一、Injection molding of nano structured 90W-7Ni-3Fe alloy powder prepared by high energy ball milling（论文文献综述）
丁红瑜,尹衍军,关杰仁,陈超,蒋志勇,王自力[1]（2021）在《难熔金属增材制造研究进展》文中研究表明难熔金属具有熔点高、高温性能良好的特点,是发动机、燃气轮机、火箭、导弹等高温服役工况条件下不可或缺的材料,在军事装备领域和国民经济生活中都发挥着十分重要的作用。然而也正是因为高的熔点和导热系数,导致其加工制备十分困难。增材制造技术是近年来发展起来的一项先进制造技术,具有很多独特的优点,为难熔金属的加工提供了一种可选途径。本文概述了钨及钨合金、多孔钽、铌合金、钼合金、难熔高熵合金等难熔金属增材制造方面的研究现状及最新进展,以期为相关领域的研究提供参考。
尚峰[2]（2021）在《UNS S32707特超级双相不锈钢零部件粉末近净成形技术及组织性能调控》文中研究说明UNS S32707特超级双相不锈钢能满足深海苛刻的服役环境,使海洋工程结构件壁厚减薄,重量减轻,节约原材料,降低成本,被认为是深海石油开采用来代替镍基耐蚀合金的理想材料。但是由于该钢具有高的合金元素含量和氮含量,采用传统的加工工艺制备该钢种时会出现很多问题。本文针对目前粉末冶金特超级高氮双相不锈钢制备过程中气雾化粉末氧含量和杂质含量高、粉末和烧结件的氮含量及两相组织比例不易控制等问题,采用等离子旋转电极雾化制备特超级高氮双相不锈钢粉末,采用选择性激光熔化、热等静压、粉末注射成形三种粉末近净成形工艺制备具有优良的力学性能、耐腐蚀性能的复杂形状近终形特超级高氮双相不锈钢零件,重点解决“制备—工艺—组织—性能”等全过程一体化研发体系中的关键科学问题,在实现不同尺寸零件高效制备的同时实现不同粒度粉末的高效利用。取得的主要结论如下:采用15～53 μm的粉末、190 W的激光功率、800 mm/s的扫描速度、0.03 mm的铺粉厚度、0.09 mm的扫描间距、87.96 J/mm3的激光能量密度,上下层旋转67°的选择性激光熔化工艺制备出具有超高强度和显着磁响应的新型铁素体不锈钢,相对密度可以达到98.2%,特殊的扫描策略使材料呈现出随机的晶粒取向,各向异性减弱。熔化后快速冷却,抑制了奥氏体形成,铁素体含量达到98.5%。铁素体晶内形成大量位错、且晶界析出纳米级氮化物、铁素体平均晶粒尺寸为3.68 μm,位错强化、沉淀强化、细晶强化使SLM打印件具有优异的力学性能,抗拉强度为1493 MPa,屈服强度为1391 MPa,硬度为528.7 HV。氮在铁素体晶界以氮化物形式析出,导致SLM打印件塑韧性较低,断后伸长率为13.2%,断面收缩率为24.1%,冲击吸收功为18 J。SLM打印件由于超高的铁素体含量导致了高的比饱和磁化强度,晶粒细化导致了较低的矫顽力。比饱和磁化强度为106 Am2/kg,矫顽力为1.79 mT。这为近净成形制备强度和耐腐蚀性能兼具的结构功能一体化软磁材料提供了新思路。SLM工艺制备的UNS S32707特超级双相不锈钢通过合适的固溶处理工艺可以得到铁素体和奥氏体接近平衡的两相组织,明显改善塑性和韧性。SLM打印时形成的大量位错是固溶处理时再结晶的主要驱动力,SLM打印过程中氮含量降低了 33%,破坏了两相平衡,降低了奥氏体的含量。σ相在1100℃固溶处理时完全溶解,随着固溶处理温度的升高,晶粒逐渐长大,铁素体含量逐渐增加,奥氏体含量逐渐减少,强度、硬度逐渐降低,塑性、韧性逐渐提高,1150℃固溶处理1小时的试样具有较好的综合力学性能,抗拉强度为901 MPa,屈服强度为658 MPa,断后伸长率为36.4%,断面收缩率为48.4%,硬度为291.5 HV,冲击吸收功为132 J。综合力学性能与ASTM A790标准中无缝管的性能相当,优于铸造UNS S32707特超级双相不锈钢。1100℃固溶处理1小时的试样具有较好的抗点蚀性能,点蚀电位为1196 mV,点蚀电位值高于热轧板材,临界点蚀温度为45℃。钝化膜表层主要以Fe、Cr的氧化物和氢氧型化合物为主,NH4+吸附在钝化膜表面,对钝化膜起到保护作用;内层主要由金属单质、Cr2N以及Fe、Cr、Mo的氧化物构成。53～150 μm的UNS S32707特超级双相不锈钢粗粉在150 MPa压力下,经1200℃ × 3 h热等静压烧结后相对密度为99.9%,随炉缓冷过程中有σ相和Cr2N析出,导致塑韧性显着下降,材料经1100℃ ×1h固溶处理后水淬,σ相完全溶解,塑性显着提高,显微组织为α和γ两相组织,α和γ比例为60.5:39.5,抗拉强度为832 MPa,屈服强度为578 MPa,断后伸长率为17.5%,硬度为256 HV,冲击吸收功为15.82 J,点蚀电位为1169 mV,临界点蚀温度为50℃。实现了 UNS S32707特超级双相不锈钢粗粉末的高值化利用。采用15～53 μm的粉末,利用粉末注射成形-超固相线液相烧结工艺制备出氮含量为0.37%、相对密度为97.9%的UNS S32707特超级双相不锈钢。烧结件经过后续热等静压可以实现全致密,实现了粗粉末的烧结致密化和氮含量的精确调控。真空气氛烧结时,高氮双相不锈钢烧结件中的氮会逸出损失,降低固溶处理后烧结件的奥氏体含量。在0.02 MPa的氮气压力下,随着烧结温度的升高,烧结件的相对密度逐渐提高,氮含量逐渐降低,1400℃ × 1.5 h的烧结件具有理想的烧结相对密度和氮含量。经1150℃ ×1h固溶处理后,铁素体和奥氏体两相比例为46.8:51.8,抗拉强度为761 MPa,屈服强度为529 MPa,断后伸长率为14%,硬度为321.4 HV,点蚀电位为1071 mV。1400℃× 1.5 h的烧结件经HIP+1150℃ ×1h固溶处理后,力学性能和未经HIP处理的试样相比显着提高。抗拉强度为882 MPa,屈服强度为557 MPa,断后伸长率为31%,硬度为276.8 HV,冲击吸收功为14 J。综合力学性能与铸造UNS S32707特超级双相不锈钢相当,这为近净成形制备氮含量可控的复杂形状特超级高氮双相不锈钢提供了新思路。
冯征[3]（2021）在《选区激光熔化W-Nb合金组织演变机理及缺陷抑制研究》文中进行了进一步梳理传统的钨合金零件制造方式多采用粉末冶金或者粉末注射成型技术。这两种方法在生产复杂三维结构的零件时颇具难度。选区激光熔化增材制造技术可直接实现复杂三维结构难熔金属零件的近净成形,为钨合金提供了广阔的应用前景。然而由于钨本身的高熔点和高的韧脆转变温度,在选区激光熔化制备高比重钨合金（WHA）过程中极容易产生微裂纹、孔洞等缺陷,缺陷的出现必然导致材料应用范围的缩小。因此,如何有效的抑制缺陷仍是一项挑战。本文研究了选区激光熔化（SLM）95W的粉末球磨和制备工艺参数,通过最佳球磨参数和样品制备工艺成功制备出了高致密的W-5Nb和W-5Nb/ZrH2样品。分析了工艺参数对致密度、微观组织演变及缺陷产生的影响规律,重点讨论了W-5Nb的致密化过程,Nb的添加对微裂纹的抑制机制以及掺杂0.5 wt.%ZrH2对W-5Nb微观组织产生的影响。对于粉末的球磨参数和样品制备工艺参数的研究发现,最佳的95W复合粉体制备球磨参数为:球磨转速100 rpm,球磨的大小球配比为1:2,球磨时间为10 h。最佳的W-5Nb选区激光熔化成形制备工艺参数如下:激光功率275 W,扫描速度390 mm/s,扫描间距0.08 mm。对于W-5Nb的研究结果发现,样品的致密度随能量密度（E）的增大呈现先增大后减少的变化规律。当E为293 J/mm3时,致密度高达98%,微观组织主要是由单一的W-5Nb固溶相组成,微裂纹基本得到抑制。Nb合金化使得晶粒尺寸细化（36%,相对于纯W）和大角晶界的（>15°）占比降低显着（67%,对于E=293 J/mm3和E=556 J/mm3）。同时,Nb合金化使得WxOy气化偏析形成的纳米孔分布离散化,降低了纳米孔洞偏析对微裂纹萌生的促进作用。Nb的固溶强化作用,进一步提高了晶界间的结合强度。晶界结合强度的提高使得在晶界间发生开裂的可能性减小了许多。对于W-5Nb/0.5 wt.%ZrH2的研究发现,微观相组成为连续且单一的W-5Nb/ZrH2的固溶相,没有产生明显的微裂纹缺陷,仍然存在孔洞。掺杂ZrH2使得W-5Nb的晶粒尺寸减小,但减小的幅度不大,没有明显的织构取向。相对于W-5Nb,ZrH2的掺杂使得残余应力分布更加均匀化,并不是集中在某一区域分布。这就使得因残余应力集中分布而导致开裂的可能性极大的降低。
