一、冲击试验后金刚石样品的分类与表征（论文文献综述）
王迪[1]（2021）在《Cr基金属/氮化物涂层的制备、结构及抗冲蚀性能研究》文中指出冲蚀磨损是工程领域中常见的磨损方式之一,当固体颗粒物质被气流夹带并冲击部件表面时会发生冲蚀磨损。随着科技的进步,特别是航空航天等国家重大工程领域的发展,传统材料已难以满足高温、高速、冲蚀磨损等多因素耦合的服役要求。利用现代表面处理技术在精密部件上制备防护涂层是一种行之有效且节能的方法。国外已将利用物理气相沉积（PVD）技术制备抗冲蚀涂层应用于航空发动机压气机部件。但我国在这方面相对较为落后,特别是涂层冲蚀失效行为和机理研究不系统。针对以上问题,本文利用脉冲电磁+强永磁复合磁场电弧离子镀技术在钛合金表面制备Cr基多元多层抗冲蚀涂层。系统研究了复合磁场对涂层中大颗粒的影响规律,涂层（单层/多层）的微观结构对残余应力、抗冲蚀性等主要性能的影响;深入探讨了单层/多层涂层的断裂失效机理;获得了高温环境下多层涂层的演变规律。主要研究结果如下:（1）通过对复合磁场中电磁场参数的调控,获得了弧斑的运动范围及运动速度规律,建立了电磁场参数与涂层结构、性能之间的内在联系。研究发现,在中等强度电压（25 V）和较高的电磁频率（16.7 Hz）时,CrAlN涂层表面大颗粒占比最少（约6.09%）,粗糙度最小（Ra 0.136 μm）。此时涂层的硬度（2072.34 Hv）、结合力（41.5 N）、摩擦磨损（摩擦系数约为0.35,磨损率为2.77×10-6 mm3·N-1·m-1）和抗冲蚀（30°的冲蚀速率约为0.17μm/g,90°条件下约为1μm/g）性能均达到最佳。分析了 CrAlN涂层的冲蚀断裂形貌,发现涂层为典型的脆性断裂机制,且涂层中大颗粒的尺寸和数量对性能有较大的负面影响。（2）设计并制备了金属软层/氮化物硬层交替系统的CrAl/CrAN微纳米多层结构涂层。该涂层中每一周期由层状CrAl层（25 nm厚）、3 nm柱宽的细柱状CrAl层（25 nm厚）和20 nm柱宽的粗柱状CrAlN层（150 nm厚）组成。与单层结构的CrN和CrAlN涂层对比发现,多层涂层具有更高的结合力（46.2 N）,断裂韧性（8.7MPa·m1/2）,最小的残余应力（-0.932 GPa）和多攻角条件下均较小的冲蚀速率,综合表现为抗冲蚀性能良好。但随着沉积周期（膜厚）的增加,CrAl/CrAlN多层涂层的表面颗粒增多,粗糙度和残余应力增大。当膜厚增至约8μm时出现崩碎现象,难以制备8 μm以上级别的厚涂层。（3）基于强韧性和内应力调控的设计理念,以多攻角固体粒子冲蚀作用下涂层的耐磨性需求及防护为基本要求,设计并制备了每周期200 nm,总厚度8μm的Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层。揭示了 Cr/CrN与Cr/CrAlN不同调制比对涂层的微观组织结构、力学性能和抗冲蚀性能的影响规律。发现Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层均具有较高的硬度（3000 HV以上）,良好的膜基结合强度,调制比为1:2时结合力最高可达54.6 N,压痕等级可达HF1级。涂层相比于钛合金基体的抗冲蚀性能在30°和90°条件下分别提高8倍和5倍。利用有限元模拟的方法研究了涂层受砂砾冲蚀断裂的内在原因主要是CrAlN层下表面处的高拉伸应力集中,同时发现调制比1:2和1:3的涂层具有更好的吸收应力的能力。