一、STOCHASTIC CRACKING AND HEALING BEHAVIORS OF THIN FILMS DURING REACTION-DIFFUSION GROWTH（论文文献综述）
焦欣洋[1]（2021）在《高孔隙率多孔TiAl3金属间化合物的形成机制、组织结构与性能研究》文中研究指明Ti-Al体系金属间化合物具有低密度、高强度、耐腐蚀和耐磨损性能等优点,目前成为了研究较多的一类新型轻质高温结构材料。由于烧结过程中易形成孔隙分布均匀且可控的孔结构,制备的多孔Ti-Al材料表现出优异的抗氧化和抗酸/碱腐蚀性能,能够作为一种潜在的过滤、分离和净化材料。本文以Ti/TiH2和Al粉末为原料,采用反应烧结制备了多孔TiAl3金属间化合物,利用TG-DSC、温度-时间曲线、可视图像分析了压坯在整个烧结过程中的燃烧行为和宏观形貌变化,利用XRD、SEM、EPMA、TEM等手段研究了烧结坯的相组成和孔结构变化,计算了低温烧结生成TiAl3的扩散反应系数和扩散激活能,分析了低温扩散反应和高温界面反应机制,进一步探索了化合物的形成机制和孔隙演变机理。最后研究了多孔烧结坯的抗压强度和高温抗氧化性能的影响因素。通过Ti-75 at.%Al元素粉末的混料和压制,热爆合成了多孔TiAl3烧结坯并对其进行高温均匀化处理。压入试样表面的银丝消失和NaCl颗粒熔化的现象表明,Ti-75 at.%Al粉末压坯在烧结过程中发生了明显的热爆反应,同时放出大量热量,使试样温度在短时间内显着而快速地提高至燃烧温度。整个烧结过程可分为未反应区、预燃烧反应区、平台区、热爆区和快速冷却区。试样是瞬间且整体被点燃并完成整个燃烧反应,随后快速冷却至炉温。热爆反应后试样的体积膨胀率和开孔隙率分别为77.1%和56.3%,孔隙分布均匀;经过高温均匀化后,产物颗粒长大并且形成了明显的烧结颈,孔隙率下降至51.0%,保证了多孔TiAl3材料丰富的孔结构和良好的力学性能。研究了烧结气氛和升温速率等因素对合成多孔TiAl3金属间化合物燃烧行为、宏观形貌、体积膨胀和孔结构的影响规律。结果表明:试样在氩气气氛烧结时出现严重的开裂和变形现象,随升温速率由1℃/min提高至15℃/min,烧结坯中的氧含量从5.83 wt.%下降至2.43 wt.%;当在真空气氛中烧结时,试样能够保持完整的外形且最高的氧含量仅为1.12 wt.%。从热爆曲线、可视图像和热力学数据知,在1℃/min的升温速率下,试样发生了多步的扩散反应,产物颗粒长大成连续的骨架结构,体积膨胀率和孔隙率最大,分别为129.7%和67.2%。当升温速率从2℃/min增至15℃/min时,参与到热爆反应中的液相Al含量提高,因而放热量更高,试样的燃烧温度从698℃提高至1169℃,DSC中放热量从533 J·g-1增至1303 J·g-1,开孔隙率从49.8%增至56.6%,透气度从84 m3/h·k Pa·m2增至182 m3/h·k Pa·m2,颗粒间孔隙的平均尺寸在19-30μm之间。采用热爆和添加造孔剂相结合的方法有效提高了最终烧结坯的开孔隙率。结果表明:当尿素造孔剂颗粒的体积含量从0 vol.%增至60 vol.%时,粉末压坯的燃烧温度从1139℃下降至997℃,相组成仍为纯TiAl3相。同时,以TiH2粉末代替Ti粉时,TiH2-3Al粉末压坯中的TiH2在550℃保温阶段发生了分解反应,产生活性更高的Ti原子,放热反应更加明显,最高燃烧温度为1193℃,最高孔隙率达81.4%。最终孔结构由造孔剂颗粒留下的大孔隙及产物颗粒之间的小孔隙组成。另外,成功制备出具有三层和五层梯度对称孔结构的多孔TiAl3材料,层与层之间结合紧密,孔隙率均在70%以上。探索了烧结温度和保温时间对反应行为和组织结构的影响。当分别在600℃,650℃和670℃保温一定时间时,Ti-75 at.%Al粉末压坯的反应过程可归结为:扩散反应、扩散控制的平缓的热爆反应和液相诱发的剧烈的热爆反应。低温下扩散反应生成TiAl3扩散层的厚度随烧结温度的提高和保温时间的延长而增加,计算了由扩散控制的生长激活能为161.5 k J/mol;当试样温度达到Al熔点时,液态Al的出现诱发固-液界面反应,使反应层厚度呈直线规律生长。Ti-75 at.%Al粉末压坯在反应烧结过程中的孔隙演变过程为:生坯中粉末颗粒之间的间隙孔;当试样温度达到Al熔点之前时,固相Ti和固相Al颗粒之间的扩散反应在固相Al颗粒的位置处形成Kirkendall孔隙;一旦试样温度达到Al的熔点,液相Al便迅速地铺展在固相Ti颗粒的周围,在液态Al的位置处留下大量的孔隙;热爆反应结束后,因化合物的析出在产物颗粒之间形成大量的小孔隙;另外,造孔剂颗粒遗留下的原位大孔隙,可以极大地提高开孔隙率;当继续升高烧结温度时（>1000℃）,试样内部的一部分孔隙随着高温均匀化烧结而发生闭合,开孔隙率有所下降。研究了多孔TiAl3材料的抗压强度和高温抗氧化性能。结果表明:多孔TiAl3烧结坯的抗压强度随着孔隙度的增加而下降,表现出脆性断裂的特征;同样地,多孔试样的高温抗氧化性能也随着孔隙率的提高而降低,在氧化初期的12 h内增重量较高,呈直线增长规律,随着氧化时间延长至120 h时,氧化程度逐渐趋于平稳,遵循抛物线增长规律;多孔TiAl3材料的高温抗氧化性能显着优于常用多孔金属Ni、多孔Ti和多孔不锈钢材料;由于热爆法合成的Al基多孔金属间化合物孔径分布均匀,孔隙率和孔形貌可控,同时氧化过程中易在骨架周围形成致密的Al2O3层,使其在固-气和固-液过滤分离领域的应用前景广泛,具有在未来工业上大规模生产和使用的可行性。
张跃[2]（2021）在《基于格子Boltzmann方法混凝土耐久性影响离子传输的数值模拟研究》文中指出钙溶蚀和氯离子侵蚀是造成混凝土耐久性不足的两大重要因素,钙溶蚀过程一般是指材料内部的水化产物发生溶解脱钙反应,溶解产生的钙离子在孔隙水作用下向外扩散,ITZ作为混凝土材料的最薄弱环节,易成为裂隙的产生和扩展区,该区域内的钙溶蚀现象也较为严重;而氯离子在混凝土内部迁移是个极其复杂又缓慢的过程,其迁移速率和深度与混凝土所处环境以及混凝土自身材料因素等多种因素息息相关;由于受到混凝土内部微观结构和服役环境的影响,在上述两个过程中均伴随着多个场的耦合,譬如浓度场、渗流场、温度场和化学场,因此,本文以ITZ裂隙的渗流-溶蚀和氯离子侵蚀混凝土问题为中心,研究钙离子和氯离子在混凝土内部传输过程中的多场耦合问题,其主要的研究内容如下:（1）根据四参数随机生长法生成了混凝土界面过渡区（ITZ）的微观结构,基于格子Boltzmann方法,采用双分布函数分别模拟速度场和浓度场的演化,建立了考虑微观结构影响的ITZ裂隙渗流-溶蚀耦合过程的数值模型。结合两个经典算例,验证了计算模型在处理溶质对流-扩散及反应-扩散问题方面的准确性。最后讨论了渗流流速、Ca（OH）2含量以及Ca（OH）2排布状态等因素对ITZ裂隙渗流-溶蚀耦合作用特性的影响。研究表明:裂隙初始渗流流速越快,壁面的溶蚀速率越快,其整体孔隙率增加越快。ITZ的Ca（OH）2含量越高,在壁面处其与流体的接触面积越大,溶蚀现象越易发生,并导致裂隙内钙离子浓度也相应的增加。如果溶蚀出来的钙离子得不到及时运移,将反过来抑制Ca（OH）2的进一步溶蚀,故ITZ裂隙的渗流-溶蚀过程受控于Ca（OH）2含量与钙离子浓度的综合作用。对于Ca（OH）2不同排布状态的ITZ裂隙,由于渗流受到微观结构的影响,溶蚀过程稳定后其相对渗透率水平生长最大,均匀生长次之,竖向生长最小。（2）长期暴露在氯盐环境下的混凝土结构,在外界温度影响下氯离子的侵蚀作用非常复杂,从而影响钢筋锈蚀进程及其耐久性。为此,基于格子Boltzmann方法,采用双分布函数分别描述混凝土温度场和氯离子浓度场的演化过程,考虑外界温度的时变效应,建立氯离子侵蚀混凝土的数值模型。在此基础上,讨论水灰比、饱和度和昼夜温差等因素对氯离子侵蚀机制以及混凝土服役寿命的影响。研究表明:随着水灰比的增大,氯离子扩散系数逐渐增大,从而加剧了氯离子的侵蚀作用。混凝土饱和度越大,氯离子的扩散速率越快,从而导致混凝土的服役寿命降低,当饱和度超过75%时变化趋势逐渐趋于稳定。此外,昼夜温差越大,其对扩散系数的影响也越显着,但总体而言,昼夜温差的变化对混凝土的服役寿命影响并不突出。（3）目前关于钙离子、氯离子在混凝土内部传输的数值模拟方面研究,大部分均是在底层代码上进行数值迭代计算,在进行参数设置时,要对底层代码进行修改较为繁琐,而在相关数据的曲线绘制或计算云图显示,往往需要借助第三方软件。因此,本文在上述研究的基础上,在上述研究的基础上,采用MATLAB软件中的GUI界面函数,利用格子Boltzmann方法得天独厚的编程优势,开发了ITZ裂隙渗流-溶蚀和氯离子侵蚀混凝土两款可视化计算软件,该软件具有较高的计算精度和计算率,参数设置更为简便上手,计算过程中还能与用户进行实时交互,在计算的后处理模块还可以进行相关曲线的绘制和数据的导出操作。
