一、Fe—Mn—Mo—V—N钢的分析电子显微镜研究（论文文献综述）
赵晓洁[1]（2020）在《第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响》文中提出无碳化物贝氏体钢具有优异的综合性能,其开发和研究具有重要的应用意义。本文以中碳、高碳无碳化物贝氏体钢为研究对象,利用微合金化处理引入第二相,研究第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变机理、微观组织以及常规力学性能和疲劳性能的影响,以达到加速贝氏体相变、提高贝氏体钢性能的目的。创新性地采用原位透射手段,观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,研究贝氏体相变形核及长大过程中微观组织演变机制。通过调控热处理工艺,获取不同工艺参数下的贝氏体相变动力学、组织及性能。利用微量N和Al、微量N和V对无碳化物贝氏体钢进行微合金化处理,优化热处理工艺诱导析出与贝氏体铁素体具有高共格度的AlN和VN第二相,为贝氏体铁素体形核提供有效形核点,显着缩短贝氏体相变孕育期,加速贝氏体相变。同时,形核点的增加导致贝氏体组织得到细化,试验钢的强度和硬度提高。利用高温共聚焦显微镜原位观察AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响,结果表明,AlN可作为贝氏体铁素体的有效形核点,不同形核位置处贝氏体铁素体的长大速率不同,其中晶粒内部形核的贝氏体长大速率较高;随着等温时间的增加,AlN可诱发更多的二次形核,相界面处的形核位置逐渐取代晶界位置占据主导。随着回火温度的升高,无碳化物高碳钢的贝氏体铁素体板条厚度增加,残余奥氏体的体积分数降低。160°C低温回火后高碳钢的综合力学性能最佳。不同回火温度下,高碳贝氏体钢的循环变形行为略有不同。160°C回火后高碳钢具有较高的循环硬化能力,且循环硬化后无明显的循环软化行为。在循环变形过程中,高碳贝氏体钢中残余奥氏体变形诱发生成马氏体,同时残余奥氏体中有形变孪晶出现。通过不同变形量的形变热处理工艺对中碳无碳化物贝氏体钢相变和微观组织影响试验,结果表明,对过冷奥氏体进行300°C低温形变热处理可使贝氏体相变孕育期大幅度缩短,显着促进贝氏体相变,等温30 s即可完成大部分的贝氏体转变。贝氏体的转变程度与形变热处理的变形量有关。形变热处理后贝氏体铁素体板条细化,且短小的板条数量增加。采用球差环境透射电子显微镜原位观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,精准系统地观察纳米尺度贝氏体板条的形核及长大演变过程。结果表明,贝氏体长大过程包括贝氏体亚单元及超细亚单元重复形核及长大,贝氏体相变单元多为四边形长条;贝氏体形核及长大过程中存在位错,位错在相变过程中伴随贝氏体铁素体相界面移动。受测试试样厚度与晶粒直径的比值影响,相变仪、高温共聚焦显微镜和环境球差透射电镜3种方法测试贝氏体相变动力学结果存在差异。
谷金波[2]（2020）在《微氮合金化热作模具钢强韧化机制及工艺调控探究》文中指出目前,氮在不锈钢中的应用及微观作用机理已得到广泛报道,其在模具钢中的应用和作用机理研究很少。课题组结合氮的作用机理,提出在Cr-Mo-V系模具钢中添加氮元素,从而提高其硬度并保证良好韧性的合金化思路。本文通过对经氮合金化的Dievar和8Cr3两种模具钢进行组织性能测试以及工艺优化试验,验证了模具钢微氮合金化思路的合理性。借助热膨胀相变仪、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、三维原子探针（3DAP）等测试分析设备系统地研究了氮在Cr-Mo-V热作模具钢中的溶解析出行为及作用机制。主要得出了以下结论:（1）微量氮的加入可使Dievar钢中显着增加MC型碳化物的析出量和溶解温度,而加入到8Cr3钢中则会生成氮化物CrN,同样提升M7C3型碳化物的溶解温度。氮在Dievar和8Cr3两种系列的钢中均能增加淬火未溶碳化物的数量及其稳定性,提升晶粒发生粗化的温度,起到显着的细化晶粒作用,而对两种钢回火组织中的残余奥氏体含量影响较小。在常规热处理工艺下,微量氮能同时提高Dievar模具钢的硬度和韧性,而在8Cr3钢中由于未溶碳化物数量多、尺寸大,对韧性损害较大。（2）相较于无氮钢,经氮合金化的Dievar钢可以在更宽泛的淬火温度范围（1030℃～1100℃）内获得符合要求的性能。并且淬火温度越高,组织热稳定性越强。当淬火温度在1060℃～1080℃时,能够在不损失韧性的基础上获得硬度和热稳定性均显着优于无氮钢的性能。（3）微量的氮可以显着细化Dievar钢的球化组织,含氮钢中未溶解的V（C,N）可以作为Cr23C6碳化物的形核核心,促进Cr23C6碳化物的细化。微量的氮增加了未溶V（C,N）碳化物的数量和稳定性,增强了细化原始奥氏体组织的能力,加氮后细化原始奥氏体组织的能力是无氮钢的5.8倍。在回火过程中,决定含氮钢的热稳定性能是否优于无氮钢的本质因素是纳米级碳化物中的钒和氮。当淬火后未溶解的钒元素过多时,就会导致回火稳定性的下降。淬火温度为1060℃时,含氮钢的回火碳化物粗化能力明显减弱,与基体的共格关系更好。两种钢600℃（4h）的回火组织中都以亚稳态的纳米级M3C碳化物为主,含氮钢中的N和Mo元素都高于无氮钢,而V元素低于无氮钢。随着回火时间延长到8h,M3C将向M（C,N）和M23C6等稳态碳化物转变。（4）热作模具钢中的MC,M23C6,M6C等碳化物均能掺杂氮原子,氮的掺杂加强了原子与原子之间的共价键强度,使析出物更加稳定。微量的氮能对模具钢中MC、M3C和M7C3型碳化物热稳定性的影响显着程度很高。氮对未溶碳化物的稳定性不仅与氮的绝对含量有关,还与氮碳比有关,氮碳比越高,未溶碳化物的稳定性越高。（5）针对含钒热作模具钢,淬火状态下大部分氮以V（C,N）形式存在,在回火过程中重新回溶入基体,发生碳氮置换反应,置换方向沿着（200）M（C,N）//（110）α进行。细晶强化和沉淀强化是模具钢的主要强化方式,微量氮的加入主要是通过增强细晶强化和沉淀强化水平来提升模具钢的综合性能。微量氮合金化能充分利用Cr-Mo-V模具钢中的钒元素,生成的细小,弥散,圆整度高的未溶碳化物,在细化晶粒的同时,对韧性造成的损失较小,是一种很好的合金化思路。同时,通过适当提升淬火温度,保证合金元素充分固溶,可提高模具钢的热稳定性。
周鹏[3]（2020）在《基于LDHs前驱体镍基纳米材料的构建及电化学应用》文中认为化石燃料的快速消耗和环境问题的日益严重促使人们意识到研究和开发绿色可再生的清洁能源及相关能源存储设备的重要性。氢能作为一种高能量密度,清洁无污染的的可再生能源成为了当前最具吸引力的化石燃料的替代能源之一。电催化分解水析氢由于具有高效率和低成本等可持续性特征,因而引起了研究人员的广泛关注。超级电容器由于其快速的充放电能力、高的充放电效率、长的循环寿命以及高的功率密度等使其在便携式电子设备、新能源汽车、军事和航空航天等各个领域中展现出巨大的应用价值和优势。最好的电催化分解水材料是贵金属材料,然而受限于价格和储量导致其无法大规模应用,因此非贵金属材料成为当前的研究重点。对于非贵金属电催化析氢材料而言,其本征催化能力和催化反应位点数量是影响其催化活性的两大主要因素。根据电催化反应的基本原理,采取合适的手段在增加材料活性位点数量的同时,优化材料对水分子和活性氢的吸附行为,提高电荷转移能力从而降低反应能量势垒,加快反应动力学速率,使得本征催化能力和活性位点数量同时提高是发展电催化析氢材料的关键;而对于超级电容材料而言,根据电容过程的机理,在增加材料活性位点数量的同时,改善材料本身以及与溶液接触界面处的电荷转移能力从而提高材料的比电容,倍率性能以及循环稳定性则是当前发展电容材料的关键。镍基材料由于储量丰富,成本低廉,且化学性质活泼,常被用于催化和储能领域。层状双金属氢氧化物（Layered Double Hydroxides,LDHs）材料由于其金属在层板中以原子级形式分布,并且组分结构可调,因而非常适合作为前驱体合成材料。当选择合适的金属组分和比例制备相应的具有特殊形貌（超薄/中空结构等）的LDHs,并将其作为前驱体通过一定的后处理手段可以构建具有以下特点的材料:能保持前驱体的超薄/中空结构,又能够充分利用LDHs前驱体多金属组分优势,形成相关金属元素掺杂或者异质结。因而以LDHs为前驱体制备得到的材料既有着丰富的反应活性位点,又可以通过掺杂/异质结的形成从而有着提升的本征性能。因此,针对影响催化和电容性能的主要因素,本论文以镍基LDHs为前驱体,通过对前驱体材料组分结构进行合理的设计,并通过合适的后处理手段,在保持前驱体宏观形貌的同时,调控了材料的微结构,充分利用LDHs多金属特性,得到相关金属元素掺杂,以及多组分异质结材料,进而优化材料的组成结构,电学行为以及材料对反应中间体的吸附自由能等从而调控材料的活性位点,导电性,降低催化反应的能量势垒,最终提高材料的电催化和电容性能。本论文的具体研究内容如下:第一章中,首先简述了 LDHs材料的组成结构,主要性质和主要合成方法,接着对以LDHs为前驱体合成的材料的分类、优势、相关的合成方法以及具体应用做系统介绍,随后概述了电催化分解水和超级电容器的基本原理以及以LDHs为前驱体合成的材料在这些领域的应用,最后根据电催化和电容反应的基本原理结合LDHs材料作为前驱体的优势阐述了本论文的选题意义及主要研究内容。第二章中,针对电催化析氢的主要限制因素,以LDH为前驱体合成高分散的Ni3N@VN异质结材料,研究了传统电容材料VN的引入对Ni3N材料颗粒尺寸和电催化析氢性能的影响。以NiV-LDH为前躯体对其进行氮化处理得到均匀分散的Ni3N@VN异质结材料。通过扫描电子显微镜（SEM）,电化学活性面积（ECSA）等测试表征手段证明以NiV-LDH为前躯体进行氮化处理,利用所得到VN的限域效应,可以减小材料颗粒尺寸,增加材料的活性位点数量,结合线性扫描伏安曲线（LSV）、动力学测试（Tafel）、电化学阻抗谱（EIS）、转化频率（TOF）、交换电流密度以及CO2吸附测试等测试表征证明了 VN的引入可以促进体系的电荷转移,加速水分子的解离以及羟基的脱附从而改善材料的本征催化能力,增强了材料的电催化性能。以Ni3N@VN异质结材料为阴极材料,电沉积得到的NiFe-LDH作为阳极材料组装得到Ni3N@VN//NiFe-LDH全解水体系也展现出较好的电催化分解水性能。第三章中,在上一章的基础上,针对金属单质Ni亲水性差、解离水分子效率低等问题,通过氢化处理NiV-LDH将在OER中起重要作用的V-O引入到HER体系当中得到Ni/V2O3异质结材料。根据SEM、透射电子显微镜（TEM）以及ECSA等测试结果表明以NiV-LDH作为前躯体,由于后处理过程中V203的限域效应,因而可得到均匀分散且颗粒尺寸细小的金属Ni材料,证明了NiV-LDH作为前躯体的优势。结合一系列电化学测试以及X射线光电子能谱（XPS）测试、程序升温还原（TPR）测试、CO2吸附测试、接触角测试和密度泛函理论计算（DFT）等,深入研究了 V2O3的引入提高金属单质Ni电催化HER性能的原因,即促进了 Ni与V2O3界面之间的电子转移,优化了对水分子的吸附解离能力,促进了氢气的脱附并加速了气泡分离,降低了欧姆阻抗,进而在增加活性位点数量的同时提高了材料的本征催化能力。第四章中,上述研究结果表明引入合适的V基材料对部分Ni基材料电催化性能有所促进。根据这一结果,我们进一步通过V物种的引入对其他Ni基材料电催化性能的影响进行研究。