分析了涂层中裂纹扩展形貌和断裂微区结构变化,发现Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的断裂机制以脆性断裂为主。另外,基于多层结构间不同界面对裂纹尖端的影响,分析了涂层中裂纹的传播/终止机制,裂纹易从硬质相层（氮化物层）传播进入软相层（金属层）,而在软相层中消耗大量能量,终止或偏转于下一软硬界面。说明金属中间层提供了良好的抑制裂纹扩展和协调变形的能力,从而提高了涂层的脆断抵抗能力。最终获得LCr/CrN:LCr/CrAlN调制比为1:2的多层涂层具有最优的抗冲蚀性能。（4）采用调制比为1:2的Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层工艺制备了 12 μm的厚涂层,在300℃、500℃、700℃和900℃下分别进行热循环疲劳试验,探究了高温环境下涂层微观组织结构的演变与其力学和冲蚀性能之间的内在关联。随着热循环温度的升高,在900℃热循环后涂层表面出现变色、起皱现象,同时在边缘区域发生剥落。分析其相结构及微观形貌变化,发现此时氮化物相消失,并且出现Cr2O3和A12O3相,揭示了涂层开裂失效的主要原因是在高温环境下产生的热膨胀失配应力和富Cr氧化物的生长应力。热循环后的涂层硬度和结合力均随热循环温度的升高而降低,抗冲蚀性能变差。热循环温度700℃以内的涂层在30°和90°条件下,抗冲蚀性约为钛合金基体的6倍和4倍以上,说明此时能够保持良好的冲蚀防护性能,但温度达到900℃后涂层已完全失效,无防护效果。对涂层在常温、300℃、500℃、700℃的摩擦磨损性能研究发现,摩擦系数随着温度的升高而降低,磨损率随着温度的升高而升高。这是由于在高温条件下,涂层表面发生氧化转变,Cr2O3能够起到类似“润滑剂”的作用。但随着温度的升高,涂层逐渐软化,磨痕区域发生了氧化磨损。最终可以确定本试验所制备的12μm厚Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层有效使用温度≤700℃。
周昱程[2]（2021）在《滨海环境中超深井井壁混凝土力学性能及微细观结构特征》文中提出人类使用的80%以上物质均源自矿业,矿产资源是国家经济发展的重要物质基础。但是,经过数百年的开采,地球表面的资源已经濒临枯竭。理论上,地球的成矿空间分布从地表至地下10,000 m,因此向地球深部进军是我们必须要解决的战略科技问题。但是,深部地层“高应力、高渗透压、高地温和强腐蚀”的环境特点对工程提出了前所未有的挑战。作为矿井安全的咽喉,井壁混凝土的选择是地下工程的重中之重。本文围绕中国东部滨海正在建设的纱岭金矿,根据现实地下环境设计并研发一种由石英砂、微丝纤维和纳米硅灰等组成的高强度、高韧性水泥基材料（High strength and toughness cementitious composites,简称 HSTCC）,探明不同种类混凝土的冲击倾向性特征,明确典型种类混凝土受静、动力荷载作用下的破坏模式、能量特征和损伤程度,揭示相应硬化净浆受温度—复合盐耦合影响下的物相变化和破坏机理,通过探测受环境影响后的硬化净浆中C-（A）-S-H的结构形态以及纳米尺度力学性能反演宏观性能特征。取得的创新成果如下:（1）混凝土具有与岩石一样,能够积蓄变形能并产生冲击破坏的性质,称为混凝土的冲击倾向性。对不同强度等级、掺量和种类纤维混凝土进行抗压强度、劈裂抗拉强度、弹性能量指数、冲击能量指数、动态破坏时间和脆性指数测定。