齐小东[3]（2021）在《类表皮状自修复涂层的制备及性能研究》文中研究表明由于具有绿色、环保和节省资源等优势,自修复智能材料受到了研究者们的广泛关注。随着研究的深入,人们发现一些因素制约着自修复材料的发展,如较好自修复能力与强机械性能难以同时实现以及自修复材料制备效率低等难题。目前,人工材料的自修复能力还难与自然界生物体相媲美,而复杂的制备过程也进一步阻碍了自修复材料的实际应用。本论文利用模拟人体表皮结构的仿生设计,实现了自修复性能与高模量/高硬度的有效结合,完成了类表皮状自修复涂层的简单、低成本、快速制备,并通过动态获取铁离子实现了类表皮状自修复涂层的机械性能与防腐性能自增强。受人体表皮多级分层结构启发,利用层层自组装技术（LBL）并以氢键为驱动力制备了分层的类表皮状杂化涂层。在杂化涂层中,柔软底层是由聚乙烯醇（PVA）和单宁酸（TA）组成的指数增长多层膜,而硬质顶层是由掺入氧化石墨烯（GO）的PVA与TA组成的线性增长多层膜。当杂化涂层破损后,柔软的底层可以提供更多的聚合物以帮助外部硬质层的修复,而外部硬质层在聚合物扩散的过程中又可以作为密封屏障层促进软质层的自修复。在这种协同作用下,杂化涂层不仅可以在水中浸泡30 min实现100%的形貌与机械性能恢复,而且当杂化涂层底层与顶层的多层膜层数分别为80和10时,可以实现30次的反复自修复。同时,该杂化涂层的杨氏模量与硬度可分别达到31.4±1.8 GPa和2.27±0.09 GPa。这些结果证明了这种仿生结构的设计能够在保持材料自修复能力的同时实现机械性能的提高。进一步,为了简单、低成本、快速地制备高强度自修复涂层,利用易于实现规模化的刮涂技术构筑了类表皮状的多级分层结构。在该分层结构中,柔软底层是由预先混合的PVA与TA组成,而硬质顶层是由廉价的蒙脱土粘土纳米片（MMT）、PVA和TA混合液组成。刮涂技术不仅能够以比层层自组技术快十几倍的速度完成杂化涂层的制备,而且获得的涂层同样能够在水中浸泡30 min后实现100%的形貌与机械性能修复。刮涂技术还允许简便地调节涂层的组成和结构,从而实现愈合性能和机械性能的协同与优化。当杂化涂层的底层为5个刮涂周期且顶层中MMT的含量为70%时,其可以实现多达54次的反复自修复和34.3±1.4 GPa的模量与1.65±0.09 GPa的硬度。这些高性能自修复涂层对玻璃、塑料和纤维板等多种基材均具有良好的附着力,并展现了高透明性和杀菌性能。当用作纤维板的表面保护时,该涂层能够在1000 oC下保持12 s后才开始燃烧,展现出较好的阻燃性能。为了构建人工合成自修复材料的离子动态获取系统,将刮涂的类表皮状涂层涂覆到钢片后浸泡在盐溶液中。类表皮状涂层的底层是由预先混合的PVA与TA组成,顶层是由MMT、PVA和TA混合液组成。类表皮状涂层在3.5 wt%的氯化钠中浸泡100 d时,涂层中铁离子的含量达到0.36 wt%,其在湿润状态下的杨氏模量和硬度可以从7.87±0.34 GPa和0.30±0.02 GPa分别增加到9.14±0.38 GPa和0.40±0.02 GPa。通过界面处的氧化反应以及离子扩散使得从原位生锈的钢中动态螯合铁成为可能,进而金属配位键的形成可以不断提高涂层的模量和硬度。在此自增强过程中,双层结构确保了涂层即使在100 d后仍具有良好的自修复性能,并展现了具有自主保护机制的防腐性能,可实现91.6%的防腐效率。这些结果说明了钢基底涂层通过动态获取铁离子可以实现其机械性能与防腐性能的自增强。本论文基于对人体表皮多级分层结构的模仿,借助层层自组装技术和刮涂技术制备了具有高强度、可自修复、能够自增强的类表皮状涂层,提高了涂层的机械性能,实现了涂层性能的自增强。本论文研究工作将为高强度自修复材料的设计与应用提供一定的理论和技术基础。
任伟[4]（2020）在《填充方钴矿热电性能优化及其与CuW合金扩散连接机理》文中研究表明对于工作温度为中温段的热电材料,无论是从热电优值和机械性能角度比较,还是从经济性和环境友好性角度比较,方钴矿基热电材料均具有显着的竞争优势,并被成功应用在民用汽车尾气废热回收和航天深空探测领域。热电材料在实际应用中需要将p型热电材料与n型热电材料用导电材料连接组成热电器件使用。调控热电材料内部声电输运,优化热电传输性能,同时设计低接触电阻和高热稳定性的电极/热电材料接头是实现高转换效率和高可靠性热电发电器的关键技术难题。本文以解决实现高性能方钴矿基热电发电器的关键技术难题为目标,首先探究了p型La填充方钴矿LaxFeyCo4-ySb12体系和n型Yb填充的YbxCo4Sb12方钴矿中的声电输运机制和热电性能最优化,然后设计了Co基合金复合阻隔层扩散连接了Cu W电极与方钴矿热电材料,探究了接头高温热稳定性,及高温服役对接头接触电阻率和热电器件理论输出性能的影响规律。采用第一性原理计算了在0 K、300 K、600 K和900 K下非填充FexCo4-xSb12系统、填充LayFe4Sb12系统以及Laz(FezCo1-z)4Sb12系统的亥姆霍兹自由能变化,从理论上证明LaxFeyCo4-ySb12四元互易系统在一定成分范围内存在不互溶区间,会发生调幅分解行为。从试验上证明了LayFe4Sb12系统中La填充原子的调幅分解行为。其晶格热导率κlat在723 K时达到最小值0.33 Wm-1K-1,接近理论极限κmin。基于Callaway理论模型揭示了超低热导率主要原因在于,针对宽频域声子,La填充原子引入了多重散射效应。从试验上证明了LaxFeyCo4-ySb12四元互易系统中存在La元素和Fe元素成分起伏的双驱动调幅分解行为,确定了该体系在室温下的不互溶区间和各成分下的成分起伏方向。理论计算了LaxFeyCo4-ySb12方钴矿能带排列情况,揭示了由于双驱动调幅分解引起的晶格应变可以选择性地散射p型方钴矿内的少数载流子,显着抑制双极性扩散效应的物理机制。由于显着抑制的双极性扩散效应和提升的载流子浓度,相较于退火-热压样品,旋淬-热压样品的功率因子在723 K下提升38%,ZT值显着提升67%,在723 K下约为1.4,为文献报道中p型方钴矿最高值之一。采用旋淬-热压方法制备得到超高Yb充填率的YbxCo4Sb12方钴矿,其充填率极限可达0.63。建立了Yb原子在方钴矿中占位有序化的超结构晶体模型,试验上确定了多种周期的长周期超结构。揭示了Yb原子在YbxCo4Sb12方钴矿中分别存在纳米尺度（～5 nm）和亚纳米尺度（<1 nm）上的成分起伏。超高的Yb充填率导致了室温下载流子浓度可达1.82×1021 cm-3,是n型填充方钴矿的最高值之一。采用单抛带模型揭示了n型稀土填充RxCo4Sb12方钴矿中洛伦兹系数随实际充填率线性变化的规律。实际Yb充填率0.47的方钴矿晶格热导率在823 K时达到最小值0.62 Wm-1K-1。采用Callaway理论模型揭示了超低晶格热导率主要原因,超高充填率引入的针对中低频域声子（2.5-15 THz）显着增强的相对三声子散射率,以及应变场声子散射和纳米结构针对中高频域声子（>15THz）和更低频域声子（<2.5 THz）额外的散射。最大ZT值在823 K下可以达到约1.3。基于动针两探针法,成功设计并制造了接头接触电阻率测试平台。对康铜标样的测试结果与其标定值偏差小于0.5%。电阻率数量级从10-5Ωm到10-8Ωm的热电材料和合金的测试结果与商用平台的测量值的偏差均小于1%。采用电镀方法制备的Co/CoW复合中间层扩散连接的Cu W合金与p型方钴矿接头界面典型结构为:Cu W/Co/CoW/（Fe,Co）Sb/（Fe,Co）Sb2/p型方钴矿。最佳工艺参数为焊接温度873 K,保温时间10 min,压强20 MPa,该参数下接头接触电阻率为1.12μΩcm2,抗剪强度为17 MPa。采用电镀方法制备了Co/CoMo复合中间层,CoMo合金层中Mo含量为15.1 at.%。CoMo层热膨胀系数介于p型和n型方钴矿之间,采用Co/CoMo复合中间层可以同时成功地扩散连接Cu W合金与p型及n型方钴矿。Cu W合金与n型方钴矿典型界面结构为:Cu W/Co/CoMo/CoSb/CoSb2+Yb Sb2/n型方钴矿。最佳工艺参数为焊接温度873K,保温时间10 min,压强20 MPa,该参数下接触电阻率为1.20μΩcm2,抗剪强度为22 MPa。最优工艺参数下连接的Cu W/Co/CoMo/n型方钴矿接头在823K下退火600 h时,抗剪强度仍然有20 MPa,接头接触电阻率为2.67μΩcm2。建立了CoSb和CoSb2界面反应层生长的动力学模型,模型预测823 K下退火100天时CoSb反应层厚度为23.7μm,CoSb2反应层厚度为43.8μm。建立了接头接触电阻率预测模型和热电器件输出性能计算模型,预测823 K下退火1年后,接头接触接触电阻率只有6.9μΩcm2。预测热端823 K冷端323 K下服役1年后最大热电转换效率仅降低1.25%,输出功率仅降低1.63%。
张浩强[5]（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。
何科[6]（2020）在《固—液复合铸造法制备电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的组织及性能研究》文中进行了进一步梳理镁合金在浇注成型之后可对其进行电弧喷涂处理以提升表面耐腐蚀性,然而涂层与基体结合强度不高、复杂形状难以喷涂等问题制约了该方法进一步的广泛应用。目前,固-液复合铸造工艺被广泛应用于异种金属之间的结合,逐渐成为研究的热点之一。本文融合了固-液双金属复合铸造和电弧喷涂两种工艺各自的优势,将AZ91D熔体浇注到表面通过电弧喷涂沉积了一层Al涂层或Al/Zn双涂层的金属型模具内,分别制备了不具有中间Zn层和具有中间Zn层的电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料,旨在提升Al涂层和镁合金基体之间结合强度。通过XRD、SEM、EDS、TEM、EBSD、显微硬度和剪切强度测试等表征手段,结合铸造模拟（Any Casting）和热力学模拟（MATLAB）的计算结果,分别研究了界面粗糙度、浇注温度和中间金属层等因素对于电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料界面显微组织和结合强度的影响,分析和探讨了界面组织的形成过程和生长机制。主要结论如下:（1）电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的热力学模型结果显示,随着浇注温度的不断提高,Al-Mg二元熔体的吉布斯自由能、化学势都不断的降低。随着Al的摩尔分数的提高,Al和Mg元素的化学势也都逐渐降低,Al原子有富集的倾向,而Mg原子有向Al富集区域扩散的强烈趋势。综合考虑Al-Mg-Zn三元系统热力学模型结果,预测Zn在理论上能够通过其他化合物的形成起到抑制Al-Mg金属间化合物生成的作用。（2）电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料扩散反应区可以分为三层,分别由(Al12Mg17+δ-Mg)共晶组织、Al12Mg17和Al3Mg2构成。相比于涂层经打磨的双金属组织,涂层未经打磨的电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料扩散反应区更大更深,包含了更多的Al12Mg17和Al3Mg2金属间化合物。