王芊[4]（2021）在《聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究》文中进行了进一步梳理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。
邓楠[5]（2021）在《间歇式电沉积制备W基核-壳粉体及其致密化研究》文中提出金属钨及其合金由于具有高熔点、高硬度、高热导率、低热膨胀系数、低溅射率、不与H发生反应等优点,而广泛应用于电子、军工、航天、核能等领域。其中,W-Cu复合材料应用于电工材料、电子封装及高热负荷部件中的热沉材料等;W-Ni-Fe高比重合金应用于控制舵的平衡锤、穿甲弹弹芯和放射性同位素的放射护罩等。在W基复合材料中,组元之间的熔点和密度通常相差很大,导致其在成型和烧结中不易获得组织均匀、致密的高性能复合材料。因此,混合粉体的均匀性是制备高性能钨基复合材料要解决的一个关键性问题。本文提出一种低成本、工艺简单、可批量化、且镀层含量和包覆率可控的间歇式电沉积粉体包覆技术,用于制备钨基核-壳粉体。进而将核-壳粉体通过粉末冶金和冷喷涂成型工艺,得到具有优异导热性能的W-Cu复合材料和高W含量W-Cu复合涂层以及不易变形的梯度W-Ni-Fe高比重合金,并研究了核-壳粉体的烧结和冷喷涂致密化行为。以制备W@Cu核-壳粉体为例,对本文提出的新型包覆技术进行系统说明。遴选出硫酸盐体系作为电镀液,通过优化得出最优电流密度为7 A/dm2。结合法拉第电流定律,通过控制电沉积时间对核-壳粉体的镀层含量（厚度）进行调控。进一步地,通过控制脉冲宽度调控核-壳粉体的包覆率,最终得到合适成分配比和高包覆率的核-壳粉体。核-壳粉体镀层组织致密无杂质,粉体表面粗糙呈“菜花状”。原始颗粒粒径为28 μm的W粉经电沉积40 min后得到的核-壳粉体的镀层厚度约为2.8 μm、包覆率为92.7%、流动性可达15s（50g）,包覆层氧含量为527 ppm。同时,分析了包覆层的形成过程和沉积机理。最后,提出了镀层厚度（含量）与承载量、电流强度和电沉积时间之间的关系式,可为公斤级电沉积放大工艺中电沉积参数的选择提供理论指导。在此基础上,自主设计公斤级电沉积放大装置,并通过实验证明该理论工艺参数设计的合理性。该间歇式电沉积的技术也可以制备W@Ni、W@Ni@Cu和W@Fe核-壳粉体。将制备得到的W@Cu核-壳粉体进行放电等离子烧结和冷喷涂致密化。研究表明,核-壳粉体有利于两相之间的均匀混合,在烧结温度为950℃,烧结压力为60 MPa和烧结时间为10 min的条件下得到较为致密的块体。复合材料的热导率在25℃时值为241 W/m/k,100℃时值为209 W/m/k,600℃时值为175 W/m/k。高的热导率得益于在块体中形成较好的铜网络结构。通过对核-壳粉体镀层成分的设计并结合后续热处理,得到的W-Cu复合涂层避免了 W颗粒的剥落,最终涂层中W的保留率达到98.4%,体孔隙率降低至1%。通过间歇式电沉积制备具有核-壳结构的W@NiFe核-壳粉体。控制电流密度使Ni:Fe为7:3。调节脉冲宽度控制包覆率进而防止块体变形。通过对烧结温度和保温时间的优化,实验证明在温度为1470℃、保温0.5 h的条件下进行液相烧结可获得较为致密且不易变形的W-Ni-Fe高比重合金。W-Ni-Fe高比重合金的力学性能呈现梯度分布,样品一端的抗弯强度和硬度分别达到了最大值,约为1245 MPa和340 HV0.2。
汪明明[6]（2021）在《多尺度界面结构W-ZrC合金的微结构和性能调控研究》文中认为针对当前聚变堆面向等离子体第一壁钨基材料的低热负荷、强韧低、抗辐照性能不足/等离子刻蚀显着及高氢滞留等问题,设计制备了具有集微米级类柱状母晶晶界界面、亚微米超细等轴亚晶晶界界面及细小纳米弥散强化颗粒相界界面等多尺度界面结构于一体的大块钨基合金,通过多尺度界面协同作用实现材料的力学性能、热稳定性、抗热负荷性能及抗辐照等性能的协同提升。并在此基础上,通过晶粒细化、降低氧含量、固溶强化等方式对钨基合金的性能采取进一步调控。首先基于钨粉体颗粒尺寸效应调控W-ZrC轧制合金微结构。通过初始粒径为商业级的2.8 μm的钨粉与粒径为50 nm的ZrC颗粒进行高能球磨,再高温烧结得到坯料,随后进行高温热轧,变形量为70%,得到轧制合金板（2.8WZC）。观察其微观结构,发现母晶长为17μm,长径比为1.5,第二相颗粒团聚严重,平均粒径为155 nm,且分布极不均匀;改变初始钨粉粒径,选取亚微米级即0.5 μm的钨粉,使用同样的制备工艺,得到的合金板（0.5WZC）其母晶长为9μm,亚晶尺寸为～1 μm,第二相颗粒平均尺寸为51 nm,且分布均匀,完全符合构建的体系;而进一步选取初始钨粉粒径为近纳米级的0.2 μm时（0.2WZC）,其第二相颗粒平均尺寸为53 nm,但分布较不均匀。基于钨粉体颗粒尺寸效应调控W-ZrC轧制合金服役性能,对三种合金板材的力学,热稳定性以及抗热负荷冲击性能进行表征。发现体系最佳的0.5WZC具有最高的开始再结晶温度（1500℃）,且完全再结晶后晶粒只长大到70μm。0.5WZC的韧脆转变温度（DBTT）低于150℃,UTS为932 MPa,而退火温度直到1400℃时,强塑性都能保持稳定。0.5WZC和0.2WZC的抗瞬态热冲击的开裂阈值为0.22-0.33 GW/m2,而2.8WZC的低于0.22 GW/m2,这与材料的强塑性密切相关。基于晶粒尺寸效应,分别从细化晶粒、降低初始钨粉氧含量、以及添加固溶元素的角度对合金性能进一步调控。通过放电等离子体快速烧结细化晶粒至亚微米级别时,发现纳米颗粒尺寸为24nm,样品具有更高的硬度（590Hv）以及较高的热导率（143 W/m·K）;通过氧含量降低制备的WZC的韧脆转变温度低于70℃,在70℃下的UTS达到 1279MPa,在150℃下UTS为 1022MPa,相较于0.5WZC的932 MPa提高了～90MPa,其低温脆性得到了进一步的改善;而固溶元素Re的添加使得合金的DBTT为～200℃,ZrC颗粒尺寸为53 nm并分布均匀,此外高温强度得到明显提升,在400℃拉伸测试时极限拉伸强度仍有841 MPa,比WZC提高了～200 MPa,其优异综合性能来自:轧制变形实现的细晶强化、弥散第二相的钉扎作用、固溶元素的迟滞扩散作用。本论文制备的多尺度界面结构钨基合金具有优异的综合性能,其制备方法和设计思路为聚变堆中面向等离子体材料的工程化应用提供了思路。
魏亨利[7]（2021）在《WC对Ni基合金定向结构涂层微结构演变及其性能的影响》文中研究说明本研究采用火焰喷涂技术和感应重熔加强制冷却的方法,在不同的感应重熔温度（800℃、900℃、1000℃、1100℃、1200℃）下制备了WC强化的Ni60/20%WC定向结构涂层,研究不同感应重熔温度对WC强化的定向结构涂层中晶界和晶粒的形态、生长行为、元素分布及其性能的影响,确定出最佳的重熔温度;之后采用不同工艺,在确定的最佳重熔温度下,制备不同含量WC（5%、20%、35%、50%）强化的Ni60预制、重熔和定向结构涂层,研究不同含量的WC对复合涂层的组织演变、物相组成和力学性能的影响;其次对不同WC含量下的定向结构涂层的摩擦磨损性能进行了研究,探讨WC含量的增加对定向结构涂层摩擦磨损性能的影响,系统的分析了WC增强的定向结构涂层磨损机制与摩擦性能,结果表明:（1）随着重熔温度从800℃升高到1100℃,涂层中未形成明显的定向结构组织,主要表现为具有凝聚态的细密组织结构特征,涂层中出现的层状共晶向块状W化物和块状W化物镶嵌的板条状组织的结构进行转变;当重熔温度进一步上升到1200℃时,涂层定向结构特征较为明显,由于此温度下的涂层合金具有较大的过热状态,快速凝固过程中远程W元素较强的扩散和较大的温度梯度导致定向结构涂层的组织发生了改变,此时涂层组织为树枝晶、柱状晶和等轴晶,此外生成的WSi2、W2B等物相,共同对晶界起到阻塞强化的作用。