一、EFFECTS OF COMBINED ADDITIONS OF TUNGSTEN AND MOLYBDENUM ON THE CREEP PROPERLIES OFFe_3Al-BASED ALLOYS（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。
常浩[2]（2021）在《低温热压烧结Wf/W基复合材料及其结构与性能》文中研究表明金属钨（W）材料具有高熔点、低溅射产额及较好的导热性能,被视为较理想的聚变堆用面向等离子体第一壁材料。但多晶W的脆性使其应用受限,需进行增韧补强。相比于氧化物、碳化物等第二相颗粒增强W基复合材料,W纤维增强W（Wf/W）基复合材料不仅可以充分保留W材料性能的优点,而且能够明显提高其断裂韧性,降低脆性。同时,采用无预处理的Wf作为增强相,简化Wf/W基复合材料制备工艺,降低成本,应用前景较好。本文以不同粒径W粉和不同直径Wf为原材料,1550℃×1.5 h热压烧结制备不同Wf含量的Wf/W基复合材料,开展显微结构与性能研究,优化选配原材料。热压烧结制备的20Wf/W基复合材料具有室温假塑性,复合材料断裂时,Wf发生界面脱粘与拔出,使复合材料的损伤容忍性得到提高。但总体而言,该工艺方案下制备的Wf/W基复合材料致密度较低,Wf强韧化效果不佳。采用添加微量的Ni,实现W基体的微合金化,实现Wf/（W-Ni）基复合材料低温热压烧结致密化。当Ni添加量为0.27 wt%时,随烧结温度升高（<1400℃）,Wf/（W-Ni）基复合材料的致密度、抗弯强度及断裂韧性均单调增大;烧结温度高于1400℃时,复合材料中的W晶粒粗化严重,抗弯强度和断裂韧性降低。1400℃热压烧结制备10Wf/（W-0.27Ni）基复合材料致密度高达96%,抗弯强度和断裂韧性分别为274 MPa及4.97 MPa·m1/2。随着Ni添加量降低,1400℃热压烧结Wf/（W-Ni）基复合材料的致密度单调下降,但W晶粒细化,复合材料强度反而提高。相对于添加0.27、0.1 wt%Ni的复合材料,添加0.05 wt%Ni的10Wf/（W-0.05Ni）基复合材料致密度91.6%,Wf/W基体界面均匀分布着微孔,Wf界面脱粘、拔出效应增强,复合材料的强度高达305 MPa,断裂韧性提高到5.5 MPa·m1/2。随着Wf含量增加,Wf/（W-0.05Ni）基复合材料的致密度及热导率略微减小。20Wf/（W-0.05Ni）基复合材料致密度高,组织均匀性良好,沿Wf/W基体界面均匀分布微孔,界面结合强度适中。该复合材料具有最佳的综合性能,其抗弯强度、断裂韧性和热导率分别为353 MPa、6.2 MPa·m1/2及120.2 W/（m·K）。
张浩强[3]（2020）在《SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备与性能研究》文中研究说明航空航天材料对低燃料消耗和高推重比的强烈需求使得金属基复合材料（MMCs）成为未来发动机关键零部件的一类重要材料。Ni合金（尤其是高温合金）具备十分优异的高温力学性能,从而广泛应用于该材料领域。用CVD SiC纤维增强Ni合金（NiCrAl合金和GH4169合金等）可以显着提高其比强度、比刚度,是降低发动机质量的一种有效途径。因此,这种复合材料被视为制造高性能涡轮盘的一种潜在理想材料。本工作制备了四种不同Cr、Al含量（Ni-20Cr-5Al、Ni-15Cr-5Al、Ni-10Cr-5Al 和 Ni-10Cr-3Al）的 SiC 纤维增强 NiCrAl 合金基复合材料,讨论了 Cr、Al元素对复合材料制备过程的影响,同时着重研究了 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的制备过程、工艺优化和室温拉伸性能。本工作采用双对靶磁控溅射装置先后制备了带有（Al+A12O3）扩散阻挡层的改性纤维和两种带有Ni合金（NiCrAl/GH4169）涂层的复合材料先驱丝。研究了先驱丝的形貌、涂层的成分和相组成,并对比了不同厚度的（Al+A12O3）层对复合材料界面反应和元素扩散的阻挡效果。结果表明:纤维和涂层结合良好;扩散阻挡层成分均匀稳定、呈非晶态;NiCrAl合金层的相组成为γ/γ’固溶体;2 μm厚的（Al+Al2O3）层扩散阻挡效果最好。采用真空热压的方法制得SiCf/NiCrAl复合材料,研究了 Cr、Al元素含量对SiCf/NiCrAl复合材料制备过程的影响。结果表明:起固溶强化作用的Cr原子对合金基体的再结晶有明显的抑制作用,而形成沉淀强化相γ’-Ni3Al的Al元素抑制了基体的塑性流动。因此,减少Cr和Al元素含量有助于合金基体的再结晶和塑性流动,从而减少复合材料中孔洞的尺寸和数量,最终得到一个更加致密的复合材料。采用真空热压的方法制得SiCf/GH4169复合材料。优化工艺过程中,尝试了四种改进方法:在复合材料先驱丝表面添加Ni粉、添加BNi-7钎焊料,沉积Ni层和使用热等静压。结果表明:只有在900℃/70 MPa/2 h、添加30 mg/cm2 BNi-7钎焊料的条件下得到的复合材料致密、界面结合良好;真空热压温度降低了约100℃,GH4169基体由原始柱状晶再结晶形成随机取向的细小等轴晶,平均晶粒直径为0.9 μm;而且基体更加均质化,有利于提升复合材料的综合性能。对SiC纤维、改性纤维、先驱丝和SiCf/GH4169复合材料复合材料进行了室温拉伸试验,讨论了涂层对纤维拉伸性能的影响,然后对复合材料断口进行了研究并分析了最终复合材料的强度与理想值差距较大的原因。结果表明:（Al+A12O3）扩散阻挡层和Ni合金层对纤维的力学性能影响较小;在850℃/40 MPa/2 h的真空热压参数下制备的SiCf/GH4169复合材料的拉伸强度为967MPa,其比强度和比模量达到了基体的1.58倍和2倍;SiCf/GH4169复合材料断裂机制以界面分离和纤维拔出为主;在纤维拔出过程中,（Al+A12O3）扩散阻挡层和富碳层之间发生了脱粘,这是结合较好的SiCf/GH4169复合材料抗拉强度不高的重要原因。
王琦[4]（2020）在《耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究》文中指出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。
