一、金属陶瓷用于液态金属连续测温的研究（论文文献综述）
雷聪[1]（2021）在《双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究》文中提出金属陶瓷大多具有优异的力学性能、物理性能和化学性能,如高硬度、高强度、高弹性模量、耐腐蚀、耐磨损、良好的导电导热性,在诸如切削刀具、高速轴承、耐热涂层、耐磨部件、抗烧蚀材料等领域有着广泛的应用需求。然而,由于陶瓷相与金属相之间的润湿性通常较差,界面结合强度低,急冷急热环境下两相热失配以及受制于陶瓷相的较低韧性,使得金属陶瓷的应用受到很大限制。本研究的目的是探索制备一种新型的金属陶瓷,通过研究金属相与陶瓷相之间的界面润湿性与界面结合、设计材料的组织结构并探究合适的热处理工艺,提高金属陶瓷的综合性能,使其具有更高的应用价值。本论文首次探索以Ti粉和纳米乙炔炭黑为初始原料,通过原位无压烧结法制备非化学计量比的TiCx（x=0.5～0.7）多孔预制体,然后将金属Cu在无压条件下浸入多孔预制体的新技术路线,成功获得了具有双连续相结构的TiCx-Cu金属陶瓷;系统研究了TiCx的气孔率、晶粒尺寸与形貌、C与Ti的摩尔比等因素对TiCx-Cu金属陶瓷的微观结构和物相形态的影响;测试了所制备样品的强度、韧性、硬度和抗热震性能,分析了材料性能与其微观结构和物相组成之间的相关性;在此基础上,通过固溶处理使制备的TiCx-Cu金属陶瓷的断裂韧性和弯曲强度得到较大幅度的提高。论文取得的主要研究成果如下:（1）TiCx预制体的结构主要受造孔剂含量、烧结温度、保温时间和初始C与Ti的摩尔比等因素的影响。以造孔剂含量为唯一变量时,预制体TiC0.5的气孔率与造孔剂的添加量呈线性正比关系;造孔剂含量为定值时,随着烧结温度的升高及保温时间的延长,TiC0.5预制体的晶粒通过互相吞并而逐渐长大,预制体收缩,气孔率降低;随着C与Ti的初始摩尔比从0.5升高至0.7,预制体TiCx的x值从0.57升高至0.69,增加C含量会阻碍了TiCx晶粒的长大以及预制体的收缩,导致预制体晶粒尺寸减小,气孔率增大。（2）采用无压浸渗工艺制备了系列不同金属含量、不同化学计量比的双连续相TiCx-Cu金属陶瓷。结果表明,Cu与TiCx之间为反应型润湿,两相的界面结合牢固;在浸渗过程中,TiCx与Cu发生化学反应生成Cu4Ti新相,诱导Cu进入到TiCx晶粒内形成一种独特的根须状结构,同时,不同x值的TiCx（x=0.5,0.6,0.7）预制体浸渗Cu后,由于TiCx中的Ti原子逸出并与Cu发生反应,使得TiCx-Cu金属陶瓷中存留的TiCx的x值均趋于0.76。（3）由于特殊的双连续相结构和良好的两相界面结合,所制备的TiCx-Cu金属陶瓷表现出较高的强韧性。其中,TiC0.5-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为801±42MPa,断裂韧性为10.9±1.1 MPa·m1/2,而TiC0.7-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为1091±59 MPa,断裂韧性为14.8±0.6 MPa·m1/2。材料断口形貌表现为金属相的延性断裂、陶瓷晶粒的穿晶断裂、晶粒内部的金属根须拔出三种混合模式。裂纹扩展过程中发生的偏转、桥接、分叉和金属相拔出等机制显着增大了材料的断裂能,因而提高了材料的弯曲强度和断裂韧性。（4）对TiC0.5-Cu金属陶瓷在不同温度下进行了抗热震性能测试。结果表明,热震后材料的残余强度随热震温度的升高呈非单调改变。在热震温度低于800°C时,材料的残余强度随热震温度的升高而降低,经800°C热震后,其残余强度为535 MPa,比热震前降低了33.2%,但当热震温度升高到1000°C时,其残余强度反而比热震前升高了6.4%,达到852 MPa,而且经1000°C多次热震后其强仅略有降低。这种不同于一般材料的抗热震特性,可以归因于从1000°C高温急剧冷却所引起的金属相的晶粒细化,以及界面相的进一步适配性优化。（5）对制备的TiC0.5-Cu、TiC0.6-Cu和TiC0.7-Cu金属陶瓷进行固溶处理,探讨了固溶温度和时间对材料强度和韧性的影响。结果表明,固溶处理可显着提高材料的断裂韧性,同时对弯曲强度也有不同程度的改善,但是,对不同x值的金属陶瓷来说,其最佳的固溶温度和时间有所不同,对性能的改善程度也不一样。TiC0.5-Cu在925°C保温60 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了32.1%和16.7%,达到14.4±0.5 MPa·m1/2和935±35 MPa;TiC0.6-Cu在925°C保温30 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了15.6%和6.2%,达到16.3±0.6MPa·m1/2和963±23 MPa;TiC0.7-Cu在925°C保温10 min固溶处理后,断裂韧性和弯曲强度分别提高了11.5%和4.9%,达到16.6±0.8MPa·m1/2和1145±84 MPa。TiCx-Cu金属陶瓷强韧化提高主要归因于固溶处理使金属相晶粒显着细化以及金属相的固溶强化。
高远[2]（2021）在《硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究》文中研究说明随着能源电力行业的迅速发展,对耐高温、高强韧、抗氧化结构材料提出了更高的要求。传统的高温合金使用温度上限约1000℃-1200℃,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℃。因此,开发新型超高温材料对电力行业的发展意义重大。本文首先热压烧结了Nb-xTi（x=10wt.%,20wt.%,30wt.%,40wt.%）合金,研究了Ti含量对Nb-Ti合金强韧性的影响规律。然后以Nb-20wt.%Ti合金为基体,以二硼化锆ZrB2陶瓷为增强相,热压烧结（1600℃/30MPa）制备了致密度不低于97%的xZrB2-NbTi（x=15wt.%,30wt.%,45wt.%,60wt.%）复合材料。利用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、万能试验机等对复合材料微观结构相组成、室温及高温力学性能、高温氧化性能进行了检测,分析了微观组织结构对宏观性能的影响规律,获得了复合材料室温及高温强韧化机理及抗氧化机制。在不同Ti含量的Nb-xTi合金中,断裂韧性随Ti含量的提高先升高后降低,Nb-30wt.%Ti室温断裂韧性最高,为24.5MPa·m1/2;室温屈服强度随Ti含量线性增加,Nb-40wt.%Ti室温强度最高,为1548.9MPa;800℃高温屈服强度随Ti含量线性降低,Nb-40wt.%Ti高温屈服强度最低,为414.8MPa。xZrB2-NbTi复合材料的相组成包括（Ti,Nb,Zr）ss固溶体基体相、等轴状富Ti的（Nb,Ti）B相及针状富Nb的（Ti,Nb）B相。随着ZrB2陶瓷含量增加,复合材料中硼化物相含量也增加。当ZrB2含量超过45wt.%时,出现残余ZrB2团聚体及（Ti,Nb）B团簇。各相的数量和形态直接影响复合材料的强度和韧性。室温力学性能实验结果表明,30wt.%ZrB2-NbTi的室温断裂韧性最高,为12.0MPa·m1/2。（Ti,Nb）B相带来的裂纹偏转、裂纹桥连和拔出机制是其主要的增韧因素。xZrB2-NbTi的强度则取决于（Nb,Ti）B相的位错强化机制及（Ti,Nb）B相和残余ZrB2颗粒因应力集中引起的弱化效果的共同作用。当材料中残余ZrB2颗粒较多时,材料在外力作用下沿剪切带脆性断裂,强度明显下降。室温强度最高为1785.6MPa,在ZrB2含量为15wt.%时获得。高温力学性能实验结果表明,当ZrB2含量一定时,xZrB2-NbTi的屈服强度和断裂韧性随实验温度的升高而线性下降。当实验温度一定时,屈服强度在ZrB2含量为45wt.%时达到最大,断裂韧性在ZrB2含量为30wt.%时达到最大。颗粒强化、细晶强化和残余应力场强化是主要高温增强机制。基体韧性的保留和（Ti,Nb）B的增韧则保证了材料的高温韧性。当实验温度高于1200℃时,60wt.%ZrB2-NbTi材料出现了韧性大幅增加现象,主要归因于氧化锆的马氏体相变增韧。高温氧化实验结果表明,xZrB2-NbTi在高温下氧化产物包括TiNb207、Ti2Nb10O29、Nb2O5、Nb2Zr6017、TiO2和ZrO2相6种。Nb2Zr6O17和TiO2有利于氧化层的完整性,能提高抗氧化性。板条状Nb2O5和疏松的Ti2Nb10O29及TiNb207对氧化层破坏能力排序为:Nb2O5>Ti2Nb10O29>TiNb2O7。800℃-1000℃时,ZrB2含量越高,氧化产物中膜状Nb2Zr6O17越多,板条状Nb2O5减少,膜状Nb2Zr6O17能愈合由Nb2O5生长内应力过大引起的氧化层开裂,抗氧化性越好。1200℃时,ZrB2含量越高,ZrO2马氏体相变体积效应造成的氧化层内应力越大,同时B2O3挥发造成Nb2Zr6017膜破裂,抗氧化性越差。
