导读:本文包含了强韧化机理论文开题报告文献综述、选题提纲参考文献及外文文献翻译，主要关键词:机理,强韧,晶粒,合金,复合材料,双峰,奥氏体。
强韧化机理论文文献综述
封蕾,李建国,毛轶哲[1]（2019）在《高镁低钪Al-Mg-Sc-Zr合金强韧化机理研究》一文中研究指出通过常规轧制与退火工艺制备了具有高抗拉强度(～502MPa)和高断后延伸率(～22%)的高镁低钪Al-Mg-Sc-Zr合金,退火工艺为673 K, 1 h。通过X射线衍射仪(XRD)、电子背散射衍射仪(EBSD)和透射电子显微镜(TEM)等手段,研究了合金退火后的组织及其强化机制。结果表明:Al-Mg-Sc-Zr合金在退火后获得了具有平均尺寸为0.42μm的小晶粒和平均尺寸为16.2μm的大晶粒的双峰晶粒组织,固溶镁原子与Al_3(Sc,Zr)相的存在与共同作用促进了具有较大晶格畸变、存在大量亚晶及均匀弥散分布析出相的双峰晶粒组织的形成;合金主要强化方式为镁原子的固溶强化、亚晶界阻碍位错引起的亚晶界强化、细晶强化和Al_3(Sc,Zr)相的弥散强化,且合金计算与实测屈服强度相吻合;高镁固溶度及Al_3(Sc,Zr)相共同促进了双峰晶粒的形成,超细亚晶与伸长晶粒在变形时相互协调,提高了合金的延伸率。(本文来源于《稀有金属材料与工程》期刊2019年09期）
潘登,李树丰,张鑫,潘渤,付亚波[2]（2019）在《B_4C-W_2B_5复合陶瓷的原位反应制备及其强韧化机理》一文中研究指出碳化硼(B_4C)陶瓷因致密化烧结温度高(>2200℃)和断裂韧性与硬度不匹配的关键问题而阻碍了其广泛应用。为了解决以上问题,本文提出采用粉末冶金法(P/M)通过石墨粉(Gr)与硼粉(B)之间的原位反应(in-situ)以降低其致密化烧结温度;同时通过添加碳化钨(WC)以生成板条状的五硼化二钨(W_2B_5)来提高其断裂韧性的研究思路,制备B_4C-W_2B_5复合陶瓷。实验以硼(B)粉、石墨(Gr)粉以及碳化钨(WC)粉为原料,经过行星式高能球磨制备混合粉末,然后采用放电等离子烧结法(Spark plasma sintering, SPS)在烧结工艺为:压力30 MPa、烧结温度1100℃～1550℃～1700℃叁步保温、烧结时间5min～5 min～6 min的条件下对混合粉末进行固化烧结,分析了W_2B_5含量对复合陶瓷的微观结构和力学性能的影响,并对增韧机理进行了探讨。结果表明:当产物中B_4C:W_2B_5=4:1(摩尔比),在1700℃下烧结,硬度和断裂韧性能够相平衡,致密度可达到100%,硬度为37.9 GPa,断裂韧性可达7.8 MPa·m~(1/2)。(本文来源于《陶瓷学报》期刊2019年04期）
赵燕春,毛瑞鹏,许丛郁,孙浩,蒋建龙[3]（2019）在《Ti基非晶复合材料的强韧化机理》一文中研究指出采用水冷铜坩埚磁悬浮熔炼-铜模吸铸法在真空及高纯氩气保护条件下制备了直径3 mm的(Ti_(0.5)Ni_(0.48)M_(0.02))_(80)Cu_(20)(M=Fe,Ce,Zr)合金,研究了Fe、Ce、Zr对合金凝固组织中形状记忆晶相析出的变化规律的影响,分析了该合金的室温力学行为与强韧化机理。研究发现,(Ti_(0.5)Ni_(0.48)M_(0.02))_(80)Cu_(20)(M=Fe,Ce,Zr)合金铸态结构均为非晶+形状记忆晶相(B2过冷奥氏体和B19'热致马氏体)的复合结构,其中M=Fe、Ce的合金B2相析出体积分数较多,M=Zr的合金B19'相析出体积分数较多。在室温压缩过程中,合金均表现出良好的综合力学性能,其中以M=Ce的合金性能最优,断裂强度,屈服强度,塑性应变分别达到2645 MPa,1150 MPa和12.2%。