高育平[5]（2020）在《Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y高温合金组织结构及性能研究》文中研究说明铂基合金用作高温结构材料,兼有优良的高温持久强度、蠕变断裂强度、抗氧化抗腐蚀性和良好的高温抗蠕变能力,在航空航天领域具有不可替代的作用。我国新一代航天发动机的发展对超高温结构材料有重大需求,借鉴γ/γ’沉淀强化镍基合金的开发,设计开发铂基高温合金。目前现有成熟的固溶强化型铂基合金Pt-Ir二元合金材料的综合性能还不能满足要求,需开发具有固溶强化和γ’相沉淀强化相结合的复合强化型铂基合金。本研究针对航天应用对超高温结构材料的重大需求,开展研究新型Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金组织与性能之间的关系,该研究对铂基高温合金材料的筛选具有重要意义。本论文在固溶强化型Pt-15Ir合金的基础上,添加第三组元Hf、Y探索Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金组织结构与性能的关系。分析Hf、Y元素在合金基体、第二相、界面的分布并进行合金性能测试,深入分析两种合金的强化机制。研究结果如下:（1）Hf元素的添加,固溶于Pt-Ir固溶体基体中,添加1%的Hf时,其完全固溶于合金基体中;添加3%的Hf时,一部分固溶于合金基体中,一部分在合金基体上形成弥散分布的L12结构的纳米级（Pt,Ir）3Hf第二相。（2）Pt-Ir-Hf合金的复合强化机制包括:固溶强化+第二相强化+细晶强化。Hf的添加有很好的强化效果,随着Hf含量增加,析出的纳米级γ’-（Pt,Ir）3Hf第二相有效强化基体,同时固溶效应增强,还有细化晶粒的作用更加显着,从而使合金的力学性能得到大幅度提升。性能测试表明:添加Hf的合金硬度均有较大幅度提高,其中添加3%的Hf后,合金的硬度提升最大,提升率约为75%。（3）Y元素的添加,只有微量的Y固溶于Pt-Ir固溶体基体中,添加0.5%和1%的Y时,Y主要择优分布于晶界,在晶界上形成（Pt,Ir）3Y结构类型的第二相;当添加1%的Y时,晶界上的第二相析出呈连续分布,并在固溶体基体上有少量弥散分布的第二相析出。（4）Pt-Ir-Y合金的复合强化机制包括:晶粒强化+第二相强化。性能测试表明:添加Y的合金硬度均有提高,其中添加1%的Y后,合金的硬度提升最大,提升率为54.2%。这表明Y元素的添加,提高了合金的性能。（5）Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金在不同温度稳定化处理后,Hf、Y元素在合金晶界处被氧化生成氧化物,随着温度的提高氧化物增多,氧化物由“棒状”逐渐变为“条状”。性能方面:Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金在处理后硬度有一定的下降,但不同温度处理后硬度基本保持不变。综上所述,本论文研究了Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金的成分-组织-性能关系,分析了Hf、Y元素对合金组织结构的影响规律,揭示了内在强化机制。研究发现Hf的添加析出的γ’相具有很好的强化效果,研究结果对铂基高温合金材料的设计筛选具有重要意义。
刘耀龙[6]（2020）在《TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料的制备工艺及性能研究》文中研究说明由于发动机的推重比的不断增加导致发动机内的环境越来越恶劣,而镍基高温合金的工作温度受材料熔点限制已接近使用极限,难以继续提高。而钼合金具有高的熔点、优异的高温强度和良好的物理化学性质等独特的性能,因此很有可能成为代替镍合金的更加优异的高温合金。本文以纯Mo为基体,TiC陶瓷颗粒为增强相,制备了TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料,研究TiC陶瓷颗粒含量对Mo基复合材料的组织结构、力学性能、摩擦磨损性能及高温抗氧化性能的影响。通过放电等离子烧结技术制备的TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料具有晶粒细小,组织均匀等优点,主要由Mo、TiC及少量Mo2C这三种相组成。TiC均匀镶嵌在基体中,对钼基体起到了增强作用。在多种因素综合影响下,TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料力学性能表现为:硬度,压缩强度均随TiC陶瓷颗粒添加量的增加呈上升趋势。洛氏硬度随TiC陶瓷颗粒的添加最高可达60HRC;压缩强度由1015MPa提升至1714MPa。摩擦磨损试验结果表明,Mo-5TiC在低载荷下,材料有着更高的摩擦系数,在高温下,氧化产物的生成很大程度的影响了摩擦磨损性能,随着试验温度升高,氧化过程加剧,试样的摩擦系数降低。在对与纯钼在不同温度下氧化情况的分析中发现,TiC的氧化产物Ti O2在1000℃下开始生成,可以一定程度的抑制氧化进程。通过对Mo-5TiC在1200℃下氧化60min,结合氧化过程中的组织变化得出如下结论:Mo O3在氧化开始阶段大量生成,随着氧化时间的增加,TiC原子与氧的强亲和力,表面生成了大量细小的Ti O2颗粒,即TiC陶瓷颗粒添加提高复合材料高温抗氧化性的机理,其中细小的Ti O2颗粒会逐渐包裹片状的Mo O3,形成较为平滑的表面,使得孔隙数量减少,降低了Mo与O2的接触面积,降低氧化速率。
孙铁龙[7]（2020）在《不同氧化物增强钼合金棒材组织与力学性能的研究》文中指出钼及其合金具有高熔点,较好的导电及导热性,较低的膨胀系数,良好的抗热震性能和抗磨损性能等特性,在冶金、金属加工、航空航天和核能等领域广泛应用。然而,纯钼的强度、塑性较低,限制了钼作为结构材料的进一步应用。金属氧化物Al2O3、ZrO2、La2O3的硬度和熔点高,是提升钼合金力学性能的有潜力的增强相。本文通过液-液掺杂法,以四钼酸铵、硝酸铝、硝酸锆、硝酸镧为原料,分别制备出Al2O3、ZrO2和La2O3掺杂的三类钼合金粉体,并通过压坯成型、无压烧结、旋锻加工等工艺制备出直径为8mm的钼合金棒材。测试钼合金在经不同温度退火后的室温压缩、室温拉伸性能,以及不同温度和应变速率条件下高温压缩性能,并分析了不同氧化物掺杂对钼合金力学性能的影响。在粉体制备阶段,钼粉体的相转变过程为:（NH4）2Mo4O13×2H2O→MoO3×（H2O）0.333→h-MoO3→b-MoO3→a-MoO3→MoO2→Mo。三种氧化物的添加均能细化粉体,且随着氧化物含量的增加,复合粉体尺寸逐渐减小,并出现团聚现象。Al2O3、ZrO2的掺杂对钼粉末形貌不产生影响,钼粉为球状颗粒,La2O3的掺杂改变了钼粉形貌,钼粉呈多面体状。纳米级或亚微米级的氧化物颗粒弥散分布在钼基体中,均能细化钼晶粒尺寸,提高钼合金的密度和硬度。当Al2O3含量为2.0vol%时,钼合金的相对密度达到了98.5%,此时硬度最大;而La2O3掺杂钼合金的密度和硬度最小。旋锻钼合金经850℃退火后微观组织没有明显变化,经1200℃退火后,纯钼发生了完全再结晶,而掺杂氧化物的钼合金晶粒细小,为刚开始再结晶或未发生再结晶。三种氧化物掺杂均能提高钼合金的抗压屈服强度,提高的效果与含量和温度有关。