选择Ni0.2Mo0.8N这一电子性质丰富的双金属材料,针对该材料在电催化全解水当中存在的过电位大等问题,通过过渡金属元素V掺杂的策略调控材料电子态密度从而优化材料对水分子以及反应中间体的吸附成键能力,进而加强其分解水性能。结合X射线衍射（XRD）、SEM、TEM、XPS、CO2吸附、ECSA、TOF以及DFT计算等多种测试表征手段证明了 V掺杂造成了材料中不同元素之间的电子转移,优化了 HER过程中材料对水分子的吸附解离,并促进了产物氢气的脱附,加快了电荷转移,并且掺杂的V元素与OER过程中结构重组后产生的O元素共同优化了材料对含氧中间体的吸附,降低了反应的能量势垒,从而也提高了材料OER性能。第五章中,针对限制电容性能的主要因素,以LDH为前驱体合成新型超薄NiV-S材料,主要研究了超薄结构和硫化作用对材料电容性能的影响。针对NiV-LDH材料作为超级电容器正极材料使用时存在的比电容高但稳定性不足的问题,通过对其进行硫化处理,使S2-取代OH-,通过SEM,TEM和原子力显微镜（AFM）以及一系列电化学测试证明了硫化后的材料保留了 LDH前驱体原有的超薄结构,因而保证了丰富的反应活性位点和较短的离子扩散的距离,并且S的引入大幅提高了材料的导电性,因此硫化后的材料相比于NiV-LDH展现出更高的电容性能。另外S的引入也增加了材料共价键的数目以减缓反应过程中的体积膨胀以及结构应变,从而提高了材料的稳定性。以NiV-S作为正极,活性炭作为负极组装得到NiV-S//AC混合型超级电容器也表现出较好的电容性能。第六章中,在上一章的基础上,对NiCo-LDH进行硫化处理得到Co掺杂Ni3S2材料,并研究了 Co的引入对传统Ni3S2材料组分结构以及电容性能的影响。通过一系列电化学测试发现,在Ni3S2中引入Co来调控材料的组分和结构,使得材料拥有更多的反应活性位点并形成3D分等级结构,缩短了离子扩散的距离,促进了电荷转移,进而大幅增强材料的比电容值及倍率性能。以Co-Ni3S2作为正极,活性炭作为负极组装得到Co-Ni3S2//AC混合型超级电容器也表现出较高的性能。第七章中,对本论文的研究内容进行总结,归纳出创新点并指出不足之处,并对未来的工作进行展望。
石宁[4]（2020）在《含铌钒超高氮奥氏体钢的第二相析出行为》文中研究指明高氮奥氏体钢的性能优异,具有很高的强度、耐腐蚀性、耐磨损性、良好的韧性及蠕变性能,可以应用于很多领域。但是这种钢铁材料在热加工、焊接和使用时,钢中析出的第二相会降低奥氏体的稳定性,严重影响了材料的力学性能。而含微合金元素铌钒的超高氮奥氏体钢的第二相析出行为与一般的奥氏体钢是不同的,因而,研究该钢中第二相的析出行为就具有非常重要的意义和实用价值。选择含铌钒超高氮奥氏体钢作为研究对象,系统地研究了钢的析出热力学相图、第二相析出规律和第二相析出对力学性能的影响,获得的主要结论如下:得到了含铌钒超高氮奥氏体钢的二元平衡相图,其液相线温度为1455℃、固相线温度为1335℃,MX相在1251℃时开始从液相中析出,于1131℃又溶于奥氏体相,室温下的平衡组织为（γ+Cr2N+M23C6+Z+σ+α）。含铌钒超高氮奥氏体钢时效析出温度范围为700℃～1100℃,固溶时效后的析出相主要有Cr2N相,σ相和M23C6。Cr2N相为密排六方结构,它最先以粒状的形式在晶界析出,随着时间的增长以胞状的形式向晶内生长,在900℃时,还以块状的形式与σ相共同析出;σ相为体心立方结构,以块状的形式在晶内析出,同时还和Cr2N相以伴生状态存在;M23C6以粒状的形式在晶界和晶内析出。随着析出相的增多,钢的塑性降低,900℃时效试样断裂方式由韧性断裂逐步转变为脆性断裂,但是钢强度基本保持不变,硬度增加。图72幅;表13个;参60篇。
马小平[5]（2011）在《0Cr（13～16）Ni（4,5）Mo（1,2）系超级马氏体不锈钢微合金化理论与技术研究》文中研究说明0Cr（13-16）Ni（4,5）Mo（1,2）系超低碳马氏体不锈钢（超级马氏体不锈钢）具有较高的强度和韧性、良好的抗气蚀和水蚀行为及可焊性,近年来在核电工程构建、大型水轮机和高压给水泵建造、石油开采等能源领域中得到广泛应用。该系列钢正火+Ac1以上温度回火后的组织为回火板条马氏体+弥散分布在马氏体板条边界及内部的逆变奥氏体的双相组织。尽管逆变奥氏体的存在以及碳含量的降低赋予这类马氏体不锈钢诸多优异性能,但在实际应用中仍然面临强度偏低、耐蚀性不足和δ铁素体超标等问题,使其广泛应用受到了限制。本研究试图通过微合金化的方法进一步改善超级马氏体不锈钢的组织和性能。本研究以0Cr（13-16）Ni（4,5）Mo（1,2）马氏体不锈钢化学成分为基础,熔炼了不同氮含量、钒氮、铌微合金化以及铌钒氮微合金化实验用钢。研究了在真空感应炉近常压气氛保护条件下氮在0Crl6Ni5Mo马氏体不锈钢钢液中的溶解度,探讨了炉内保护气体种类、氮化铬铁加入量对钢液中氮含量的影响；通过在较宽温度范围内对不同微合金化方式马氏体不锈钢回火,结合相图计算并采用激光共聚焦显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜和X射线衍射仪对经不同温度回火实验钢的组织进行观察表征,研究了不同微合金化方式对马氏体不锈钢相组成和回火组织演变的影响规律；通过拉伸、冲击及电化学实验测试研究了不同微合金化方式对马氏体不锈钢力学性能和耐蚀性能的影响规律,并进一步探讨了不同微合金化方式的作用机理,最终得到一种能够综合改善马氏体不锈钢力学性能和耐蚀性能的微合金化方式,并取得如下结论：1、真空感应炉近常压氮气保护熔炼时,氮在0Crl6Ni5Mo马氏体不锈钢液中的溶解度ω[N]约为0.18%,接近热力学计算的该钢中氮的溶解度,随加入氮化铬铁合金量的增加基本保持不变。近常压氩气气氛保护熔炼时,马氏体不锈钢中的氮含量低于理论计算的该钢中氮的溶解度,并随着氮化铬铁添加量的增加而提高。2、N作为强奥氏体形成元素,加入0.16%N能完全抑制OCrl5Ni5Mo钢中δ铁素体的出现,而加入约0.1%N能将δ铁素体含量降低至1%以下。同时,还能够显着增加正火后钢中残余奥氏体含量。含氮钢与不含氮的实验钢在350～500℃的较低温度范围内回火,均有二次硬化效应产生,并在450℃回火后达到峰值,含氮钢的二次硬化效应强于不含氮钢的二次硬化效应。在500℃以上温度回火,在不含氮0Crl6Ni5Mo马氏体不锈钢中,沿奥氏体晶界、马氏体板条边界及在马氏体板条内部有M23C6型碳化物产生；在含氮钢中,Cr2N在马氏体板条边界及内部形核长大,其与基体的取向关系为[111]M//[001]C42N,（011）M//（100）Cr2N,随着回火温度升高逐渐长大,失去与基体的共格作用,强化作用迅速下降。3、对0Cr（13～16）Ni（4,5）Mo（1,2）系马氏体不锈钢在Ac1点（约525℃）以上温度回火,逆变奥氏体在原奥氏体晶界、马氏体板条边界及内部以形核扩散方式形成并长大。该逆变奥氏体由于其相对较高的稳定性,能够在回火后冷却过程中部分稳定保存至室温。逆变奥氏体的稳定性与其化学成分及回火温度有关。室温下,逆变奥氏体的存在及其体积分数的增加是马氏体不锈钢回火后强硬度下降的主要原因。随着回火温度的升高,逆变奥氏体体积分数明显增加,且部分逆变奥氏体长大呈块状。随着回火温度的进一步升高,由于高温时逆变奥氏体稳定性的下降,在回火后冷却过程中发生二次转变,导致室温下逆变奥氏体体积分数减少。N的添加抑制了回火过程中逆变奥氏体的形成。4、不论是含氮量为0.1%和0.12%的0Crl6Ni5Mo,还是含氮量仅为0.04%的0Crl3Ni4Mo,Ac1（约525℃）以上温度回火在促进钢中逆变奥氏体形成的同时,也导致棒状Cr2N在马氏体板条边界及马氏体板条内部大量析出。随着回火温度的升高,Cr2N的粗化不仅使得其对钢强度的提高作用不明显,还严重削弱不锈钢的冲击韧性。更重要的是,由于Cr2N的析出使得析出物周围Cr贫化,成为点蚀易发生区域,从而降低了不锈钢的耐腐蚀性能。因此,对于含氮0Cr（13-16）Ni（4,5）Mo（1,2）系马氏体不锈钢,不宜采用传统热处理工艺来获得良好综合力学性能和耐蚀性能。5、含0.1%N的0Crl6Ni5Mo钢中0.12%V的添加虽然抑制了回火过程中逆变奥氏体的形成,但由于对回火过程中析出物类型的改变（棒状Cr2N→球状VN）使得冲击韧性显着提高。然而,由于析出的VN容易粗化,强度的提高作用很小。同时,由于0.12%V的加入不足以稳定钢中0.1%N,回火过程中仍有大量Cr2N析出。钢中进一步加入0.04%Nb,能明显提高钢的强度,但由于NbN的粗化,严重削弱钢的冲击韧性。550℃以上回火在促进0.025%Nb0.09V0.06N复合微合金化钢中球状微合金元素Nb、V的碳氮化物析出的同时,还有棒状Cr2N析出。这些析出物大量在马氏体板条形核并粗化。6、把0Crl3Ni5Mo（1,2）马氏体不锈钢中的N含量降至0.01%能显着降低550℃以上回火过程中富Cr氮化物析出的体积分数。再向低氮马氏体不锈钢0Crl3Ni5Mo（1,2）中添加0.1%Nb,基本能完全抑制550℃以上温度回火过程中M23C6和M7C3型碳化物的析出。550℃以上温度回火过程中,纳米级Nb（C,N）（<5～10nm）在马氏体板条边界及板条内部析出,不仅显着提高0Crl3Ni5Mo（1,2）不锈钢的强度,并且不会使延伸率和冲击韧性大幅降低,最重要的是,由于0.1%Nb的添加对钢中Cr的碳氮化物析出的抑制,从而抑制了Cr贫化区的产生,在一定程度上改善了马氏体不锈钢的耐蚀性能。含0.1%Nb的0Crl3Ni5Mo（1,2）马氏体不锈钢经600℃回火后,能得到优良的综合力学性能和腐蚀性能,即屈服强度930～960MPa,延伸率19～20%,冲击吸收功160J。
胡军[6]（2014）在《V微合金钢晶内形核铁素体相变及微观组织纳米化》文中认为本文针对含V微合金钢晶内形核铁素体相变机制及其在钢材强韧化和微观组织纳米化中的应用开展研究工作。首先对含V钢奥氏体中纳米尺度VN析出物对晶内铁素体形核的影响等基础理论问题进行了系统研究,并将VN析出物促进晶内铁素体形核的理论应用于V-N微合金钢超厚板组织均匀性控制和焊接热循环组织及强韧性控制过程,改善了特厚板厚度方向组织均匀性和焊接接头的微观组织及韧性；其次,将VN析出物对铁素体相变的促进作用应用于纳米晶钢的制备,对V-N钢纳米晶组织的形成机理和纳米晶钢的超塑性进行了研究。论文的主要研究工作及创新性成果如下：（1）对比研究了Ti-V钢及单Ti钢的铁素体形核行为,发现V对Ti的碳氮化物表面具有改性作用,从而可以促进铁素体形核,细化晶粒,改善钢的强韧性。采用热模拟实验技术,研究了V-N微合金钢奥氏体中VN的析出行为及其对晶内铁素体形核的影响,结果表明,850℃等温形成～10-20nm的纳米尺度VN析出物,在过冷度较大的中温转变区等温过程中,对晶内铁素体的形核具有显着的促进作用。（2）对V-N微合金钢进行了实验室控轧控冷（TMCP）实验,研究了80mm厚钢板不同厚度的显微组织、V（C,N）析出行为及强韧性能。结果表明,利用奥氏体中V（C,N）析出物促进晶内铁素体形核的作用,80mmm厚钢板获得厚度方向均匀良好的组织分布,1/4及1/2厚度处组织均为多边形铁素体、针状铁素体及少量的珠光体,综合力学性能优良。（3）利用热模拟实验技术,研究了高强V-N微合金钢模拟粗晶热影响区（CGHAZ）及再加热临界粗晶热影响区（ICRCG HAZ）在焊接热循环过程中的组织演变及强韧性能。结果表明,模拟CGHAZ在中等线能量条件下,奥氏体中形成的纳米尺度VN促进了针状铁素体形核,获得了良好的低温冲击韧性。模拟ICRCG HAZ没有发现沿原奥氏体晶界（PAGB）大尺寸且链状分布的马氏体/奥氏体（M/A）岛。-20-30nm V（C,N）析出物成为沿PAGB超细晶铁素体的形核点,替代低角度晶界粒状贝氏体的形成,增大了裂纹扩展功,M/A岛的超细化提高了裂纹形成功。（4）对V-N-Cr微合金钢进行了温轧实验及组织性能研究。结果表明,5.5mm厚钢板综合利用动态相变、晶内铁素体形核及动态再结晶机制,晶粒可以细化至～300-400nm。温轧及淬火形成纳米结构的铁素体-马氏体组织具有优异的拉伸性能,屈服强度、抗拉强度及断后延伸率分别为745MPa、935MPa及19.5%。（5）对于V微合金钢进行了马氏体冷轧及退火实验,研究了退火温度、退火时间、变形量及N含量对组织演变和晶粒纳米化的影响。结果表明,0.9mm厚高N钢550℃退火5min获得200nm的等轴铁素体及30-50nm的渗碳体,且该组织在500℃长时间退火过程中具有极强的热稳定性。（6）增大马氏体冷轧变形量提高组织均匀性,但对高温组织热稳定性作用不大。高N的加入促进了VN析出而加速了再结晶铁素体的形核。室温拉伸受位错运动控制,因此超细晶钢室温拉伸性能良好,而高温拉伸取决于晶界滑动及晶界扭转机制,在500℃（低于0.5熔点温度）拉伸过程中,200nm等轴铁素体和30-50nm渗碳体组成的纳米晶组织实现了低温超塑性。