合金在受压应力断裂后,组织中奥氏体相体积分数减小,马氏体相体积分数增加,同时在屈服后均表现出强烈的加工硬化行为。加工硬化速率和瞬时加工硬化指数随真应变的变化分为3个阶段,合金内部在压应力的作用下B2向B19'相转变是合金强韧化的主要动力。M=Fe的合金加工硬化速率、平均加工硬化指数、瞬时加工硬化指数最大,加工硬化能力最强,M=Ce的合金次之,M=Zr的合金最弱。(本文来源于《稀有金属材料与工程》期刊2019年06期）
许立雄[4]（2019）在《Fe-Mn-Al系轻质低温钢的组织调控及强韧化机理研究》一文中研究指出Ni系低温钢在过去50年里被广泛应用于制备各种低温容器。近年来,由于国际上Ni矿产资源日益紧缺,且Ni合金成本居高不下,“节Ni化”和“无Ni化”成为Ni系低温钢发展的必然趋势。2015年,韩国浦项制铁研发的极低温用高锰奥氏体低温钢己被成功应用于LNG储罐上,相比之下,我国自主研发的无Ni低温钢还存在屈服强度低、低温韧性差、性能各向异性等问题。本文基于超低碳、高锰、中铝的成分设计思路,开发出了一种强度高、塑性好,同时具有良好低温韧性的Fe-Mn-Al系轻质低温钢。通过热变形行为以及热处理工艺研究掌握了实验钢的组织与性能的调控技术,并揭示了实验钢在室温和-196℃下的塑性变形机制及强韧化机理。总结如下:综合考虑合金元素对相组成、变形机制、力学性能及密度的影响,设计并制备了 Fe-24.4Mn-4.04AI-0.057C 和 Fe-26.0Mn-6.20AI-0.050C两种轻质低温钢。对两种实验钢的相变点、密度、层错能进行了计算与测量,结果表明:Fe-24.4Mn-4.04Al-0.057C钢在560.5～1238.9℃为奥氏体相区,其室温组织为单相奥氏体,密度为7.19g/cm3,相对于纯铁减重8.6%。Fe-26.0Mn-6.20AI-0.050(C钢在490.5～1302.3℃为奥氏体和δ-铁素体双相区,室温组织由80.9%的奥氏体和19.1%的δ-铁素体组成,密度为6.98g/cm3,相对于纯铁减重11.3%。两种实验钢中奥氏体的层错能均在25～55mJ·m-2范围内。相比于Fe-Mn-Al奥氏体钢,Fe-Mn-Al双相钢表现出了一系列反常的热变形特征。在热变形过程中,加工硬化和动态软化均优先发生于δ-铁素体中。δ-铁素体在热变形初期的动态回复造成了流变曲线上的类屈服行为。奥氏体与δ-铁素体之间不均匀的应变分配造成了流变曲线上的锯齿状特征。变形温度>900℃时,δ-铁素体的连续动态再结晶行为使得流变曲线表现为“动态回复型”。变形温度≤900℃时,奥氏体的不连续动态再结晶行为使得流变曲线表现为“动态再结晶型”。基于一种改进的双曲正弦方程和饱和加工硬化指数原则,并考虑组织演变行为对流变曲线的影响,建立了Fe-Mn-Al双相钢瞬态应力的本构模型。经验算,该模型具有较高的预测精度。Fe-Mn-Al双相钢热轧板的抗拉强度和屈服强度相比Fe-Mn-Al奥氏体钢分别提高了76.7MPa和119.4MPa,但由于“带状”组织的存在,其塑性和韧性较差,且力学性能呈各向异性。经1000℃固溶处理]h后,Fe-Mn-Al双相钢获得了最佳综合力学性能,其抗拉强度和屈服强度分别为574.9MPa和362.4MPa,断后伸长率为57.5%,-196℃冲击功达到129.7J·cm-2。固溶处理过程中,奥氏体中较高的形变储能增大了其晶界迁移的驱动力,这使得“带状”δ-铁素体组织发生离散化。固溶处理后,Fe-Mn-Al双相钢的强度主要取决于相比例及显微硬度值,其良好的塑性与韧性主要来源于奥氏体产生的TWIP效应和组织均匀化。