王琦[3]（2020）在《耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究》文中研究说明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。
叶佳冬[4]（2020）在《微波烧结三维槽型陶瓷刀具及其切削性能研究》文中指出本文针对目前陶瓷刀具结构简单,适用加工范围较窄的弊端,将微波烧结技术应用到三维槽型Ti（C,N）基金属陶瓷刀具制备领域,通过对Ti（C,N）基金属陶瓷刀具材料体系、素坯压制工艺和微波烧结工艺的研究,研制出了具有优良力学性能和较好切削性能的三维槽型Ti（C,N）基金属陶瓷刀具。在此基础上,通过对奥氏体不锈钢1Cr18Ni9Ti和淬硬模具钢40Cr进行连续干式切削对三维槽型刀具和平刀面刀具进行了切削性能对比,并分析了其磨损和破损机理。利用数值模拟和实验研究相结合的方法研究了素坯压制压力对微波烧结陶瓷刀具材料致密度、收缩率、力学性能和微观组织均匀性的影响。结果表明,随着素坯压制压力的增大,素坯相对密度呈现明显的分层现象。较高的压力可使素坯相对密度增大,但相对密度变化较大时,应力分布也极不均匀,容易在层间产生裂纹等内部缺陷。烧结体的径向收缩率大于横向收缩率且径向收缩率和横向收缩率均随压力的增大而减小,但当压力超过300MPa之后,其变化幅度变小。基于微波烧结特性,研究了微波烧结工艺（烧结温度、保温时间）对Ti（C,N）基金属陶瓷材料的力学性能和微观组织的影响。结果表明,烧结温度的提高可以促进微观组织的均匀性,显着提高Ti（C,N）基金属陶瓷的致密度和硬度,但随着烧结温度的升高,金属陶瓷的断裂韧性降低。在1600℃下保温20min的TN6C6M6金属陶瓷具有最高的断裂韧性12.41±0.33 MPa·m1/2,相对密度98.40%,维氏硬度16.25±0.09 GPa。研究了不同金属相含量配比对Ti（C,N）基金属陶瓷刀具材料的力学性能和微观组织结构变化的影响,并且揭示了金属陶瓷的增韧机理。结果表明,Co对相对密度和断裂韧性的改善作用大于Ni,而Ni和Co对Ti（C,N）基金属陶瓷维氏硬度的提高差异不大。Mo能提高Ti（C,N）基金属陶瓷的断裂韧性,但降低了其维氏硬度。当金属相含量从3 wt%增加到6 wt%时,相对密度和力学性能均有显着提高,但当金属相含量高于6 wt%时,相对密度和力学性能提高有限。当Ti（C,N）基金属陶瓷的金属相含量为6 wt%Ni、6wt%Co和6 wt%Mo时,其具有最佳的力学性能,相对密度为98.37%,维氏硬度为16.43±0.65 GPa和断裂韧性为7.61±0.94 MPa·m1/2。Ni和Co能提高材料的致密度,使微观组织结构更为均匀,高含量的Ni和Co促进了韧窝的形成,适当比例的Ni和Mo能明显细化晶粒。研究了压制压力对三维槽型刀具刃口部位和非刃口部位致密度、力学性能和微观组织的影响,优化了三维槽型刀具素坯的压制压力。数值模拟表明素坯上表面的相对密度分布梯度较大,且明显与槽型形状相关。刃口区域的密度值小于非刃口区域的密度值,且差值随着压制压力的提高先逐渐增大后减小。实验结果表明,在低压制压力下,刃口部位与非刃口部位的相对密度以及力学性能差距不大。在较高的压制压力下,非刃口部位的相对密度以及力学性能均优于刃口部位,但过高的压制压力会在刀具内部产生缺陷,不利于刀具的使用。刃口部位的金属相含量随着压制压力的加大而增加。综合刃口部位的致密度、力学性能以及金属相含量,确定三维槽型金属陶瓷刀具的最佳压制压力为400MPa。研究了自研制的平刀面和三维槽型Ti（C,N）基金属陶瓷刀具对奥氏体不锈钢1Cr18Ni9Ti和淬硬模具钢40Cr难加工材料的切削性能,并对刀具失效形式和失效机理以及刀具断屑能力进行了分析。连续干式切削奥氏体不锈钢时,三维槽型刀具具有良好的断屑能力,切削性能显着优于平刀面刀具。在切削速度V=160m/min,进给量f=0.1mm/r,背吃刀量ap=0.1mm时,三维槽型刀具有最长的切削距离和最优的加工表面粗糙度。粘结磨损是造成平刀面刀具和三维槽型刀具失效的主要原因。连续干式切削淬硬模具钢40Cr时,三维槽型刀具切削性能显着优于平刀面刀具,在切削速度V=90m/min,进给量f=0.1mm/r,背吃刀量ap=0.1mm时,三维槽型刀具耐磨损性能最好。在切削速度V=210m/min,进给量f=0.1mm/r,背吃刀量ap=0.1mm时,三维槽型刀具有最好的加工表面粗糙度。沟槽磨损和粘结磨损是造成三维槽型刀具失效的主要原因。平刀面刀具后刀面主要是沟槽磨损为主,前刀面以月牙洼磨损为主。
位松[5]（2020）在《基于液态金属强化传热的双连续相热界面材料研究》文中研究说明近年来,随着集成电路发热功耗的越来越高,如何有效降低芯片与散热单元之间的热阻抗显得愈加重要,特别是在某些高功率电子产品的热管理方案中,热界面材料的选择以及配套的装配工艺已经成为最为关键的技术环节。镓基液态金属具有流动性好,化学性质稳定,热导率高,无毒无害的特点,是一种优秀的热界面材料备用选择。但镓基液态金属作为热界面材料存在以下亟待解决的关键问题:（1）液态金属有可能从芯片与热沉的间隙溢出,造成电子元器件短路;（2）镓及镓合金的表面张力高达0.5～0.72N/m,与基材的润湿性比较差;（3）镓的年产量不足300吨,需要尽量减少镓的使用量。本文设计了一种基于液态金属强化传热的双连续相复合热界面材料,以液态金属为连接剂桥接金刚石颗粒三维导热网络通道,采用有机硅树脂浸渗填充三维网络之间的孔隙。建立了三维网络结构液态金属/高分子复合热界面材料的制备技术及工艺流程。观察了材料的微观组织与结构,证实了材料具有“液态金属/金刚石”三维骨架与有机硅弹性体双连续相结构。分析了多孔结构三维传热骨架的形成机理以及液态高分子在多孔介质中的浸渗机理。论证了三维传热骨架中连续贯通式孔隙的形成源于金刚石颗粒填充与堆垛结构的自有间隙和粉体压制成型中的拱桥效应。液态高分子在多孔介质中的浸渗充填过程是液体重力、摩擦阻力以及端部紊流引起的非线性力等阻力和毛细作用诱导力共同作用的结果。为了提高液态金属/金刚石的界面热导,采用磁控溅射技术进行金刚石粉体表面金属化,使得液态金属与金刚石间形成“金刚石-碳化铬-铬-液态金属”多层界面结构——碳化铬过渡层有利于降低金属/非金属异质材料间的界面声子散射,金属铬与液态金属润湿良好而且能够抵抗液态金属的腐蚀。在液态金属/镀铬金刚石复合材料的耐久性实验中,当热时效温度≤120℃时,金刚石表面镀层没有被液态金属完全溶解,也没有转变为金属间化合物,而且复合材料导热性能仅仅小幅度下降,说明该多层界面结构能够在低温条件下长期稳定服役。同时,推导了三层样品背面温升的理论公式并编写了迭代拟合程序,配合微分有效介质模型计算得到液态金属/金刚石的界面热导为15 × 106 W/（m2·K）。探讨了液态金属/金刚石的使用比例与材料压制成型工艺对热界面材料热导率的影响。发现热界面材料的导热系数随着液态金属与金刚石的使用比例和粉体压制成型应力的增加而增加,热界面材料的热导率可以达到29 W/（m·K）。液态金属与金刚石的使用比例主要影响金刚石表面的液态金属包覆量,粉体压制应力主要影响金刚石颗粒的平均表面间距以及拱桥效应形成的孔隙量,它们通过控制金刚石颗粒之间接触点数量与接触面积大小来影响热界面材料导热性能。探讨了金刚石的热导率与颗粒度、液态金属的热导率、金刚石与液态金属的界面热导对热界面材料导热性能的影响,发现热界面材料导热系数对液态金属热导率与液态金属/金刚石界面热导的变化更为敏感,相对而言对金刚石热导率的变化不太敏感。研究了粉体压制成型应力、液态金属与金刚石比例、高分子基体强度等因素对热界面材料压缩力学性能的影响。