刘晓鹏[7]（2019）在《磁控溅射（AlSiTiCrNbV）N薄膜的结构、性能及其在刀具中应用》文中提出近年来,具有优异综合性能的高熵合金在加工制造业中逐渐受到关注,采用激光熔覆、热喷涂、气相沉积技术制备高熵合金涂层材料的研究日益广泛。但截至目前,所获得的涂层材料仍存在硬度低、结合力差等问题,在诸如刀具材料领域应用还未见公开报道。本文采用磁控溅射技术制备（AlSiTiCrNbV）N高熵合金薄膜,研究其微观结构、力学性能和抗磨损性能,同时对比分析了几种不同涂层刀具材料的摩擦磨损性能和切削后工件的表面粗糙度,为高熵合金涂层材料在刀具中的应用提供了实验支持。本文采用真空电弧熔炼制备了AlSiTiCrNbV高熵合金靶材,并调控磁控溅射工艺参数在不同基底表面制备出（AlSiTiCrNbV）N高熵合金薄膜。研究了磁控溅射过程中溅射功率、溅射时间、N2流量和负偏压对高熵合金薄膜的微观结构、力学性能和抗磨损性能的影响,得出以下结果:AlSiTiCrNbV高熵合金靶材主要表现为单一的FCC固溶体结构,没有非晶及金属间化合物的产生。增大溅射功率或者延长溅射时间,会导致（AlSiTiCrNbV）N高熵合金薄膜由非晶结构逐渐向单一的FCC固溶体结构转变,使薄膜表面变得更为平滑、致密。溅射功率主要影响晶粒尺寸的大小,功率的提高可以使晶粒尺寸增加23倍;而溅射时间主要影响晶体结构,时间延长会使薄膜由非晶结构变为晶体结构;并且随着溅射时间、功率的增加,薄膜的厚度也会增加。增大负偏压会提高离子轰击衬底的能量,促进晶体形核,使薄膜表面更加致密光滑。溅射功率、溅射时间、N2流量和负偏压在一定范围内对（AlSiTiCrNbV）N高熵合金薄膜硬度影响呈明显的正相关性;溅射功率为200W、时间为60min、N2流量为15sccm、负偏压为150V时,薄膜显微硬度达到最大值56GPa;以Cr/CrN为过渡层制备该高熵合金薄膜,其摩擦系数和膜基结合力分别为0.53和98N。在硬质合金刀具表面上制备了（AlSiTiCrNbV）N高熵合金薄膜,并通过与传统的TiN、TiAlN刀具涂层材料做对比分析,发现（AlSiTiCrNbV）N高熵合金涂层刀具的磨损失重和加工工件表面粗糙度均优于未涂层刀具和TiN涂层刀具。
李月[8]（2020）在《功能化多金属氧酸盐杂化材料的合成及氧气氧化活性研究》文中指出氧化反应作为一类重要的化学反应,在石油化工领域有着举足轻重的地位。近年来,随着环保意识的增强,氧气或空气作为氧化剂因具有来源广泛、廉价易得和绿色环保等优势,在催化氧化领域中受到了科研人员的重视和重点研发。多金属氧酸盐（Polyoxometalates,POMs）作为一类常见的氧化/酸催化剂,在催化领域中有着广泛的应用。通过具有不同结构的载体对POMs进行功能化不仅可以赋予其独特的结构和理化性质,还可以提高催化活性并解决其作为均相催化剂难以回收的问题,因此,载体的设计对催化剂的制备和提高反应活性意义重大。本论文通过芳香多孔骨架材料和二双核酞菁钴两种有机前驱体与POMs作用合成两大类复合催化剂,利用有机前驱体多孔、高比表面积或平面共轭大环结构促进复合催化剂在催化反应中的电子转移和离域性能,提高反应催化活性。以氧气为氧化剂,研究了复合催化剂在醇氧化酯化及氧化脱硫反应中的活性和协同作用机制。主要包括以下几个方面:1.制备了一系列Keggin型（NH4）5H6PV8Mo4O40、H5PV2Mo10O40、H5PMo12O40、H3PW12O40、K7PW11O39和不同过渡金属取代的K5PW11MO39（M=Co、Fe、Mn、Ni和Cu）杂多酸,以乙醇氧化酯化为模型反应研究其活性,并研究不同Lewis金属对多酸酸性和氧化还原性的影响,筛选出活性高和选择性好的POMs物种。2.在众多的POMs化合物中,发现K5PW11CoO39(PW11Co)在醇氧化酯化反应中表现出最高的催化活性和酯的选择性,因此以其为无机前驱体,芳香多孔骨架材料（Porous Aromatic Frameworks,PAFs）iPAF-2为有机载体,制备PW11Co@iPAF-2复合材料,并在醇氧化酯化反应中探讨其构效关系和协同作用机制以及最佳的反应条件。研究复合材料的氧化还原性和Lewis酸性对乙醇氧化酯化反应的影响及作用机理。在重复性实验中研究PW11Co@iPAF-2的稳定性和循环使用性。3.根据1和2中的研究,Lewis金属的种类不仅影响POMs的酸性和氧化还原性,而且对产物乙酸乙酯的选择性有一定的作用。引入过渡金属Co的复合材料表现出最佳反应活性,因此以PW11Co为无机前驱体,含有过渡金属Co的二双核酞菁钴盐（Co-Pc）为有机载体,制备不同Co含量的复合材料,研究了Lewis金属Co对复合材料酸性和氧化还原性的影响,并在醇氧化酯化反应中探讨其构效关系和协同作用机制以及最佳的反应条件。在重复性实验中研究复合材料PW11Co/Co-Pc（Ⅰ）的稳定性和循环使用性。4.根据2和3的研究,多酸与有机载体的复合可以活化氧气从而提高催化活性,基于此结论开展功能化多酸在氧气氧化脱硫中的性能研究。研究[PVxMo12-xO40]（3+）x-系列POMs（H3PMo12O40,H4PVMo11O40,H5PV2Mo10O40,H6PV3Mo9O40和（NH4）5H6PV8Mo4O40）对O2氧化脱硫反应的催化活性,发现多酸中的V含量与氧化脱硫活性呈正相关,V含量最高的强氧化性多酸（NH4）5H6PV8Mo4O40在氧化脱硫反应中表现出最佳活性,高选择性地催化氧化模拟油转化为砜类。因此以（NH4）5H6PV8Mo4O40（缩写为PMoV）为活性中心,以Co-Pc为有机载体,制备PMoV/Co-Pc复合材料,在O2氧化模拟油、实际油和无机硫离子反应中研究其催化活性,并在模拟油脱硫反应中研究复合材料的构效关系、协同作用机制和吸附性能对于氧化脱硫反应的影响及作用机理;在重复性实验中研究PMoV/Co-Pc（Ⅰ）的稳定性和循环使用性。5.根据4中的研究,复合材料的氧化性和吸附性越强,越有利于氧化脱硫反应的进行,选择氧化性强的Anderson型POMs(Na5IMo6O24,缩写为IMo6)和Keggin型POMs（PMoV）为无机前驱体,选取对底物吸附性能极佳的芳香多孔骨架材料iPAF-1为有机载体,制备IMo6@iPAF-1和PMoV@iPAF-1复合材料,并在O2和空气氛围下氧化模拟油和实际油研究其催化活性,并在模拟油脱硫反应中研究复合材料的构效关系、协同作用机制、最佳反应条件及作用机理。发现iPAF-1适宜的孔隙率、比表面积和芳环结构提供有利于脱硫反应进行的微环境,底物被吸附在活性位点周围,限域和产物解析作用加大了反应速率。在重复性实验中研究IMo6@iPAF-1的稳定性和循环使用性。
程剑[9]（2018）在《新型含氮高强耐候钢成分设计及组织性能研究》文中研究说明随着铁路的高速化与重载化,新一代铁路用耐候钢对强度提出更高要求。钢中一定含量的氮与钒可实现钒氮微合金化,达到增强增韧的效果。但过高的氮含量将导致铸坯凝固时形成皮下气泡。铬可以显着提高钢的耐蚀性,但过高的铬含量将导致轧制裂纹等缺陷。因此,通过合金成分设计—工艺优化—缺陷控制—组织与性能研究,开发新型高强耐候钢具有重要的工程价值及理论意义。本文在耐候钢YQ450NQR1成分的基础上,通过计算不同等温相图的组合筛选方法对新型耐候钢进行了合金成分设计,确定了C、N等元素的加入量。计算了不同N/C比条件下新型耐候钢凝固冷却过程中的平衡相图,得出了VN（或V（C,N））相的析出量与N/C比的关系。计算得出了新型耐候钢的连续冷却转变CCT曲线。当冷却速率为1oC/s时,最终的室温组织可获得贝氏体和铁素体组织。同时,采用正规稀释溶液规则,建立了合金体系Fe-Cr-Mn-V-N中氮在液相及固相溶解度的热力学计算模型,并验证了模型的准确性。研究了新型耐候钢在液相与固相中氮的溶解度变化规律,以及合金元素（Cr、V、Mn）和氮分压对氮溶解度的影响。基于凝固过程中氮的溶解度与偏析,得出了氮气泡的析出压力,提出了铸坯凝固皮下气泡的预防措施。基于相变动力学Johnson-Mehl-Avrami方程,建立了新型钒氮微合金化耐候钢应变诱导V（C,N）析出动力学模型,并验证了模型的准确性。研究了耐候钢V（C,N）析出相的转变量—温度—时间（PTT）曲线特点,分析了氮含量对V（C,N）析出相的PTT曲线的影响规律。随着氮含量的增加,PTT曲线的鼻尖温度显着增加,曲线左移。钢中氮含量降低,相变自由能明显非线性,奥氏体中V（C,N）析出物的PTT曲线呈现出S形特征。基于高温压缩实验,建立了新型耐候钢的热加工图,分析了热加图稳定区和不稳定区的微观变形机制;结合EBSD组织观察,研究了耐候钢的热加工特性,并建立了最佳轧制工艺窗口。同时,实验研究了新型高强耐候钢的组织性能;通过高温激光共聚焦显微镜原位观察了贝氏体相变过程,得出了贝氏体在第二相上形成的机制及复合纳米析出相析出的路径。结果表明:随着N/C比的增大,实验耐候钢的屈服强度和抗拉强度增大;当N为0.036%和C为0.036%时,屈服强度和抗拉强度分别为585MPa和830MPa。通过提高氮含量、促进贝氏体基体与纳米析出相的形成,开发新型高强耐候钢是可行的。