在室温拉伸变形过程中,δ-铁素体表现出一系列交滑移特征。奥氏体在塑性变形前期承担了主要变形,并表现出典型的平面滑移特征;塑性变形后期,奥氏体的变形机制以TWIP为主,且应变通过高密度位错墙从奥氏体传递到δ-铁素体中,使两相组织发生协调变形。不全位错平面滑移产生的层错以及位错塞积造成的应力集中,是奥氏体产生形变孪晶的两个必要前提条件。Fe-Mn-Al双相钢在室温下良好的强塑性匹配主要来源于位错、形变孪晶、晶界之间的相互作用而产生的多阶段持续加工硬化行为。在低温下,原子活性降低使得位错滑移所需的临界应力增大,而层错能降低使得产生形变孪晶所需的临界应力减小。因此在-196℃拉伸变形过程中,奥氏体中的位错运动受到抑制,其塑性变形机制以应变诱导孪生为主,形变孪晶产生的TWIP效应使得Fe-Mn-Al双相钢在-196℃下获得了良好的强塑性匹配,其抗拉强度和屈服强度分别为945.0MPa和585.0MPa,断后伸长率为64.5%。在-196℃冲击变形过程中,层错相比位错滑移更容易发生,外载荷造成的应力集中使得孪生变形机制以形核为主。奥氏体中纳米孪晶所产生的TWIP效应以及超低碳设计所造成的γ/δ相界洁净化效果使得Fe-Mn-Al双相钢获得了良好的低温韧性。(本文来源于《北京科技大学》期刊2019-05-29）
李鹏飞,范景莲,韩勇,章曼,田家敏[5]（2019）在《W-ZrC材料的强韧化机理和界面结合的研究（英文）》一文中研究指出W-ZrC材料是核聚变面向等离子体部件用很具发展潜力的材料之一。采用"溶胶-非均相沉淀-喷雾干燥-热还原-常压氢气烧结"方法制备了W-ZrC材料,研究了ZrC添加对材料的强韧化作用机理以及W与ZrC的界面结合情况。结果表明:ZrC粒子能够提高钨的强度和韧性,其中W-0.5%ZrC (质量分数)在1920℃烧结时其相对密度和抗拉强度分别达到了99.2%和460 MPa。瞬态高热负荷冲击显示:W-ZrC材料在承受200 MW/m2(5 ms)的高热流冲击时材料表面没有裂纹,ZrC粒子能够消耗裂纹扩展中的能量并且阻碍裂纹扩展。通过W和ZrC的界面结合研究发现,ZrC在烧结过程中存在长大和球化的过程,并且在1600℃烧结1 h时转变为近球形粒子。ZrC和W界面结合区域中的W、Zr、C含量呈现光滑过渡,并且显微硬度显示W、ZrC和界面结合区域的硬度分别为12、22和18 GPa。EDS线扫描和纳米压痕结果表明:在W和ZrC粒子界面处形成了(W,Zr)C固溶相。(本文来源于《稀有金属材料与工程》期刊2019年03期）
张学拯[6]（2019）在《热处理对粉末触变成形SiC_p/6061Al基复合材料组织和力学性能的影响及其强韧化机理研究》一文中研究指出本文采用一种全新的颗粒增强铝基复合材料制备技术—粉末触变成形技术(PTF),制备了SiC颗粒(SiC_p)增强6061铝(PTF-SiC_p/6061Al)基复合材料。首先研究了PTF-SiC_p/6061Al基复合材料在制备态下的组织和力学性能间的关系,通过与PTF技术制备6061(PTF-6061)合金和金属型铸造(PMC)技术制备6061(PMC-6061)合金对比,澄清了PTF的工艺特点和复合材料的性能优势。接着,研究了热处理对该复合材料组织和力学性能的影响,发现固溶处理可以同时提高复合材料的拉伸强度和延伸率,人工时效处理可以使复合材料产生明显的时效硬化。通过建模计算,揭露了复合材料在固溶处理过程中的强化、韧化机理,以及时效强化机理。研究结果表明:1.相比于传统的PMC技术,PTF工艺能够极大地提高材料的致密度、细化晶粒和共晶组织。