结果表明:普通混凝土的抗压强度越高,冲击倾向性越强。纤维的掺入可以有效降低混凝土的冲击倾向性。HSTCC的相关冲击倾向性参数均最为优异,钢丝端钩型钢纤维混凝土次之。（2）采用单轴伺服压力机、声发射（AE）装置、分离式霍普金森压杆（SHPB）和超声检测分析仪研究C70普通高强混凝土（NHSC）、C70钢纤维混凝土（SFRC）和HSTCC三种典型种类井壁混凝土在静载和动载作用下的破坏模式与能量演化特征。结果表明:在静载条件下,NHSC中多条裂纹的汇合形成一个贯通裂纹,而在动载作用下,破坏时释放的弹性能会造成巨大的损伤。SFRC中纤维的存在使单个裂缝分割成多个扩展方向,在混凝土中掺入纤维是一种有效的耗能方式。HSTCC具有较强的抗冲击能力,它可以通过自身的结构特征储存裂纹,耗散能量,并保证其完整性。（3）通过X射线衍射（XRD）、热重（TG）和扫描电子显微镜（SEM）等微观定量方法研究了硬化净浆的物相组成、形貌和孔结构特征,并计算了水化程度（DoH）和火山灰反应程度（DoPR）,以表征SFRC和HSTCC在滨海超深井环境中的性能变化。结果表明:高强度、高韧性硬化净浆（HSTHP）相比较于高性能硬化净浆（HPHP）,其早期的DoH和DoPR很低,而受深部高地温影响后DoH和DoPR上升极为明显,这有利于HSTCC的抗渗性和耐久性。SFRC的失效原因复杂,其可能主要是由于水化氯铝酸盐（Friedel盐）的结晶压力诱发的,而导致最终的强度退化。（4）采用29Si和27Al固体核磁共振（NMR）,SEM和纳米压痕技术研究硬化净浆中C-（A）-S-H的分子结构特征,元素变化和纳米尺度力学性能。结果表明:HSTHP受60℃和复合盐环境影响后C-（A）-S-H平均主链长达7.19,Ca/Si大幅降低及高密度和超高密度凝胶含量上升,其微观结构更加致密,宏观性能进一步提升。通过综上试验,HSTCC纱岭金矿进风井标高-1,120m的马头门处得以应用。本文的相关研究成果对于保障深部地下工程中作业人员的安全具有重要意义。
崔光映[3]（2021）在《金属掺杂类金刚石薄膜制备及增韧机理》文中研究指明类金刚石碳（DLC,Diamond-like Carbon）薄膜在绿色精密制造中具有很好的摩擦学应用前景,但受到韧性问题的困扰。本工作研制金属掺杂DLC薄膜,尝试揭示薄膜韧化和韧性改善机理。就碳化物金属而言,利用磁控溅射法制备出不同铬掺杂DLC薄膜,考察了Cr掺杂比例对膜/基结合力和硬度的影响。就非碳化物金属而言,选用铜为掺杂元素制备出不同铜掺杂DLC薄膜,考察了Cu掺杂比例对薄膜的膜/基结合力和硬度的影响。进而,从能量和应力两个方面来表征薄膜的韧性,通过掺入非碳化物金属的层结构模式变化提出DLC薄膜的失效和增韧机理。（1）探讨了Cr掺杂比例对薄膜的膜/基结合力和硬度的影响。采用磁控溅射法制备具备不同掺杂比例的Cr掺杂DLC薄膜（Cr-DLC）,表征了薄膜的物相结构、价键结构、表面粗糙度、膜/基结合力和硬度。随着掺杂比例的提升,硬度呈现先增大后减小的变化趋势,在Cr掺杂量为9.3 at.%时达到最大值10.5 GPa;膜基结合力呈现先增大后减小的趋势,在Cr掺杂量为14.6 at.%时,膜基结合力达到最大为11.5 N。（2）探讨了Cu掺杂比例对薄膜的膜/基结合力和硬度的影响。采用磁控溅射法制备具备不同掺杂比例的Cu掺杂DLC薄膜（Cu-DLC）,表征了薄膜的物相结构、价键结构、表面粗糙度、膜/基结合力和硬度。