张丹[10]（2019）在《多酸基材料的制备及催化氧化水中邻苯二甲酸酯类污染物的性能研究》文中研究说明邻苯二甲酸酯（Phthalates,PAEs）作为环境激素中的一种,被广泛的用作塑料制品中的添加剂来增强产品的可塑性。其大量的使用以及与聚合物间的非化学键结合使得PAEs通过塑料老化或者分解被广泛的迁移到了周围的水环境中,对生物体的健康造成了严重的影响。然而,传统的污水处理厂（Wastewater Treatment Plants,WWTPs）对PAEs类污染物没有特定的去除工艺,导致水体中仍有少量PAEs的残留。常规PAEs类污染物去除方法中的高级氧化法（Advanced Oxidation Processes,AOPs）较生物降解法和物理吸附法相比,不仅反应速率快、降解率高,且降解过程不易造成二次污染、不受水质条件影响,所以在水中PAEs的去除方面表现出了广阔的应用前景。多金属氧酸盐（Polyoxometalates,POMs）作为一类由最高氧化态过渡金属（Mo、W和V等）组成的金属氧簇化合物,其结构的多样性、可控的酸性和氧化性使POMs基非均相材料被广泛的用于水中酚类、农药以及染料等的去除,但是对于水中PAEs类污染物的去除却鲜有报。鉴于此,本论文以Keggin型多金属氧酸盐H5PMo10V2O40（H5PMoV）为基础,考察了四种具有不同活性位点的POMs基材料对实验室配水和实际污水中PAEs类污染物的降解性能,同时揭示了水中PAEs降解的可能降解路径以及POMs基材料对不同环境污水中PAEs去除的普遍性,主要内容如下:（1）双亲型[C16H33N（CH3）3]n H5-nPMo10V2O40(（CTA）nH5-nPMoV,n=15)纳米胶束中亲水头部(PMo10V2O405-)和疏水尾部（（CTA）+）的存在可以有效的将邻苯二甲酸二乙酯（Dimethyl Phthalate,DEP）和H2O2富集到纳米反应器的周围,同时Br?nsted酸和PMo10V2O405-的存在可以分别通过水解和H2O2活化后生成的?OH和O2·-将DEP快速降解。（CTA）nH5-nPMoV中,（CTA）H4PMoV由于具有较高的Br?nsted酸性,所以表现出了最佳的降解活性,DEP的降解率在最佳条件下可以达到90.2%。此外,吸附性、酸性和氧化性的协同作用使得（CTA）H4PMoV还有利于长酯基链邻苯二甲酸二烯丙酯（Diallyl Phthalate,DAP）和邻苯二甲酸二（2-乙基）己酯（Di-2-ethylhexyl Phthalate,DEHP）以及微量DEP的去除,且在降解过程中具有较高的稳定性和循环使用性。（2）Ag+的引入在将AgnH5-nPMoV非均相化的同时,还可以有效地提高固体多酸的氧化性、促进H2O2的活化和·OH、O2·-和1O2等自由基的生成。AgnH5-nPMoV中氧化位点和酸性位点的存在,使得DEP能够同时通过氧化和水解两种路径快速降解。AgnH5-nPMoV中,Ag4HPMoV由于具有较强的氧化性和酸性所以表现出了最佳的降解活性,最佳条件下DEP的降解率可以达到91.0%。此外,Ag4HPMoV还可以有效地用于长酯基链DAP和DEHP以及微量DEP的去除,且在降解过程中表现出了较好的稳定性和循环使用性。（3）H5PMoV@lipid（n）/GO-f材料（n=2、4、6和8,代表乙二胺、丁二胺、己二胺和辛二胺;f=10、15、20、25和30 wt%,代表H5PMoV的担载量）中类脂双分子层的存在在为降解提供微反应环境的同时,还可以促进脂质层中PMo10V2O405-对H2O2的活化以及·OH、O2·-和1O2等自由基的生成,使得双分子层中的DEP在被吸附的同时可以快速通过自由基的氧化发生降解。H5PMoV@lipid（2）/GO-20 wt%由于具有较低的双分子层厚度和较高的电子转移能力,所以表现出了最佳的降解活性,使得DEP的降解率可以达到93.0%。此外,H5PMoV@lipid（2）/GO-20 wt%还可以有效地用于水中长酯基链DAP和DEHP以及微量DEP的降解,且在降解过程中表现出了较好的非均相性和循环使用性。（4）POMs基生物质（Popcorn,POP）材料H5PMoV@POP（n）（n=12、28、44、53和63 wt%,代表H5PMoV的担载量）中大孔结构在为降解提供微反应环境的同时,PMo10V2O405-还可以有效的将O2活化为·OH、O2·-和1O2等自由基。H5PMoV@POP（n）中酸性和氧化性的共同作用使得DEP可以快速的通过水解和氧化两种路径发生降解。最佳降解条件下,DEP的降解率、COD和TOC去除率分别可以达到80.1,72.5和64.4%。此外,H5PMoV@POP（44 wt%）对水中长酯基链的DAP和DEHP的去除也表现出了较高的适用性,且在降解过程中具有较高的非均相性和稳定性。（5）以上四种POMs基材料均可以有效地用于厌氧/缺氧/好氧（Anaerobic-Anoxic-Oxic,A2/O）工艺WWTPs（甲厂和乙厂）各处理单元中PAEs（DEP和DAP）的降解。其中,H5PMoV@POP（44 wt%）由于大孔结构、较高吸附性等的存在,对水中的PAEs表现出了最佳的降解活性。H5PMoV@POP（44 wt%）用于二级出水中DEP（8.6μg/L）和DAP（4.5μg/L）的降解时,降解率分别可以达到62.2%和78.1%。此外,H5PMoV@POP（44wt%）较高的吸附性和较强的氧化性还有利于不同复杂水环境中PAEs的降解,对污水中PAEs的去除表现出了较高的降解活性和普遍的适用性。
二、Fe—Mn—Mo—V—N钢的分析电子显微镜研究（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、Fe—Mn—Mo—V—N钢的分析电子显微镜研究（论文提纲范文）
（1）第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 贝氏体钢的研究进展 |
| 1.3 贝氏体相变研究进展 |
| 1.3.1 贝氏体相变机制 |
| 1.3.2 贝氏体相变动力学 |
| 1.3.3 贝氏体相变热力学 |
| 1.3.4 贝氏体相变主要特征 |
| 1.4 无碳化物贝氏体组织及性能 |
| 1.4.1 无碳化物贝氏体中贝氏体铁素体 |
| 1.4.2 无碳化物贝氏体中残余奥氏体 |
| 1.4.3 无碳化物贝氏体钢性能 |
| 1.5 无碳化物贝氏体钢加速相变研究现状 |
| 1.5.1 化学成分设计 |
| 1.5.2 热处理工艺优化 |
| 1.5.3 奥氏体形变热处理 |
| 1.5.4 奥氏体晶粒尺寸调控 |
| 1.5.5 应力场或者磁场引入 |
| 1.6 微合金化对贝氏体钢的影响 |
| 1.6.1 微合金化对贝氏体相变的影响 |
| 1.6.2 微合金化对贝氏体组织的影响 |
| 1.6.3 微合金化对贝氏体钢力学性能的影响 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验内容和方法 |
| 2.1 贝氏体钢成分设计 |
| 2.2 性能测试 |
| 2.2.1 硬度测试 |
| 2.2.2 拉伸性能测试 |
| 2.2.3 低周疲劳性能测试 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 OM组织观察 |
| 2.3.3 SEM组织观察 |
| 2.3.4 TEM组织观察 |
| 2.3.5 EBSD组织观察 |
| 2.3.6 高温原位观察 |
| 第3章 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料和测试方法 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 AlN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 3.3.2 AlN析出对中碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 3.3.3 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 3.3.4 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢力学性能的影响 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和测试方法 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.1 AlN析出对高碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 4.3.2 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 回火温度对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.4 高碳无碳化物贝氏体钢的循环变形行为 |
| 4.3.5 高碳无碳化物贝氏体钢循环变形过程中组织演变 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料和测试方法 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 VN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 5.3.2 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.3 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 5.3.4 形变热处理对无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.5 无碳化物贝氏体钢热效应分析 |
| 5.3.6 形变热处理对无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 中碳无碳化物贝氏体钢相变原位观察 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料和测试方法 |
| 6.3 试验结果 |
| 6.3.1 热膨胀分析 |
| 6.3.2 LSCM原位观察贝氏体相变 |
| 6.3.3 ETEM原位观察贝氏体相变 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（2）微氮合金化热作模具钢强韧化机制及工艺调控探究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 热作模具钢的分类及性能要求 |
| 2.1.1 热作模具钢的分类 |
| 2.1.2 热作模具钢的性能要求 |
| 2.2 热作模具钢的化学成分及其作用 |
| 2.2.1 化学成分 |
| 2.2.2 合金元素的作用 |
| 2.3 热作模具钢的热处理工艺 |
| 2.3.1 退火工艺 |
| 2.3.2 淬火工艺 |
| 2.3.3 回火工艺 |
| 2.4 模具钢的强韧化 |
| 2.4.1 模具钢的强韧化机理 |
| 2.4.2 模具钢的强韧化方法 |
| 2.5 氮在钢中的作用 |
| 2.6 本文研究目的及意义 |
| 3 研究方案 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 创新点 |
| 4 微氮合金化模具钢的微观组织及特性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料及试验方法 |
| 4.2.1 试验材料的制备及热处理工艺 |
| 4.2.2 试验方法及试验设备 |
| 4.3 微氮合金化模具钢的微观组织观察 |
| 4.3.1 基体组织 |
| 4.3.2 晶粒尺寸 |
| 4.3.3 碳化物 |
| 4.4 微氮合金化模具钢的特性 |
| 4.4.1 平衡相图 |
| 4.4.2 晶粒粗化温度 |
| 4.4.3 残余奥氏体 |
| 4.4.4 力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 微氮合金化模具钢工艺调控及回火稳定性的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 相变点的测量 |
| 5.4 试验钢热处理工艺的研究 |
| 5.4.1 球化退火工艺 |
| 5.4.2 淬火和回火工艺 |
| 5.5 试验钢的力学性能对比 |
| 5.5.1 强韧性能 |
| 5.5.2 回火稳定性 |
| 5.5.3 热膨胀系数 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 微氮合金化模具钢组织转变行为及细化机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料及试验方法 |