PTF复合材料制备态的显微组织是由SiC_p、近球状的初生α-Al相(平均尺寸为16.51μm)和晶间二次凝固组织组成;而PMC合金组织则由粗大的等轴晶(90.01μm)和晶间网状的共晶组织构成。由于SiC_p对α-Al相的强化作用,复合材料的抗拉强度和屈服强度分别为230MPa和128MPa,显着高于PTF-6061合金和PMC-6061合金。2.在560℃经过6h固溶处理后,复合材料中的共晶组织基本溶解;由于SiC/Al界面阻碍热传递以及SiC_p对晶界的钉扎作用,复合材料的组织粗化速率较慢,其整体固溶进程要慢于PTF-6061合金;其抗拉强度、屈服强度和延伸率达到峰值,分别为276 MPa、214 MPa和7%,较制备态分别提升了20.0%、67.2%和169.2%。3.在固溶处理过程中,固溶强化对复合材料屈服强度的贡献值最大,细晶强化、热错配强化和几何必须位错强化对复合材料屈服强度的贡献值中等且相当,Orowan强化对复合材料屈服强度的贡献值甚微,主要是SiC_p微米级的尺度和其较大的颗粒间距所致;通过结合各强化机理和SiC_p的失效情况而建立的修正剪切滞后模型,较好地预测了该复合材料在固溶过程中的屈服强度;复合材料在固溶过程中的韧化机理为:(1)SiC_p的尺寸较小(平均尺寸为6.94μm且90%左右的颗粒尺寸低于10μm),有效降低了复合材料在大尺寸增强颗粒处提前断裂的概率;(2)SiC_p的平均长径比为2.43,有效均衡了复合材料的拉伸强度和延伸率;(3)预氧化SiC_p导致在SiC_p/Al界面处形成MgAl_2O_4相,为复合材料提供了良好的界面结合强度;(4)PTF技术的运用,极大地提升了SiC_p在基体中的分布均匀性,降低了因颗粒团簇而引起的应力集中。上述四种因素为随后的固溶处理奠定基础,经过560℃固溶6h后,复合材料中(5)基体延展性增加且(6)SiC_p/Al界面结合强度提升,最终导致复合材料延伸率的显着改善。4.在175℃时效处理的过程中,溶质原子固溶度和位错密度此消彼长的综合作用,导致在整个时效阶段复合材料中析出相的平均尺寸大于基体合金初生α-Al相;而在峰时效和过时效阶段,由于位错协助基体中应变的释放和界面反应消耗掉一定量的Mg元素,复合材料中沉淀相的体积分数降低;其硬度、抗拉强度和屈服强度都呈先升后降的关系,并在时效10h后达到峰值,分别为119.5HV、309MPa和240MPa,较固溶态提高83.0%、12.0%和12.1%,而延伸率持续降低;位错加速沉淀相析出导致复合材料时效进程快于基体合金,而沉淀相较大的平均尺寸和较低的体积分数使复合材料在相同的条件下表现出较低的时效硬化率。5.在时效过程中,固溶强化对复合材料屈服强度的贡献值持续减小,沉淀强化的贡献值先增加后降低,并在峰时效阶段达到最大,而细晶强化、热错配强化和几何必须位错强化对屈服强度的贡献值基本保持不变。总体而言,前两种强化机制对复合材料屈服强度的贡献值较大,而后叁种强化机制的贡献值较低且叁者贡献度相当。本文中所提出的充分考虑了多种强化机制并引入SiC_p失效分数修正后的剪切滞后模型,能够较为精确地预测颗粒增强铝基复合材料在时效过程中的屈服强度。(本文来源于《兰州理工大学》期刊2019-03-14）
许楠,梁庆津,周璐,包晔峰[7]（2018）在《T2纯铜大载荷超低速搅拌摩擦焊接头强韧化机理》一文中研究指出采用大载荷超低速搅拌摩擦焊工艺对2 mm厚的T2纯铜进行焊接,利用光学显微镜、扫描/透射电子显微镜、电子背散射衍射、硬度测试以及静拉伸试验对焊接接头的微观组织和力学性能进行研究.结果表明,焊接热循环得到显着改善,有效抑制了由焊后余热带来的退火软化作用,彻底消除热影响区.搅拌区由含有大量孪晶组织的超细晶构成,搅拌区抗拉强度和断后伸长率分别较母材提高了94%和69%.文中提供了一种简单有效的方法,可同时提高纯铜搅拌摩擦焊搅拌区的强度和韧性.(本文来源于《焊接学报》期刊2018年12期）