由于Al、Mg和O三种元素的不均匀分布和不同比例的组合,(Al12Mg17+δ-Mg)共晶组织呈现出羽毛状、蜂窝状、放射状和树枝状四种不同的形态,硬度也在66 HV到144 HV之间变化。与涂层未经打磨的双金属组织相比,涂层经打磨的电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料有更高的耐蚀性和抗剪强度。剪切试验结果也表明,由于冶金结合和化学结合的存在,铸态AZ91D镁合金和电弧喷涂铝层之间的结合强度增大,这说明采用固-液复合铸造（SLCC）技术可以改善铸态AZ91D和电弧喷涂Al涂层之间的结合。（3）采用固-液复合铸造（SLCC）技术,在浇注温度不低于963 K时,在电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料中可以获得一个明显的扩散反应区。而当浇注温度为933 K时,在AZ91D镁合金和电弧喷涂铝层之间形成了一个由铝、氧化铝和Mg Al2O4组成的混合区。当浇注温度从963 K增加到1023 K时,主要由Al-Mg金属间化合物构成的扩散反应区面积逐渐增加,且扩散反应区中的γ-Al12Mg17金属间化合物有朝向AZ91D基体生长的趋势。Al/AZ91D双金属扩散反应区内组织的显微硬度大于AZ91D基体和电弧喷涂Al涂层。浇注温度为993 K时,电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的扩散反应区中最小,且扩散反应区没有未发生转化的Al颗粒和线状的Mg Al2O4化合物,此时试样的剪切强度最高,约为24.60 MPa。此外,更高的浇注温度导致扩散反应区向两边的扩展进一步增加了脆性断裂发生的可能性,因此过度的升高浇注温度,并不能提高铸态AZ91D镁合金与电弧喷涂Al涂层之间的结合强度。（4）在适当的电弧喷涂Zn时间和Al/Zn双涂层预热处理时间下,电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的扩散反应区的组织构成可以分为两类:一种由(α-Mg+Al5Mg11Zn4)和(α-Al+Mg32（Al,Zn）49)两层组织构成,另一种由(α-Mg+Al5Mg11Zn4)、（Mg Zn2（大量）+β-Zn）和（β-Zn（大量）+Mg Zn2）三层组织构成。Zn涂层过厚、Al/Zn双涂层预热处理时间过长和过短,界面处都可能会有裂纹产生。扩散反应区中存在最多的(α-Mg+Al5Mg11Zn4)组织,其平均硬度值为188 HV。而Mg Zn2金属间化合物区域的平均硬度值达到了327 HV。相对于AZ91D基体和电弧喷涂Al涂层,扩散反应区的硬度值维持在较高的水平,而在靠近涂层的一层,Zn固溶体的增多会降低扩散反应区的硬度值。以Zn作中间金属层的电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的断裂大多数发生于(α-Mg+Al5Mg11Zn4)组织处,并且呈现出少量塑性断裂的特征。在电弧喷涂Zn时间为30 s,Al/Zn双涂层预热处理时间为6 h时,组织中Zn固溶体作为第二相弥散分布在Mg Zn2金属间化合物的结构将电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的剪切强度提高到了31.73 MPa。
杨玉欣[7]（2020）在《纤维电极界面有序分形结构调控及其应用研究》文中提出随着可穿戴电子技术的飞速发展,柔性可穿戴器件不断突破传统平板块状结构的限制,衍生出柔性纤维、网状等更复杂的新型器件结构。其中,由于纤维结构器件具有重量轻、可弯曲、可扭转等特点,已成为国际上的热点研究领域。纤维结构器件的研究中,在纤维电极界面组装金属或者氧化物等功能材料,构筑出有序结构具有重要的科学意义。有序结构包括周期性有序和自相似有序。其中在自相似有序结构中,分形结构的研究占据重要篇幅。在纤维电极上组装破碎的、分支的多级分形结构,可以为纤维器件提供更大的比表面积,极大提高纤维器件的性能。在纤维电极上组装平滑的、均匀的功能材料,可以提高纤维器件的传输效率和柔性需求。然而,纤维电极界面存在各向异性、曲率高以及边沿效应更加显着的特点,强化了界面的非线性动力学特征,影响电极材料以及器件的结构设计。因此,对纤维电极界面的有序结构的构筑和调控具有重要意义。本工作围绕纤维界面上有序分形结构的生长、调控和应用而展开。针对电极边沿、纤维界面等高曲率界面的金属分形现象,通过引入电场驱动的定向运动修正传统的DLA分形生长模型,提出了基于电场定向运动和随机运动的分形生长机理;基于引入电场、流场等多场耦合的强化方法,开发出了三种电沉积微反应器,制备了二维薄层、一维定向阵列、三维阵列三种金属分形结构电极材料;通过在纤维和分形结构上的功能材料组装,探究纤维电极在能源器件及可穿戴集成电子织物上的应用。本论文研究内容主要包括以下几点:（1）针对微点电极高曲率边缘的二维薄层分形生长现象,通过引入离子的电场定向电迁移对DLA模型进行修正,建立并编写了Matlab的理论模型,提出了基于微点电极的二维薄层金属锰电沉积过程的分形生长机理;研究通过开发了基于气-液界面限域的电沉积微反应器,成功制备了二维薄层锰分形结构电极材料,系统考察电沉积电压、时间、金属离子浓度等外控生长条件对二维薄层锰分形结构电极的影响;同时,初步探索了锰分形结构电极在超级电容器中的应用。（2）针对纤维电极界面一维定向阵列分形生长现象,通过对一维定向阵列锰分形结构过程中趋于X轴的定向运动强度和随机布朗运动强度理论分析,建立基于定向驱动和随机布朗运动的一维定向分形生长Matlab理论模型,提出了金属锰在纤维电极上的一维定向阵列分形生长机理;研究通过开发了基于定向流场控制的薄层微反应器,成功制备了一维定向阵列锰分形结构电极材料,系统考察了电沉积电压、时间、金属离子浓度和添加剂浓度等外控生长条件对一维定向阵列锰分形结构电极形貌的影响;同时,利用原位直接氧化法在金属锰分形界面组装纳米多孔锰氧化物,制备出高性能的一维定向阵列锰分形结构超级电容器,其在放电电流为2 m A·cm-2时,面积比电容能达到653 m F·cm-2,在5000次循环后电容值仍保持初始值的81%。（3）针对纤维电极界面三维阵列分形生长现象,通过对分形结构过程中粒子的电场定向运动强度和随机运动强度的理论分析,提出了纤维电极上的三维阵列分形生长机理;研究开发了全浸入式微反应器,成功在纤维电极上生长了三维阵列镍分形结构电极材料,系统考察电沉积电压、时间等外控生长条件对三维阵列镍分形结构电极形貌的影响;同时,以超薄纳米片状NiO、纳米颗粒状活性炭作为活性材料制备出三维阵列镍分形超级电容器,其NiO//AC的非对称超级电容器比电容达到313 m F·cm-2,能量密度和功率密度分别可以达到0.1408 m Wh·cm-2和3.01 m W·cm-2。该纤维超级电容器可以弯曲并编织成能源织物,进而可以直接驱动玩具小车等商用电子设备。（4）针对纤维界面平滑均匀的金属镀层和功能氧化物膜层的调控,通过抑制纤维界面电沉积分形现象,在纤维电极上制备均匀平滑的金属镀层,系统考察了电沉积电压、时间和p H值对金属镀层的影响;通过探索纤维界面氧化物材料成膜工艺,提出了基于激光定点生长成膜的新方法,进而优化了纤维界面功能材料的组装方法,制备出了纤维基场效应晶体管,其开关比可以达到～103。此外,利用纤维结构器件可编织的优势,结合飞梭织布技术,将纤维传感器件、纤维能源器件、纤维场效应晶体管等电子元件编织成可实时监测人体运动、汗液和环境光的可穿戴集成电子织物。
赵雨浓[8]（2020）在《先进热结构材料高温氧化模型及热-力-氧耦合行为研究》文中研究指明先进热结构材料是指可以在高温、化学腐蚀等极端环境下,承受复杂应力载荷并长时间服役的特种材料。由于在高温环境下优异的物理化学性能,它们在航空航天等国防经济重点领域被广泛应用。本文聚焦于先进热结构材料的高温氧化行为以及热-力-氧耦合失效机制。主要进行了以下研究:（1）在小变形框架下,建立了相场氧化模型描述向内扩散主导的氧化行为。氧化扩散过程由时间依赖的Cahn-Hilliard方程描述,材料变形由理想弹塑性本构和Norton幂律蠕变关系描述。基于标准的Galerkin格式和Newton-Raphson迭代方法,实现了该问题的有限元计算程序。然后,以金属锆氧化为对象,研究了初始粗糙表面和孔洞缺陷对氧化过程中力学行为的影响,讨论了保护性氧化层的力学失效机理,并与相关的实验观测进行了比较。（2）在有限变形框架下,建立了考虑质量扩散、氧化反应、粘弹性有限变形以及相互间耦合作用的连续介质模型。基于热力学约束条件,导出了相应的本构方程。采用剪应力依赖的Eyring粘性模型描述了高温环境下的变形行为。通过在扩散系数中引入物相依赖的惩罚因子,实现了尖锐物相界面的自动标记和追踪。随后,以SiC纤维为研究对象,深入分析了氧化过程中表面裂纹的形成机理。（3）基于热重分析（TGA）、扫描电子显微镜（SEM）观测和X射线断层扫描（CT）技术,研究了改性C/C和C/SiC复合材料的高温氧化行为。在此基础上,建立了损伤诱导的短路扩散模型。对于陶瓷基体,采用弹性损伤本构描述其内部微裂纹的起始和演化过程。并基于对真实物理过程的简化假设,将O2分子的扩散系数定义为材料损伤因子的线性函数。对于增强相材料,考虑了其氧化反应,并建立了氧化程度依赖的各向异性本构模型。最后,对三个典型尺度下的C/SiC复合材料耦合失效行为进行了计算分析。（4）采用三点弯断裂韧性实验标准,测试了不同氧化温度、不同氧化时间的二维编织C/SiC复合材料断裂韧性值。基于SEM断面观测与载荷位移曲线汇总分析,指出氧化失重是影响断裂韧性变化的关键指标。并建立了断裂韧性随氧化失重变化的线性经验公式。可为其服役过程中的可靠性评价提供指标。