| 6.2.1 试验材料 |
| 6.2.2 试验方法 |
| 6.3 不同热处理阶段试验钢析出物研究 |
| 6.3.1 球化退火阶段析出物 |
| 6.3.2 Cr_(23)C_6碳化物非均匀形核机理 |
| 6.4 试验钢的淬火组织及组织细化机理 |
| 6.4.1 淬火析出物 |
| 6.4.2 淬火析出物细化组织能力的计算 |
| 6.5 试验钢的回火转变行为 |
| 6.5.1 碳化物的转变行为 |
| 6.5.2 亚晶结构 |
| 6.5.3 晶格畸变 |
| 6.6 未溶碳化物对试验钢回火组织遗传影响 |
| 6.6.1 马氏体转变 |
| 6.6.2 回火析出物 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 氮在模具钢中存在形式及其影响机制的探究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 氮的溶解与析出的热力学分析 |
| 7.2.1 V、C、N三元二相平衡热力学计算 |
| 7.2.2 析出物界面能计算 |
| 7.2.3 碳化物溶解氮的第一性原理分析 |
| 7.3 氮对析出物稳定性影响的研究 |
| 7.3.1 不同奥氏体化温度下析出物的溶解行为 |
| 7.3.2 氮含量对碳化物V(C,N)稳定性的影响 |
| 7.3.3 氮对M_3C型碳化物稳定性的影响 |
| 7.4 氮的存在形式及转变机制 |
| 7.4.1 三维原子观察 |
| 7.4.2 碳氮比例的理论分析 |
| 7.4.3 碳氮置换模型 |
| 7.5 微氮合金化模具钢的综合强化机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）基于LDHs前驱体镍基纳米材料的构建及电化学应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 LDHs材料 |
| 1.2.1 LDHs材料的组成结构 |
| 1.2.2 LDHs材料的基本性质 |
| 1.2.3 LDHs材料的合成方法 |
| 1.3 以LDHs为前驱体合成的材料 |
| 1.3.1 以LDHs为前驱体合成的材料的分类 |
| 1.3.2 以LDHs为前驱体合成材料的优势 |
| 1.3.3 以LDHs为前驱体合成材料的方法 |
| 1.3.4 以LDHs为前驱体合成的材料的应用 |
| 1.4 以LDHs为前驱体合成的材料在电催化分解水与电容方面的应用 |
| 1.4.1 以LDHs为前驱体合成的材料在电催化分解水方面的应用 |
| 1.4.2 以LDHs为前驱体合成的材料在超级电容器方面的应用 |
| 1.5 选题意义与研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 高分散Ni_3N@VN异质结的制备及电催化析氢性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 试剂材料 |
| 2.2.2 制备NiV-LDH-NF,Ni_3N@VN-NF和NiFe-LDH电极 |
| 2.2.3 材料表征 |
| 2.2.4 电化学测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 材料物理化学性质表征 |
| 2.3.2 材料电化学性能研究 |
| 2.3.3 不同组分间作用机理研究 |
| 2.3.4 全解水性能研究 |
| 2.4 本章总结 |
| 参考文献 |
| 第三章 高分散Ni/V_2O_3异质结的制备及电催化析氢性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 试剂材料 |
| 3.2.2 制备Ni,Ni/V_2O_3和V_2O_3电极 |
| 3.2.3 材料表征 |
| 3.2.4 DFT计算方法 |
| 3.2.5 电化学测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 材料的物理化学性质表征 |
| 3.3.2 材料电化学性能研究 |
| 3.3.3 材料析氢机理分析 |
| 3.4 本章总结 |
| 参考文献 |
| 第四章 V掺杂对Ni_(0.2)Mo_(0.8)N分解水性能影响的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 试剂材料 |
| 4.2.2 制备Ni_(0.2)Mo_(0.8)N和V-Ni_(0.2)Mo_(0.8)N电极 |
| 4.2.3 材料表征 |
| 4.2.4 理论计算 |
| 4.2.5 电化学测试 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 材料物理化学性质表征 |
| 4.3.2 材料析氢性能研究 |
| 4.3.3 材料析氢机理研究 |
| 4.3.4 材料析氧性能研究 |
| 4.3.5 材料析氧机理研究 |
| 4.3.6 材料全解水性能研究 |
| 4.4 本章总结 |
| 参考文献 |
| 第五章 超薄NiV-S电极的制备及电容性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 试剂材料 |
| 5.2.2 制备NiV-LDH和NiV-S电极 |
| 5.2.3 材料表征 |
| 5.2.4 电化学测试 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 材料物理化学性质表征 |
| 5.3.2 硫化对材料比电容及倍率性能的影响 |
| 5.3.3 硫化对材料稳定性的影响 |
| 5.3.4 超级电容器性能研究 |
| 5.4 本章总结 |
| 参考文献 |
| 第六章 分级结构Co掺杂Ni_3S_2电极的制备及电容性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 试剂材料 |
| 6.2.2 制备NiCo-LDH,Ni_3S_2和Co-Ni_3S_2电极 |
| 6.2.3 材料表征 |
| 6.2.4 电化学测试 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 材料物理化学性质表征 |
| 6.3.2 Co的引入对材料形貌结构的影响 |
| 6.3.3 Co的引入对材料电容性能的影响 |
| 6.3.4 超级电容器性能研究 |
| 6.4 本章总结 |
| 参考文献 |
| 第七章 总结与展望 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间的获奖情况、公开发表的论文及申请专利 |
| 附录: 英文论文原文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）含铌钒超高氮奥氏体钢的第二相析出行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 引言 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 本课题的选题背景 |
| 1.2 高氮钢的研究进展及现状 |
| 1.2.1 高氮钢在国内的研究进展及现状 |
| 1.2.2 高氮钢在国外的研究进展及现状 |
| 1.3 氮在奥氏体钢中的作用 |
| 1.3.1 氮对奥氏体钢不锈钢组织稳定性的影响 |
| 1.3.2 氮对奥氏体钢不锈钢腐蚀性能的影响 |
| 1.3.3 氮对奥氏体不锈钢力学性能的影响 |
| 1.4 微合金元素Nb和V在奥氏体钢中的作用 |
| 1.5 高氮钢中的第二相 |
| 1.5.1 碳化物 |
| 1.5.2 氮化物 |
| 1.5.3 金属间相 |
| 1.6 本文研究的内容和目的 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 相图计算 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 第3章 含铌钒超高氮奥氏体钢平衡相图的理论计算 |
| 3.1 含铌钒超高氮奥氏体钢的伪二元平衡相图 |
| 3.2 不同碳、铬和锰含量下的伪二元平衡相图 |
| 3.3 不同温度下各平衡相的质量分数 |
| 3.4 不同温度下各平衡相的元素组成 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 含铌钒超高氮奥氏体钢的第二相析出研究 |
| 4.1 铸态试样的显微组织分析 |
| 4.2 固溶处理试样显微组织形貌 |
| 4.3 时效处理试样显微组织分析和析出相的确定 |
| 4.3.1 600℃时效处理试样显微组织 |
| 4.3.2 700℃时效处理试样显微组织 |
| 4.3.3 800℃时效处理试样显微组织 |
| 4.3.4 900℃时效处理试样显微组织 |
| 4.3.5 1000℃时效处理试样显微组织 |
| 4.3.6 1100℃时效处理试样显微组织 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 含铌钒超高氮奥氏体钢第二相析出对力学性能的影响 |
| 5.1 第二相析出对拉伸力学性能的影响 |
| 5.2 铸态、固溶处理和900℃时效处理试样断口形貌分析 |
| 5.3 第二相析出对硬度的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 导师简介 |
| 作者简介 |
| 学位论文数据集 |
（5）0Cr（13～16）Ni（4,5）Mo（1,2）系超级马氏体不锈钢微合金化理论与技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 前言 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 马氏体不锈钢 |
| 1.2.1 马氏体铬不锈钢 |
| 1.2.2 马氏体铬镍不锈钢 |
| 1.3 超级马氏体不锈钢 |
| 1.3.1 超级马氏体不锈钢中合金元素的作用 |
| 1.3.2 超级马氏体不锈钢的热处理及微观组织 |
| 1.3.2.1 逆变奥氏体的形成机理及其稳定性 |
| 1.3.2.2 逆变奥氏体对超级马氏体不锈钢性能的影响及其机理 |
| 1.3.2.3 δ铁素体对超级马氏体不锈钢力学性能及耐蚀性能的影响 |
| 1.3.2.4 超级马氏体不锈钢的耐腐蚀性能 |
| 1.4 含氮马氏体不锈钢的发展 |
| 1.4.1 氮对马氏体不锈钢力学性能的影响 |
| 1.4.2 氮对马氏体不锈钢耐蚀性能的影响 |
| 1.4.3 含氮马氏体不锈钢的熔炼 |
| 1.4.4 高氮马氏体不锈钢研究中尚未解决的问题 |
| 1.5 微合金化超级马氏体不锈钢 |
| 1.6 本研究的目的和内容 |
| 第2章 真空感应炉近常压气氛保护熔炼高氮马氏体不锈钢 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.3 实验结果与分析 |
| 2.3.1 真空感应电炉内保护气体种类对氮含量的影响 |
| 2.3.2 氮化铬铁添加量对钢种氮含量的影响 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 氮对0Cr16Ni5Mo马氏体不锈钢相组成的影响 |