吴一栋[8]（2018）在《Ti-Zr-Nb系难熔高熵合金的组织结构与强韧化机理》一文中研究指出高熵合金是本世纪初提出的一种全新的合金设计理念,其成分特点是合金多组元且所有组成元素的比例相等或相近。高熵合金独特的成分特点使其拥有高混合熵效应,并且衍生出微观组织稳定性高和缓慢扩散等独特性能。借鉴高熵合金设计理念,由高熔点元素组成的难熔高熵合金有望提高合金的使用温度,因而受到研究者的广泛关注。目前难熔高熵合金的研究尚处于起步阶段,大量科学问题亟待解决。首先,己有的难熔高熵合金大量使用昂贵且密度高的元素,使其成本高昂且密度高,非常不利于工业应用;其次,使用计算模拟手段准确预测难熔高熵合金热物性,并阐明合金相形成规律与力学性能的关联的相关研究还相当匮乏;最后,现有的难熔高熵合金大多不具备拉伸塑性,开发具有拉伸塑性的难熔高熵合金并研究其强韧化方法与机理对未来难熔高熵合金的发展具有重要意义。本文以Ti-Zr-Nb系高熵合金为对象,系统研究合金的组织结构与强化机理。通过建立可靠的随机固溶体模型,利用第一性原理计算合金的相结构、热力学和弹性性质,为新型难熔高熵合金的设计与开发提供理论指导。制备具有高比强度的Ti-Zr-Nb-Mo-V高熵合金系与具有高强度高拉伸塑性的Ti-Zr-Nb-Hf高熵合金系,并对其强化与韧塑化机理展开研究。研究工作主要包括以下内容:本文构建了包含16个原子的特殊准随机结构模型(specialquasirandom structures,SQS),该模型可以很好地模拟四元随机固溶体结构。使用声子法计算了 TaNbMoW和TiZrNbHf四元系高熵合金的热力学性质和弹性性能。计算得到的TiZrNbHf难熔高熵合金的泊松比为0.315,表明该合金具有优异的塑性。铸态的TiZrNbHf高熵合金具有879 MPa的屈服强度和16.5%的拉伸塑性,验证了计算结果的有效性。原位拉伸同步辐射实验结果表明,合金变形过程中没有相变发生,且实验测得的弹性模量与第一性原理计算结果吻合地很好。系统研究了 Mo和V元素合金化对TiZrNbMoV合金系组织结构和压缩性能的影响规律。Mo对合金系的强化效果非常显着,但过量的Mo添加会导致合金组织转变并且降低合金的热稳定性。适量Mo和V的组合可以同时得到优异的比强度和压缩塑性,其中TiZrNbMoV合金具有最高的屈服强度1800 MPa,而TiZrNbMo0.3V0.3具有最优异的综合性能,屈服强度为1312MPa,塑性变形量大于50%。TiZrNbMo0.3V0.3合金的比强度达到了 198MPa·m3/kg,该合金在实现了难熔高熵合金轻量化的同时,还实现了合金的塑韧化。在TiZrNbHf难熔高熵合金的基础上引入O元素进行强化,实现了在不降低塑性的前提下显着提高合金的强度,其中O含量为2.0 at.%的合金表现出高达36500 MPa%的强塑积,超过绝大多数传统合金和己有的难熔高熵合金。原位拉伸同步辐射实验表明,在变形过程中,合金未发生相变,高的强塑积是由O原子的间隙强化造成的。此外,探索了 O对该体系高熵合金晶粒生长动力力学的影响,多主元混合使TiZrNbHf高熵合金的晶粒生长系数低于BCC结构的纯金属,而O的添加进一步了降低合金的晶粒生长速率。对中温热稳定性的研究发现,O的添加会在合金基体中析出HCP相,导致合金塑性下降。系统研究了 A1合金化对TiZrNbHf难熔高熵合金组织结构和力学性能的影响。