对于旋锻态和850℃退火态的钼合金,其抗压屈服强度随Al2O3含量的增加先增大后减小,当Al2O3含量为1.2vol%时,钼合金的抗压屈服强度最大;掺杂ZrO2的钼合金随ZrO2含量的增加而最大,当ZrO2含量为2.0vol%时,钼合金的抗压屈服强度最大;掺杂La2O3的钼合金随La2O3含量的增加达到最大后处于平缓趋势,表明微量La2O3便能改善钼合金的压缩性能,进一步增加La2O3含量,钼合金室温压缩性能的提升作用有限。当退火温度为1200℃,钼合金的抗压屈服强度随氧化物含量的增加均增大,当氧化物含量为2.0vol%时,三种氧化物掺杂的钼合金抗压屈服强度均达到最大,较纯钼分别提升了56.03%、61.53%、33.76%。压缩过程中的强化机制表现为细晶强化、形变强化和位错强化共同作用,压缩过程中由于位错缠结形成位错墙（DDWs）,割裂较大的钼晶粒形成亚晶粒,也有助于提高屈服强度。基体中的La2O3颗粒尺寸较Al2O3和ZrO2大,因此La2O3掺杂的钼合金细晶强化不如Al2O3和ZrO2掺杂效果好,在宏观上表现为屈服强度较低。三种氧化物掺杂均能提高钼合金的抗拉强度,但强化效果有差异。对于旋锻态、850℃退火态和1200℃退火态的钼合金,Mo-Al2O3合金抗拉强度随Al2O3含量增加先增大后减小,当Al2O3含量为1.2vol%时,合金的抗拉强度达到最大,分别为726.30MPa、679.60MPa和662.88MPa;当ZrO2含量为2.0vol%时,Mo-ZrO2合金的抗拉强度达到最大,分别为743.27MPa、717.40MPa和702.87MPa;当La2O3含量为0.4%时,Mo-La2O3合金的抗拉强度达到最大,分别为743.26MPa、641.51MPa和626.95MPa。比较发现ZrO2的掺杂对钼合金室温拉伸性能改善最为显着。纯钼和微量的Al2O3、ZrO2掺杂的钼合金断口表现为脆性断口,随着这两种氧化物含量的增加脆性断口转变为韧性断口。而微量的La2O3掺杂钼合金断口表现为韧性断口。三种氧化物含量达到最大时,钼合金的断口均为韧-脆混合型断裂。三种氧化物均能改善钼合金的高温力学性能,其抗压强度随着氧化物含量的增加而增大,当ZrO2的含量为2.0vol%时对钼合金高温压缩性能改善最为显着。Mo-2.0vol%ZrO2合金高温压缩变形的应力值随温度的升高和应变速率的减小而降低,与纯钼相比,ZrO2的引入降低了钼合金的热激活能,从而提升钼合金的塑性。
陈德志[8]（2019）在《多元Nb-Si基合金显微组织及力学性能研究》文中指出发动机作为航空航天工业皇冠上的“明珠”,需要更高温的结构材料作为其发展的支撑。Nb-Si基原位自生复合材料具有相对较高的熔点（>1750℃）,较低的密度（7.2 g/cm3）,较好的室温及高温等综合力学性能特点,引起了国内外学者广泛的关注和研究。但是Nb-Si基合金室温断裂韧性较差,限制了其作为工程材料的应用。本文通过真空非自耗电弧熔炼的方法研究了Zr、Ta、B、Mg等元素对Nb-Si基合金微观组织与力学性能的影响,分析了合金化元素对Nb-Si基合金相组成的影响;阐明了微观组织对Nb-Si基合金力学性能与裂纹扩展行为的相关性。研究发现,Nb-16Si为亚共晶合金,初生相Nbss的体积占比为15.87%,长径比为2.61,中值直径18.94μm,Zr元素使Nb-Si合金的共晶点右移,能促进初生Nbss相析出,体积占比由15.87%增加到32.72%（4 at.%Zr）。初生Nbss相随Zr元素含量的增加由长条状转变为椭圆状。4 at.%的Zr元素促进合金发生惰性共析反应并形成中间亚稳相Nb3Si,生成少量的α-（Nb,Zr）5Si3相。Zr元素在Nbss相的固溶量大于（Nb,X）3Si,当Nb-Si合金中存在α-（Nb,Zr）5Si3相时,Zr元素会更多的固溶于α-（Nb,Zr）5Si3相。Zr元素的添加改变了合金的混合熵,根据玻尔兹曼假设关系计算得出Nb-16Si-4Zr的混合熵为4.99 kJ/mol,大于Nb3Si的混合熵4.50 kJ/mol,这表明Zr元素促进了中间亚稳相的分解。对Nb-16Si-xZr（x=0,1,2,4）研究结果表明,Zr元素会改变Nb-Si基合金裂纹扩展的路径,适量的Zr元素会使裂纹在扩展过程中发生偏转,并生成二次裂纹,改变裂纹尖端的应力分布,从而会吸收更多的能量,KQ值由5.07 MPa·m1/2增加到10.16MPa·m1/2,大块初生Nbss相的剪切强度低于轴向拉伸强度,裂纹穿过Nbss相的路径:先破坏相界面→垂直于轴向切割破坏Nbss相→破坏相界面→沿加载方向传播。Nb-Si基合金的断裂模式均为脆性的准解理断裂。适量的Zr和Ta元素使撕裂棱增多增大,硅化物呈现经典的河流状花样。研究了Zr和Ta元素对初生Nbss相晶格常数的影响,结果表明Zr是大原子半径元素,固溶于Nbss相使其晶格常数增大,Ta元素的原子半径与Nb相同,Ta元素会提高小原子半径元素Si在Nbss相中的固溶量,降低大原子半径Zr在Nbss相中的固溶量导致Nbss相晶格常数增加。在Nb-16Si-20Ti-4Zr-4Hf-1.5Al合金中,添加Ta元素会改变Nbss相及共晶组织的尺寸和体积占比,Nbss相含量随Ta含量的增加后减少,加入1 at.%Ta元素会粗化初生Nbss相,引起体积分数占增加,随着Ta元素的继续增加,Nbss相和共晶组织又会变细,Ta元素含量超过2 at.%会生成富Ti的γ-（Nb,X）5Si3相,这主要是因为Ta5Si3与γ-（Nb,X）5Si3具有相同的P63/mcm结构。Nb-16Si-20Ti-4Zr-4Hf-1.5Al-1Ta合金为共晶合金,添加B元素使其共晶点左移,析出更多的初生硅化物,当B元素含量达到4 at.%时,合金中析出了中间亚稳相Nb3Si,导致KQ值降低,说明B元素具有稳定Nb3Si的作用。Mg元素对合金组织形貌影响较小。合金化使Nb-Si基合金的维氏硬度下降,这主要是因为添加Zr、Al、Cr、Hf等元素添加降低了硅化物的剪切模量、弹性模量及共价键强度,同时Zr,Ta等元素促进韧性的Nbss相析出,导致降低维氏硬度值。添加B元素提高维氏硬度,这主要是因为B元素对硅化物相的固溶强化作用。
