭的对比研究 |
| 3.1.1 合金元素对铁铬铝合金的影响 |
| 3.1.2 铸锭与电渣锭的成分对比 |
| 3.1.3 铸锭与电渣锭的组织和相分析 |
| 3.1.4 铸锭与电渣锭的性能对比研究 |
| 3.2 粉末特性研究 |
| 3.2.1 粉末化学成分 |
| 3.2.2 粉末的粒度分布 |
| 3.2.3 粉末的形状 |
| 3.2.4 粉末的表面物相状态 |
| 3.2.5 粉末的工艺性能 |
| 3.2.6 粉末的成形性 |
| 3.3 两种制备工艺锻造后的铁铬铝合金对比研究 |
| 3.3.1 组织和相分析 |
| 3.3.2 锻造方坯的性能 |
| 第四章 铁铬铝电热合金加工及使用性能的优化 |
| 4.1 铁铬铝电热合金加工性能的优化 |
| 4.1.1 热处理方案的制定及试验 |
| 4.1.2 热处理后性能优异合金的分析 |
| 4.2 铁铬铝电热合金使用性能的分析 |
| 4.2.1 合金的抗高温蠕变性能 |
| 4.2.2 快速寿命试验的各项性能分析 |
| 第五章 铁铬铝电热合金的抗氧化性 |
| 5.1 合金的高温氧化实验 |
| 5.1.1 金属高温氧化热力学 |
| 5.1.2 金属高温氧化动力学 |
| 5.1.3 氧化膜的结构与性质 |
| 5.2 粉末法和电渣法制备合金的氧化试验结果 |
| 5.2.1 氧化增重曲线 |
| 5.2.2 热分析试验分析 |
| 5.3 氧化试样表面及截面分析 |
| 5.3.1 氧化试样表面形貌观察与分析 |
| 5.3.2 氧化表面物相及元素分布 |
| 5.3.3 氧化截面分析 |
| 5.4 铁铬铝电热合金高温抗氧化机理 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间学术成果 |
（8）Ta1-xHfxC基超高温陶瓷的固溶反应烧结、微观结构及性能调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 课题背景 |
| 2.2 热防护系统与热防护材料 |
| 2.3 超高温陶瓷的研究现状 |
| 2.3.1 硼化物超高温陶瓷 |
| 2.3.2 氮化物超高温陶瓷 |
| 2.3.3 碳化物超高温陶瓷 |
| 2.4 钽/铪系碳化物及其复合陶瓷材料的研究现状 |
| 2.4.1 二元钽/铪系碳化物的相关相关系和晶体结构 |
| 2.4.2 立方相二元钽/铪系碳化物的化学键和滑移系 |
| 2.4.3 立方相三元钽/铪系碳化物的化学键和滑移系 |
| 2.5 立方相钽/铪系碳化物的制备、烧结致密化及其烧结助剂 |
| 2.5.1 立方相过渡金属单元碳化物陶瓷粉体的制备 |
| 2.5.2 立方相二元及三元钽/铪系碳化物陶瓷的烧结致密化 |
| 2.5.3 立方相二元及三元钽/铪系碳化物陶瓷的烧结助剂 |
| 2.6 立方相钽/铪系碳化物基超高温陶瓷材料的性能 |
| 2.6.1 立方相钽/铪系碳化物的力学性能及失效行为 |
| 2.6.2 立方相钽/铪系碳化物陶瓷的热膨胀系数及导热性能 |
| 2.6.3 立方相钽/铪系碳化物基材料的抗烧蚀氧化性能 |
| 2.7 课题意义和研究内容 |
| 第3章 测试与表征 |
| 3.1 实验原料和设备 |
| 3.2 样品的测试与表征 |
| 3.2.1 相组成分析 |
| 3.2.2 化学成分分析 |
| 3.2.3 体积密度及气孔率 |
| 3.2.4 微观结构形貌分析 |
| 3.2.5 界面超微观结构 |
| 3.2.6 热导率 |
| 3.2.7 热膨胀系数 |
| 3.2.8 弯曲强度 |
| 3.2.9 弹性模量 |
| 3.2.10 高温三点弯曲强度及其模量 |
| 3.2.11 维氏硬度 |
| 3.2.12 断裂韧性 |
| 3.2.13 烧蚀表征方法 |
| 3.2.14 纳米压痕硬度及其模量 |
| 3.2.15 陶瓷表面XPS谱峰与化学态分析 |
| 3.2.16 陶瓷的拉曼光谱分析 |
| 3.2.17 理论计算 |
| 第4章 常压固相烧结Ta_(0.8)Hf_(0.2)C陶瓷固溶行为、致密化和性能研究 |
| 4.1 实验过程 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.2.1 裂解碳含量对Ta_(0.8)Hf_(0.2)C的常压固相烧结致密化和微观结构的影响 |
| 4.2.2 Ta_(0.8)Hf_(0.2)C的原位固溶行为及固相烧结致密化机理分析 |
| 4.2.3 裂解碳含量对Ta_(0.8)Hf_(0.2)C的室温机械性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 Ta_(0.8)Hf_(0.2)C-SiC复相陶瓷的微观结构裁剪和性能研究 |