经过80%冷轧并且在1273 K固溶处理0.5 h,A1添加到12%的合金均形成了单相BCC组织。经过873 K时效100h后,A1含量低于7%的合金保持单相BCC组织,而A1含量高于7%时,在BCC基体上析出富含(Al,Zr,Hf)的六方相。AIMD模拟的结果表明:Al的含量升高会导致合金液态结构中形成Al-Zr短程序,同时降低合金中A1和Zr的扩散系数,从而导致了凝固过程中化合物形成的趋势升高。Al的添加在显着提高合金强度的同时会降低合金的塑性。合金系的屈服强度随着A1的含量线性增大。Al含量低于7%时合金的延伸率缓慢下降,高于7%时急剧下降。在TiZrNbHfAl系高熵合金中原子尺寸效应和(s+d)电子数差均对固溶强化起到重要作用。含7%的合金在塑性变形过程中只形成了位错胞,而不含A1和含5%Al的合金则形成了位错显微带组织,这种位错结构使合金具有更高的塑性变形能力。含5%Al的合金表现出优异的强塑积,并且在873 K下依然保持优异的热稳定性,为未来开发作为高温结构材料的难熔高熵合金提供了一个优秀的原型合金。(本文来源于《北京科技大学》期刊2018-12-24）
周伟[9]（2018）在《高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究》一文中研究指出针对目前Ti(C,N)基金属陶瓷中的含氮化合物在真空烧结过程中容易产生脱氮并导致最终烧结体难以致密的问题,本文采用X射线衍射仪、热分析仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、能谱仪等分析测试手段,系统研究了高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的脱氮行为以及工艺参数、化学成分和制备方法对其脱氮率、显微组织和力学性能影响,并得到了相关的脱氮机理和强韧化机理,最终制备出综合性能优良的Ti(C,N)基金属陶瓷。首先,研究了Ti(C_(1-x),N_x)固溶体稳定性的影响因素及其成分与金属陶瓷的脱氮率和显微组织之间的关系。结果表明:Ti(C_(1-x),N_x)固溶体的稳定性与成分和烧结气氛密切相关,最终烧结体的相组成取决于固溶体的N/C比以及烧结气氛中的氮分压。Ti(C_(1-x),N_x)固溶体的脱氮率随着温度的升高而增加,随着Ti(C_(1-x),N_x)固溶体中N/C比的增加而下降。当以不同Ti(C_(1-x),N_x)固溶体作为含氮硬质相制备Ti(C,N)基金属陶瓷时,最终烧结体的脱氮率随着N/C比的降低而逐渐增大。但是,在一定范围内脱氮率的增大不会明显降低金属陶瓷的致密度。以Ti(C_(0.6),N_(0.4))固溶体作为含氮硬质相所制备金属陶瓷的显微组织更加均匀,硬质相颗粒表面的环形相包覆更完整且厚度适中。研究了高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷在烧结过程中的典型脱氮过程以及主要烧结工艺参数对金属陶瓷脱氮行为的影响规律。主要得出以下结论:在整个烧结过程中,升温阶段的脱氮率要明显大于保温阶段,1240℃-1400℃升温阶段的脱氮率最大,而降温阶段的脱氮率最小。金属陶瓷的脱氮过程主要受氧化脱氮、分解脱氮和溶解脱氮叁种机理控制。当1000℃-1240℃和1240℃-1450℃阶段的升温速率分别为3℃/min和2℃/min,并在1450℃保温1h后所得Ti(C,N)基金属陶瓷的脱氮率相对较低,显微组织较佳。而升温速率过快或终烧温度较低时,金属陶瓷烧结体将不能完全致密,环形相包覆也变得不完整,从而使得脱氮率明显增大。