发现在粉体成型压力比较低时,液态金属/金刚石三维骨架的结构较为疏松,具有较高的不稳定性;而施加比较高的成型压力时,三维骨架的结构较为致密,颗粒之间具有更高的摩擦力、机械咬合力,所以随着粉体压制成型应力的增加,热界面材料压缩变形需要的应力逐步增大。发现当有机硅橡胶强度较高时,高分子基体本身发生压缩变形需要更大的压力,而且高分子基体对金刚石颗粒位移的限制作用也更强,热界面材料的压缩需要的应力更大。此外,由于金刚石颗粒填充与堆垛结构自有间隙的尺度远小于拱桥效应形成的孔隙,当液态金属的使用比例增加时,液态金属优先填满自有间隙,此时拱桥效应形成的孔隙并不会发生显着变化,所以液态金属与金刚石比例对热界面材料压缩变形行为的影响较小。采用接近实际应用场景的稳态热流法测试该热界面材料的总热阻抗、界面接触热阻和热导率,得到热界面材料的热导率为20.4 W/（m.K）,界面接触热阻为0.206 K·mm2/W,优于目前报道的绝大多数热界面材料。热界面材料在发生压缩变形时,液态金属会从热界面材料的表面析出,与干净的金属基板发生润湿反应,形成类似常温“钎焊”的界面结合,从而得到极低的界面接触热阻。研究了“镍/单晶锡/镍”微焊点电迁移的各向异性,制作了四种不同取向的单晶锡焊点进行电迁移实验,发现了 Ni3Sn4在单晶锡表面与阳极焊盘处呈选择性与规则性分布的现象,探讨了四种取向单晶锡焊点极性效应的差异,使用“各向异性晶体中的电迁移原子流方程”对单晶锡中电迁移的极端各向异性现象进行了动力学分析,讨论了锡晶粒取向对电迁移诱发焊点失效的机制的影响,阐明了金属间化合物在焊点阳极界面的某些局部位置极端快速生长的机理,解释了金属间化合物在某些特定的晶界或晶面上选择性形成的原因。
纪慧敏[6]（2019）在《高炉熔渣机械离心粒化关键技术研究》文中研究说明高炉熔渣是炼铁过程中的一种副产品,具有产量大、富含高品位显热的特点,是一种高效可循环再利用资源。目前水冲渣是进行显热提取及再利用的传统技术,该方法可以获得高玻璃体含量的水淬渣,用作水泥生产的掺合料,实现资源化利用,但是,与此同时大量显热被水蒸气带走,严重浪费能源,污染环境。目前,这种高品位显热提取及再利用方法尚不完善,实现技术亟待提高,基于此,提出了高炉熔渣机械离心粒化热回收工艺。本文为国家重点研发计划课题（2017YFB0603602-03）的资助研究内容。由此,针对高炉熔渣机械离心粒化热回收工艺,在明确干法离心粒化作用机制和粒化机理基础上,提出了机械离心粒化的实现结构,研制了具有反馈调节的离心粒化实验系统,并自行设计了关键结构-粒化器。在该系统中对粒化颗粒质量、结壳、渣棉等关键技术问题进行了实验研究,探讨粒化器边沿结构、流量、转速、熔料温度等对颗粒粒径质量分布、颗粒平均粒径、丝状物比例等参数的影响规律,提出抑制丝状物产生的方案;研究了粒化器表面温度、粒化器表面特殊材料涂层对粘结的影响规律。结果表明,本系统能够成功实现高炉熔渣机械离心粒化,实时反馈实验数据。明确了离心粒化过程、液膜的分裂模式及颗粒的粒径、均匀度与粒化器结构、粒化工况之间的关系。大幅度改变了丝状物产生比例,实现了粒化器表面不粘结、不结壳,得到了离心粒化控制规律,为实现高炉熔渣离心粒化工业化生产提供理论及技术支撑。
王新蕊,李慧,严红燕,梁精龙[7]（2019）在《金属基陶瓷的应用研究进展》文中进行了进一步梳理金属陶瓷材料凭借其良好的耐热性、耐磨性、断裂韧性、抗弯强度和化学稳定性成为目前应用广泛的材料。从应用角度综述了金属陶瓷材料在加工制造、海洋应用、电子材料、医学和其他领域的研究进展。
王浩[8]（2019）在《大功率服务器CPU用热管换热器设计及性能研究》文中指出数据中心高能耗、高热流密度的特点对数据中心服务器的安全散热提出了更高的要求。分离式热管具有高导热、易安装、低成本等特点,在解决服务器CPU高热流密度散热需求的问题上具有很好的应用前景。本文以标准19寸2U服务器为设计依据,设计了最大散热功率为500 W的分离式热管换热器,实验研究了该热管在不同充液率、不同加热功率下的工作性能,热管的启动性能及冷却温度对其性能的影响,据此对热管进行了结构改进,获得了能够满足大功率散热要求的分离式热管。本文采用铝合金和R134a分别作为分离式热管的管材和充装工质,以传热性能优良、节约成本、便于安装、安全可靠为原则设计了两种分离式热管,两热管（1-SHP和2-SHP）分别采用横排和竖排冷凝管结构的冷凝端;实验测试了分离式热管充液率从20%变化到70%过程中,每个充液率下加热功率为100 W500 W时分离式热管的工作状态,实验选用金属陶瓷加热片为热源并采用与冷板直接接触的冷却方式对冷凝端进行散热。实验研究了充液率、加热功率对分离式热管传热性能的影响。在综合考虑分离式热管的均温性及热源发热功率的前提下,发现两热管的最佳充液率均为50%,随功率增加,1-SHP的热阻先减小后增加,2-SHP的热阻先减小后逐渐平稳。在最佳充液率下,冷却温度为20℃,加热功率为500 W时,1-SHP对应的热阻和热源表面温度分别为0.040℃/W和68.30℃;2-SHP对应的热阻和热源表面温度分别为0.035℃/W和61.34℃,相较于1-SHP,2-SHP具有更好的工作性能。在最佳充液率下,随功率的增加,热源表面温度达到平衡所需的时间逐渐增加,2-SHP能够满足服务器芯片变功率工作的要求。冷却温度在1426℃时,热源表面温度与冷却温度几乎呈线性关系,但对分离式热管均温性影响不大。通过减小蒸发端的高度和对蒸发表面进行机械处理来对热管进行改进,改进后热管的最佳充液率为35%,当冷却温度为20℃,加热功率为500 W时,热管的热阻和热源表面温度分别为0.021℃/W和55.91℃,与2-SHP相比分别减小40%和8.85%;当加热功率分别为100 W、200 W、300 W、400 W和500 W时,改进后分离式热管达到平衡所用的时间分别为130 S、160 S、200 S、210 S、260 S,比2-SHP分别减少了90 S、100S、100 S、90 S、70 S,改进后热管性能提升明显。通过本研究设计了具有结构简单、成本低、便于安装、安全可靠的分离式热管,当在冷却温度为20℃,最大散热功率为500 W时,热管可将热源表面温度控制在55.91℃,且达到了高热流密度CPU的散热要求。
雍耀维[9]（2018）在《激光熔覆镍基复合涂层工艺和性能的试验研究》文中指出激光熔覆是利用高能激光束在需要改性的金属表面生成符合用户要求的涂层技术,而生成涂层的质量状态直接取决于熔池。在本次研究中,研究锆强化NiCrBSi合金涂层的强化机理。添加锆的氧化物原位生成碳化物硬质颗粒,提高Ni基合金涂层的硬度和耐磨性;并进一步引入W-Zr材料体系进行激光熔覆,提高Ni基涂层的高温耐磨性能。研究中,利用光学显微镜（OM）、电子扫描显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）以及X射线衍射（X-ray）等研究涂层的显微组织、物相成分、颗粒分布规律。搭建激光熔覆光学检测系统获取熔池的相关信息,控制熔覆过程的稳定性。最终在铬锆铜基体上获得符合性能要求的强化合金涂层。利用盘销式摩擦实验测试涂层的常温和高温耐磨性,并分析磨损机理。研究中将二氧化锆和石墨按照反应摩尔比混合后,将之分别按照比例添加到Ni25、Ni45和Ni60中,成功制备了三类含有原位自生ZrC颗粒的ZrC/Ni25、ZrC/Ni45、ZrC/Ni60镍基复合涂层。在涂层中,C和ZrO2反应生成ZrC。结果显示,原位生成ZrC不仅细化了组织结构,而且阻止了M7C3粗大碳化物和γ-Ni+M23C6继续生长,提高了组织的稳定性。ZrC绝大部分颗粒相都长大成独立颗粒,呈现为三角形、四边形或者长轴形,有些碰撞聚集在一起的则最终烧结在一起,形成更大尺寸的颗粒。基于原位自生ZrC强化Ni基合金涂层的理论基础和实验研究,将WC、ZrO2的混合粉末按比例混合后加入到Ni60合金粉末中,利用原位生成的方法制备多碳化物强化的Ni60-WC-ZrO2复合合金涂层。最终成功制备了以WC、ZrC、（W,Zr）C,M23C6等碳化物为强化相的Ni60-WC-ZrO2复合合金涂层。其中碳化物的生成分为三个阶段:WC分解,与周边的ZrO2反应生成ZrC,随后WC与ZrC相互扩散逐步生成（W,Zr）C。Zr元素起到了固溶强化的作用,提高了镍基体的抗塑性变形的能力;Zr同时又细化了组织结构,抑制了初生相以及共晶组织的进一步长大,相应涂层韧性得到改善。