（2）不同重熔温度下,涂层中大部分WC颗粒边缘发生微熔,且以外延生长的形式在WC颗粒周围析出须状、条状、针状的组织,凝固结束后WC颗粒表现出椭圆状的形式,并在界面处保存下来;随着重熔温度的升高,800℃～1100℃时涂层中层状共晶逐渐消失,析出的块状W化物逐渐长大,最终呈现出规则四边形结构,并镶嵌在板条状晶界边缘;由于不同重熔温度下定向涂层的组织结构不同,从而导致涂层的硬度也发生了变化,1200℃时定向结构涂层内大量析出硬质强化相,使其显微硬度最大,其平均值约为699.8HV。（3）不同WC含量下的预制涂层经感应重熔和感应重熔加强制冷却处理后,随着WC含量的增加,涂层内W元素的扩散和界面处未熔WC颗粒的增多,促进了涂层组织结构的转变和界面处晶粒的长大,重熔涂层组织为柱状晶、等轴晶和少量杂乱分布的树枝晶,定向结构涂层为沿热流方向具有特定取向生长的柱状晶、树枝晶以及大量的等轴晶,并且两种工艺下制备的涂层组织在界面处均有长大的现象;定向结构涂层界面处微熔的WC会对枝晶的生长产生影响,使其表现出间断、合并择优生长的特点;此外,WC含量的增加,促进了W元素的扩散与硬质相的生成,定向结构涂层中出现的WSi2、W2B、Ni W、Fe6W6C等新相填充于晶界内部,分布匀均,支撑强化晶界,对软晶粒起到保护作用,可以很大程度上提升涂层的各项综合性能,整体上感应重熔与定向结构涂层的硬度随着WC含量的增加而相应升高,但两者相差值不是太大。（4）定向结构涂层的摩擦系数与磨损率随着涂层中WC含量的增加先减小后增大;当WC含量为20%时,定向结构涂层的摩擦系数和磨损率最小,分别为0.274和1.21×10-6 mm3/Nm,在此成分下定向结构涂层的耐磨性能最好;随着WC含量的增加,定向结构涂层的磨损方式由5%WC含量时的疲劳磨损和磨粒磨损,转变为20%WC含量下的轻微磨损,WC含量为35%时为轻微剥落和粘着涂抹,当WC含量增加到50%时,主要为粘着磨损和轻微磨粒磨损。
孙海霞[8]（2021）在《粉末高速钢的制备及组织性能的研究》文中研究表明粉末高速钢是粉末冶金高速钢的简称,是通过采用粉末冶金方法制备得到致密钢坯,再经热变形、热处理而得到的高速钢。粉末冶金技术解决了传统高速钢冶炼过程中一次碳化物粗大和组织严重偏析等问题,改善了组织的同时使用性能得到极大的提升。粉末高速钢具有无成分偏析、晶粒细小、碳化物细小、热处理变形小、硬度均匀、韧性和耐磨性良好等诸多优点,广泛用于制造难加工材料的切削工具,尤其适合制作大型拉刀、立铣刀、滚刀和剃齿刀。粉末高速钢的生产工艺技术在国外已经成熟,主要集中在少数发达国家,对我国实行技术封锁,我国的粉末高速钢材料和产品多依赖进口,我国一直致力于该技术的研究和产品试制,目前仍处于研发和试生产阶段。粉末高速钢中出现的粉末颗粒粗大、原始粉末颗粒边界（Prior Particle Boundary,简称PPB）问题、陶瓷夹杂问题以及烧结窗较窄、烧结工艺控制难度较高等问题是制约粉末高速钢性能提升的关键,也是各国研究人员旨在解决和突破的技术难点。本文以实现高性能粉末高速钢的制备为目标,以ASSAB PM30粉末高速钢为研究对象,进行粉末特性和制备工艺的研究,采用“粉末制备-成形烧结-组织分析-性能测试”的研究思路,归纳影响烧结致密度和组织均匀性的关键因素;在此基础上研发了新的高速钢粉末制备技术,并对粉末烧结特性进行研究;进一步地研究热处理工艺及性能;最后对氮化物强化粉末高速钢的组织、性能及氮气反应烧结机理进行研究。对气雾化高速钢粉末的形貌、粒径、压制性、粉末组织等进行分析,表明传统高速钢粉末具有粒径较粗、压制性较差的特点,适宜采用包套热等静压工艺烧结。在包套热等静压烧结过程中,发现存在PPB和微观组织不均匀的问题。分析表明:PPB问题主要是由于高温产生气体无法排出,在冷却过程中以孔洞的形式存在于粉末颗粒表面而产生的;微观组织不均匀主要是由于粉末组织不均匀导致的。为解决上述问题,分别采用常压烧结、粉末筛分、球磨等处理。研究发现:与氩气气氛烧结相比,真空烧结更有助于烧结致密化;相比于筛分处理,球磨处理的效果更好,能够有效改善组织均匀性,极大地提高粉末的利用率。真空烧结下,筛分的细粉（<30μm）的最佳烧结温度（Optimum Sintering Temperature,简称 OST）为 1250℃,致密度达 99.0%;球磨48h后,在1250℃进行烧结,粉末高速钢的密度为7.98g/cm3,致密度达99.3%。细粉具有较好的烧结性,有助于改善粉末高速钢的组织。为了获得粒径更细的高速钢粉末,采用水气联合雾化工艺进行粉末制备,平均冷速为103～104K/s,粉末平均粒径D50为9.64μm。相比于气雾化粉末,细粉得率和组织均匀性得到了极大的提高,然而粉末氧含量较高。研究发现,通过碳脱氧可以消除粉末高速钢中的大部分有害氧,氧含量可从2300ppm降至65ppm,没有出现PPB问题。水气联合雾化的高速钢细粉具有较好的烧结性,相比于气雾化粉末,水气联合雾化粉末的OST更低、致密度更高、组织更均匀。在真空条件下,水气联合雾化粉末的OST为1230℃,烧结密度为7.98g/cm3,致密度可达99.3%,碳化物仅有1～2μm且分布均匀。为获得最佳的力学性能,对ASSAB PM30粉末高速钢进行热处理,同时分别添加0、0.3、0.6wt.%C和0、1.0、2.0wt.%Ti,并对其组织和性能进行分析。结果表明:添加0.3wt.%C和2.0wt.%Ti的粉末高速钢综合性能最好。此外,在对强度要求不高、硬度要求较高的领域,可以通过多添加碳含量的方式来提高硬度,添加0.6wt.%C的样品硬度达68.1HRC。同时,为了进一步提高样品致密度,分别采用无包套热等静压和锻造处理,均可获得全致密粉末高速钢,致密度达99.9%,综合性能良好。此时,经无包套热等静压和锻造处理的样品抗弯强度、冲击功和硬度分别为4253MPa、3698MPa,20～26J、25～30J,65.3HRC、65.2HRC,性能堪比第三代粉末高速钢。通过反应烧结,可以获得细小VN强化的粉末高速钢。通过对高速钢粉末烧结过程中形成VC和VN的稳定性进行分析,发现从室温到1300℃,VN相的反应吉布斯自由能为负,且均大于VC相;VN相的形成能也小于VC相,分别为-9.44895eV和-9.08125eV,表明VN相更稳定。因此,含钒高速钢粉末在氮气气氛烧结过程中,氮与钒会发生原位反应,形成VN强化相。由于氮参与反应,使得基体中碳含量过剩,打破了原有的碳平衡。为了实现新的碳氮平衡,分别研究碳含量1.2wt.%、1.0wt.%和0.8wt.%的粉末高速钢烧结组织和性能。结果表明:碳含量为1.0wt.%时,样品中碳/氮达到平衡状态。此时,碳化物最细小、组织最均匀,碳化物主要为M6C,氮化物主要为VN,M6C的晶粒尺寸约为1μm,MN的晶粒尺寸约为0.5μm,样品具有最优的综合力学性能,硬度为65HRC,抗弯强度为3011MPa,冲击功为18～22J。
张冬冬[9]（2020）在《粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究》文中认为Ti Al合金作为一种极具应用前景的高温结构材料,具有质轻、比强度和比刚度高、服役温度下耐氧化能力较强等优点,在航空航天发动机涡轮叶片、高超声速飞行器热防护系统、汽车和坦克增压涡轮叶片方面拥有巨大的应用潜力。然而,Ti Al合金的室温塑性较低（经过变形后Ti Al合金室温塑性也很难超过2%）,而且Ti Al合金在变形温度下变形抗力大、氧化严重、变形不均匀和苛刻的加工窗口,均给后续的变形、机械加工、装配和日常维护使用带来了巨大的困难,阻碍了Ti Al合金的实际应用进程。而使用粉末冶金工艺路线制备的Ti Al合金,微观组织均匀而细小,不仅具有良好的力学性能,而且非常适合后续的热变形。然而粉末冶金也面临着杂质元素较多的难题。论文采用Ti43Al9V0.3Y预合金粉末,在超快的冷却速度下Y元素过固溶到Ti Al合金粉末基体中,同时在制粉及烧结过程中去除基体组织中多余的O元素。系统研究了Ti Al合金粉末在热等静压烧结、热压缩及包套轧制过程中的组织演变、相组成、材料变形机理和析出物的形成机理,并研究了组织与性能之间的关系,为粉末冶金Ti Al合金板材的轧制提供了理论和工程指导。Ti Al预合金粉末在1200℃/140MPa/5h的热等静压处理后,最终获得了微观组织致密无孔洞、晶粒细小均匀、力学性能优良的块体Ti Al合金材料,并在组织内形成了大量弥散分布的球状纳米Y2O3颗粒。合金的微观组织由（γ+B2）双相等轴晶粒组成,平均晶粒直径仅有7μm。