研究了主要化学成分对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷中的显微组织、力学性能以及脱氮行为影响规律。实验发现:当Ni含量从15 wt.%增加到45 wt.%时,金属陶瓷的脱氮率逐渐增加,抗弯强度呈现出先增加后降低的趋势,材料的硬度逐渐降低,而断裂韧性逐渐增大;当Mo含量从6 wt.%增加到18 wt.%时,硬质相颗粒的尺寸逐渐细化,金属陶瓷的脱氮率逐渐降低,抗弯强度和硬度呈现出先增加后降低的趋势,而断裂韧性则逐渐下降;WC的含量对高氮含量Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织有比较明显的影响,随着WC含量从0 wt.%增加到9 wt.%时,黑色硬质相所占的比例以及黑芯表面环形相的厚度有所降低,白芯-灰壳结构硬质相的数量逐渐增加,金属陶瓷脱氮率逐渐增加,但是增加幅度较小,抗弯强度和硬度逐渐降低,而断裂韧性则逐渐增加。研究了以MoO_3为钼源并添加适量碳粉,通过原位碳热还原的方法制备高氮含量Ti(C,N)基金属陶瓷。主要实验结论如下:原位碳热还原法所制备的Ti(C,N)基金属陶瓷的快速致密化过程进行得更早,体积收缩率更大,有气体生成的碳热还原反应均在液相出现之前完成,最终烧结体致密度达到99.85%。显微组织中无肉眼可见的孔洞,陶瓷硬质相既有大颗粒也有大量小颗粒,两种硬质相均以“黑芯-灰壳”结构为主,且金属粘结相分布也比较均匀。硬质相芯部、内外环形相以及金属粘结相之间的界面均存在共格关系,这些共格界面的存在有利于金属陶瓷界面结合强度的提高,从而明显改善金属陶瓷的力学性能。成分为Ti(C_(0.6),N_(0.4))-21.0MoO_3-35.0Ni-6.2C(wt.%)并通过原位碳热还原法所制备Ti(C,N)基金属陶瓷的硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到88.0±0.1HRA、2461±62MPa和22.3±0.4MPa·m~(1/2)。研究了高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷在烧结过程的脱氮行为所造成的环形相中非金属原子空位与其强韧化之间的关系。分析结果表明:当环形相中表征非金属原子空位浓度的z值从1.0逐渐减小到0.5时,(~-11~-1)_(环形相)/(110)_(粘结相)之间的界面电子密度差呈现出线性单调递减的趋势,而当z值从0.5逐渐减小到0.25时,则呈现出指数递减的趋势。当z值处于1.0~0.25之间时,环形相仍能够保持NaCl结构晶型不变,而当z值处于0.64~0.25之间时,环形相的(111)晶面与金属粘结相的(110)晶面之间的最小电子密度差可降低至10%以下的水平,使得界面上电子密度保持连续并明显改善界面结合强度,从而提高含氮金属陶瓷的强韧性。最后,采用粒径不同、N/C比也不同的两种Ti(C_(1-x),N_x)固溶体作为硬质相,通过原位碳热还原法制备了混晶结构高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷并研究了其显微组织和力学性能特点。主要得出以下结论:混晶结构金属陶瓷显微组织中的陶瓷硬质相有粗细两种尺寸,其中大颗粒硬质相仍为典型的黑芯-灰壳结构,而小颗粒硬质相则为白芯-灰壳结构和黑芯-无壳结构。随着粗颗粒Ti(C_(0.6),N_(0.4))固溶体添加量的增加,金属陶瓷显微组织中黑芯-灰壳结构的大颗粒硬质相数量逐渐增加,白芯-灰壳结构的小颗粒硬质相数量先增加后减少,而抗弯强度和断裂韧性均是先增加后减小,硬度则是逐渐降低。