原位合成的ZrC作为硬质相弥散分布在基体中,具有一定的弥散强化作用,具有良好的抗切削能力,并且提高了涂层硬度,同时由于硬质颗粒的支撑,耐磨能力得到提升。ZrC/Ni25复合涂层从黏着磨损转变为磨粒磨损,体现了良好抗黏着能力和抗切削能力。ZrC/Ni45复合涂层则主要以犁削为主;ZrC/Ni60主要表现为磨粒磨损。由于Ni60合金涂层内部应力大,所以高温下的应力逐步释放,耐磨性要优于常温耐磨性;而ZrC/Ni60复合涂层的高温耐磨性优于Ni60合金涂层的磨损性能。Ni60-WC-ZrO2熔覆涂层硬度提高非常明显,可达HV1000以上,耐磨性在高温和常温中也提升明显。相比较于Ni60涂层,内部的碳化物颗粒增加,晶粒组织细化显着,耐磨性显着提高。为了稳定在各种不同实验条件、不同材料和工况下的激光熔覆过程,搭建光学检测平台对熔池进行检测并进行信息提取,利用数值有限元方法对同样参数的熔覆过程进行模拟仿真,将最终检测平台获取的面积、宽度和长度以稀释率与数值模拟结果进行对比分析。通过设定不同速度、不同功率以及不同铺粉厚度下的激光熔覆实验,对熔池大小进行了检测,并与有限元模型进行了比对和分析,证明了检测系统和有限元仿真系统的可行性和有效性。最后,基于对强化涂层性能的研究和光学检测平台的应用,将这些复合合金涂层应用到铬锆铜的基体上。实验中通过电镀镍作为过渡层,将强化涂层制备到工件表面,最终获得了良好的常温和高温耐磨性,对比于传统电镀工艺,其耐磨性提高了约20倍。
李红梅[10]（2018）在《熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究》文中进行了进一步梳理过渡金属碳化物具有熔点高、硬度高、热力学稳定性好、耐酸碱腐蚀等一系列优点,它不仅保留了金属基体的电磁特性,又克服了金属基体熔点、沸点低的缺点,被广泛应用于各种耐高温、耐摩擦、耐化学腐蚀等领域。然而过渡金属碳化物单独使用时通常具有脆性大、易出现裂纹等不足,并且其作为增强相添加到金属材料中时,金属相和碳化物陶瓷相间润湿性较差。为了克服碳化物在使用中遇到的难题,本论文采用NbC作为陶瓷相,以低熔点金属（Sn）、高熔点金属（Fe）、金属间化合物（Nb5Si3）分别作为金属相与NbC组成金属-碳化铌复合材料。本文采用熔盐电化学的方法,以CaCl2-NaCl混合熔盐作为电解液,将金属氧化物和碳粉球磨混合后压片、烧结作为阴极,石墨棒为阳极,在熔盐中直接电解制备了 NbC-Sn、NbC-Fe、NbC-Nb5Si3等多种复合材料,并对其合成机理和反应历程进行了深入研究,考察了不同工艺参数对产物的影响。主要研究结果如下:（1）以Nb2O5和碳粉为原料,在900℃混合熔盐中,控制工作电压为3.0 V,电解11 h制备出粒径约100 nm的NbC颗粒,测得样品的堆积密度为6.07 g/cm3。（2）为了避免在NbC制备过程中颗粒间的团聚,实验中引入一种能和酸反应,并且不与NbC反应的金属Sn,成功制备出颗粒分散、尺寸均一的NbC纳米颗粒。由于Sn的熔点只有232℃,所以在电解过程中Sn处于液态,在Nb2O5粉末和碳粉间具有流动性。控制3.0 V电压,熔盐中电解12 h,可以得到NbC-Sn复合材料,并用质量分数为18%盐酸多次洗涤,脱除掉Sn,可以得到颗粒分散、尺寸均一的NbC纳米颗粒。（3）以Fe2O3、Nb2O5和碳粉为原料,在900℃温度下,电解10 h,可以得到核-壳结构的NbC-Fe复合材料。该复合材料以NbC颗粒作为核芯,Fe作为金属外壳组成,每个复合颗粒直径约100 nm。将该复合材料添加到20号钢中,重新熔炼。对重熔后的钢进行SEM、金相和硬度分析发现,相比于NbC颗粒,核-壳结构的NbC-Fe复合材料在钢中的润湿性和分散性都显着提高。实验结果表明,核-壳结构的NbC-Fe颗粒加入到钢中可以起到细化晶粒的作用,添加NbC-Fe颗粒的钢相比没有添加NbC-Fe颗粒的钢晶粒缩小了一半,而且NbC-Fe颗粒的添加有效提高钢的硬度。（4）利用熔盐电化学的方法制备NbC-Nb5Si3复合材料。实验结果表明,在900℃熔盐温度下,Nb/Si摩尔比大于1.67时,产物中会有α-Nb5Si3和γ-Nb5Si3两种晶体结构的Nb5Si3生成;配料中Nb/Si摩尔比小于1.67时,产物中只有α-Nb5Si3生成。多核-壳结构的NbC-Nb5Si3复合颗粒是由四至五个NbC颗粒作为核芯,Nb5Si3作为金属壳组成。原位生成方式得到的核-壳结构复合材料结构更加稳定,并且避免了金属相和陶瓷相复合过程中界面污染问题。
二、金属陶瓷用于液态金属连续测温的研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、金属陶瓷用于液态金属连续测温的研究（论文提纲范文）
（1）双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.2 金属陶瓷的制备方法 |
| 1.2.3 金属陶瓷研究中面临的问题 |
| 1.3 TiC及其复合材料 |
| 1.3.1 TiC陶瓷 |
| 1.3.2 TiC与金属的润湿性研究 |
| 1.3.3 TiC-金属复合材料 |
| 1.4 双连续相金属-陶瓷复合材料 |
| 1.4.1 双连续相金属-陶瓷复合材料特点 |
| 1.4.2 双连续相复合材料制备方法 |
| 1.5 预制体的制备 |
| 1.6 本文的关键问题及研究思路 |
| 1.6.1 关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 1.7 本文的研究目标及内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 TiC_x多孔预制体的制备与分析 |
| 2.3.1 TiCx反应机理 |
| 2.3.2 TiC_(0.5)预制体气孔率的控制 |
| 2.3.3 TiC_(0.5)预制体结构的控制 |
| 2.3.4 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备 |
| 2.4 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备 |
| 2.5 物相和显微结构分析 |
| 2.6 材料性能 |
| 2.6.1 气孔率 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 弯曲强度 |
| 2.6.4 断裂韧性 |
| 2.6.5 抗热震性能 |
| 2.7 固溶处理工艺对材料性能的影响 |
| 第三章 多孔TiC_x预制体的制备及其微观结构分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳源的影响 |
| 3.3 造孔剂PVB添加量对预制体的影响 |
| 3.3.1 物相组成 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.4 烧结温度与保温时间对预制体的影响 |
| 3.5 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备与性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的组织结构及界面 |
| 4.2.1 组织结构 |
| 4.2.2 反应机理 |
| 4.2.3 界面分析 |
| 4.3 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的结构设计及调控 |
| 4.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的力学性能 |
| 4.4.1 力学性能 |
| 4.4.2 强韧化机理 |
| 4.5 预制体化学计量比对金属陶瓷微观结构及力学性能的影响 |
| 4.5.1 物相组成与微观结构 |
| 4.5.2 力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗热震性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 热震温度对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.2.1 微观结构 |