烧结过程中发生固态相变:α2相+微量B2相→γ相+B2相,粉末中过固溶的Y元素吸收了组织中的O元素,在γ相中均匀而弥散的析出大量球状纳米Y2O3颗粒。合金的室温抗拉强度为793MPa,延伸率达到了1.1%,优异的性能归因于纳米Y2O3颗粒的析出强化、Y元素对基体组织的净化和细小均匀的组织的共同作用。在700℃时,Ti Al合金的屈服强度和抗拉强度分别为589MPa和664MPa,而在800℃时,抗拉强度仍然具有很高的强度水平,达到了448MPa。为了研究Ti Al合金的变形行为和变形机理,对热等静压Ti Al合金进行了等温热压缩实验,分析了相变与组织演变情况,并绘出了相应的热加功图,为Ti Al合金的包套热轧提供了指导。热等静压烧结态Ti Al合金拥有较低的热激活能295.86k J/mol,说明具有良好的变形能力,这归因于细小均匀的晶粒组织。1200℃等温变形时,晶粒明显拉长,其组织主要由α2相和γ相组成,大量α2相的生成削弱了变形能力,主要的固态相变过程为:β→β+α→α2。在1100℃等温变形时,B2相含量大量增加,主要的固态相变过程为:γ→α→β。1200℃以下,变形主要来源于软质的β相晶粒变形、晶界滑移及动态再结晶进行。在1200℃时,γ相、α2相晶粒的变形和晶界滑移、动态再结晶均对材料的变形做出贡献。建立了应变量分别为50%和80%时的热加工图,确定了材料在50%应变量下的合适热加工工艺为:1150～1200℃/≤1s-1和1000～1200℃/≤0.05s-1;80%应变量下的合适热加工工艺为:1100～1200℃/≤1s-1。研究了不同轧制温度下Ti Al合金组织演变与性能,发现了物相转变规律与变形机理,获得了一种高塑性的Ti Al合金板材,并分析了塑性高的原因。轧制Ti Al合金板材的微观组织均是由γ、α2和B2三种物相组成,在1100～1200℃温度范围内,轧制温度对合金的轧制成形能力没有明显的影响。随着轧制温度的升高,B2相含量逐渐减少,而α2相含量逐渐增加,γ相含量先增加后减少。1200℃轧制时,其室温抗拉强度650MPa,延伸率达到3.0%。室温塑性大增的原因为:再结晶程度最高,组织内亚结构最少,从而减小了组织内的位错塞积和局部应力集中;晶粒形状球形度最高,而球形晶粒能够最大程度的减小变形过程中的应力集中;组织内在轧制变形过程中形成了大量的孪晶,而孪晶在位错滑移过程中,能够通过调整晶体位向以利于位错的继续滑移,这样孪晶在和位错交替出现的过程中大大增加了Ti Al合金的塑性。轧制时形成了明显的织构,其中γ相（001）晶面织构对Ti Al合金板材的各向异性影响最大。研究了不同变形条件下Ti Al合金板材的组织演变与性能,并分析了板材在800℃拉伸塑性变形时的断裂失效机理。轧制速度和道次变形量均显着影响了Ti Al合金板材的成形能力,轧制速度过快和道次变形量过高都会导致Ti Al合金板材表面出现裂纹。轧制速度对亚结构数量和再结晶程度无明显影响,而更大的道次变形量导致板材组织中的亚结构数量变少和再结晶程度提高。升高轧制速度明显提高了α2相含量,而α2相在轧制温度下变形能力不强,因此会恶化Ti Al合金板材的成形能力。γ相和α相晶粒内形成的孪晶对不连续动态再结晶形核有促进作用。不同的轧制速度和道次变形量对Ti Al合金的γ相（001）晶面织构影响不大,但是该织构在RD方向的分布强度均很高。800℃拉伸时,Ti Al合金板材均是从晶界萌生出裂纹,裂纹沿着晶界扩展并最终导致板材失效断裂。拉伸变形过程中晶粒没有发生明显的拉长变形,说明拉伸过程主要通过晶界的滑移进行,而晶界裂纹是材料失效的关键因素。
雷雨涛[10]（2020）在《HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的制备与性能研究》文中研究说明β型Ti-24Nb-4Zr合金具有比强度高、弹性模量低、耐磨耐蚀性好、无毒性元素且生物相容好等优异的综合性能,成为替代传统生物医用钛合金的理想材料之一。但是钛及钛合金是一种生物惰性材料,表面无生物活性,植入人体后难以与机体组织形成强有力的化学骨性结合,长期使用会产生松动现象,容易导致植入失败。羟基磷灰石（HA）是人骨中无机物的主要成分,具有良好的生物活性和骨传导性。但羟基磷灰石是脆性陶瓷材料,力学性能较差,难以作为承载骨植入物使用。因此,为了赋予Ti-Nb-Zr基β型钛合金一定的生物活性,国内外学者开始以钛合金为基,羟基磷灰石陶瓷为活性增强相,制备出一系列钛基生物复合材料,使其同时具有优异的力学性能和高生物活性。本文利用放电等离子烧结技术制备了HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料,并对烧结后的复合材料进行了退火处理以改善其塑韧性,研究不同HA含量（0%、1%、3%、5%、7%、9%）以及不同退火温度（750℃、800℃、850℃）对复合材料微观组织、力学性能、耐腐蚀性能及体外生物活性的影响及机理。得出的主要结论如下:经SPS烧结后,HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料主要由β-Ti相、α-Ti相和HA组成;随着HA含量的增加,材料中针状α-Ti相增多而β-Ti相减少;在HA含量高于5wt.%后,复合材料中出现了少量由HA与合金元素反应形成的陶瓷相（Ca Ti O3、Ti5P3、Ti2O）,材料表面出现大量缺陷。HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料具有较高的致密度（97%～99%）。随着HA含量的增加,复合材料的抗压强度和屈服强度下降明显,弹性模量小幅提高,由于HA含量增加会导致α-Ti相增多而β-Ti相减少且复合材料致密度降低,因此过高的HA含量会大幅降低复合材料的力学性能,由于HA脆性陶瓷相的作用,HA含量的增加还会导致复合材料的塑韧性大幅降低。5HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料经不同温度的退火处理后,组织均匀性和力学性能都得到明显改善。复合材料在退火后,β相晶粒尺寸变小,组织中出现了初生α相和次生α相;随着退火温度的升高,复合材料中的β相晶粒显着增大,针状次生α相减少,晶界处的初生α相减少;与烧结态相比,退火后复合材料的抗压强度和弹性模量呈现先升高后降低的趋势,而塑韧性呈现先降低后提高的趋势;随着HA含量的增加,由于复合材料中α-Ti相和孔隙的增加,复合材料在模拟人工体液中的腐蚀电位降低,腐蚀电流密度升高,复合材料的耐腐蚀性能随着HA含量的增加而降低。在HA含量低于5wt.%时,复合材料在阳极有较宽的钝化区域,具有良好的耐腐蚀性。退火处理后的5HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料与烧结态相比开路电位提高和腐蚀电位提高,腐蚀电流密度降低,腐蚀性能略微提高,说明退火处理能够改善复合材料的腐蚀性能。复合材料在37℃的模拟人工体液中浸泡7天后,Ti-24Nb-4Zr合金表面仅出现少量颗粒状析出相,随着HA含量的增加,复合材料表面类骨磷灰石层越来越多,类骨磷灰石层在材料表面呈团簇状,集中分布在晶界和孔洞处。退火处理后的5HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料由于HA含量没有明显变化,在37℃模拟人工体液浸泡后表面类骨磷灰石层的形貌和含量较烧结态无明显变化,退火处理对复合材料的体外矿化性能无明显影响。综上所述,Ti-24Nb-4Zr合金在加入HA后,复合材料组织均匀性、力学性能、塑韧性和腐蚀性能均有一定程度的下降,复合材料的体外矿化性能大幅提高;在HA含量为5%时性能最佳。通过退火处理,使得5HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料的塑韧性和腐蚀性能得到改善;经过850℃退火处理5HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料具有优异的力学性能、腐蚀性能和体外矿化性能。