何浩然[9]（2020）在《粉末冶金钼棒制备工艺及其表面硅化改性研究》文中提出钼具有较好高温强度,经热塑性加工后制备的钼管致密性好,能满足钨铼偶丝在复杂气氛中测试使用。随着现代工业的发展,对测温偶使用寿命和测温环境都提出了更高要求。对测温用钼保护管,要求致密性好、高温强度高、导热导电和耐蚀性能高。目前市面上大都使用烧结态钼管,这类钼管密度低,强度不足,对热电偶保护有限。因此,制备高致密性与优良力学性能的钼棒,再进行钻孔制管成为小规格钼保护管常用的加工方式。此外,钼的高温抗氧化能力差,这限制了钼作为抗氧化热电偶保护管的应用范围。并且,随着钼在电子器件、发热元件、玻璃纤维加工、航天军工等高温领域的使用逐渐广泛,研究和提高钼的抗氧化性能有着重要意义。因此,本研究以传统粉末冶金工艺生产线为基础,挖掘和改进小规格钼棒制备与加工工艺参数,并制备适用于钼基体的表面改性防氧化涂层。本文通过挖掘和改进传统粉末冶金工艺,确定了钼粉的压制工艺参数、制定了冷等静压压制工艺、优化了垂熔烧结与旋锻过程的工艺参数,提高了钼棒的致密性和力学性能。此外,在钼表面利用原位化学气相沉积工艺制备了渗硅涂层,研究了埋渗组分、埋渗工艺对涂层的影响、评定了渗硅涂层抗氧化与耐酸碱腐蚀性能。并且,在此基础上制备了钛改性的硅化钼涂层,研究了沉积工艺对涂层的影响,并评定了钛改性后涂层的抗氧化与耐酸碱腐蚀性能。研究内容具体如下:（1）长度平均径D[1,0]为4.87μm、中位径D50为31.639μm的钼粉,于氢气氛围下预处理后进行60目筛分,筛分后所得钼粉粒度组成较宽、流动性更好,有利于压制成型。钼粉压制压力与压坯密度的关系符合“双对数方程”。其硬化指数m值在2.7373.043之间,弹性模量M取值范围为0.200.27×108Pa。该粒度组成钼粉双对数压制方程为:（2）60目过筛钼粉实际压制压力与压坯密度的关系符合理论压力-密度曲线。在保压时间超过5min后压坯密度维持恒定不变。在实际生产过程中可选择压制压力200MPa、保压时间5min,压坯密度可达6.91g/cm3。对于单重400g的钼压坯,垂熔烧结电流2600A、保温时间15min,可得密度为9.56g/cm3的优质烧结钼坯,且烧结坯边缘晶粒尺寸均较芯部晶粒尺寸更小,边缘维氏硬度均较芯部维氏硬度更大。当旋锻温度为1450℃、道次压缩率为20%、总压缩率达60%时,钼坯密度可达10.17g.cm-3,且截面显微硬度分布更加均匀。（3）在钼基样品包埋渗实验中,当质量分数比按Si:NH4F:Al2O3=40:10:50于1000℃下沉积5小时,涂层厚度可达53.3μm。涂层表面呈现椭球形的堆积排列。涂层与基体间结合紧密,无空隙、裂纹存在,结合强度高。涂层外层为单一MoSi2相,涂层与基体间为Mo5Si3过渡相。涂层厚度随着埋渗温度的增加而增大,且随着沉积温度提高,过渡层厚度也发生明显增加。在沉积过程中,可以通过控制埋渗温度得到适当的过渡层厚度进而增加涂层的抗热振性能。延长埋渗时间,涂层厚度增加呈抛物线型变化,且过渡层厚度变化较小,涂层的物相组成与结构均未发生变化。涂层厚度与埋渗保温时间满足H=18.5·（?）+6.95的动力学规律。（4）埋渗温度为1000℃制备的单一渗硅涂层,在1200℃高低温循环氧化下寿命达140h,高于在相同埋渗时间下,埋渗温度为900℃与1100℃所制涂层的抗氧化寿命。随着氧化时间的延长,涂层中MoSi2层变薄、Mo5Si3层变厚,且涂层在高低温循环氧化过程中,涂层因热应力开裂而形成的裂纹加速了涂层的失效。涂层在稀硫酸的腐蚀介质中,表面易形成稳定的由Si-Mo-O组成的钝化膜,进而降低涂层在稀硫酸溶液中的腐蚀速率。涂层在NaOH溶液中无明显钝化平台,是由于钝化膜与NaOH溶液发生了反应,导致钝化膜的部分溶解、钝化膜不连续。涂层在稀硫酸与NaOH溶液中的耐蚀性能均优于钼基体。（5）利用Ti、Si共沉积工艺改性硅化物涂层中,当埋渗料质量分数比按Ti:Si:NH4F:Al2O3=20:20:10:50于1000℃下沉积5小时,涂层最外层为分布不连续的（Mo,Ti）Si2相、次外层为MoSi2相。随着埋渗料中Ti含量的减少,涂层表面未发生Ti的有效沉积,仅发生Si的沉积形成单一渗硅涂层,表明共沉积工艺不能实现Ti的有效沉积。采用先渗Ti、再渗Si的两步沉积工艺制备涂层中,当渗Ti温度为1000℃时,涂层较900℃厚度更大、较1100℃更为致密。渗Ti后涂层中包含了含铝物相AlMoTi2与AlMo3Tix,其中铝的引入是由于含Ti氟化物会与分散剂Al2O3反应,生成含Al氟化物,而后在Mo表面沉积所致。对Ti改性后涂层进行渗硅处理,涂层在大于1000℃的高温下沉积效率增加更为明显。涂层生长过程依然受元素固态扩散过程控制。改性后硅化物涂层外层为厚度均匀的（Mo,Ti）Si2三元化合物层,次外层为MoSi2层,次外层与基体间为Mo5Si3过渡层。随着渗硅温度的增加,（Mo,Ti）Si2层厚度无明显变化,MoSi2层明显增厚,当渗硅温度达1100℃时,Mo5Si3过渡层厚度增加明显。（Mo,Ti）Si2层存在微量的Al3Mo析出相,Al元素的存在是由于渗钛过程中引入的微量Al所致。延长渗硅时间,涂层厚度呈抛物线型变化,且（Mo,Ti）Si2层厚度无明显变化,MoSi2层厚度出现一定程度增加,Mo5Si3过渡层厚度增长缓慢。表明延长保温时间对涂层生长的影响较升高温度的影响更小。涂层厚度与埋渗保温时间满足H=16.56·（?）+6.90的动力学规律。Ti改性硅化物涂层涂层生长系数略低于单一渗硅涂层,表明Ti改性硅化物涂层中,改性层（Mo,Ti）Si2一定程度上减缓了硅的扩散速度。（6）先1000℃渗钛5h,随后再1100℃渗硅5h的涂层样品于1200℃下进行高低温循环氧化。涂层在持续循环氧化180h后未出现明显失重,这是由于Si-Ti-O致密的氧化层能有效改善硅化物涂层的抗氧化性能,提高涂层抗氧化寿命。Ti改性硅化物涂层在稀硫酸的腐蚀介质中,涂层表面易形成稳定的Si、Mo、Ti、Al的氧化物构成的钝化膜,进而降低涂层在稀硫酸溶液中的腐蚀速率。涂层在NaOH溶液中无明显钝化平台,是由于是由于NaOH溶液与涂层表面钝化膜发生反应,导致钝化膜的溶解,并且溶解程度较单一渗硅涂层中钝化膜的溶解程度更大。Ti改性硅化物涂层在稀硫酸溶液中的耐蚀性能与渗硅涂层相当,优于钼基体;在NaOH溶液中的耐蚀性能低于渗硅涂层,优于钼基体。
马永辉[10]（2020）在《Al2O3基共晶陶瓷原位微观力学行为与组织韧化机制研究》文中研究说明作为新一代超高温结构材料,Al2O3基共晶陶瓷具备优异的高温力学性能、组织热稳定性、高温抗氧化性和抗蠕变性能,有望广泛应用于先进航空航天发动机和燃气轮机的高温结构部件。然而,目前Al2O3基共晶陶瓷的微观组织与材料力学性能之间的关系尚不够明确,对其断裂损伤行为和强韧化机制缺乏深入的研究。本文构建了Al2O3基共晶陶瓷的微观力学理论模型并结合有限元方法进行模拟分析;采用原位透射电镜微观力学技术对亚微米圆柱和微悬臂梁试样的微观力学性能进行测试,系统研究了微观组织、界面微结构和试样几何尺寸等因素对Al2O3基共晶陶瓷的微观变形和断裂行为的影响规律,从而揭示典型Al2O3基共晶陶瓷的塑性变形机制与强韧化机制。采用热压烧结制备了致密Al2O3/SmAlO3（SAP）陶瓷,其物相由α-Al2O3和SAP组成。当热压温度为1500℃时,烧结态Al2O3/SAP陶瓷具有最佳综合力学性能,致密度和平均晶粒尺寸分别为99%和1.3μm,室温抗弯强度和SENB断裂韧性分别为558MPa和5.59MPa·m1/2。烧结过程中原始粉体所含过饱和稀土元素通过扩散富集并形核长大,从而在Al2O3晶粒内部形成纳米析出颗粒。利用脉冲放电等离子辅助熔凝制备了不同组织形态的Al2O3/SAP共晶陶瓷,随着熔融温度不断升高,“半固态-液态”粗大不规则组织逐渐演变为均匀细小的共晶组织。熔凝形成的Al2O3/SAP共晶组织具有共格界面,位向关系为Al2O3[000l]//SmAlO3[021],Al2O3（1100）//SmAlO3（100）;而烧结态 Al2O3/SAP 组织中各等轴晶粒间的晶界属于随机取向的非共格界面。采用原位TEM微悬臂梁测试了不同类型界面的断裂韧性,发现Al2O3-SAP共晶共格界面的断裂韧性高达2.83MPa·m1/2,高于同成分等轴晶组织界面。材料的界面断裂韧性受微观组织结构和相成分的共同影响,而组织成分和晶界结构共同决定了界面能的大小,界面能越高,相应的界面断裂韧性越低。通过微观压缩力学测试并结合有限元分析,发现微观压缩过程中Al2O3基体与富含稀土相（如REAG和REAP相）形成协同塑性变形,其中包括AlO3基体的基面滑移以及共晶界面滑移等变形机制。共晶组织所具有的良好界面结合有效阻碍了界面滑移,展现出较高的抗压强度;Al2O3/Y3Al5O12（YAG）和Al2O3/SAP共晶陶瓷的微观抗压强度分别为7.2GPa和5.9GPa。在棒状Al2O3/GdAlO3（GAP）共晶陶瓷的微观单轴压缩测试中,其微观屈服强度和抗压强度分别为5.3GPa和6.1GPa;其塑性变形响应存在各向异性,当棒状共晶组织生长方向与加载方向近垂直时表现为界面滑移机制,而与加载方向平行时呈现由于各组成相间应力不均导致的相界面开裂失效。Al2O3/Er3Al5O12（EAG）/ZrO2共晶陶瓷中细小ZrO2均匀分布于共晶基体内,微观压缩变形时纳米ZrO2颗粒显着阻碍塑性变形,有助于增强增韧。基于原位TEM微悬臂梁弯曲断裂测试,发现不同共晶样品在组织形态和取向上存在明显的断裂行为差异,其中棒状Al2O3/GAP试样在共晶组织纵剖面上出现了 R曲线增韧效应。有限元微观断裂力学模拟证实了棒状组织分布使裂纹扩展路径上出现明显的应力场差异,从而导致裂纹扩展平面偏转。裂纹开裂过程中通过纳米级裂纹桥接和裂纹偏转实现能量耗散和增韧效果,可使断裂韧性增至3.07MPa·m1/2。此外,微悬臂梁试样的厚度和几何形状因子也是影响断裂韧性的因素。Al2O3/YSZ共晶陶瓷微悬臂梁的弯曲断裂测试表明,共晶陶瓷中出现的应力诱发ZrO2相变增韧可使断裂韧性增至5.50MPa·m1/2。
二、STOCHASTIC CRACKING AND HEALING BEHAVIORS OF THIN FILMS DURING REACTION-DIFFUSION GROWTH（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、STOCHASTIC CRACKING AND HEALING BEHAVIORS OF THIN FILMS DURING REACTION-DIFFUSION GROWTH（论文提纲范文）