当粗颗粒Ti(C_(0.6),N_(0.4))固溶体和细颗粒Ti(C_(0.3),N_(0.7))固溶体的重量比为50%∶50%时,混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能较佳,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为92.0±0.2HRA、2332±45MPa和11.2±0.4MPa·m~(1/2)。(本文来源于《南京航空航天大学》期刊2018-12-01）
杨波,彭向和,黄橙,尹德强,付涛[10]（2018）在《纳米孪晶金刚石强韧化机理研究》一文中研究指出最近,已有实验报道合成的纳米孪晶金刚石(nt-diamond)表现出前所未有的硬度和延展性,但孪晶在增强机制中的作用仍然是未知和存在争议的。我们采用第一性原理计算对比研究了大应变下nt-diamond和nt-Si的变形响应,发现nt-diamond是通过在glide原子面上发生不全滑移而实现退孪生,导致进一步加载的方向为单晶金刚石的硬方向,故应力极大的提升,如图1所示。然而,nt-Si在与nt-diamond相同加载条件下的变形响应表明其是通过在shuffle原子面上的全滑移来释放应力,这种滑移无法实现退孪生,故其应力与单晶沿着易方向基本相等,如图2所示。这两种物质不同的变形方式本质原因是层错能,Diamond的glide面具有较低层错能,故优先沿glide面滑移,而Si的shuffle面具有较低层错能。(本文来源于《2018年全国固体力学学术会议摘要集（上）》期刊2018-11-23）
强韧化机理论文开题报告
（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：
碳化硼(B_4C)陶瓷因致密化烧结温度高(>2200℃)和断裂韧性与硬度不匹配的关键问题而阻碍了其广泛应用。为了解决以上问题,本文提出采用粉末冶金法(P/M)通过石墨粉(Gr)与硼粉(B)之间的原位反应(in-situ)以降低其致密化烧结温度;同时通过添加碳化钨(WC)以生成板条状的五硼化二钨(W_2B_5)来提高其断裂韧性的研究思路,制备B_4C-W_2B_5复合陶瓷。实验以硼(B)粉、石墨(Gr)粉以及碳化钨(WC)粉为原料,经过行星式高能球磨制备混合粉末,然后采用放电等离子烧结法(Spark plasma sintering, SPS)在烧结工艺为:压力30 MPa、烧结温度1100℃～1550℃～1700℃叁步保温、烧结时间5min～5 min～6 min的条件下对混合粉末进行固化烧结,分析了W_2B_5含量对复合陶瓷的微观结构和力学性能的影响,并对增韧机理进行了探讨。结果表明:当产物中B_4C:W_2B_5=4:1(摩尔比),在1700℃下烧结,硬度和断裂韧性能够相平衡,致密度可达到100%,硬度为37.9 GPa,断裂韧性可达7.8 MPa·m~(1/2)。
（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。
强韧化机理论文参考文献
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[9].周伟.高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究[D].南京航空航天大学.2018
[10].杨波,彭向和,黄橙,尹德强,付涛.纳米孪晶金刚石强韧化机理研究[C].2018年全国固体力学学术会议摘要集（上）.2018
论文知识图