| 5.1 实验过程 |
| 5.2 原位生成SiC对 Ta_(0.8)Hf_(0.2)C基陶瓷的微观结构演变的影响和性能研究 |
| 5.2.1 原位反应烧结Ta_(0.8)Hf_(0.2)C-SiC复相陶瓷的相鉴定和固溶行为分析 |
| 5.2.2 原位反应烧结Ta_(0.8)Hf_(0.2)C-SiC的微观结构演变和残余应力分析 |
| 5.3 直接外加SiC对 Ta_(0.8)Hf_(0.2)C基陶瓷的微观结构演变的影响及性能研究 |
| 5.3.1 SiC含量对Ta_(0.8)Hf_(0.2)C基陶瓷的相组成、相对密度和显微结构的影响 |
| 5.3.2 SiC颗粒钉扎下Ta_(0.8)Hf_(0.2)C的固溶行为及致密化机理分析 |
| 5.3.3 SiC对 Ta_(0.8)Hf_(0.2)C陶瓷的室温热/机械性能的影响 |
| 5.3.4 SiC对 Ta_(0.8)Hf_(0.2)C陶瓷的高温热/机械性能的影响 |
| 5.3.5 SiC对 Ta_(0.8)Hf_(0.2)C陶瓷的抗烧蚀行为影响和机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Cr_3C_2助剂对Ta_(1-x)Hf_xC陶瓷的液相烧结致密化的影响和性能研究 |
| 6.1 实验过程 |
| 6.2 实验结果与讨论 |
| 6.2.1 Cr_3C_2 助剂对Ta_(1-x)Hf_xC陶瓷相组成和晶胞参数的影响 |
| 6.2.2 Cr_3C_2 助剂对Ta_(1-x)Hf_xC陶瓷的烧结致密化进程及固溶行为的影响 |
| 6.2.3 Cr_3C_2 助剂对Ta_(1-x)Hf_xC陶瓷的的烧结致密化机理及性能研究 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 碳空位浓度对Ta_(1-x)Hf_xC_y陶瓷的晶胞参数、键合状态及性能的影响研究 |
| 7.1 实验过程 |
| 7.2 碳空位浓度对Ta_(1-x)Hf_xC_y陶瓷的晶胞参数、键合状态及性能的影响研究 |
| 7.2.1 碳空位浓度对Ta_(1-x)Hf_xC_y陶瓷的相组成及微观结构的影响 |
| 7.2.2 碳空位浓度对Ta_(1-x)Hf_xC_y陶瓷的微观机械性能与热学性能的影响 |
| 7.2.3 碳空位浓度对Ta_(1-x)Hf_xC_y陶瓷脆延转变、键合状态的预测与讨论 |
| 7.3 本章小结 |
| 第8章 全文总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文和研究成果 |
（9）Er2O3掺杂新型热障涂层材料结构及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 研究背景及意义 |
| 2.1.1 热障涂层材料的应用 |
| 2.1.2 热障涂层材料结构体系 |
| 2.1.3 热障涂层粘结层材料 |
| 2.1.4 热障涂层陶瓷材料 |
| 2.2 热障涂层材料的研究现状 |
| 2.2.1 氧化钇稳定氧化锆(YSZ) |
| 2.2.2 稀土锆酸盐陶瓷材料 |
| 2.3 热障涂层材料制备技术 |
| 2.3.1 陶瓷材料的制备 |
| 2.3.2 热障涂层制备技术 |
| 2.4 热障涂层材料的失效原因 |
| 2.4.1 TGO的形成和演变 |
| 2.4.2 热膨胀系数不匹配 |
| 2.4.3 烧结和相变 |
| 2.4.4 CMAS腐蚀 |
| 2.5 热障涂层材料热物理性能影响机制 |
| 2.5.1 声子导热机理 |
| 2.5.2 热辐射及其屏蔽 |
| 2.5.3 热膨胀机理及性能改善 |
| 2.6 选题依据及内容 |
| 2.6.1 选题依据 |
| 2.6.2 研究内容 |
| 2.6.3 研究方法及技术路线 |
| 3 样品制备及性能表征 |
| 3.1 实验原材料 |
| 3.2 材料制备仪器与设备 |
| 3.3 样品制备方法 |
| 3.3.1 Er_2O_3掺杂YSZ陶瓷材料的制备 |
| 3.3.2 Sm_2Zr_2O_7陶瓷材料制备 |
| 3.3.3 EB-PVD热障涂层制备 |
| 3.4 物相组成表征与分析 |
| 3.4.1 X射线衍射分析 |
| 3.4.2 Raman光谱分析 |
| 3.4.3 微观组织形貌 |
| 3.4.4 表面粗糙度测试 |
| 3.5 热物理性能测试与分析 |
| 3.5.1 热膨胀系数 |
| 3.5.2 热扩散系数及热导率 |
| 3.5.3 DSC分析 |
| 3.5.4 红外发射率测试 |
| 3.6 体积密度 |
| 3.7 力学性能测试与分析 |