王永魁[9]（2019）在《碳化铪颗粒弥散强化钨基材料的制备及性能研究》文中提出核聚变能是能够彻底解决人类能源问题的终极能源,而材料问题是决定聚变能能否商业应用的关键。钨基合金具有高熔点、高强度、高热导率、低等离子溅射率以及低氢同位素滞留能力等优点,是应用在未来聚变堆中最具希望的面向等离子体材料。但是钨材料本身的一些缺点,如钨的室温脆性、再结晶脆性、高温强度差和辐照脆化等,限制了钨在聚变堆中的应用。为了改善钨材料的这些缺点,本文采用粉末冶金方法,结合多尺度界面协同作用和第二相弥散强化的机理,制备了高力学性能的W-HfC合金,并且对样品抗热冲击性能进行了表征。首先,我们通过放电等离子体烧结（SPS）制备高致密的W-HfC小样品来优化HfC含量。发现当HfC添加量为0.5wt.%时,钨合金的性能最优。W-0.5wt.%HfC（WHC05）样品在500℃拉伸条件下,抗拉强度为442 MPa,延伸率为21.9%。相比纯钨（在700℃才会出现韧性变形）,HfC的添加明显降低了钨的韧脆转变温度。部分HfC颗粒能够吸收钨基体中的杂质氧,在烧结过程中形成Hf-C-O或HfO2化合物,在一定程度上降低了基体中游离杂质氧的浓度,使得钨晶界的结合力增强,从而提高材料的力学性能。在优化钨基合金HfC含量的基础上,通过粉末冶金结合高温旋锻制备了高致密的W-0.5%HfC合金棒材。旋锻后的W-0.5%HfC合金的韧脆转变温度为250℃。在250℃时,棒材的抗拉强度和延伸率分别为800 MPa和4.1%。旋锻的WHC05晶粒具有明显的棒状形貌,其平均晶粒尺寸宽度为24.5μm,长度为187μm。在1200℃退火后的旋锻WHC05合金在800℃的极限抗拉强度为300 MPa,这表明极限拉伸强度在测试温度范围内没有显着下降。1200℃退火后的旋锻WHC05室温导热系数高达174 W/m·K,在室温到500℃范围内始终大于137 W/m·K,远远高于未退火的WHC05,与ITER级纯W相同。为了进一步优化性能,我们采用常规烧结和多步热轧法制备了 WHC05合金。轧制WHC05合金的再结晶温度（1400℃～1500℃）比原报道的轧制纯W（1200℃）和轧制W-0.5wt%ZrC（WZC05～1300℃）合金分别高出300～200℃。此外,再结晶后（1600℃退火）,WHC05合金保持较高的抗拉强度～300MPa,在500℃时的总延伸率（>35%）是再结晶WZC05的1.6倍。优异的热稳定性和良好的高温力学性能可以归结于轧制所形成特有的微观组织如长条形母晶和纳米级等轴亚晶以及弥散第二相颗粒碳化铪的强化作用。测试了钨合金的抗热冲击性能和抗氘离子辐照性能。轧制WHC05合金的开裂阈值为330 MW/m2～440 MW/m2,而在低于330 MW/m2时,材料几乎没有损伤。轧制WHC05合金的抗氘辐照性能明显优于纯钨。在氘离子辐照后,样品的开裂阈值降低到220 MW/m2～330 MW/m2。通过热脱附谱法（TDS）测得的WHC05样品中氘滞留量要远小于纯钨。本论文通过不断优化钨基材料的制备方法和加工工艺,结合界面协同作用和第二相弥散强化的机理来为制备高性能大块的钨合金提供了可行思路,为未来钨基材料实际应用到聚变堆中提供了有益指导。
马帅[10]（2019）在《Ta-Ti-TiC复合材料的等离子活化烧结及其力学性能研究》文中研究说明钽基复合材料因其具有较高密度、熔点,优异的化学稳定性,低的线膨胀系数、氘滞留和良好的生物相容性,在航空航天、核工业、电子工业、生物医学等领域具有广泛的应用前景。由于钽基复合材料兼具较高密度和延展性,在武器、国防重工领域的发展较为迅速。但是钽具有较高的熔点和低的热导率,并且对氧碳杂质具有较高的亲和力,使其加工制备具有一定的难度。此外,钽的室温强度较低,拉伸强度只有380 MPa左右等问题限制其应用。针对钽基复合材料难以制备,力学强度较低等问题,本文采用等离子活化烧结（PAS）制备钽基复合材料,并对其烧结工艺、组分配比以及组织性能关系进行了探究,揭示钽基复合材料低温致密化和强韧化机制。本文以钽为基体,加入Ti,以合金化的方式降低其烧结温度,提高复合材料的致密度和力学性能,并在此基础上加入纳米陶瓷相TiC对其进一步强化。并且讨论了烧结的工艺参数（烧结温度、烧结压力、保温时间）和添加相含量对钽基复合材料组织结构和力学性能的影响规律。研究结果表明,在本论文实验条件范围内,Ta-Ti复合材料的致密度随烧结温度升高而增加,在1500oC时致密度达到99.2%,之后随温度升高变化不大;复合材料致密度随压力升高而增加,在烧结压力达到50 MPa后,致密度基本不再增加;保温时间超过3 min后,致密度变化不大。当Ti含量超过2%后,致密度随Ti含量增加变化不明显。因此最佳烧结工艺为1500oC-50 MPa-3 min,Ti的最佳含量为2 wt%。对其烧结动力学和致密化机制进行分析,Ti的加入降低了界面的活化能,促进了烧结致密化进程。晶界扩散和幂率蠕变是主要的致密化机制。Ta-Ti复合材料的显微硬度随烧结温度的升高先增加后降低,随Ti含量的增加逐渐降低。当烧结温度为1500oC,Ti含量为2%时,硬度为222.9 HV。弯曲屈服强度和弯曲极限强度随温度升高先增加后降低,在1500oC时,Ta-2Ti复合材料弯曲屈服强度为917.6 MPa,弯曲极限强度为1345.5 MPa,弯曲应变为15.5%。压缩屈服强度随温度升高先增加后降低,在1500oC时,Ta-2Ti压缩屈服强度为564.6 MPa,压缩应变超过50%,具有较高的延展性。Ti对氧杂质的吸附能力较强,具有净化基体的作用。Ti的加入对Ta-Ti复合材料强度的提升起到显着的作用,主要强化机制为固溶强化、第二相弥散强化,主要的韧性得益于Ti对基体的净化。纳米陶瓷相TiC的添加,显着提高的复合材料的硬度,当TiC含量为4 wt%时,Ta-Ti-4TiC复合材料的硬度为385 HV,相比Ta-2Ti复合材料提升了73.4%,这主要是因为烧结过程中原位生成Ta2C高硬度陶瓷相。Ta-Ti-TiC复合材料的弯曲强度和压缩强度均随TiC含量增加而增加,但是应变逐渐下降。Ta-Ti-4TiC复合材料的极限弯曲强度达到1595.9 MPa,极限压缩强度达到1850.2 MPa,压缩应变为32.8%,仍处于较高水平。TiC的添加进一步提升了Ta-2Ti基体的强度,主要的强化机制为固溶强化、细晶强化和第二相强化,其中第二相强化对强度值得贡献最大达到50%左右。
二、EFFECTS OF COMBINED ADDITIONS OF TUNGSTEN AND MOLYBDENUM ON THE CREEP PROPERLIES OFFe_3Al-BASED ALLOYS（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、EFFECTS OF COMBINED ADDITIONS OF TUNGSTEN AND MOLYBDENUM ON THE CREEP PROPERLIES OFFe_3Al-BASED ALLOYS（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）低温热压烧结Wf/W基复合材料及其结构与性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 面向等离子体第一壁材料的选择 |
| 1.3 W基面向等离子体第一壁材料研究现状 |
| 1.3.1 W基合金 |
| 1.3.2 第二相增韧W基复合材料 |
| 1.3.3 纤维增韧W基复合材料 |
| 1.4 W_f/W基复合材料制备工艺 |
| 1.4.1 化学气相沉积 |
| 1.4.2 放电等离子烧结 |
| 1.4.3 热压及热等静压烧结 |
| 1.5 本论文研究意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 W_f/W基复合材料制备 |
| 2.3.1 工艺流程 |