（1）高孔隙率多孔TiAl3金属间化合物的形成机制、组织结构与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题依据 |
| 1.2 多孔材料的研究现状 |
| 1.3 多孔Ti-Al金属间化合物的研究进展 |
| 1.4 燃烧合成概述 |
| 1.5 研究内容 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 实验工艺路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 测温设备及可视化装置 |
| 2.5 表征方法 |
| 2.6 性能测试 |
| 3 多孔TiAl_3 金属间化合物的制备及孔隙演变机制 |
| 3.1 实验流程 |
| 3.2 燃烧合成行为分析 |
| 3.3 物相分析 |
| 3.4 膨胀行为分析 |
| 3.5 孔结构分析 |
| 3.6 孔隙形成机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 反应合成制备多孔TiAl_3金属间化合物的影响因素 |
| 4.1 升温速率对合成多孔TiAl_3金属间化合物的影响 |
| 4.2 造孔剂对制备高孔隙率多孔TiAl_3金属间化合物的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 多孔TiAl_3金属间化合物的反应过程及热爆/扩散反应机理研究 |
| 5.1 烧结温度对多孔TiAl_3金属间化合物反应行为和组织结构的影响 |
| 5.2 保温工艺对多孔TiAl_3金属间化合物反应行为和组织结构的影响 |
| 5.3 扩散/热爆反应动力学研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 多孔TiAl3 金属间化合物的性能研究 |
| 6.1 多孔TiAl_3金属间化合物的抗压缩性能 |
| 6.2 孔隙率对多孔TiAl_3材料抗氧化性能的影响 |
| 6.3 烧结工艺对多孔TiAl_3金属间化合物的抗氧化性能影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点及科学意义 |
| 7.3 应用展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（2）基于格子Boltzmann方法混凝土耐久性影响离子传输的数值模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 钙离子传输研究现状 |
| 1.2.2 混凝土界面过渡区研究现状 |
| 1.2.3 氯离子传输研究现状 |
| 1.3 目前存在的问题 |
| 1.4 本文研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 技术路线 |
| 第二章 LBM基本理论 |
| 2.1 LBM简介 |
| 2.1.1 LBM的发展 |
| 2.1.2 LBM的原理和基本模型 |
| 2.2 LBM边界处理 |
| 2.2.1 周期性格式 |
| 2.2.2 对称边界处理格式 |
| 2.2.3 反弹格式 |
| 2.2.4 非平衡外推格式 |
| 2.3 LBM的单位转化 |
| 2.4 LBM的程序实现 |
| 第三章 混凝土ITZ裂隙溶蚀模拟研究 |
| 3.1 ITZ微观裂隙生成 |
| 3.1.1 QSGS生成法 |
| 3.1.2 ITZ裂隙生成 |
| 3.2 理论模型 |
| 3.2.1 裂隙渗流控制方程 |
| 3.2.2 裂隙溶质传输方程 |
| 3.2.3 裂隙表面溶解机制 |
| 3.3 LBM数值模型 |
| 3.3.1 速度场演化方程 |
| 3.3.2 浓度场演化方程 |
| 3.3.3 边界处理及单位转化 |
| 3.4 模型验证 |
| 3.4.1 半无限区域内溶质的对流-扩散问题 |
| 3.4.2 矩形区域内的反应-扩散问题 |
| 3.5 分析讨论 |
| 3.5.1 渗流流速影响 |
| 3.5.2 Ca(OH)_2含量影响 |
| 3.5.3 Ca(OH)_2排布状态影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 氯离子侵蚀混凝土模拟研究 |
| 4.1 理论模型 |
| 4.1.1 氯离子扩散模型 |
| 4.1.2 温度场演化模型 |
| 4.2 LBM数值模型 |
| 4.2.1 浓度场演化模型 |
| 4.2.2 温度场演化模型 |
| 4.2.3 边界设置与单位转化 |
| 4.3 模型验证 |
| 4.3.1 考虑时间衰减作用的一维扩散问题验证 |
| 4.3.2 矩形区域换热-扩散边界验证 |
| 4.4 分析讨论 |
| 4.4.1 水灰比 |
| 4.4.2 饱和度 |
| 4.4.3 昼夜温差 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 基于LBM的 GUI界面设计 |
| 5.1 ITZ裂隙溶蚀的计算软件 |
| 5.1.1 编写目的 |
| 5.1.2 软件总体设计 |
| 5.1.3 软件功能说明 |
| 5.1.4 案例说明 |
| 5.2 氯离子侵蚀混凝土计算软件 |
| 5.2.1 编写目的 |
| 5.2.2 软件总体设计 |
| 5.2.3 软件功能说明 |
| 5.2.4 案例说明 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 研究结论 |
| 6.1.1 混凝土ITZ裂隙溶蚀研究结果 |
| 6.1.2 氯离子侵蚀混凝土研究结果 |
| 6.1.3 基于LBM的 GUI界面设计成果 |
| 6.2 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位其间取得的成果和奖项 |
（3）类表皮状自修复涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 自修复材料 |
| 1.2.1 自修复材料的类型 |
| 1.2.2 自修复材料的应用领域 |
| 1.3 层状材料的制备方法 |
| 1.3.1 仿皮肤层状材料 |
| 1.3.2 仿珍珠质层状材料 |
| 1.4 自修复材料的现状及挑战 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验原料与测试方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 主要仪器与设备 |
| 2.1.2 主要试剂 |
| 2.2 主要表征和测试方法 |
| 2.2.1 扫描电子显微镜分析 |
| 2.2.2 光学与荧光显微镜分析 |
| 2.2.3 原子力显微镜分析 |
| 2.2.4 傅立叶转换红外光谱分析 |
| 2.2.5 紫外可见近红外光谱分析 |
| 2.2.6 热重分析 |
| 2.2.7 差热扫描量热分析 |
| 2.2.8 流变仪测试 |
| 2.2.9 X-射线衍射分析 |
| 2.2.10 X射线光电子能谱分析 |
| 2.2.11 拉曼光谱分析 |
| 2.2.12 纳米压痕测试 |
| 2.2.13 粘附强度测试 |
| 2.2.14 电化学阻抗测试 |
| 2.2.15 塔菲尔极化曲线测试 |
| 2.2.16 抗菌测试 |
| 2.2.17 阻燃测试 |
| 2.2.18 扫描电化学显微镜测试 |
| 第3章 类表皮状自修复涂层的层层自组装制备及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 类表皮状层层自组装涂层的制备 |
| 3.2.1 氧化石墨烯的制备 |
| 3.2.2 自组装溶液的制备 |
| 3.2.3 自组装涂层的制备 |
| 3.3 类表皮状层层自组装涂层的结构研究 |
| 3.3.1 类表皮状层层自组装涂层的形貌研究 |
| 3.3.2 类表皮状层层自组装涂层的组装研究 |
| 3.4 类表皮状层层自组装涂层的自修复研究 |
| 3.4.1 指数层层自组装涂层对类表皮状涂层自修复的影响 |
| 3.4.2 线性层层自组装涂层对类表皮状涂层自修复的影响 |
| 3.4.3 指数与线性层层自组装涂层的自修复研究 |
| 3.4.4 类表皮状层层自组装涂层的自修复过程跟踪 |
| 3.4.5 类表皮状层层自组装涂层的自修复机理分析 |
| 3.5 类表皮状层层自组装涂层的性能研究 |
| 3.5.1 类表皮状层层自组装涂层的机械性能研究 |
| 3.5.2 类表皮状层层自组装涂层的抗菌性能研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 类表皮状自修复涂层的规模化制备及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 类表皮状涂层的刮涂制备 |
| 4.2.1 刮涂溶液的制备 |
| 4.2.2 刮涂涂层的制备 |
| 4.3 类表皮状刮涂涂层的结构研究 |
| 4.4 类表皮状刮涂涂层的自修复研究 |
| 4.4.1 类表皮状刮涂涂层的自修复探究 |
| 4.4.2 类表皮状刮涂涂层的自修复机理研究 |
| 4.5 类表皮状刮涂涂层的性能研究 |
| 4.5.1 类表皮状刮涂涂层的机械性能研究 |
| 4.5.2 类表皮状刮涂涂层的粘附性能研究 |
| 4.5.3 类表皮状刮涂涂层的抗菌性能研究 |
| 4.5.4 类表皮状刮涂涂层的阻燃性能研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 类表皮状自修复涂层的自增强及性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 类表皮状自增强涂层的制备 |
| 5.3 类表皮状涂层的自增强结构研究 |
| 5.3.1 类表皮状涂层的自增强系统设计 |
| 5.3.2 类表皮状涂层对盐溶液的响应研究 |
| 5.4 类表皮状涂层的自增强过程研究 |
| 5.4.1 类表皮状涂层机械性能的自增强过程研究 |