| 3.1. 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 热力学平衡相图计算 |
| 3.2.2 热处理工艺 |
| 3.2.3 显微组织观察与物相分析 |
| 3.2.4 热膨胀实验 |
| 3.2.5 维氏硬度测定 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 热力学平衡相图计算结果 |
| 3.3.2 显微组织观察及物相分析 |
| 3.2.3 回火温度对硬度的影响 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 氮对0Cr(13～16)Ni(4,5)Mo系马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 热处理工艺 |
| 4.2.2 显微组织观察与物相分析 |
| 4.2.2.1 光学金相显微组织观察 |
| 4.2.2.2 扫描电子显微分析 |
| 4.2.2.3 透射电子显微分析 |
| 4.2.2.4 X射线衍射物相分析 |
| 4.2.3 力学性能测定 |
| 4.2.4 点蚀性能测定 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 0.1%N对0Cr16Ni5Mo马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 4.3.1.1 0.1%N对0Cr16Ni5Mo马氏体不锈钢组织的影响 |
| 4.3.1.2 0.1%N对0Cr16Ni5Mo马氏体不锈钢力学性能的影响 |
| 4.3.2 0.04%N对0Cr13Ni4Mo马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 4.3.2.1 0.04%N对0Cr13Ni4Mo马氏体不锈钢组织的影响 |
| 4.3.2.2 0.04%N对0Cr13Ni4Mo马氏体不锈钢力学性能的影响 |
| 4.3.2.3 0.04%N对0Cr13Ni4Mo马氏体不锈钢耐点蚀性能的影响 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 微合金化0Cr(13～16)Ni5Mo系马氏体不锈钢组织和性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 0.12%V对0Cr16Ni5Mo-0.09N马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 5.3.1.1 0.12%V对0Cr16Ni5Mo-0.09N钢组织的影响 |
| 5.3.1.2 0.12%V对0Cr16Ni5Mo-0.09N马氏体不锈钢力学性能的影响 |
| 5.3.2 0.04%Nb对0Cr16Ni5Mo-0.12V0.09N马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 5.3.2.1 0.04%Nb对0Cr16Ni5Mo-0.12V0.09N马氏体不锈钢组织的影响 |
| 5.3.2.2 0.04%Nb对0Cr16Ni5Mo-0.12V0.09N马氏体不锈钢力学性能的影响 |
| 5.3.3 0Cr13Ni5Mo-0.025%Nb0.09V0.06N马氏体不锈钢组织和性能的研究 |
| 5.3.3.1 热处理对0Cr13Ni5Mo-0.025%Nb0.09V0.06N马氏体不锈钢组织的影响 |
| 5.3.3.2 热处理对0Cr13Ni5Mo-0.025%Nb0.09V0.06N马氏体不锈钢力学性能和耐点蚀性能的影响 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 Nb对低氮0Crl3Ni(4,5)Mo(1,2)马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与实验方法 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 Nb对低间隙原子0Cr13Ni5Mo马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 6.3.1.1 Nb对低间隙原子0Cr13Ni5Mo马氏体不锈钢组织的影响 |
| 6.3.1.2 Nb对低间隙原子0Cr13Ni5Mo马氏体不锈钢力学性能和点蚀性能的影响 |
| 6.3.2 Nb对低间隙原子0Cr13Ni5Mo2马氏体不锈钢组织和性能的影响 |
| 6.3.2.1 Nb对低间隙原子0Cr13Ni5Mo2马氏体不锈钢组织的影响 |
| 6.3.2.2 Nb对低氮0Cr13Ni5Mo2马氏体不锈钢力学性能和耐点蚀性能的影响 |
| 6.4 讨论 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 作者简介 |
（6）V微合金钢晶内形核铁素体相变及微观组织纳米化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微合金钢中常见组织的相变机制及强韧性能 |
| 1.2.1 微合金钢中典型组织的相变机制 |
| 1.2.2 微合金钢中典型组织的强度与韧性 |
| 1.3 晶内铁素体形核所需依附的有效第二相界面 |
| 1.3.1 促进铁素体形核的有效第二相界面 |
| 1.3.2 第二相促进晶内铁素体形核的机制 |
| 1.3.3 Ti的氧化物对晶内铁素体形核的作用 |
| 1.3.4 MnS+VN对晶内铁素体形核的作用 |
| 1.4 第二相促进晶内铁素体形核的应用现状及存在问题 |
| 1.4.1 第二相促进晶内铁素体形核的应用现状 |
| 1.4.2 第二相促进晶内铁素体形核存在的应用问题 |
| 1.5 钢材组织细化对强韧性作用 |
| 1.5.1 细晶强化 |
| 1.5.2 细晶韧化 |
| 1.6 纳米晶钢的制备技术及组织性能控制研究 |
| 1.6.1 强烈塑性变形(SPD)技术制备纳米晶钢 |
| 1.6.2 冷轧及退火 |
| 1.6.3 快速相变及轧制过程(RTRP) |
| 1.6.4 纳米晶钢的超塑性 |
| 1.7 论文工作意义及研究内容 |
| 1.7.1 本文工作意义 |
| 1.7.2 本文研究内容 |
| 第2章 奥氏体中含V析出物对晶内铁素体形核的影响 |
| 2.1 V对高Ti热轧带钢晶内铁素体形核行为的影响 |
| 2.1.1 实验方法 |
| 2.1.2 实验结果与讨论 |
| 2.2 VN微合金钢奥氏体中纳米VN析出物对铁素体相变的影响 |
| 2.2.1 实验方法 |
| 2.2.2 实验结果与讨论 |
| 2.2.2.1 VN在奥氏体中的析出 |
| 2.2.2.2 奥氏体中VN对铁素体相变的影响 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 VN析出相对钒氮中厚板相变及强韧性的影响 |
| 3.1 V-N微合金化20mm中厚板内VN析出对组织性能的影响 |
| 3.1.1 实验方法 |
| 3.1.2 实验结果与讨论 |
| 3.1.2.1 第二相粒子的热力学分析 |
| 3.1.2.2 显微组织表征 |
| 3.1.2.3 综合力学性能 |
| 3.2 VN微合金化80mm特厚板组织性能均匀化控制 |
| 3.2.1 实验方法 |
| 3.2.2 实验结果与讨论 |
| 3.2.2.1 显微组织表征及析出相分析 |
| 3.2.2.2 力学性能 |
| 3.2.2.3 析出相对铁素体形核的促进作用 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 VN析出相对焊接热影响区组织性能的影响 |
| 4.1 VN析出相对焊接粗晶热影响区组织性能的影响 |
| 4.1.1 实验方法 |
| 4.1.2 实验结果与讨论 |
| 4.1.2.1 焊接线能量对显微组织的影响 |
| 4.1.2.2 焊接线能量对力学性能的影响 |
| 4.1.2.3 显微组织特征对韧性的影响 |
| 4.2 VN析出相对多道次焊接临界再加热粗晶热影响区组织性能的影响 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 实验结果与讨论 |
| 4.2.2.1 显微组织演变 |
| 4.2.2.2 力学性能 |
| 4.2.2.3 组织特征与力学性能间的关系 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 VN析出辅助铁素体相变组织纳米化 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果与讨论 |
| 5.2.1 奥氏体连续冷却相变行为 |
| 5.2.2 纳米晶钢的显微组织及相变机理 |
| 5.2.3 纳米晶钢的力学性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 V微合金钢马氏体冷轧退火纳米晶化及强塑性研究 |
| 6.1 实验方法 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.2.1 循环淬火显微组织 |
| 6.2.2 冷轧显微组织 |
| 6.2.3 退火温度及时间对1.6mm厚冷轧普N钢显微组织的影响 |
| 6.2.3.1 短时快速退火 |
| 6.2.3.2 中温长时间退火 |
| 6.2.4 退火温度及时间对1.6mm厚冷轧高N钢显微组织的影响 |
| 6.2.4.1 短时快速退火 |
| 6.2.4.2 中温长时间退火 |
| 6.2.5 退火温度及时间对0.9mm厚含V钢冷轧马氏体显微组织的影响 |
| 6.2.6 纳米晶钢的热稳定性 |
| 6.2.7 冷轧马氏体退火过程的析出行为 |
| 6.2.8 冷轧马氏体退火后的三维显微组织表征 |
| 6.2.9 高N 0.9mm厚马氏体冷轧退火纳米晶钢的拉伸性能 |
| 6.3 讨论 |
| 6.3.1 退火过程中组织演变 |
| 6.3.1.1 短时快速退火 |
| 6.3.1.2 中温长时间退火 |
| 6.3.2 变形量对组织演变的影响 |
| 6.3.3 N含量对组织演变的影响 |
| 6.3.4 纳米晶钢的超塑性 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研工作及取得的成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）磁控溅射（AlSiTiCrNbV）N薄膜的结构、性能及其在刀具中应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金概述 |
| 1.3 高熵合金的相结构及应用 |
| 1.3.1 高熵合金的相结构 |
| 1.3.2 高熵合金性能特征与应用 |
| 1.4 磁控溅射技术 |
| 1.4.1 磁控溅射技术原理 |
| 1.4.2 磁控溅射技术的特点 |
| 1.4.3 磁控溅射制备高熵合金薄膜的优势 |
| 1.5 高熵合金薄膜的的特征、性能与应用 |
| 1.5.1 高熵合金薄膜的特征 |
| 1.5.2 高熵合金薄膜的性能 |
| 1.5.3 高熵合金薄膜的应用 |
| 1.6 涂层刀具的特性及应用 |