| 2.3.2 制备过程 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 烧结致密度 |
| 2.4.2 抗弯强度 |
| 2.4.3 断裂韧性 |
| 2.4.4 显微硬度 |
| 2.4.5 热导率 |
| 2.5 物相及结构分析测试 |
| 2.5.1 显微组织结构观察 |
| 2.5.2 物相分析 |
| 2.6 实验设备与仪器 |
| 第三章 热压烧结W_f/W基复合材料及其性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 显微组织结构 |
| 3.2.1 粉体粒径 |
| 3.2.2 Wf直径 |
| 3.3 力学性能 |
| 3.3.1 致密度与抗弯强度 |
| 3.3.2 粉体粒径 |
| 3.3.3 Wf直径 |
| 3.3.4 室温假塑性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热压活化烧结W_f/W基复合材料及其性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 W-Ni复合粉体的制备 |
| 4.3 烧结温度对W_f/(W-Ni)基复合材料结构与性能的影响 |
| 4.3.1 显微组织 |
| 4.3.2 致密度与力学性能 |
| 4.3.3 显微硬度 |
| 4.4 Ni添加量对W_f/(W-Ni)基复合材料结构与性能的影响 |
| 4.4.1 显微组织 |
| 4.4.2 致密度与力学性能 |
| 4.4.3 显微硬度 |
| 4.5 W_f含量对W_f/(W-Ni)基复合材料结构与性能的影响 |
| 4.5.1 显微组织 |
| 4.5.2 致密度与力学性能 |
| 4.5.3 热导率 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 全文总结 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（3）SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的发展及研究现状 |
| 1.2.1 SiC纤维 |
| 1.2.2 SiC纤维增强金属复合材料的发展及研究现状 |
| 1.2.3 Ni合金 |
| 1.2.4 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的发展及研究现状 |
| 1.3 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 扩散阻挡层的制备方法 |
| 1.3.3 复合材料的成型工艺 |
| 1.4 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的力学性能 |
| 1.4.1 纤维的力学性能 |
| 1.4.2 复合材料的力学性能 |
| 1.5 本论文的研究目的和内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验设计 |
| 2.2 实验材料及实验设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 复合材料的制备过程 |
| 2.3.1 先驱丝的制备过程 |
| 2.3.2 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备过程 |
| 2.4 复合材料的形貌及组织分析 |
| 2.5 复合材料的拉伸性能测试 |
| 2.5.1 纤维的拉伸性能测试 |
| 2.5.2 复合材料的拉伸性能测试 |
| 第3章 SiC纤维增强NCirAl合金基复合材料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 改性纤维的制备 |
| 3.2.1 磁控溅射法沉积(Al+Al_2O_3)扩散阻挡层 |
| 3.2.2 影响Al_2O_3涂层沉积速率的因素 |
| 3.3 SiC_f/NiCrAl复合材料先驱丝的制备 |
| 3.3.1 复合电镀法制备复合材料先驱丝 |
| 3.3.2 磁控溅射法制备复合材料先驱丝 |
| 3.4 SiC_f/NiCrAl复合材料的制备 |
| 3.4.1 Cr、Al含量对SiC_f/NiCrAl复合材料制备的影响 |
| 3.4.2 扩散阻挡层厚度对SiC_f/NiCrAl复合材料制备的影响 |
| 3.4.3 SiC_f/NiCrAl复合材料中NiCrAl合金基体的扩散演变过程 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC_f/GH4169复合材料的制备 |
| 4.3 工艺优化 |
| 4.3.1 添加Ni粉 |
| 4.3.2 沉积Ni层 |
| 4.3.3 添加钎焊料 |
| 4.3.4 热等静压 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的拉伸性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纤维的拉伸性能 |
| 5.2.1 改性纤维的拉伸性能 |
| 5.2.2 先驱丝的拉伸性能 |
| 5.2.3 Weibull模数分析 |
| 5.3 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的拉伸性能 |
| 5.3.1 SiC_f/GH4169复合材料的室温拉伸强度 |
| 5.3.2 SiC_f/GH4169复合材料的室温拉伸断口分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 全文结论与展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（4）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 |
（5）Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y高温合金组织结构及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高温合金的简介 |
| 1.2 高温合金的种类及应用 |
| 1.3 铂基高温合金的发展及应用 |
| 1.4 铂基高温合金的强化途径 |
| 1.5 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 成分设计 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.4 组织结构表征 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.6 稳定化处理 |