| 5.4.2 类表皮状涂层的自增强机理研究 |
| 5.5 类表皮状自增强涂层的性能研究 |
| 5.5.1 类表皮状自增强涂层的自修复性能研究 |
| 5.5.2 类表皮状自增强涂层的防腐性能研究 |
| 5.5.3 类表皮状自增强涂层防腐性能的自修复研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（4）填充方钴矿热电性能优化及其与CuW合金扩散连接机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题来源及研究的目的和意义 |
| 1.2 热电材料及器件在应用中的挑战 |
| 1.2.1 热电器件输出性能 |
| 1.2.2 环境适应性及可靠性 |
| 1.2.3 经济性和环境友好性 |
| 1.2.4 总结 |
| 1.3 热电传输原理 |
| 1.3.1 功率因子的调控 |
| 1.3.2 热导率降低的机制 |
| 1.4 方钴矿热电材料 |
| 1.4.1 填充CoSb_3基方钴矿 |
| 1.4.2 Co或Sb原子位的替换 |
| 1.4.3 纳米结构的影响 |
| 1.5 热电材料的焊接研究现状 |
| 1.5.1 热电材料连接中的基本科学问题 |
| 1.5.2 电极与Bi_2Te_3热电材料连接 |
| 1.5.3 电极与方钴矿热电材料连接 |
| 1.5.4 其它热电材料的连接 |
| 1.5.5 热电材料连接中问题的解决途径 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料及设备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 制备方法及工艺 |
| 2.2.1 热电材料制备 |
| 2.2.2 电镀和连接方法 |
| 2.3 材料性能及微观结构测试 |
| 2.3.1 热导率测量 |
| 2.3.2 电导率和Seebeck系数测量 |
| 2.3.3 室温霍尔系数测量 |
| 2.3.4 室温光学带隙测量 |
| 2.3.5 微观组织与结构测试 |
| 2.3.6 力学性能测试 |
| 2.4 接头接触电阻测试平台搭建 |
| 2.4.1 测试原理 |
| 2.4.2 测试平台设计 |
| 2.4.3 测量精度对比 |
| 第3章 La填充方钴矿的调幅分解及其对热电性能的影响机制 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 La_xFe_yCo_(4-y)Sb_(12)体系中调幅分解的驱动力 |
| 3.3 La_xFe_4Sb_(12)体系中调幅分解 |
| 3.4 La_xFe_4Sb_(12)体系声子传输的物理机制 |
| 3.5 La_xFe_yCo_(4-y)Sb_(12)体系中的调幅分解 |
| 3.6 La_xFe_yCo_(4-y)Sb_(12)体系热电传输性质及其物理机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Yb填充方钴矿的填充行为及其对热电性能的影响机制 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Yb_xCo_4Sb_(12)中Yb原子的充填率极限 |
| 4.3 Yb_xCo_4Sb_(12)中Yb原子的有序化和成分起伏 |
| 4.4 电传输性能及载流子输运机制 |
| 4.5 热传输性能及声子输运机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 方钴矿热电材料与CuW合金电极扩散连接 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Co/CoW复合中间层扩散连接工艺 |
| 5.2.1 CuW/Co/CoW/p型方钴矿典型接头组织分析 |
| 5.2.2 焊接温度和保温时间对接头组织和接触电阻的影响 |
| 5.3 Co/CoMo复合中间层扩散连接机制 |
| 5.3.1 典型接头组织分析 |
| 5.3.2 保温时间对接头组织与性能的影响 |
| 5.3.3 接头高温热稳定性 |
| 5.4 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 |
（5）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 |
（6）固—液复合铸造法制备电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 热喷涂技术概述 |
| 1.2.1 热喷涂技术的原理及应用 |
| 1.2.2 热喷涂技术的特点及分类 |
| 1.2.3 热喷涂涂层的形成及结构 |
| 1.2.4 热喷涂涂层与基体间的结合 |
| 1.3 铝镁异种金属连接技术概述 |
| 1.3.1 铝镁异种金属连接的意义 |
| 1.3.2 Al-Mg二元相图及分析 |
| 1.3.3 铝镁异种金属连接的方法及问题 |
| 1.4 铝镁双金属复合铸造概述 |
| 1.4.1 双金属复合铸造的原理及应用 |
| 1.4.2 铝镁液-液双金属复合铸造 |
| 1.4.3 铝镁固-液双金属复合铸造 |
| 1.5 Al-Mg金属间化合物在界面处的作用及调控 |
| 1.5.1 Al-Mg金属间化合物对Al/Mg界面性能的影响 |
| 1.5.2 其他元素对Al-Mg金属间化合物的影响 |
| 1.5.3 中间金属层对Al-Mg金属间化合物的影响 |
| 1.6 本课题的研究目的、意义及主要内容 |
| 1.7 主要创新点简介 |
| 2 实验与研究方法 |
| 2.1 实验材料及制备工艺 |
| 2.1.1 实验材料及模具 |
| 2.1.2 电弧喷涂工艺 |
| 2.1.3 固-液双金属复合铸造工艺 |
| 2.1.4 固-液双金属复合铸造过程的软件模拟 |
| 2.1.5 固-液双金属复合铸造过程的温度场测量 |
| 2.2 试样制备与微观组织表征 |
| 2.2.1 金相试样的制备方法 |
| 2.2.2 扫描电镜及EBSD分析 |
| 2.2.3 透射电子显微分析 |
| 2.2.4 X射线衍射分析 |
| 2.3 相关性能测试 |
| 2.3.1 耐腐蚀性能测试 |
| 2.3.2 显微硬度试验 |
| 2.3.3 室温剪切实验 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料中界面处热力学模型的建立及分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 二元熔体热力学模型的建立 |
| 3.2.1 生成焓的计算 |
| 3.2.2 系统吉布斯自由能的计算 |
| 3.2.3 各组元化学势的计算 |
| 3.3 三元熔体热力学模型的建立 |
| 3.3.1 生成焓的计算 |
| 3.3.2 系统吉布斯自由能的计算 |
| 3.3.3 各组元化学势的计算 |
| 3.4 添加不同中间层金属后界面处热力学模型预测和分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 界面粗糙度对电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料界面显微组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 界面显微组织分析 |
| 4.2.1 不同粗糙度下界面组织的构成分析 |
| 4.2.2 涂层经打磨的双金属界面显微组织分析 |
| 4.2.3 涂层未经打磨的双金属界面显微组织分析 |
| 4.3 界面组织形成过程 |
| 4.4 界面行为对固-液复合铸造的影响 |
| 4.5 相关性能分析 |
| 4.5.1 耐腐蚀性能分析 |
| 4.5.2 显微硬度分析 |
| 4.5.3 剪切强度及断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 浇注温度对电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料界面显微组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固-液复合铸造模拟结果分析 |
| 5.3 固-液复合铸造中温度场的测量结果分析 |
| 5.4 涂层和界面的显微组织分析 |
| 5.4.1 电弧喷涂Al涂层微观组织分析 |
| 5.4.2 不同浇注温度下的界面显微组织分析 |
| 5.4.3 AZ91D与扩散反应区交界处的显微组织分析 |
| 5.4.4 δ-Mg相与γ-Al_(12)Mg_(17)相之间的结合 |
| 5.5 浇注温度对界面组织的影响 |
| 5.5.1 不同浇注温度下Al/AZ91D界面处化学势分析 |
| 5.5.2 浇注温度对界面形成及生长行为的影响 |
| 5.6 相关性能分析 |
| 5.6.1 显微硬度分析 |
| 5.6.2 剪切强度及断口分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 纯Zn中间层对电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料界面显微组织及性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 工艺参数对界面显微组织的影响 |
| 6.2.1 预热时间对具有10s沉积Zn涂层双金属界面组织的影响 |
| 6.2.2 预热时间对具有18s沉积Zn涂层双金属界面组织的影响 |
| 6.2.3 预热时间对具有30s沉积Zn涂层双金属界面组织的影响 |
| 6.3 Zn涂层对于界面形成过程的影响 |
| 6.3.1 Zn涂层对于界面组织的影响 |
| 6.3.2 Zn涂层对于裂纹产生的影响 |
| 6.3.3 Zn作中间层Al/AZ91D界面处化学势模型分析 |