| 5.2.2 热震性能 |
| 5.3 热震环境对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗循环热震性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 固溶处理工艺对双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷结构与性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 固溶温度对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.3 固溶温度对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 固溶时间对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.5 固溶时间对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.6 固溶处理对材料强韧化机理分析 |
| 6.6.1 细晶强化效应 |
| 6.6.2 固溶强化效应 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究（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 高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.2.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.2.2 发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.2.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.3 高温材料研究现状 |
| 1.3.1 高温金属及合金 |
| 1.3.1.1 超合金 |
| 1.3.1.2 铂族金属 |
| 1.3.1.3 难熔金属及其合金 |
| 1.3.1.4 金属间化合物 |
| 1.3.2 高温陶瓷 |
| 1.3.3 高温复合材料 |
| 1.3.3.1 碳/碳复合材料 |
| 1.3.3.2 陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.3 金属基复合材料 |
| 1.3.4 超高温陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料研究现状 |
| 1.3.4.1 颗粒增强Al、Mg、 Ti、Cu、Ni基复合材料 |
| 1.3.4.2 颗粒增强难熔金属基复合材料 |
| 1.4 高温材料制备方法 |
| 1.5 本文实验材料的选择及其性质 |
| 1.5.1 难熔金属基体的选择及可行性分析 |
| 1.5.2 超高温陶瓷颗粒的选择及可行性分析 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 原材料与制备工艺 |
| 2.1.1 Nb-xTi基体合金材料的制备 |
| 2.1.2 xZrB_2-NbTi陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料的制备 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD相组成 |
| 2.2.2 SEM微观形貌 |
| 2.2.3 TEM点阵 |
| 2.2.4 EDS元素分布 |
| 2.2.5 致密度 |
| 2.3 力学性能分析 |
| 2.3.1 显微硬度 |
| 2.3.2 常温断裂韧性 |
| 2.3.3 高温断裂韧性 |
| 2.3.4 常温压缩 |
| 2.3.5 高温压缩 |
| 2.4 高温抗氧化性能分析 |
| 第3章 Nb-xTi合金材料组织结构及力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb-Ti合金的相组成及微观形貌 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 3.2.3 TEM点阵分析 |
| 3.3 Nb-Ti合金的韧化机制及断口形貌 |
| 3.4 Nb-Ti合金的强化机制及压缩特性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 xZrB_2-NbTi复合材料组织结构及室温力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 xZrB_2-NbTi材料相组成及微观形貌 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 4.3 xZrB_2-NbTi材料的烧结及致密化过程 |
| 4.4 xZrB_2-NbTi材料室温断裂韧性及韧化机制 |
| 4.5 xZrB_2-NbTi材料室温压缩性能及强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbTi复合材料高温力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.2.1 实验温度对复合材料高温压缩性能的影响 |
| 5.2.2 陶瓷相含量对复合材料高温压缩性能的影响规律 |
| 5.3 复合材料高温断裂韧性 |
| 5.4 复合材料高温压缩断口形貌 |
| 5.5 复合材料高温断裂韧性断口形貌 |
| 5.6 复合材料高温强化机制及失效模式分析 |
| 5.7 复合材料高温增韧机制及断裂机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbTi复合材料氧化动力学曲线分析 |
| 6.3 氧化产物相组成及微观形貌分析 |
| 6.4 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化机理分析 |
| 6.5 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 |
（3）耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 耐高温材料研究现状 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 难熔金属及其合金 |
| 1.2.3 C/C复合材料 |
| 1.2.4 超高温陶瓷材料 |
| 1.2.5 金属陶瓷复合材料及分类 |
| 1.2.6 超高温难熔金属陶瓷复合材料及研究现状 |
| 1.2.7 耐高温材料制备方法 |
| 1.3 耐高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.3.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.3.2 垃圾焚烧发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.3.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.4 实验材料的选择及其性质 |
| 1.4.1 基体和增强体材料的选择 |
| 1.4.2 铌及其合金的性质 |
| 1.4.3 钼及其合金的性质 |
| 1.4.4 二硼化锆的性质 |
| 1.4.5 碳化硅的性质 |
| 1.5 本文研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 材料制备工艺和原材料 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD物相分析 |
| 2.2.2 SEM观察 |
| 2.2.3 密度测定 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 显微硬度测定 |
| 2.3.2 弹性模量测定 |