| 1.6.1 刀具材料的性能 |
| 1.6.2 涂层刀具材料的性能 |
| 1.6.3 涂层刀具的应用 |
| 1.7 本课题的研究意义及主要研究内容 |
| 1.7.1 选题目的及意义 |
| 1.7.2 主要研究内容 |
| 2 试验方法与过程 |
| 2.1 高熵合金靶材的成分设计与制备 |
| 2.1.1 合金元素的选择 |
| 2.1.2 高熵合金靶材的制备 |
| 2.2 试验技术路线图 |
| 2.3 高熵合金薄膜的制备 |
| 2.4 试验方法及检测手段 |
| 2.4.1 XRD衍射分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS) |
| 2.4.3 显微硬度 |
| 2.4.4 膜基结合力 |
| 2.4.5 摩擦磨损仪 |
| 3 (AlSiTiCrNbV)N薄膜微观结构和形貌研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高熵合金靶材的晶体结构与沉积工艺参数 |
| 3.2.1 高熵合金靶材的晶体结构 |
| 3.2.2 沉积工艺参数 |
| 3.3 溅射时间对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜的影响 |
| 3.3.1 薄膜的晶体结构与成分分析 |
| 3.3.2 薄膜的表面和断面形貌 |
| 3.4 溅射功率对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜的影响 |
| 3.4.1 薄膜的晶体结构与成分分析 |
| 3.4.2 薄膜的表面和断面形貌 |
| 3.5 负偏压对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜的影响 |
| 3.5.1 薄膜的晶体结构与成分分析 |
| 3.5.2 薄膜的表面和断面形貌 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 (AlSiTiCrNbV)N薄膜力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验参数设计 |
| 4.3 薄膜硬度试验结果与分析 |
| 4.3.1 功率对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜硬度的影响 |
| 4.3.2 时间对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜硬度的影响 |
| 4.3.3 负偏压对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜硬度的影响 |
| 4.3.4 N_2 流量对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜硬度的影响 |
| 4.4 薄膜膜基结合力试验结果与分析 |
| 4.4.1 功率对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜膜基结合力的影响 |
| 4.4.2 时间对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜膜基结合力的影响 |
| 4.4.3 负偏压对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜膜基结合力的影响 |
| 4.4.4 N_2 流量对(AlSiTiCrNbV)N高熵合金薄膜膜基结合力的影响 |
| 4.5 最佳工艺参数的确定与验证 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 (AlSiTiCrNbV)N高熵合金涂层刀具的性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 涂层刀具的结合力 |
| 5.2.1 结合力的影响因素 |
| 5.2.2 过渡层的选择 |
| 5.2.3 结合力测试与分析 |
| 5.3 涂层刀具的摩擦磨损性能 |
| 5.3.1 载荷对基体摩擦系数的影响 |
| 5.3.2 载荷对涂层摩擦系数的影响 |
| 5.4 涂层刀具的切削性能 |
| 5.4.1 试验设备与方法 |
| 5.4.2 涂层刀具摩擦系数与磨损失重 |
| 5.4.3 涂层刀具加工表面粗糙度分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）功能化多金属氧酸盐杂化材料的合成及氧气氧化活性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 多金属氧酸盐的简介 |
| 1.2 多金属氧酸盐的性质 |
| 1.3 多金属氧酸盐的应用 |
| 1.3.1 多酸在酸催化领域的应用 |
| 1.3.2 多酸在氧化催化领域的应用 |
| 1.4 多酸固相化 |
| 1.5 醇氧气氧化简介与研究进展 |
| 1.5.1 分子氧选择性氧化醇到醛酮的研究进展 |
| 1.5.2 醇一步氧化酸化制备酯的研究进展 |
| 1.6 燃油氧气氧化脱硫简介与研究进展 |
| 1.6.1 脱硫方法简介 |
| 1.6.2 氧气氧化脱硫的进展 |
| 1.7 选题意义和研究内容 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验试剂、设备仪器和测试手段 |
| 2.1.1 试剂 |
| 2.1.2 设备 |
| 2.1.3 分析仪器 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 催化剂酸量的测定 |
| 2.2.2 自由基的淬灭实验 |
| 2.2.3 乙醇的氧化反应 |
| 2.2.4 模拟油的制备及检测方法 |
| 2.2.5 催化氧化模拟油和实际油的实验 |
| 2.2.6 实际油的检测方法 |
| 第三章 取代型POMs及PW_(11)Co/iPAF-2复合材料在氧气氧化醇酯化一锅反应中的活性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 催化剂的制备 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 催化剂的表征 |
| 3.3.2 催化性能研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 PW_(11)Co/Co-Pc复合材料合成及在醇氧化酯化反应中的活性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 催化剂的制备 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 催化剂的表征 |
| 4.3.2 催化性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 PMoV/Co-Pc在氧气催化氧化脱硫性能方面的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 催化剂的制备 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 催化剂的表征 |
| 5.3.2 PMoV/Co-Pc的催化活性 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 PMoV/iPAF-1和IMo_6/iPAF-1在氧气催化氧化脱硫性能方面的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 催化剂的制备 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 催化剂的表征 |
| 6.3.2 IMo_6@iPAF-1的催化活性 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间公开发表论文及着作情况 |
（9）新型含氮高强耐候钢成分设计及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号对照表 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和意义 |
| 1.2 耐候钢研究进展 |
| 1.2.1 耐候钢实验研究及商业化历程 |
| 1.2.2 合金元素作用 |
| 1.2.3 耐候钢的表面锈层分析 |
| 1.2.4 耐候钢中合金成分设计的新趋势 |
| 1.3 钒氮微合金化研究进展 |
| 1.3.1 V(C,N)在奥氏体析出特点 |
| 1.3.2 钒氮微合金化的机理与应用 |
| 1.3.3 耐候钢钒氮微合金化工艺特点 |
| 1.3.4 氮的溶解度模型研究进展 |
| 1.3.5 V(C,N)析出动力学模型研究进展 |
| 1.4 热加工图研究进展 |
| 1.4.1 材料热加工图模型 |
| 1.4.2 热加工图的应用 |
| 1.5 贝氏体相变原位观察研究进展 |
| 1.6 目前存在的主要问题 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第2章 新型高强耐候钢的成分设计与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 新型高强耐候钢合金成分设计 |
| 2.2.1 基于CALPHAD的合金成分设计 |
| 2.2.2 CCT曲线计算 |
| 2.2.3 凝固过程中的平衡相及相分数计算 |
| 2.3 新型高强耐候钢的制备 |
| 2.4 显微组织表征与性能测试技术 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 采用TEM和 EDS对纳米析出相表征与成分分析 |
| 2.4.3 采用高温激光共聚焦对贝氏体形成的原位观察 |
| 2.4.4 常温拉伸试验 |
| 2.4.5 单道次高温压缩实验 |
| 2.4.6 单道次高温压缩实验后试样EBSD组织观察 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 新型耐候钢中氮的溶解度及气泡析出行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钢液中氮的吸氮过程与氮的逸出过程分析 |
| 3.2.1 吸氮过程分析 |
| 3.2.2 氮的逸出过程分析 |
| 3.3 在新型耐候钢中氮的溶解度热力学模型 |
| 3.3.1 在液相中氮的溶解度热力学模型 |
| 3.3.2 在固相中氮的溶解度热力学模型 |
| 3.3.3 相转变点确定 |
| 3.4 新型耐候钢氮的溶解度计算与分析 |
| 3.4.1 模型验证 |
| 3.4.2 模型应用与分析 |
| 3.5 氮在新型耐候钢凝固过程中的偏析模型 |
| 3.5.1 偏析模型建立 |
| 3.5.2 氮在凝固过程中的微观偏析计算 |
| 3.6 新型耐候钢氮气泡析出行为 |
| 3.6.1 氮气泡析出问题分析 |
| 3.6.2 氮气泡析出的预防措施 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 新型耐候钢中V(C,N)应变诱导析出动力学模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 新型耐候钢中V(C,N)析出相热力学计算 |