| 6.4 相关性能分析 |
| 6.4.1 显微硬度分析 |
| 6.4.2 剪切强度及断口分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 后续研究工作展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在攻读博士期间发表的论文目录 |
| B.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（7）纤维电极界面有序分形结构调控及其应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 纤维结构新型电极 |
| 1.1.1 传统纤维到功能纤维 |
| 1.1.2 功能纤维电极的制备方法 |
| 1.1.3 纤维电极在器件中的应用 |
| 1.2 有序功能材料自组装合成技术 |
| 1.2.1 自组装原理简介 |
| 1.2.2 有序功能材料自组装合成方法 |
| 1.2.3 有序功能材料中的自组织理论 |
| 1.3 有序结构中的非线性动力学机制 |
| 1.3.1 非线性非平衡态理论简介 |
| 1.3.2 周期性振荡现象 |
| 1.3.3 自相似分形现象 |
| 1.4 柔性纤维电子元件简介 |
| 1.4.1 柔性纤维导电材料 |
| 1.4.2 柔性纤维电子元件 |
| 1.4.3 纤维基集成器件及织物 |
| 1.5 本论文研究内容与创新点 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 创新点 |
| 2 实验部分 |
| 2.1 实验材料、试剂与设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验试剂 |
| 2.1.3 实验仪器 |
| 2.2 电沉积微反应器设计 |
| 2.2.1 气-液界面反应器 |
| 2.2.2 薄层反应器 |
| 2.2.3 全浸入反应器 |
| 2.3 分形维数计算和机理模拟 |
| 2.4 纤维基电子器件组装 |
| 2.4.1 能源器件组装 |
| 2.4.2 纤维基晶体管组装 |
| 2.4.3 纤维基电阻式传感器组装 |
| 2.5 结构形貌表征及性能测试 |
| 2.5.1 结构形貌表征 |
| 2.5.2 性能测试 |
| 3 微点电极界面二维薄层分形生长及机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 二维薄层锰分形生长影响因素研究 |
| 3.2.1 气-液界面对分形结构的影响 |
| 3.2.2 电沉积时间 |
| 3.2.3 电沉积电压 |
| 3.2.4 锰离子浓度 |
| 3.3 二维薄层金属分形生长机理研究 |
| 3.3.1 电场驱动的定向运动 |
| 3.3.2 随机布朗运动 |
| 3.3.3 电沉积不同粒子数 |
| 3.3.4 不同金属离子电沉积分形行为 |
| 3.4 二维薄层锰分形超级电容器应用研究 |
| 3.4.1 设计思路 |
| 3.4.2 结果讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 纤维电极界面一维定向阵列分形生长及机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 一维定向阵列锰分形生长影响因素研究 |
| 4.2.1 电沉积电压 |
| 4.2.2 电沉积时间 |
| 4.2.3 锰离子浓度 |
| 4.2.4 添加剂浓度 |
| 4.3 一维定向阵列金属锰分形生长机理研究 |
| 4.3.1 电场驱动的定向运动 |
| 4.3.2 随机布朗运动 |
| 4.3.3 不同粒子数目 |
| 4.4 一维定向阵列锰分形超级电容器应用研究 |
| 4.4.1 锰分形结构电极形貌分析 |
| 4.4.2 超级电容器电化学性能测试 |
| 4.4.3 不同基底对电容性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 纤维电极界面三维阵列分形生长及机理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 三维阵列分形生长影响因素研究 |
| 5.2.1 表面积对比 |
| 5.2.2 电沉积电压 |
| 5.2.3 电沉积时间 |
| 5.3 三维阵列镍分形生长机理研究 |
| 5.4 三维镍分形超级电容器应用研究 |
| 5.4.1 三维镍分形结构对电容性能的影响 |
| 5.4.2 柔性超级电容器半电容性能 |
| 5.4.3 柔性非对称超级电容性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 纤维电极均匀膜层调控及应用研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 纤维电极均匀金属镀层影响因素研究 |
| 6.2.1 电沉积电压 |
| 6.2.2 电沉积时间 |
| 6.2.3 电解质p H值 |
| 6.3 纤维电极均匀氧化物膜层制备方法研究 |
| 6.3.1 纤维界面氧化物成膜工艺 |
| 6.3.2 激光法对氧化物膜层的影响 |
| 6.4 纤维电子器件应用 |
| 6.4.1 纤维基电解质栅控场效应晶体管 |
| 6.4.2 场效应晶体管性能影响因素研究 |
| 6.4.3 基于纤维结构集成电路构建 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在攻读学位期间的科研成果 |
| B.作者在攻读学位期间参与的项目 |
| C学位论文数据集 |
| 致谢 |
（8）先进热结构材料高温氧化模型及热-力-氧耦合行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 先进热结构材料背景介绍 |
| 1.1.1 材料分类及其应用 |
| 1.1.2 高温有氧环境下的失效行为 |
| 1.2 单相热结构材料高温氧化机理与耦合变形模型研究现状 |
| 1.2.1 实验研究与氧化机理分析 |
| 1.2.2 热-力-氧耦合变形模型与计算方法 |
| 1.3 热结构复合材料高温氧化行为与氧化模型研究现状 |
| 1.3.1 氧化行为实验表征 |
| 1.3.2 宏细观氧化模型 |
| 1.4 热结构复合材料宏观热-力-氧耦合失效研究现状 |
| 1.5 前人工作总结与存在的不足 |
| 1.6 本文主要创新点与研究内容 |
| 第二章 小变形框架下单相热结构材料的热-力-氧耦合变形模型与计算方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 热-力-氧耦合变形模型 |
| 2.2.1 粘弹塑性本构模型 |
| 2.2.2 基于Cahn-Hilliard方程的质量扩散描述 |
| 2.3 热-力-氧耦合计算方法及数值实现 |
| 2.4 金属锆高温氧化过程模拟与失效分析 |
| 2.4.1 一维氧化过程计算 |
| 2.4.2 含缺陷的氧化过程计算 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 有限变形框架下单相热结构材料的热-力-氧耦合变形模型及应用 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 基于热力学约束的热-力-氧耦合有限变形模型 |
| 3.2.1 变形描述 |
| 3.2.2 守恒方程 |
| 3.2.3 自由能密度 |
| 3.2.4 本构关系 |
| 3.2.5 参数定义 |
| 3.3 SiC纤维高温氧化环境下的失效行为分析 |
| 3.3.1 控制方程 |
| 3.3.2 热重计算与实验对比 |
| 3.3.3 应力演化与失效分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热结构复合材料高温氧化行为表征与细观氧化模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 基于CT扫描的热结构复合材料氧化机理分析 |
| 4.2.1 改性C/C复合材料 |
| 4.2.2 C/SiC复合材料 |
| 4.3 损伤诱导的微结构氧化短路模型 |
| 4.3.1 本构关系 |
| 4.3.2 反应扩散方程 |
| 4.3.3 数值计算方法 |
| 4.4 不同尺度下C/SiC复合材料氧化失效分析 |
| 4.4.1 SiC包覆C纤维单丝氧化失效计算 |
| 4.4.2 C/SiC单胞氧化失效计算 |
| 4.4.3 C/SiC块体氧化计算与实验对比 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热结构复合材料热-力-氧耦合宏观断裂行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同氧化条件下C/SiC复合材料断裂行为测试 |
| 5.2.1 试样准备 |
| 5.2.2 高温氧化处理 |
| 5.2.3 断裂韧性测试 |
| 5.3 氧化程度对断裂行为的影响讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 附录 A 相场氧化模型中的余量向量与切线矩阵 |
| 附录 B 粘弹塑性本构模型应力状态更新算法 |
| 附录 C 指数型损伤本构软化因子 |
| 附录 D 指数型损伤本构切线刚度矩阵的具体表达式 |
| 附录 E 复合材料氧化模型中的余量向量与切线矩阵 |
| 博士期间发表和完成的论文 |
| 致谢 |
（9）粉末冶金钼棒制备工艺及其表面硅化改性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 钼的性质 |
| 1.2.1 钼的物理性质 |
| 1.2.2 钼的化学性质 |
| 1.3 钼制品的制备与加工 |