| 2.3.3 断裂韧性测定 |
| 2.3.4 常温压缩实验 |
| 2.3.5 高温压缩实验 |
| 2.4 抗氧化性能测试 |
| 第3章 xZrB_2-NbMo复合材料的组织结构及室温力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料的组织结构分析 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM分析 |
| 3.2.3 密度分析 |
| 3.3 复合材料的室温力学性能分析 |
| 3.3.1 显微硬度分析 |
| 3.3.2 常温压缩和弹性模量分析 |
| 3.3.3 断裂韧性分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料的组织结构及室温力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合材料的组织结构分析 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM分析 |
| 4.2.3 密度分析 |
| 4.3 复合材料的室温力学性能分析 |
| 4.3.1 显微硬度分析 |
| 4.3.2 常温压缩和弹性模量分析 |
| 4.3.3 断裂韧性分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbMo复合材料的高温压缩变形行为及强化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 空气气氛下材料的高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.3 高温压缩峰值应力 |
| 5.3.1 高温压缩峰值应力 |
| 5.3.2 ZrB_2含量对峰值应力的影响 |
| 5.3.3 实验温度对峰值应力的影响 |
| 5.4 高温压缩塑性应变 |
| 5.4.1 高温压缩塑性应变 |
| 5.4.2 ZrB_2含量对塑性应变的影响 |
| 5.4.3 实验温度对塑性应变的影响 |
| 5.5 高温压缩后微观组织 |
| 5.6 高温压缩断口的微观形貌和宏观形貌 |
| 5.7 1700℃真空环境下材料的压缩应力-应变曲线 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbMo和x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料的高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbMo复合材料高温氧化行为 |
| 6.2.1 复合材料在700℃的氧化行为 |
| 6.2.2 复合材料在900℃的氧化行为 |
| 6.2.3 复合材料在1100℃的氧化行为 |
| 6.2.4 复合材料在1200℃的氧化行为 |
| 6.2.5 xZrB_2-NbMo复合材料氧化机理分析 |
| 6.3 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料高温氧化行为 |
| 6.3.1 复合材料在700℃的氧化行为 |
| 6.3.2 复合材料在900℃的氧化行为 |
| 6.3.3 复合材料在1100℃的氧化行为 |
| 6.3.4 复合材料在1200℃的氧化行为 |
| 6.3.5 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料氧化机理分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）微波烧结三维槽型陶瓷刀具及其切削性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景与意义 |
| 1.2 Ti(C, N)基金属陶瓷材料及制备工艺研究现状 |
| 1.3 Ti(C, N)基金属陶瓷刀具研究中存在的问题 |
| 1.4 论文主要研究内容 |
| 2 Ti(C, N)基金属陶瓷刀具材料性能表征及微波烧结工艺优化 |
| 2.1 陶瓷刀具材料主要性能表征 |
| 2.2 微波烧结制备工艺优化 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 Ti(C, N)基金属陶瓷刀具材料体系设计与优化 |
| 3.1 Ti(C, N)基金属陶瓷刀具材料体系的设计原则 |
| 3.2 Ti(C, N)基金属陶瓷刀具材料体系设计 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 微波烧结三维槽型Ti(C, N)金属陶瓷刀具 |
| 4.1 三维槽型刀具素坯压制过程数值模拟 |
| 4.2 压制压力对三维槽型金属陶瓷刀具力学性能的影响 |
| 4.3 压制压力对三维槽型陶瓷刀具微观组织的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 三维槽型Ti(C, N)金属陶瓷刀具切削性能的研究 |
| 5.1 三维槽型刀具干式连续切削奥氏体不锈钢 1Cr18Ni9Ti的切削性能分析 |
| 5.2 三维槽型刀具干式连续切削淬火模具钢 40Cr的切削性能分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 本文总结 |
| 6.2 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表的论文和出版着作情况 |
（5）基于液态金属强化传热的双连续相热界面材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 微电子系统的热效应和电迁移 |
| 1.1.1 芯片的热效应 |
| 1.1.2 热效应的危害 |
| 1.1.3 电子系统的电迁移 |
| 1.2 电子封装热管理基础 |
| 1.2.1 基本传热原理 |
| 1.2.2 常见电子封装技术及其热特性 |
| 1.3 热界面材料概述 |
| 1.3.1 热界面材料及其特性 |
| 1.3.2 商用的热界面材料产品介绍 |
| 1.3.3 国内外热界面材料研究进展 |
| 1.4 选题思路及研究内容 |
| 1.4.1 选题思路 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 热界面材料的制备工艺与微观组织 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与制备工艺 |
| 2.2.1 实验原料及选用理由 |
| 2.2.2 热界面材料的制备工艺 |
| 2.3 热界面材料的微观组织 |
| 2.3.1 实验方法与实验设备 |
| 2.3.2 实验结果与分析讨论 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 液态金属/金刚石界面的结构与热导 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 液态金属/金刚石的界面结构 |
| 3.2.1 实验方法与实验设备 |
| 3.2.2 实验结果与分析讨论 |
| 3.3 液态金属/金刚石的界面热导 |
| 3.3.1 实验方法与实验设备 |
| 3.3.2 实验结果与分析讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 热界面材料的导热性能及影响因素 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与实验设备 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 实验设备 |
| 4.3 实验结果与分析讨论 |
| 4.3.1 组分比例与成型压力对导热性能的影响 |
| 4.3.2 其它因素对热界面材料导热性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热界面材料的力学性能及影响因素 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法与实验设备 |