| 第三章 Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金组织结构及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Pt-Ir-Hf合金组织结构及性能 |
| 3.2.1 组织结构 |
| 3.2.2 性能表征 |
| 3.2.3 强化机制分析 |
| 3.3 Pt-Ir-Y合金组织结构及性能 |
| 3.3.1 组织结构 |
| 3.3.2 性能表征 |
| 3.3.3 强化机制分析 |
| 3.4 Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金组织结构与性能对比 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y合金的稳定化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Pt-Ir-Hf合金的稳定化 |
| 4.2.1 组织演变 |
| 4.2.2 性能测试 |
| 4.3 Pt-Ir-Y合金的稳定化 |
| 4.3.1 组织演变 |
| 4.3.2 性能测试 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间完成的科研成果 |
| 致谢 |
（6）TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料的制备工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外钼基合金研究现状 |
| 1.2.1 TZM合金 |
| 1.2.2 钼铼合金 |
| 1.2.3 稀土钼合金 |
| 1.2.4 二硅化钼合金 |
| 1.3 粉末冶金技术介绍 |
| 1.3.1 热等静压技术 |
| 1.3.2 放电等离子烧结技术 |
| 1.4 碳化物增强合金的研究现状 |
| 1.5 本课题主要研究内容 |
| 第2章 SPS制备TiC颗粒增强Mo基复合材料制备工艺设计及分析测试方法 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 成分设计及制备工艺选取 |
| 2.3 粉末选取及处理 |
| 2.4 放电等离子烧结过程 |
| 2.5 制备工艺及分析测试方法 |
| 2.5.1 样品制备 |
| 2.5.2 分析测试及试验方法 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 TiC陶瓷颗粒含量对Mo基复合材料微观结构及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiC陶瓷颗粒增强相含量对Mo基复合材料微观结构及相对密度的影响 |
| 3.2.1 TiC陶瓷颗粒增强相含量对Mo基复合材料微观结构的影响 |
| 3.2.2 TiC陶瓷颗粒增强相含量对Mo基复合材料相对密度的影响 |
| 3.3 TiC陶瓷颗粒增强相含量对Mo基复合材料力学性能的影响 |
| 3.3.1 TiC陶瓷颗粒增强相含量对Mo基复合材料硬度的影响 |
| 3.3.2 TiC陶瓷颗粒增强相含量对Mo基复合材料压缩性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 TiC陶瓷颗粒增强相对Mo基体摩擦磨损性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同载荷下TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料摩擦磨损性能研究 |
| 4.2.1 载荷对磨损量的影响 |
| 4.2.2 不同载荷下材料摩擦系数变化规律 |
| 4.2.3 TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料磨损表面显微形貌分析 |
| 4.3 不同温度下TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料摩擦磨损性能研究 |
| 4.3.1 试验温度对摩擦系数的影响规律 |
| 4.3.2 TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料摩擦磨损表面显微结构分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TiC陶瓷颗粒增强相对Mo基体的高温氧化过程影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同温度条件下纯钼与TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料氧化失重情况分析 |
| 5.3 不同氧化温度对TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料氧化行为的影响 |
| 5.3.1 不同氧化温度下纯钼与Mo-5TiC氧化表面分析 |
| 5.3.2 不同氧化温度下纯钼与Mo-5TiC氧化截面分析 |
| 5.4 TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料高温氧化进程研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）不同氧化物增强钼合金棒材组织与力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 常见钼合金研究现状 |
| 1.2.1 ASK掺杂钼合金 |
| 1.2.2 固溶强化钼合金 |
| 1.2.3 TZM合金 |
| 1.2.4 稀土氧化物掺杂钼合金 |
| 1.3 钼合金制备工艺 |
| 1.4 金属氧化物掺杂钼合金研究现状 |
| 1.5 本课题研究意义与主要内容 |
| 第2章 实验工艺与方案 |
| 2.1 氧化物掺杂钼合金制备 |
| 2.1.1 实验主要原材料 |
| 2.1.2 主要实验设备 |
| 2.1.3 合金制备工艺流程 |
| 2.1.4 实验成分设计 |
| 2.1.5 氧化物掺杂钼合金粉体的制备 |
| 2.1.6 钼合金棒材的制备 |
| 2.2 分析与检测 |
| 2.2.1 粉体分析与检测 |
| 2.2.2 钼合金的物理性能测试 |
| 2.2.3 钼合金微观组织分析 |
| 2.3 钼合金力学性能测试 |
| 2.3.1 钼合金室温力学性能测试 |
| 2.3.2 钼合金高温压缩性能测试 |
| 第3章 氧化物掺杂钼合金制备过程中的组织转变 |
| 3.1 水热反应后第二相前驱粉体分析 |
| 3.2 前驱粉体分析 |
| 3.3 煅烧粉体分析 |
| 3.4 还原粉体分析 |