| 1.3.1 熔炼法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 钼制品的加工方法 |
| 1.4 钼表面硅化物涂层研究进展 |
| 1.4.1 单一硅化物涂层 |
| 1.4.2 元素改性的硅化物涂层 |
| 1.4.3 增强相改性的硅化物涂层 |
| 1.5 包埋渗法制备钼基硅化物涂层概述 |
| 1.6 课题意义和研究内容 |
| 1.6.1 课题意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验部分 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方案与技术路线 |
| 2.2.1 实验方案 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.3 分析手段与方法 |
| 2.3.1 粉末冶金法制备钼棒的分析方法 |
| 2.3.2 钼表面硅化改性与钛改性硅化物涂层的分析方法 |
| 3 粉末冶金钼棒制备工艺研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 钼粉冷等静压成型性能研究 |
| 3.2.1 粉体粒度对松装密度与振实密度的影响 |
| 3.2.2 不同粒度Mo粉冷等静压成型规律 |
| 3.2.3 冷等静压成型工艺制定 |
| 3.3 钼坯垂熔烧结工艺研究 |
| 3.3.1 钼的垂熔烧结行为 |
| 3.3.2 垂熔工艺参数对钼显微组织与硬度的影响 |
| 3.4 钼坯旋锻加工工艺研究 |
| 3.4.1 旋锻温度对钼致密化与显微组织的影响 |
| 3.4.2 压缩率对钼致密化与显微硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 钼表面单一渗硅改性涂层的研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 单一渗硅涂层的制备工艺研究 |
| 4.2.1 埋渗组分对单一渗硅涂层的影响 |
| 4.2.2 埋渗温度对单一渗硅涂层的影响 |
| 4.2.3 埋渗时间对单一渗硅涂层的影响 |
| 4.3 单一渗硅涂层耐蚀性能研究 |
| 4.3.1 单一渗硅涂层抗氧化性能研究 |
| 4.3.2 单一渗硅涂层耐腐蚀性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 钼表面钛改性硅化物涂层的研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 钛、硅共沉积法改性硅化物涂层的制备工艺研究 |
| 5.2.1 埋渗组分对改性硅化物涂层的影响 |
| 5.2.2 涂层沉积过程机理分析 |
| 5.3 钛、硅两步沉积法改性硅化物涂层的制备工艺研究 |
| 5.3.1 钼表面渗钛涂层的研究 |
| 5.3.2 渗硅温度对钛改性硅化物涂层的影响 |
| 5.3.3 渗硅时间对钛改性硅化物涂层的影响 |
| 5.4 钛改性硅化物涂层耐蚀性能研究 |
| 5.4.1 钛改性硅化物涂层抗氧化性能研究 |
| 5.4.2 钛改性硅化物涂层耐腐蚀性能研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（10）Al2O3基共晶陶瓷原位微观力学行为与组织韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 本文研究背景及其意义 |
| 1.2 氧化物共晶陶瓷的研究进展 |
| 1.2.1 常见氧化物共晶陶瓷的成分和晶体结构 |
| 1.2.2 氧化物共晶陶瓷的制备工艺 |
| 1.2.3 Al_2O_3基共晶陶瓷的组织结构特征 |
| 1.2.4 Al_2O_3基共晶陶瓷的力学性能及其组织稳定性 |
| 1.3 脆性材料的断裂力学行为及模拟分析 |
| 1.3.1 脆性材料的断裂分析和有限元模拟 |
| 1.3.2 影响陶瓷强度的因素及其强韧化设计 |
| 1.4 微观力学测试的研究进展 |
| 1.4.1 原位微观力学测试方法和发展 |
| 1.4.2 陶瓷材料的微观力学测试研究进展 |
| 1.5 Al_2O_3基共晶陶瓷研究中存在的主要科学问题 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 Al_2O_3基共晶陶瓷的微观组织设计 |
| 2.2 试验材料的主要制备方法 |
| 2.2.1 共晶成分纳米粉体的制备工艺 |
| 2.2.2 热压烧结制备等轴晶陶瓷 |
| 2.2.3 高温熔凝制备共晶陶瓷 |
| 2.3 材料的组织结构分析 |
| 2.4 材料的力学性能测试及表征 |
| 2.4.1 维氏硬度的测试方法 |
| 2.4.2 抗弯强度和弹性模量的测试 |
| 2.4.3 断裂韧性的测试 |
| 2.4.4 原子力显微镜表征测试 |
| 2.5 微观力学的有限元仿真与样品制备测试技术 |
| 2.5.1 ABAQUS有限元模拟分析方法 |
| 2.5.2 FIB加工微观力学试样 |
| 2.5.3 原位TEM微观力学测试技术 |
| 第3章 Al_2O_3基复相陶瓷的微观力学模型及其力学行为模拟预测 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al_2O_3基复相陶瓷的微观力学模型构建 |
| 3.3 Al_2O_3基复相陶瓷的微观单轴压缩模型及其力学行为模拟 |
| 3.4 Al_2O_3基复相陶瓷的微观力学试样与微观断裂行为模拟 |
| 3.4.1 Al_2O_3基复相陶瓷的微观力学试样设计 |
| 3.4.2 Al_2O_3基复相陶瓷的微观断裂行为预测 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 烧结态与熔凝态Al_2O_3/SAP陶瓷的微观结构及其界面微观力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 烧结态Al_2O_3陶瓷的微观组织结构和力学性能 |
| 4.2.1 烧结态Al_2O_3/SAP陶瓷的微观组织结构 |
| 4.2.2 烧结态Al_2O_3/SAP陶瓷的宏观力学性能及分析 |
| 4.2.3 烧结态Al_2O_3基复相陶瓷内纳米析出相的微观结构及形成分析 |
| 4.3 熔凝态Al_2O_3/SAP陶瓷的微观组织结构和力学性能 |
| 4.4 Al_2O_3/SAP陶瓷的不同界面组织及其界面微观力学性能 |
| 4.5 界面微观组织结构对界面性能的影响机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Al_2O_3基共晶陶瓷的原位微观单轴压缩行为及其塑性变形机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al_2O_3基共晶陶瓷的微观组织和界面结构 |
| 5.3 Al_2O_3基共晶组成相的原位微观压缩变形行为 |
| 5.4 Al_2O_3基共晶陶瓷的原位微观压缩行为及塑性变形机制 |
| 5.4.1 不规则状Al_2O_3基共晶组织的微观压缩行为及变形机制 |
| 5.4.2 棒状Al_2O_3/GAP共晶组织的微观压缩行为及变形机制 |
| 5.4.3 Al_2O_3/EAG/ZrO_2共晶组织的微观压缩行为及变形机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Al_2O_3基共晶陶瓷的原位微观断裂行为及其组织韧化机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Al_2O_3基共晶陶瓷的微观断裂行为及有限元分析 |
| 6.2.1 试样形状因素对微观断裂行为的影响 |
| 6.2.2 共晶组织分布和形态对微观断裂行为的影响 |
| 6.2.3 Al_2O_3/SAP和Al_2O_3/YSZ共晶陶瓷的微观断裂行为 |
| 6.3 Al_2O_3基共晶陶瓷的微观组织韧化机制 |
| 6.3.1 共晶微观组织结构的断裂韧性评估及其韧化机制 |
| 6.3.2 共晶组织中ZrO_2相变对微观断裂过程的韧化效应 |
| 6.4 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 |
四、STOCHASTIC CRACKING AND HEALING BEHAVIORS OF THIN FILMS DURING REACTION-DIFFUSION GROWTH（论文参考文献）
- [1]高孔隙率多孔TiAl3金属间化合物的形成机制、组织结构与性能研究[D]. 焦欣洋. 中国矿业大学, 2021
- [2]基于格子Boltzmann方法混凝土耐久性影响离子传输的数值模拟研究[D]. 张跃. 昆明理工大学, 2021(02)
- [3]类表皮状自修复涂层的制备及性能研究[D]. 齐小东. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [4]填充方钴矿热电性能优化及其与CuW合金扩散连接机理[D]. 任伟. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [5]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)
- [6]固—液复合铸造法制备电弧喷涂Al/AZ91D双金属材料的组织及性能研究[D]. 何科. 重庆大学, 2020(02)
- [7]纤维电极界面有序分形结构调控及其应用研究[D]. 杨玉欣. 重庆大学, 2020(02)
- [8]先进热结构材料高温氧化模型及热-力-氧耦合行为研究[D]. 赵雨浓. 北京大学, 2020(01)
- [9]粉末冶金钼棒制备工艺及其表面硅化改性研究[D]. 何浩然. 重庆理工大学, 2020(08)
- [10]Al2O3基共晶陶瓷原位微观力学行为与组织韧化机制研究[D]. 马永辉. 哈尔滨工业大学, 2020(01)