| 5.3 实验结果与分析讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热界面材料的界面传热性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法与实验设备 |
| 6.2.1 实验方法 |
| 6.2.2 实验设备 |
| 6.3 实验结果与分析讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 电子封装中焊点的电迁移各向异性 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法与实验设备 |
| 7.3 实验结果与分析讨论 |
| 7.3.1 电迁移各向异性的实验现象 |
| 7.3.2 电迁移各向异性的理论分析 |
| 7.3.3 电迁移各向异性的应用价值 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 全文总结与展望 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.1.1 双连续相结构复合热界面材料研究 |
| 8.1.2 电子封装中焊点的电迁移各向异性 |
| 8.2 研究展望 |
| 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 |
（6）高炉熔渣机械离心粒化关键技术研究（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 国内外研究现状 |
| 1.2.1 .高炉渣湿法处理研究现状 |
| 1.2.2 .高炉渣干法处理研究现状 |
| 1.3 主要内容及章节安排 |
| 1.3.1 主要内容 |
| 1.3.2 章节安排 |
| 第2章 离心粒化理论 |
| 2.1 离心粒化机理 |
| 2.1.1 粒化器表面成膜过程 |
| 2.1.2 液膜表面扰动波的形成 |
| 2.1.3 液膜边缘凸起的形成 |
| 2.1.4 液膜分裂模式 |
| 2.1.5 凸起长大及分离过程分析 |
| 2.2 离心粒化过程建模 |
| 2.2.1 液膜流动模型 |
| 2.2.2 滴状分裂模型 |
| 2.2.3 丝状分裂模型 |
| 2.2.4 模型分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 粒化系统研制 |
| 3.1 粒化流程 |
| 3.2 高炉熔渣粒化系统研制 |
| 3.2.1 高炉渣熔炼及供液装置 |
| 3.2.2 粒化装置 |
| 3.2.3 冷却装置 |
| 3.2.4 粒径检测反馈装置 |
| 3.2.5 粒化系统控制部分 |
| 3.3 粒化系统关键结构设计 |
| 3.3.1 温差缩减粒化器结构 |
| 3.3.2 涂层粒化器结构 |
| 3.3.3 特殊边沿粒化器结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 高炉熔渣离心粒化实验研究 |
| 4.1 冷态实验研究 |
| 4.1.1 实验材料及方案 |
| 4.1.2 粒化器边沿结构对粒化的影响 |
| 4.1.3 渣棉的形成机理及影响因素 |
| 4.1.4 粒化器表面温度对粘结的影响 |
| 4.1.5 冷态实验结论 |
| 4.2 热态实验研究 |
| 4.2.1 实验材料及方案 |
| 4.2.2 粒化器表面温度对粘结的影响 |
| 4.2.3 粒化器涂层对粘结的影响 |
| 4.2.4 表面粘结对粒化效果的影响 |
| 4.2.5 粒化工况对粒化效果的影响 |
| 4.2.6 热态实验结论 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间论文发表及科研情况 |
| 致谢 |
（7）金属基陶瓷的应用研究进展（论文提纲范文）
| 1 金属基陶瓷的应用 |
| 1.1 加工制造领域 |
| 1.2 海洋应用领域 |
| 1.3 电子材料领域 |
| 1.4 医学领域 |
| 1.5 其他领域 |
| 2 结语 |
（8）大功率服务器CPU用热管换热器设计及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 数据中心散热技术 |
| 1.2.1 数据中心热管理层级 |
| 1.2.2 服务器级冷却技术发展 |
| 1.3 热管换热技术的研究与发展 |
| 1.3.1 热管换热器的发展及工作原理 |
| 1.3.2 热管换热器的分类及特性 |
| 1.3.3 服务器级芯片用热管散热器研究进展 |
| 1.4 本文的研究目的和主要内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 分离式热管的设计制造及实验测试系统 |
| 2.1 分离式热管的设计 |
| 2.1.1 服务器冷却系统总体方案 |
| 2.1.2 分离式热管的设计选材 |
| 2.1.3 分离式热管设计计算 |
| 2.1.4 热管的传热极限 |
| 2.1.5 热管的结构参数 |
| 2.1.6 分离式热管的制造流程 |
| 2.2 分离式热管的实验测试系统 |
| 2.2.1 热管实验测试环境 |
| 2.2.2 实验平台搭建 |
| 2.2.3 实验测试步骤 |
| 2.3 数据处理及误差分析 |
| 2.3.1 数据处理 |
| 2.3.2 误差分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 分离式热管的传热性能测试及分析 |
| 3.1 充液率对分离式热管性能的影响 |
| 3.1.1 充液率对热源表面温度的影响 |
| 3.1.2 充液率对分离式热管均温性的影响 |
| 3.2 加热功率对分离式热管性能的影响 |
| 3.2.1 加热功率对分离式热管均温性的影响 |
| 3.2.2 加热功率对热源表面温度的影响 |
| 3.3 最佳充液率下分离式热管性能及分析 |
| 3.3.1 分离式热管的启动性能 |
| 3.3.2 冷却温度对分离式热管性能的影响 |
| 3.3.3 分离式热管热阻分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 分离式热管的性能改进及分析 |
| 4.1 分离热管的结构改进 |
| 4.2 改进后分离式热管的性能验证 |
| 4.2.1 充液率对改进后分离式热管性能的影响 |
| 4.2.2 热功率对改进后分离式热管性能的影响 |
| 4.2.3 改进后分离式热管的启动性能 |
| 4.2.4 冷却温度对改进后分离式热管的影响 |
| 4.2.5 改进后分离式热管的热阻分析 |
| 4.3 改进前后的分离式热管性能对比 |
| 4.3.1 改进前后分离式热管的均温性对比 |
| 4.3.2 分离式热管改进前后的热源表面温度对比 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）激光熔覆镍基复合涂层工艺和性能的试验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 激光熔覆技术简介 |
| 1.1.1 激光熔覆原理 |
| 1.1.2 激光熔覆中采用的材料体系 |
| 1.1.3 激光熔覆的工业领域应用 |
| 1.2 课题研究背景 |
| 1.3 研究现状 |
| 1.3.1 铜合金激光熔覆研究进展 |
| 1.3.2 涂层强化以及耐磨性 |
| 1.3.3 原位生成碳化物增强涂层体系 |
| 1.3.4 熔覆成型检测与熔池检测 |
| 1.4 存在问题探讨 |
| 1.5 Zr的作用 |
| 1.6 研究目的内容意义 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 研究意义 |
| 第二章 Zr对激光熔覆Ni Cr BSi涂层组织演变的影响 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 实验设备与材料 |
| 2.1.2 微观组织分析 |
| 2.2 对Ni25 合金组织的影响 |
| 2.3 对Ni45 合金组织的影响 |