二、Injection molding of nano structured 90W-7Ni-3Fe alloy powder prepared by high energy ball milling（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、Injection molding of nano structured 90W-7Ni-3Fe alloy powder prepared by high energy ball milling（论文提纲范文）
（1）难熔金属增材制造研究进展（论文提纲范文）
| 1 钨及钨合金增材制造 |
| 2 多孔钽增材制造 |
| 3 铌、钼等难熔金属增材制造 |
| 4 难熔高熵合金增材制造 |
| 5 总结与展望 |
（2）UNS S32707特超级双相不锈钢零部件粉末近净成形技术及组织性能调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 双相不锈钢概述 |
| 2.1.1 双相不绣钢的发展 |
| 2.1.2 UNS S32707特超级双相不锈钢简介 |
| 2.2 粉末冶金双相不锈钢的制备技术 |
| 2.2.1 粉末制备技术 |
| 2.2.2 选择性激光熔化 |
| 2.2.3 热等静压 |
| 2.2.4 粉末注射成形 |
| 2.3 双相不锈钢的组织与性能 |
| 2.3.1 双相不锈钢的组织特点 |
| 2.3.2 双相不锈钢的力学性能 |
| 2.3.3 双相不锈钢的耐点蚀性能 |
| 2.4 选题背景及意义 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 难点 |
| 3.3 技术路线 |
| 3.4 研究方法 |
| 3.4.1 样品的制备 |
| 3.4.2 分析测试方法 |
| 4 选择性激光熔化制备UNS S32707特超级双相不锈钢 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.1.1 实验原料 |
| 4.1.2 制备工艺 |
| 4.2 显微组织 |
| 4.3 力学性能 |
| 4.4 软磁性能 |
| 4.5 耐点蚀性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 热等静压制备UNS S32707特超级双相不锈钢 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.1.1 实验原料 |
| 5.1.2 制备工艺 |
| 5.2 显微组织 |
| 5.3 力学性能 |
| 5.4 耐点蚀性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 粉末注射成形制备UNS S32707特超级双相不锈钢 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原料及方法 |
| 6.2.1 喂料的制备及成形 |
| 6.2.2 脱脂工艺 |
| 6.2.3 烧结及固溶处理工艺 |
| 6.3 烧结件相对密度和氮含量 |
| 6.4 显微组织 |
| 6.5 力学性能 |
| 6.6 耐点蚀性能 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 结论 |
| 8 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）选区激光熔化W-Nb合金组织演变机理及缺陷抑制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 金属增材制造技术的发展现状 |
| 1.2.1 EBM技术 |
| 1.2.2 LMD技术 |
| 1.2.3 WAAM技术 |
| 1.2.4 SLM技术 |
| 1.3 选区激光熔化制备钨合金的发展现状 |
| 1.4 选区激光熔化制备钨合金存在的问题 |
| 1.4.1 球化现象 |
| 1.4.2 微裂纹 |
| 1.5 本文研究目的及内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 原始粉末及其微观形貌 |
| 2.1.2 混合粉末 |
| 2.2 选区激光熔化成形实验 |
| 2.2.1 实验所用设备介绍 |
| 2.2.2 实验参数调整及扫描策略 |
| 2.3 技术路线及分析表征 |
| 2.3.1 研究技术路线 |
| 2.3.2 分析与表征 |
| 3 选区激光熔化W-Nb粉体制备与成形工艺研究 |
| 3.1 研究背景及研究思路 |
| 3.2 95W球磨工艺优化 |
| 3.2.1 球磨时间对95W复合粉体制备的影响 |
| 3.2.2 转速对95W复合粉体制备的影响 |
| 3.2.3 大球小球配比对95W复合粉体制备影响 |
| 3.3 工艺参数优化过程 |
| 3.3.1 能量密度对W-Nb成形质量间的映射关系 |
| 3.3.2 激光功率对W-Nb成形质量的影响 |
| 3.3.3 扫描速度对W-Nb成形质量的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 选区激光熔化W-Nb合金成形机制、显微组织及性能研究 |
| 4.1 研究背景及研究思路 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 W-5Nb混合粉末形貌 |
| 4.2.2 SLM制备W-5Nb合金致密化行为与成形机制 |
| 4.2.3 SLM制备W-5Nb合金物相组成与显微组织 |
| 4.2.4 Nb 合金化对SLM制备W-5Nb 合金显微硬度的影响 |
| 4.2.5 SLM制备W-5Nb合金缺陷形成机制 |
| 4.2.6 Nb合金化对SLM制备W-5Nb微裂纹的抑制机理 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 选区激光熔化W-5Nb/ZrH_2成形机制、显微组织与性能研究 |
| 5.1 研究背景及研究思路 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 W-5Nb/ZrH_2粉末形貌 |
| 5.2.2 W-5Nb/ZrH_2合金物相分析 |
| 5.2.3 ZrH_2对95W合金微观组织的影响 |
| 5.2.4 ZrH_2对95W合金微观缺陷的影响机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 附录 硕士研究生学习阶段发表论文 |
| 致谢 |
（4）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 |
（5）间歇式电沉积制备W基核-壳粉体及其致密化研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 2 文献综述 |
| 2.1 W-Cu复合材料的研究进展 |
| 2.1.1 W-Cu复合粉体的制备方法 |
| 2.1.2 W-Cu复合材料的成型研究进展 |
| 2.2 W-Ni-Fe高比重合金的研究进展 |
| 2.2.1 W-Ni-Fe复合粉末的制备方法 |
| 2.2.2 W-Ni-Fe高比重合金的成型研究进展 |
| 2.3 冷喷涂制备硬质相涂层的研究进展 |
| 2.4 核-壳粉体的制备研究进展 |
| 2.4.1 固相制备工艺 |
| 2.4.2 液相制备工艺 |
| 2.4.3 气相制备工艺 |
| 2.4.4 间歇式电沉积制备核-核粉体的提出与研究进展 |
| 2.5 本课题的研究意义与研究内容 |
| 3 实验材料及表征方法 |
| 3.1 实验材料与制备工艺 |
| 3.2 表征方法 |
| 3.2.1 物相表征 |
| 3.2.2 成分表征 |
| 3.2.3 颗粒粒径及形态表征 |
| 3.2.4 颗粒流动性表征 |
| 3.2.5 颗粒包覆率测试 |
| 3.2.6 显微组织及密度测试 |
| 3.2.7 热导率及热膨胀系数测试 |
| 3.2.8 抗弯强度及硬度测试 |
| 3.2.9 体孔隙率测试 |
| 4 4 间歇式电沉积制备核-壳粉体工艺参数设计及组织调控 |