| 4.2.1 V(C,N)析出相热力学计算模型 |
| 4.2.2 新型耐候钢中V(C,N)析出相的热力学计算 |
| 4.3 V(C,N)析出相在奥氏体中应变诱导析出动力学模型 |
| 4.3.1 形核 |
| 4.3.2 V(C,N)析出相的动力学模型 |
| 4.4 模型验证 |
| 4.5 模型应用及分析 |
| 4.5.1 新型耐候钢中V(C,N)析出相的PTT曲线 |
| 4.5.2 氮含量对V(C,N)析出相的影响 |
| 4.6 V(C,N)析出相的表征 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 新型高强耐候钢的热加工特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 新型高强耐候钢热加工图的建立 |
| 5.2.1 动态材料模型 |
| 5.3 实验结果分析 |
| 5.3.1 新型高强耐候钢的真应力-真应变曲线 |
| 5.3.2 新型高强耐候钢热加工图的构造 |
| 5.3.3 新型高强耐候钢热加工图分析 |
| 5.3.4 新型高强耐候钢的高温压缩变形初始组织特征 |
| 5.3.5 新型高强耐候钢的热加工图中各区域微观组织分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 新型高强耐候钢的组织性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 贝氏体形成的原位观察 |
| 6.2.1 相变过程的原位观察 |
| 6.2.2 第二相的表征与分析 |
| 6.2.3 奥氏体化温度对贝氏体相变的影响 |
| 6.2.4 贝氏体在第二相中形成的机制 |
| 6.3 氮含量对新型高强耐候钢的组织性能的影响 |
| 6.3.1 实验钢的室温组织 |
| 6.3.2 纳米析出相的表征 |
| 6.3.3 复合纳米析出相的表征 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（10）多酸基材料的制备及催化氧化水中邻苯二甲酸酯类污染物的性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 邻苯二甲酸酯的概述 |
| 1.2.1 邻苯二甲酸酯的性质 |
| 1.2.2 邻苯二甲酸酯的危害 |
| 1.2.3 各国对邻苯二甲酸酯的法律法规 |
| 1.3 多金属氧酸盐的简介 |
| 1.3.1 多金属氧酸盐的分类 |
| 1.3.2 多金属氧酸盐的性质 |
| 1.3.3 多金属氧酸盐的非均相化 |
| 1.4 城市水体中邻苯二甲酸酯的分布及去除 |
| 1.4.1 城市水体中邻苯二甲酸酯的主要分布 |
| 1.4.2 邻苯二甲酸酯的去除研究进展 |
| 1.4.3 多金属氧酸盐在邻苯二甲酸酯类污染物降解中的应用 |
| 1.5 研究目的与意义 |
| 1.5.1 科学问题的提出 |
| 1.5.2 研究目的 |
| 1.5.3 研究内容 |
| 1.5.4 技术路线 |
| 1.6 实验试剂、设备及仪器及分析方法 |
| 1.6.1 实验试剂及药品 |
| 1.6.2 实验仪器 |
| 第二章 双亲型POMs基材料催化氧化水中PAEs类污染物的性能研究 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 (CTA)_nH_(5-n)PMoV的制备 |
| 2.2.2 实验室PAEs水样的配制 |
| 2.2.3实验室配水中PAEs的降解实验 |
| 2.2.4实验室配水中PAEs的吸附实验 |
| 2.2.5自由基的淬灭实验 |
| 2.2.6 分析方法 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 材料的表征 |
| 2.3.2 (CTA)_nH_(5-n)PMoV降解DEP的活性探究 |
| 2.3.3 降解条件的优化 |
| 2.3.4 (CTA)_nH_(5-n)PMoV对 DEP的吸附作用 |
| 2.3.5 降解过程中自由基的生成 |
| 2.3.6 降解路径及机理分析 |
| 2.3.7 降解过程中吸附、水解和氧化的协同作用 |
| 2.3.8 (CTA)H_4PMoV对不同浓度DEP的吸附和降解活性的研究 |
| 2.3.9 (CTA)H_4PMoV对不同长度酯基链PAEs的降解活性研究 |
| 2.3.10 (CTA)H_4PMoV的可循环利用性研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 金属离子置换型POMs基材料催化氧化水中PAEs类污染物的性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 Ag_nH_(5-n)PMoV的制备 |
| 3.2.2 实验室PAEs水样的配制 |
| 3.2.3实验室配水中PAEs的降解实验 |
| 3.2.4实验室配水中PAEs的吸附实验 |
| 3.2.5自由基的淬灭实验 |
| 3.2.6 分析方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 材料的表征 |
| 3.3.2 Ag_nH_(5-n)PMoV降解DEP的活性探究 |
| 3.3.3 降解条件的优化 |
| 3.3.4 Ag)nH_(5-n)PMoV对 DEP的吸附作用 |
| 3.3.5 降解过程中自由基的生成 |
| 3.3.6 降解路径及机理分析 |
| 3.3.7 Ag_4HPMoV对不同浓度DEP的吸附和降解活性的研究 |
| 3.3.8 Ag_4HPMoV对不同长度酯基链PAEs的降解活性研究 |
| 3.3.9 Ag_4HPMoV的可循环利用性研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 类脂双分子层型POMs基石墨烯材料催化氧化水中PAEs类污染物的性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 H_5PMoV@lipid(n)/GO-f的制备 |
| 4.2.2 实验室PAEs水样的配制 |
| 4.2.3实验室配水中PAEs的降解实验 |
| 4.2.4实验室配水中PAEs的吸附实验 |
| 4.2.5自由基的淬灭实验 |
| 4.2.6 分析方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 材料的表征 |
| 4.3.2 H_5PMoV@lipid(n)/GO-f降解DEP的活性探究 |
| 4.3.3 降解条件的优化 |
| 4.3.4 H_5PMoV@lipid(2)/GO-20 wt%对DEP的吸附作用 |
| 4.3.5 降解过程中自由基的生成 |
| 4.3.6 降解路径及机理分析 |
| 4.3.7 H_5PMoV@lipid(n)/GO-20 wt%对DEP吸附和降解活性的影响 |
| 4.3.8 H_5PMoV@lipid(2)/GO-20 wt%对不同浓度DEP的吸附和降解活性的研究.. |
| 4.3.9 H_5PMoV@lipid(2)/GO-20 wt%对不同长度酯基链PAEs的降解活性研究 |
| 4.3.10 H_5PMoV@lipid(2)/GO-20 wt%的可循环利用性研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 多孔生物质/POMs基材料催化氧化水中PAEs类污染物的性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 H_5PMoV@POP(n)的制备 |
| 5.2.2 实验室PAEs水样的配制 |
| 5.2.3 实验室配水中PAEs的降解实验 |
| 5.2.4 实验室配水中PAEs的吸附实验 |
| 5.2.5自由基的淬灭实验 |
| 5.2.6 分析方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 材料的表征 |
| 5.3.2 H_5PMoV@POP(n)降解DEP的活性探究 |
| 5.3.3 降解条件的优化 |
| 5.3.4 H_5PMoV@POP(44 wt%)对 DEP的吸附作用 |
| 5.3.5 降解过程中自由基的生成 |
| 5.3.6 降解路径及机理分析 |
| 5.3.7 H_5PMoV@POP(44 wt%)对不同浓度DEP的吸附和降解活性的研究 |
| 5.3.8 H_5PMoV@POP(44 wt%)对不同长度酯基链PAEs的降解活性研究 |
| 5.3.9 H_5PMoV@POP(44 wt%)的可循环利用性研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 POMs基材料催化氧化污水中PAEs类污染物的性能研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 采样点的选取 |
| 6.2.2 污水的采集和预处理 |
| 6.2.3污水中PAEs的降解实验 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 A_2/O工艺WWTPs中 PAEs的浓度分布情况 |
| 6.3.2 POMs基材料对WWTPs不同处理单元中PAEs类污染物的降解 |
| 6.3.3 单一(配水)/复杂环境体系(二级出水)中 PAEs类污染物的降解性能对比分析 |
| 6.3.4 最优材料对不同WWTPs二级出水中PAEs的降解 |
| 6.3.5 不同POMs基材料在PAEs降解中的经济适用性分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间公开发表论文及着作情况 |
四、Fe—Mn—Mo—V—N钢的分析电子显微镜研究（论文参考文献）
- [1]第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响[D]. 赵晓洁. 燕山大学, 2020
- [2]微氮合金化热作模具钢强韧化机制及工艺调控探究[D]. 谷金波. 北京科技大学, 2020(06)
- [3]基于LDHs前驱体镍基纳米材料的构建及电化学应用[D]. 周鹏. 山东大学, 2020(10)
- [4]含铌钒超高氮奥氏体钢的第二相析出行为[D]. 石宁. 华北理工大学, 2020(02)
- [5]0Cr（13～16）Ni（4,5）Mo（1,2）系超级马氏体不锈钢微合金化理论与技术研究[D]. 马小平. 东北大学, 2011(07)
- [6]V微合金钢晶内形核铁素体相变及微观组织纳米化[D]. 胡军. 东北大学, 2014(03)
- [7]磁控溅射（AlSiTiCrNbV）N薄膜的结构、性能及其在刀具中应用[D]. 刘晓鹏. 西安工业大学, 2019(03)
- [8]功能化多金属氧酸盐杂化材料的合成及氧气氧化活性研究[D]. 李月. 东北师范大学, 2020(01)
- [9]新型含氮高强耐候钢成分设计及组织性能研究[D]. 程剑. 清华大学, 2018(06)
- [10]多酸基材料的制备及催化氧化水中邻苯二甲酸酯类污染物的性能研究[D]. 张丹. 东北师范大学, 2019(04)