| 2.4 对Ni60 合金组织的影响 |
| 2.5 ZrC颗粒行为 |
| 2.5.1 ZrC生长机理 |
| 2.5.2 ZrC形核 |
| 2.5.3 ZrC典型形貌 |
| 2.6 Ni25、Ni45、Ni60 合金熔覆涂层组织对比 |
| 2.6.1 组织分析对比 |
| 2.6.2 快速凝固组织分析 |
| 2.7 各个物理相生成机理分析 |
| 2.8 本章小结 |
| 第三章 Ni基合金的W-Zr系涂层研究 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.2 结构组织 |
| 3.3 XRD分析 |
| 3.4 机理分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Zr对 Ni基复合涂层硬度和磨损性能影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.1.1 微观硬度测试 |
| 4.1.2 摩擦实验 |
| 4.2 Zr对 Ni25 复合涂层的硬度和耐磨性能影响 |
| 4.2.1 Zr对 Ni25 复合涂层的硬度影响 |
| 4.2.2 Zr对 Ni25 复合涂层的摩擦性能影响 |
| 4.3 Zr对 Ni45、Ni60 复合涂层的硬度和耐磨性能影响 |
| 4.3.1 Zr对 Ni45、Ni60 复合涂层的硬度影响 |
| 4.3.2 Zr对 Ni45、Ni60 复合涂层的摩擦性能影响 |
| 4.4 Zr对 Ni25、Ni45、Ni60 合金熔覆性能对比 |
| 4.4.1 硬度比较 |
| 4.4.2 硬度机理分析 |
| 4.4.3 耐磨性比较 |
| 4.4.4 耐磨性机理分析 |
| 4.5 W-Zr系复合涂层的硬度和耐磨性 |
| 4.5.1 显微硬度 |
| 4.5.2 耐磨性性能分析 |
| 4.6 Zr强化和W-Zr复合强化合金涂层耐磨性比较 |
| 4.7 高温摩擦性能对比 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 激光熔覆过程质量控制检测 |
| 5.1 介绍 |
| 5.2 平台设计及硬件选型 |
| 5.2.1 图像采集系统硬件设计 |
| 5.2.2 传感器及镜头参数的选择 |
| 5.2.3 滤光片衰减片以及保护镜片的选择 |
| 5.3 图像处理 |
| 5.4 实验方法和实验材料 |
| 5.5 实际检测效果实验验证 |
| 5.6 数值模拟 |
| 5.6.1 热传导模型 |
| 5.6.2 初始条件 |
| 5.6.3 物理模型 |
| 5.6.4 材料参数 |
| 5.6.5 熔池特征参数提取 |
| 5.6.6 仿真策略方法 |
| 5.7 结果分析 |
| 5.7.1 仿真结果与实测结果的对比 |
| 5.7.2 温度场随时间不同点处的变化 |
| 5.7.3 不同扫描速度下熔覆对比 |
| 5.7.4 不同功率下熔覆对比 |
| 5.7.5 不同预置粉末厚度下熔覆对比 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 铜合金Zr强化合金涂层实验 |
| 6.1 实验材料和方法 |
| 6.2 铝青铜熔覆效果检验 |
| 6.3 铬锆铜基体表面预处理 |
| 6.3.1 铬锆铜基体组织分析 |
| 6.3.2 铬锆铜基体预处理后组织分析 |
| 6.4 复合强化涂层性能分析 |
| 6.4.1 组织结构 |
| 6.4.2 硬度 |
| 6.4.3 耐磨性 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 可持续工作 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
| 致谢 |
（10）熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 过渡金属碳化物的研究 |
| 1.1.1 过渡金属碳化物的化学键与结构 |
| 1.1.2 过渡金属碳化物的性质 |
| 1.1.3 过渡金属碳化物的用途 |
| 1.1.4 过渡金属碳化物的制备方法 |
| 1.2 碳化物基金属陶瓷的研究 |
| 1.2.1 碳化物基金属陶瓷的性质 |
| 1.2.2 金属相和陶瓷相的选择 |
| 1.2.3 碳化物基金属陶瓷的制备方法 |
| 1.3 本文研究内容及意义 |
| 第2章 熔盐电化学法制备NbC粉体 |
| 2.1 实验部分 |
| 2.1.1 实验原料及设备 |
| 2.1.2 实验装置 |
| 2.1.3 熔盐选择 |
| 2.1.4 实验步骤 |
| 2.1.5 样品的表征与分析 |
| 2.2 结果与讨论 |
| 2.2.1 实验中电压的选择 |
| 2.2.2 NbC粉末的制备和表征 |
| 2.2.3 对于电解多个阴极片的考察 |
| 2.2.4 多电解片电解后的产物分析 |
| 2.3 小结 |
| 第3章 熔盐电化学法制备NbC-Sn粉体 |
| 3.1 实验部分 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 烧结后样品的组成和形貌 |
| 3.2.2 电解时间对产物的影响 |
| 3.2.3 原料配比对产物的影响 |
| 3.3 小结 |
| 第4章 熔盐电化学法制备核-壳结构的NbC-Fe复合材料 |
| 4.1 实验部分 |
| 4.1.1 实验原料及设备 |
| 4.1.2 实验步骤 |
| 4.1.3 样品的表征与分析 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 以Fe_2O_3、Nb_2O_5和碳粉为原料制备NbC-Fe复合材料 |
| 4.2.2 以Fe粉、Nb_2O_5和碳粉为原料制备NbC-Fe |
| 4.2.3 NbC-Fe颗粒对低碳钢组织性能的影响 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 熔盐电化学法制备NbC-Nb_5Si_3复合材料 |
| 5.1 实验部分 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 SiC纳米线的制备 |
| 5.2.2 Nb/Si摩尔比对产物组成的影响 |
| 5.2.3 制备NbC-Nb_5Si_3复合材料 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间撰写和发表的论文 |
| 作者简介 |
四、金属陶瓷用于液态金属连续测温的研究（论文参考文献）
- [1]双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究[D]. 雷聪. 北京交通大学, 2021(02)
- [2]硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究[D]. 高远. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [3]耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究[D]. 王琦. 华北电力大学(北京), 2020(06)
- [4]微波烧结三维槽型陶瓷刀具及其切削性能研究[D]. 叶佳冬. 南京理工大学, 2020(01)
- [5]基于液态金属强化传热的双连续相热界面材料研究[D]. 位松. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [6]高炉熔渣机械离心粒化关键技术研究[D]. 纪慧敏. 青岛理工大学, 2019(02)
- [7]金属基陶瓷的应用研究进展[J]. 王新蕊,李慧,严红燕,梁精龙. 热加工工艺, 2019(14)
- [8]大功率服务器CPU用热管换热器设计及性能研究[D]. 王浩. 大连理工大学, 2019
- [9]激光熔覆镍基复合涂层工艺和性能的试验研究[D]. 雍耀维. 上海交通大学, 2018(01)
- [10]熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究[D]. 李红梅. 东北大学, 2018(01)