| 4.1 间歇式电沉积制备核-壳粉体原理 |
| 4.2 遴选电镀液体系及电镀液配方 |
| 4.2.1 遴选电镀液体系 |
| 4.2.2 电镀液配方的选择 |
| 4.3 核-壳粉体的包覆层厚度及组织调控 |
| 4.3.1 电流密度的影响 |
| 4.3.2 电沉积时间的影响 |
| 4.3.3 包覆层厚度表征 |
| 4.3.4 核-壳粉体的显微组织形貌 |
| 4.4 核-壳粉体包覆率调控 |
| 4.4.1 脉冲宽度的影响 |
| 4.4.2 核-壳粉体的包覆层形成过程分析 |
| 4.5 核-壳粉体的粒度粒形表征 |
| 4.5.1 粒径分布和球形度 |
| 4.5.2 流动性 |
| 4.6 公斤级间歇式电沉积的放大装置和工艺参数设计 |
| 4.6.1 放大装置设计 |
| 4.6.2 工艺参数设计 |
| 4.7 间歇式电沉积方法的普适性验证 |
| 4.7.1 W@Ni和W@Ni@Cu核-壳粉体制备 |
| 4.7.2 W@Fe核-壳粉体制备 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 W@Cu核-壳粉体放电等离子体烧结致密化研究 |
| 5.1 W@Cu核-壳粉体组织形貌表征 |
| 5.2 放电等离子体烧结温度与压力优化 |
| 5.3 W-Cu烧结块体的性能表征 |
| 5.3.1 W-Cu烧结块体的热导率和热膨胀系数 |
| 5.3.2 W-Cu烧结块体的硬度和抗弯强度 |
| 5.4 Cu的网络结构形成过程研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 W@Cu核-壳粉体的冷喷涂致密化研究 |
| 6.1 机械混合W/Cu粉体的冷喷涂制备复合涂层 |
| 6.1.1 W-Cu复合涂层的组织结构表征 |
| 6.1.2 W-Cu复合涂层的性能 |
| 6.1.3 W/Cu混合粉体的致密化行为研究 |
| 6.2 W@Cu核-壳粉体的冷喷涂制备复合涂层 |
| 6.2.1 W-Cu复合涂层的组织形貌表征 |
| 6.2.2 引入Ni的中间层后W-(Ni)-Cu涂层的组织形貌表征 |
| 6.2.3 W-(Ni)-Cu复合涂层的性能 |
| 6.2.4 W@Cu核-壳粉体的致密化行为研究 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 W@NiFe核-壳粉体的制备及液相烧结致密化研究 |
| 7.1 W@NiFe核-壳粉体的制备及表征 |
| 7.1.1 W@NiFe核-壳粉体的制备 |
| 7.1.2 相结构 |
| 7.1.3 NiFe合金电沉积行为研究 |
| 7.2 W-Ni-Fe块体组织形貌表征 |
| 7.3 W-Ni-Fe块体的力学性能 |
| 7.4 W@NiFe核-壳粉体的烧结致密化行为研究 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）多尺度界面结构W-ZrC合金的微结构和性能调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 面向等离子体材料的选择 |
| 1.2.1 面向等离子体材料的服役环境 |
| 1.2.2 面向等离子体材料的设计要求 |
| 1.2.3 钨作为面向等离子体材料的应用 |
| 1.3 钨基材料作为面向等离子体材料的研究现状 |
| 1.3.1 钨基材料目前面临的问题 |
| 1.3.2 改善钨基材料力学性能的方法 |
| 1.3.3 钨基合金中的界面关系 |
| 1.4 本课题的研究背景及内容 |
| 第二章 钨基材料的制备及表征方法 |
| 2.1 粉体的制备 |
| 2.2 钨基材料的烧结 |
| 2.3 材料加工设备 |
| 2.4 钨基材料的表征方法 |
| 2.4.1 微观组织及形貌观察 |
| 2.4.2 基本性能测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 钨粉体颗粒尺寸效应调控W-ZrC合金微结构 |
| 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 表征方法 |
| 3.3 实验结果分析与讨论 |
| 3.3.1 商业微米级初始钨粉制备轧制钨合金板材2.8WZC |
| 3.3.2 亚微米级初始钨粉制备轧制钨合金板材0.5WZC |
| 3.3.3 近纳米级初始钨粉制备轧制钨合金板材0.2WZC |
| 3.3.4 微结构对比 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 钨粉体颗粒尺寸效应调控W-ZrC合金服役性能 |
| 4.1 本部分内容的研究背景 |
| 4.2 材料和实验方法 |
| 4.2.1 材料和样品制备方法 |
| 4.2.2 热稳定性评估实验 |
| 4.2.3 力学拉伸性能评估实验 |
| 4.2.4 抗瞬态热冲击性能评估 |
| 4.3 实验结果分析与讨论 |
| 4.3.1 WZC系列的热稳定性 |
| 4.3.2 WZC系列的力学拉伸性能 |
| 4.3.3 抗瞬态热负荷能力评估 |
| 4.3.4 微观结构、力学性能、抗热冲击性能综合分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 晶粒尺寸效应对W-ZrC合金的性能影响 |
| 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 样品制备 |
| 5.2.3 表征方法 |
| 5.3 实验结果分析与讨论 |
| 5.3.1 放电等离子体烧结制备W-ZrC |
| 5.3.2 亚微米晶W-ZrC合金的微观结构 |
| 5.3.3 热稳定性 |
| 5.3.4 抗热冲击性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 氧含量、Re固溶对W-ZrC合金板材的性能调控 |
| 6.1 本部分内容的研究背景 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 实验原料 |
| 6.2.2 样品制备 |
| 6.2.3 表征方法 |
| 6.3 实验结果分析与讨论 |
| 6.3.1 2.2WZC的性能表征 |
| 6.3.2 WRZC的性能表征 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 全文展望 |
| 7.2 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 |
（7）WC对Ni基合金定向结构涂层微结构演变及其性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 WC合金的研究现状 |
| 1.2.1 WC合金的特点 |
| 1.2.2 WC合金的制备 |
| 1.3 WC强化的合金涂层研究现状 |
| 1.3.1 WC强化的涂层制备工艺 |
| 1.3.2 WC强化的涂层组织结构与相组成 |
| 1.3.3 WC强化的涂层摩擦学性能和机理研究 |
| 1.4 火焰喷涂技术 |
| 1.4.1 火焰喷涂技术的特点 |
| 1.4.2 火焰喷涂技术的应用研究 |
| 1.5 定向凝固技术 |
| 1.5.1 定向凝固技术的原理 |
| 1.5.2 定向凝固的研究现状 |
| 1.6 感应重熔处理技术 |
| 1.6.1 感应重熔技术的理论特点 |
| 1.6.2 感应重熔技术的研究现状 |
| 1.7 研究内容 |
| 第2章 实验内容与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.2.1 预制复合涂层的制备 |
| 2.2.2 感应重熔涂层及定向结构涂层的制备 |
| 2.3 技术路线 |
| 2.4 分析及测试方法 |
| 2.4.1 涂层组织结构测试 |
| 2.4.2 涂层硬度测试 |
| 2.4.3 涂层摩擦学性能测试 |
| 第3章 不同重熔温度对Ni60/WC定向结构涂层微结构演变的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ni60/WC定向结构涂层的制备 |