| 3.4.1 复合粉体的一段氢还原 |
| 3.4.2 复合粉体的二段氢还原 |
| 3.5 烧结样的微观组织与显微硬度 |
| 3.6 小结 |
| 第4章 氧化物掺杂钼合金的组织与室温力学性能 |
| 4.1 氧化物掺杂对钼合金组织影响 |
| 4.1.1 旋锻态钼合金显微组织 |
| 4.1.2 850℃退火态钼合金显微组织 |
| 4.1.3 1200℃退火态钼合金显微组织 |
| 4.2 氧化物掺杂钼合金精细结构分析 |
| 4.2.1 TEM分析 |
| 4.2.2 位错密度分析 |
| 4.3 氧化物的掺杂对钼合金纳米硬度和弹性模量的影响 |
| 4.4 氧化物掺杂钼合金的室温压缩性能及强化机理 |
| 4.4.1 氧化铝掺杂钼合金室温压缩 |
| 4.4.2 氧化锆掺杂钼合金的室温压缩 |
| 4.4.3 氧化镧掺杂钼合金的室温压缩 |
| 4.4.4 三种氧化物掺杂钼合金屈服强度综合分析 |
| 4.4.5 氧化物掺杂钼合金强化机理 |
| 4.5 氧化物掺杂钼合金的室温拉伸性能及断口分析 |
| 4.5.1 三种氧化物掺杂钼合金的室温拉伸性能 |
| 4.5.2 室温拉伸断口分析 |
| 4.6 氧化物掺杂钼合金强化机理分析 |
| 4.7 小结 |
| 第5章 钼合金的高温压缩性能 |
| 5.1 温度对氧化物掺杂钼合金高温压缩性能的影响 |
| 5.2 不同应变速率下纯钼和Mo-2.0vol%ZrO_2合金高温压缩性能 |
| 5.2.1 纯钼高温压缩性能 |
| 5.2.2 Mo-2.0vol%ZrO_2 合金高温压缩性能 |
| 5.3 钼合金热变形本构方程 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（8）多元Nb-Si基合金显微组织及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 Nb-Si合金特点 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 合金化对Nb-Si基合金显微组织形貌的影响 |
| 1.3.2 合金化对Nb-Si基合金力学性能的影响 |
| 1.4 本文研究的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 纽扣锭试样制备 |
| 2.2.1 合金配备 |
| 2.2.2 纽扣锭熔炼 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 X射线物相分析(XRD) |
| 2.3.2 扫描电镜组织分析 |
| 2.3.3 微观组织图像分析 |
| 2.3.4 室温压缩性能测试 |
| 2.3.5 室温断裂韧性测试 |
| 2.3.6 显微维氏硬度测试 |
| 第3章 合金化对Nb-Si基合金组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Zr元素对Nb-16Si合金微观组织的影响 |
| 3.3 Zr元素对Nb-16Si合金微观组织定量分析 |
| 3.4 Ta元素对Nb-16Si基合金微观组织的影响 |
| 3.5 B、Mg元素对Nb-16Si基合金微观组织的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 合金化对Nb-Si基合金力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Zr元素对Nb-16Si合金力学性能的影响 |
| 4.2.1 Zr元素对Nb-16Si合金室温断裂韧性的影响 |
| 4.2.2 Zr元素对Nb-16Si合金室温压缩性能的影响 |
| 4.3 Ta元素对Nb-16Si基合金力学性能的影响 |
| 4.3.1 Ta元素对Nb-16Si基合金室温断裂韧性的影响 |
| 4.3.2 Ta元素对Nb-16Si基合金室温压缩性能的影响 |
| 4.4 B、Mg元素对Nb-16Si基合金力学性能的影响 |
| 4.4.1 B、Mg元素对Nb-16Si基合金室温断裂韧性的影响 |
| 4.4.2 B、Mg元素对Nb-16Si基合金室温压缩性能的影响 |
| 4.5 Zr、Ta、B、Mg元素对Nb-16Si基合金显微硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）碳化铪颗粒弥散强化钨基材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 面向等离子体材料 |
| 1.2.1 聚变反应堆材料的服役环境 |
| 1.2.2 聚变堆材料面临的挑战 |
| 1.2.2.1 氢同位素诱导第一壁材料起泡的挑战 |
| 1.2.2.2 氦原子对第一壁的材料的影响 |
| 1.2.2.3 高热场以及高应力场的挑战 |
| 1.2.2.4 热冲击和离子辐照共同作用的挑战 |
| 1.2.3 聚变堆第一壁对材料的要求 |
| 1.2.4 聚变堆第一壁材料的选择 |
| 1.3 钨基第一壁材料的研究现状 |
| 1.3.1 钨基材料在聚变堆中面临的问题 |
| 1.4 高性能钨基材料的研究进展 |
| 1.4.1 固溶强化钨合金的研究进展 |
| 1.4.2 氧化物弥散强化钨基材料的研究进展 |
| 1.4.3 碳化物弥散强化钨基材料的研究进展 |
| 1.4.4 纤维增强钨基复合材料的研究进展 |
| 1.4.5 钨基复合材料的制备方法 |
| 1.5 本文研究背景 |
| 第二章 优化W-HfC合金组分 |
| 2.1 本部分内容的研究背景 |
| 2.2 材料和实验方法 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 样品制备 |
| 2.2.3 表征方法 |
| 2.3 实验结果分析与讨论 |
| 2.3.1 样品的致密度、粒径 |
| 2.3.2 W-HfC合金在不同温度下的拉伸性能 |
| 2.3.3 W-HfC合金的微观结构分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 旋锻法制备W-HfC合金 |
| 3.1 本部分内容的研究背景 |
| 3.2 材料和实验方法 |
| 3.2.1 实验原料 |
| 3.2.2 样品制备 |
| 3.2.3 测试方法 |
| 3.3 实验结果分析与讨论 |
| 3.3.1 旋锻法制备的W-0.5wt.%HfC合金的金相分析 |
| 3.3.2 旋锻法制备的W-0.5wt.%HfC合金的拉伸性能分析 |
| 3.3.3 微观结构分析 |
| 3.3.4 旋锻WHC05的导热性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 轧制法制备W-0.5%HfC合金 |
| 4.1 本章内容的研究背景 |
| 4.2 材料和实验方法 |