| 3.7.1 弹性模量 |
| 3.7.2 维氏硬度及断裂韧性 |
| 4 Er_2O_3掺杂YSZ陶瓷材料结构及性能研究 |
| 4.1 晶体结构分析 |
| 4.1.1 XRD晶体结构分析 |
| 4.1.2 Raman光谱分析 |
| 4.1.3 晶体结构稳定性 |
| 4.2 显微组织形貌 |
| 4.2.1 ESZ陶瓷材料的微观组织形貌 |
| 4.2.2 粗糙度分析 |
| 4.3 热膨胀系数及分析 |
| 4.3.1 热膨胀系数 |
| 4.3.2 热膨胀系数机理分析 |
| 4.4 热导率及机理研究 |
| 4.4.1 热容 |
| 4.4.2 热扩散系数及热导率 |
| 4.4.3 导热机理分析 |
| 4.5 热辐射特性 |
| 4.5.1 热辐射透过率 |
| 4.5.2 热辐射吸收特性 |
| 4.5.3 晶格振动对吸收特性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Er_2O_3掺杂YSZ EB-PVD热障涂层结构及性能研究 |
| 5.1 EB-PVD热障涂层晶体结构 |
| 5.1.1 XRD结构分析 |
| 5.1.2 涂层晶体结构稳定性 |
| 5.2 涂层显微形貌 |
| 5.2.1 涂层表面形貌 |
| 5.2.2 涂层截面形貌 |
| 5.2.3 涂层能谱分析 |
| 5.2.4 涂层表面粗糙度 |
| 5.3 抗热冲击性能 |
| 5.3.1 晶体结构变化 |
| 5.3.2 组织形貌变化 |
| 5.3.3 失效分析 |
| 5.4 涂层红外反射率 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Er_20_3掺杂对(Sm_(1-x)Er_x)_2Zr_2O_7陶瓷材料结构及性能的影响 |
| 6.1 (Sm_(1-x)Er_x)_2Zr_2O_7晶体结构 |
| 6.1.1 XRD介析 |
| 6.1.2 Raman光谱分析 |
| 6.1.3 结构稳定性 |
| 6.2 显微组织形貌 |
| 6.2.1 SEM分析 |
| 6.2.2 表面粗糙度 |
| 6.3 热膨胀系数 |
| 6.3.1 陶瓷材料的热膨胀系数测试结果 |
| 6.3.2 热膨胀系数影响机理 |
| 6.4 热导率的测试与分析 |
| 6.4.1 热容的测试及计算 |
| 6.4.2 热扩散系数 |
| 6.4.3 热导率 |
| 6.5 热辐射性能 |
| 6.5.1 热辐射透过性 |
| 6.5.2 红外发射率 |
| 6.5.3 晶格振动的影响 |
| 6.6 力学性能测试与分析 |
| 6.6.1 硬度测试与分析 |
| 6.6.2 弹性模量及断裂韧性 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 结论 |
| 8 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 |
（10）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 |
四、等静压金属铍材线膨胀系数及高温密度的测试（论文参考文献）
- [1]孔隙率梯度多孔氮化硅基陶瓷及其天线罩制备与性能研究[D]. 张天翔. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [2]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)
- [3]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
- [4]氢分离用质子导体陶瓷膜的制备及应用研究[D]. 仝永成. 中国科学院大学(中国科学院上海硅酸盐研究所), 2020(03)
- [5]A、B位离子取代对A2Mo3O12（A=Al,In,Cr,Fe）相变温度调控及其热膨胀性能影响[D]. 张志萍. 扬州大学, 2020
- [6]Ti-Ti5Si3复合梯度多孔材料的制备及性能表征[D]. 刘卓萌. 西安石油大学, 2020
- [7]Fe-Cr-Al电热合金制备工艺及性能研究[D]. 杨华兴. 江苏大学, 2020(02)
- [8]Ta1-xHfxC基超高温陶瓷的固溶反应烧结、微观结构及性能调控研究[D]. 张步豪. 中国科学院大学(中国科学院上海硅酸盐研究所), 2020(03)
- [9]Er2O3掺杂新型热障涂层材料结构及性能研究[D]. 谢敏. 北京科技大学, 2020(01)
- [10]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