| 3.3 预制复合涂层的组织结构 |
| 3.4 定向结构涂层的组织形貌 |
| 3.5 定向结构涂层的元素分布及物相分析 |
| 3.5.1 涂层的元素分布 |
| 3.5.2 涂层的物相组成 |
| 3.6 定向结构涂层中WC及层状共晶的演变分析 |
| 3.6.1 涂层中WC的演变分析 |
| 3.6.2 涂层中层状共晶的演变分析 |
| 3.7 涂层的硬度分析 |
| 3.7.1 宏观硬度分析 |
| 3.7.2 显微硬度分析 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 不同含量Ni60/WC复合结构涂层的制备及分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 涂层的制备 |
| 4.3 不同WC含量的合金涂层组织结构 |
| 4.3.1 不同WC含量的预制复合涂层组织特征 |
| 4.3.2 不同WC含量的感应重熔涂层组织结构 |
| 4.3.3 不同WC含量的定向结构涂层组织形貌 |
| 4.4 不同WC含量的合金涂层元素分析 |
| 4.4.1 重熔涂层元素分析 |
| 4.4.2 定向涂层元素分析 |
| 4.5 不同WC含量的合金涂层相组成分析 |
| 4.6 硬度分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Ni60/WC定向结构涂层的摩擦磨损性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 涂层的制备 |
| 5.3 定向结构涂层的摩擦学行为 |
| 5.3.1 涂层摩擦系数分析 |
| 5.3.2 涂层的磨损率分析 |
| 5.3.3 涂层磨痕的二维形貌分析 |
| 5.3.4 涂层的磨痕形貌 |
| 5.3.5 涂层的磨屑分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间所发表的论文 |
（8）粉末高速钢的制备及组织性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高速钢 |
| 2.1.1 高速钢的发展 |
| 2.1.2 高速钢的生产工艺 |
| 2.1.3 高速钢中的合金元素及碳化物 |
| 2.2 粉末高速钢 |
| 2.2.1 制粉工艺 |
| 2.2.2 成形工艺 |
| 2.2.3 烧结工艺 |
| 2.3 选题意义及研究内容 |
| 2.3.1 课题来源 |
| 2.3.2 选题意义 |
| 2.3.3 主要研究内容 |
| 3 研究方案及检测方法 |
| 3.1 研究方案 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 化学成分定性及定量分析 |
| 3.2.2 粒度分析 |
| 3.2.3 粉末的流动性 |
| 3.2.4 粉末的松装密度 |
| 3.2.5 粉末的振实密度 |
| 3.2.6 物相分析 |
| 3.2.7 密度测量 |
| 3.2.8 显微形貌观察与分析 |
| 3.2.9 第一性原理计算方法 |
| 3.2.10 力学性能测试 |
| 4 气雾化粉末的烧结特性及工艺研究 |
| 4.1 试验材料和方法 |
| 4.2 粉末性能及组织研究 |
| 4.2.1 粉末形貌和性能 |
| 4.2.2 粉末的压制性 |
| 4.2.3 粉末的组织 |
| 4.3 碳化物的析出长大规律 |
| 4.4 气雾化粉末的包套热等静压组织 |
| 4.5 烧结工艺和粉末处理对气雾化粉末烧结组织和密度的影响 |
| 4.5.1 气雾化粉末的气氛烧结组织及特性 |
| 4.5.2 气雾化粉末的真空烧结组织及特性 |
| 4.5.3 粉末粒径对组织和密度的影响 |
| 4.5.4 粉末处理对组织和密度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 微细高速钢粉末的烧结特性和组织研究 |
| 5.1 试验材料和方法 |
| 5.2 粉末性能及组织研究 |
| 5.2.1 粉末形貌和性能 |
| 5.2.2 粉末的压制性 |
| 5.2.3 粉末的组织 |
| 5.3 碳化物的析出长大规律 |
| 5.4 微细高速钢粉末在烧结过程中的氧分析 |
| 5.5 微细高速钢粉末的包套热等静压组织 |
| 5.6 烧结工艺对微细高速钢粉末的烧结组织和密度的影响 |
| 5.6.1 气氛烧结 |
| 5.6.2 真空烧结 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 粉末高速钢的组织及性能研究 |
| 6.1 试验材料和方法 |
| 6.2 热处理工艺及对粉末高速钢组织和硬度的影响 |
| 6.2.1 淬火工艺及组织 |
| 6.2.2 回火组织及硬度 |
| 6.3 粉末高速钢的性能对比 |
| 6.4 化学添加对组织和性能的影响 |
| 6.4.1 碳含量对组织和性能的影响 |
| 6.4.2 添加Ti对组织和强度的影响 |
| 6.5 强化致密化对粉末高速钢组织和性能的影响 |
| 6.5.1 无包套热等静压处理对组织和密度的影响 |
| 6.5.2 锻造处理对组织和密度的影响 |
| 6.5.3 性能 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 氮化物强化粉末高速钢的组织性能及机理研究 |
| 7.1 试验材料和方法 |
| 7.2 氮气反应烧结机理分析 |
| 7.2.1 反应吉布斯自由能计算 |
| 7.2.2 相形成能计算 |
| 7.3 组织及性能分析 |
| 7.3.1 烧结密度 |
| 7.3.2 显微组织 |
| 7.3.3 相分析 |
| 7.3.4 力学性能 |
| 7.4 强化机理分析 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 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 |
（9）粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 TiAl合金的研究进展及现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的研究历史 |
| 1.2.2 TiAl合金的基本相组成和晶体结构 |
| 1.2.3 TiAl合金的典型组织与性能 |
| 1.2.4 TiAl合金的室温脆性 |
| 1.2.5 TiAl合金的高温变形机制及热加工图 |
| 1.2.6 Y元素对TiAl合金的影响 |
| 1.2.7 TiAl合金面临的问题 |
| 1.3 TiAl合金板材的加工方法 |
| 1.3.1 铸锭冶金法(Ingot metallurgy,IM) |
| 1.3.2 粉末冶金法(Powder metallurgy,PM) |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 热等静压 |
| 2.1.2 包套热轧 |
| 2.1.3 热处理 |
| 2.2 实验结果的分析与测试方法 |
| 2.2.1 热压缩模拟 |
| 2.2.2 显微组织观察及相分析 |
| 2.3 室温和高温拉伸性能测试 |
| 第三章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结及热处理过程中的组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti43Al9V0.3Y合金粉末的形貌和组织 |
| 3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织与力学性能 |
| 3.3.1 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织 |
| 3.3.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的拉伸性能 |