| 4.2.1 实验原料 |
| 4.2.2 样品制备 |
| 4.2.3 热处理与微观结构分析 |
| 4.2.4 力学性能表征 |
| 4.3 实验结果分析与讨论 |
| 4.3.1 轧制法制备的W-0.5wt.%HfC合金的热稳定性 |
| 4.3.2 轧制法制备的W-0.5wt.%HfC合金的力学性能表征 |
| 4.3.3 轧制法制备的W-0.5wt.%HfC合金的微观结构分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 钨合金面向聚变应用的性能测试 |
| 5.1 本部分内容的研究背景 |
| 5.2 材料和实验方法 |
| 5.2.1 实验原料 |
| 5.2.2 WHC05板材的氘离子辐照实验 |
| 5.2.3 WHC05板材的离子辐照和热冲击实验 |
| 5.2.4 钨合金的抗氧化实验 |
| 5.3 实验结果分析与讨论 |
| 5.3.1 WHC05板材的氘离子辐照测试 |
| 5.3.2 轧制WHC05合金抗热冲击性能 |
| 5.3.3 钨合金的抗氧化性能测试 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 论文的不足之处 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（10）Ta-Ti-TiC复合材料的等离子活化烧结及其力学性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钽基复合材料的应用 |
| 1.3 钽基复合材料的制备技术 |
| 1.4 钽基复合材料的研究现状 |
| 1.4.1 纯钽材料的研究现状 |
| 1.4.2 钽的合金化增强研究现状 |
| 1.4.3 陶瓷相颗粒增强钽合金的研究现状 |
| 1.5 本课题的研究意义及内容 |
| 第2章 实验与分析测试方法 |
| 2.1实验 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.1.3 实验工艺流程 |
| 2.2 主要的表征方法 |
| 2.2.1 密度与致密度 |
| 2.2.2 物相分析 |
| 2.2.3 微观组织形貌分析 |
| 2.2.4 硬度测试 |
| 2.2.5 力学性能测试 |
| 第3章 Ta-Ti复合材料的PAS烧结及其致密化机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ta-Ti复合材料的致密度 |
| 3.2.1 烧结温度对Ta-Ti复合材料致密度的影响 |
| 3.2.2 烧结压力对Ta-Ti复合材料致密度的影响 |
| 3.2.3 保温时间对Ta-Ti复合材料致密度的影响 |
| 3.2.4 Ti含量对Ta-Ti复合材料致密度的影响 |
| 3.2.5 烧结动力学及致密化机制 |
| 3.3 Ta-Ti复合材料的物相分析 |
| 3.3.1 烧结工艺对Ta-Ti复合材料物相的影响 |
| 3.3.2 Ti含量对Ta-Ti复合材料物相的影响 |
| 3.4 Ta-Ti复合材料的微观结构 |
| 3.4.1 烧结温度对微观结构的影响 |
| 3.4.2 烧结压力对微观结构的影响 |
| 3.4.3 保温时间对微观结构的影响 |
| 3.4.4 Ti含量对微观结构的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ta-Ti复合材料的力学性能及其增强机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ta-Ti复合材料的显微硬度 |
| 4.2.1 烧结温度对显微硬度的影响 |
| 4.2.2 Ti含量对Ta-Ti复合材料显微硬度的影响 |
| 4.3 Ta-Ti复合材料的弯曲强度及压缩强度 |
| 4.3.1 温度对弯曲强度及压缩强度的影响 |
| 4.3.2 Ti含量对弯曲强度及压缩强度的影响 |
| 4.4 Ta-Ti复合材料的强化机制 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 Ta-Ti-TiC复合材料的微观结构及其力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TiC含量对Ta-Ti复合材料的微观结构影响 |
| 5.2.1 TiC含量对Ta-Ti复合材料致密度影响 |
| 5.2.2 TiC含量对Ta-Ti复合材料物相影响 |
| 5.2.3 TiC的添加对Ta-Ti-TiC复合材料微观结构的影响 |
| 5.3 TiC添加对Ta-Ti-TiC复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.1 TiC添加对Ta-Ti-TiC复合材料显微硬度的影响 |
| 5.3.2 TiC添加对Ta-Ti-TiC复合材料弯曲强度和压缩强度的影响 |
| 5.4 Ta-Ti-TiC复合材料的强化机制 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
四、EFFECTS OF COMBINED ADDITIONS OF TUNGSTEN AND MOLYBDENUM ON THE CREEP PROPERLIES OFFe_3Al-BASED ALLOYS（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]低温热压烧结Wf/W基复合材料及其结构与性能[D]. 常浩. 合肥工业大学, 2021(02)
- [3]SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备与性能研究[D]. 张浩强. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [4]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)
- [5]Pt-Ir-Hf和Pt-Ir-Y高温合金组织结构及性能研究[D]. 高育平. 云南大学, 2020(08)
- [6]TiC陶瓷颗粒增强Mo基复合材料的制备工艺及性能研究[D]. 刘耀龙. 哈尔滨工程大学, 2020(05)
- [7]不同氧化物增强钼合金棒材组织与力学性能的研究[D]. 孙铁龙. 河南科技大学, 2020(06)
- [8]多元Nb-Si基合金显微组织及力学性能研究[D]. 陈德志. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [9]碳化铪颗粒弥散强化钨基材料的制备及性能研究[D]. 王永魁. 中国科学技术大学, 2019(09)
- [10]Ta-Ti-TiC复合材料的等离子活化烧结及其力学性能研究[D]. 马帅. 武汉理工大学, 2019(07)