| 3.3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结材料的断裂和拉伸变形行为 |
| 3.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的热处理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的等温变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的流变形为 |
| 4.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热激活能 |
| 4.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热加工图 |
| 4.5 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金等温变形组织 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 不同轧制温度下TiAl合金板材组织演变及性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 轧制温度对TiAl合金板材轧制成形性能的影响 |
| 5.3 不同轧制温度下TiAl合金板材的组织演变 |
| 5.4 不同轧制温度下TiAl合金板材的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 不同变形条件下的TiAl合金板材组织及性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同变形条件下TiAl合金板材的成形性能 |
| 6.3 不同变形条件下TiAl合金板材的组织 |
| 6.4 不同变形条件下TiAl合金板材的力学性能 |
| 6.5 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 |
（10）HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 生物医用钛合金材料研究和应用 |
| 1.1.1 生物医用钛合金发展及应用现状 |
| 1.1.2 生物医用Ti-Nb-Zr系合金研究现状 |
| 1.1.3 生物医用Ti-Nb-Zr合金存在的问题 |
| 1.2 钛基羟基磷灰石活性陶瓷复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 羟基磷灰石生物活性陶瓷的生物活性和骨传导性 |
| 1.2.2 钛基羟基磷灰石涂层复合材料研究现状 |
| 1.2.3 HA/Ti生物复合材料的研究进展 |
| 1.2.4 HA/Ti-Nb-Zr生物复合材料研究现状 |
| 1.2.5 放电等离子烧结制备技术 |
| 1.3 钛合金及其复合材料的热处理工艺 |
| 1.4 课题研究的意义及主要研究内容 |
| 1.4.1 课题研究的意义 |
| 1.4.2 课题主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料的制备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 复合材料的烧结 |
| 2.2 HA/Ti-24Nb-4Zr复合材料的退火工艺 |
| 2.3 HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料组织及性能的分析测试方法 |
| 2.3.1 复合材料的致密度的测定 |
| 2.3.2 复合材料的微观组织和结构 |
| 2.3.3 复合材料的力学性能表征 |
| 2.3.4 复合材料的腐蚀性能表征 |
| 2.3.5 复合材料的体外生物活性表征 |
| 第三章 HA含量对HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的组织演变与力学性能的影响 |
| 3.1 烧结温度对Ti-24Nb-4Zr合金显微组织及力学性能的影响 |
| 3.1.1 烧结温度对Ti-24Nb-4Zr合金相对微观组织的影响 |
| 3.1.2 烧结温度对Ti-24Nb-4Zr合金力学性能的影响 |
| 3.2 HA含量对HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料组织与性能的影响 |
| 3.2.1 HA含量对复合材料相对致密度的影响 |
| 3.2.2 HA含量对复合材料微观组织的影响 |
| 3.2.3 HA含量对复合材料力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 退火温度对5HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料组织演变及性能的影响 |
| 4.1 退火温度对5HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料微观组织的影响 |
| 4.2 退火温度对5HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料力学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料体外电化学腐蚀及矿化性能 |
| 5.1 HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的体外电化学腐蚀性能 |
| 5.1.1 HA含量和退火处理对复合材料电化学腐蚀性能的影响 |
| 5.1.2 HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的腐蚀机理 |
| 5.2 HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的体外生物活性 |
| 5.2.1 HA含量和退火处理对复合材料体外矿化性能的影响 |
| 5.2.2 HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的矿化机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间发表论文目录 |
四、Injection molding of nano structured 90W-7Ni-3Fe alloy powder prepared by high energy ball milling（论文参考文献）
- [1]难熔金属增材制造研究进展[J]. 丁红瑜,尹衍军,关杰仁,陈超,蒋志勇,王自力. 稀有金属材料与工程, 2021(06)
- [2]UNS S32707特超级双相不锈钢零部件粉末近净成形技术及组织性能调控[D]. 尚峰. 北京科技大学, 2021
- [3]选区激光熔化W-Nb合金组织演变机理及缺陷抑制研究[D]. 冯征. 西安建筑科技大学, 2021(01)
- [4]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
- [5]间歇式电沉积制备W基核-壳粉体及其致密化研究[D]. 邓楠. 北京科技大学, 2021(08)
- [6]多尺度界面结构W-ZrC合金的微结构和性能调控研究[D]. 汪明明. 中国科学技术大学, 2021
- [7]WC对Ni基合金定向结构涂层微结构演变及其性能的影响[D]. 魏亨利. 兰州理工大学, 2021(01)
- [8]粉末高速钢的制备及组织性能的研究[D]. 孙海霞. 北京科技大学, 2021(02)
- [9]粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究[D]. 张冬冬. 哈尔滨工业大学, 2020
- [10]HA/Ti-24Nb-4Zr生物复合材料的制备与性能研究[D]. 雷雨涛. 昆明理工大学, 2020(05)