随着掺杂比例的提升,薄膜中sp3-C/sp2-C先增加后减少;硬度呈现先增大后减小的变化趋势,在Cu掺杂量为10.4 at.%,薄膜硬度达到最大值7.9GPa;膜基结合力呈现先增大后减小的变化趋势,在Cu掺杂量为10.4 at.%,膜基结合力达到最大值12.7 N。（3）探究了表征薄膜韧性的表征方法和增韧机理。通过比较冲击法和划痕法掺杂前后的DLC薄膜的韧性,从能量和应力两个方面来表征薄膜的韧性。在探讨掺入非碳化物金属薄膜结构模式变化的基础上,提出了DLC薄膜的失效和增韧机理,机理II、IV和V是增韧的主要驱动力。
毛大厦[4]（2020）在《有机/无机复合热界面材料的制备与性能研究》文中认为在过去的几十年里,随着微处理器继续沿着摩尔定律发展,甚至超越了摩尔定律的发展趋势,在满足了集成度及性能的增长需求的同时,其功率密度也迅速的增加,因此,微处理器的冷却需求越来越受到重视。本论文以铝基导热填料、环氧树脂及硅橡胶为基体,制备出了新型高性能的有机/无机复合热界面材料,得到以下研究成果:（1）采取高温下自钝化的方法制备出了一种核壳结构的Al@Al2O3杂化颗粒,将该杂化颗粒与环氧树脂基体进行复合进而制备成了Al@Al2O3/Epoxy导热电绝缘的热界面材料。研究结果显示:当Al@Al2O3杂化颗粒的填充量达到60 wt%时,该复合材料的热导率最高可达0.92 W m-11 K-1,是纯环氧树脂的4.2倍。由于在Al微球表面包覆上了一层致密绝缘的Al2O3层,有效地限制了电子的传递,导致复合材料具有很高的电阻率(4.6×1013Ω·cm)和击穿电压（1.81 KV/mm）。另外,通过实际应用场景的模拟可以观察到该复合材料能够有效且快速的帮助发热元器件进行散热,且该复合材料也展示出了十分优良的热机械性能。综上,考虑到该热界面材料的所有优点,有望将其应用于导热绝缘热管理领域。（2）采用Al2O3和AlN两种陶瓷颗粒进行复配,将合理搭配好的填料体系与硅橡胶复合制备成高导热的Al2O3-AlN/硅橡胶导热垫片。研究结果显示:利用硅烷偶联剂对粉体进行表面改性处理后,在其表面成功“嫁接”上了有机官能团,改善了粉体与硅胶基体的相容性。通过对三种不同粒径的Al2O3进行粒度精准测量,借助颗粒级配理论模型的分析和计算得到了它们在最密堆积方式下的百分含量比。在该级配比例的指导下制备出的导热垫片的热导率在96 wt%的填充量下最高可达9.6 W m-1K-1,是单纯填充Al2O3的1.6倍。证明了最密堆积的级配方式使得填料颗粒形成了更多的导热路径,进而使得导热垫片的热导率得到了提升。通过极端的冷热应用条件的模拟,可以观察到当冷热循环冲击600次后,该导热垫片的导热性能并没有明显的下降,表现出了极佳的环境适应能力。另外,该导热垫片也具有良好的柔性和贴合性,能同时起到散热和缓冲保护的双重作用。因此,该导热垫片在高导热电子封装领域里有很好的应用前景。
位松[5]（2020）在《基于液态金属强化传热的双连续相热界面材料研究》文中指出近年来,随着集成电路发热功耗的越来越高,如何有效降低芯片与散热单元之间的热阻抗显得愈加重要,特别是在某些高功率电子产品的热管理方案中,热界面材料的选择以及配套的装配工艺已经成为最为关键的技术环节。镓基液态金属具有流动性好,化学性质稳定,热导率高,无毒无害的特点,是一种优秀的热界面材料备用选择。但镓基液态金属作为热界面材料存在以下亟待解决的关键问题:（1）液态金属有可能从芯片与热沉的间隙溢出,造成电子元器件短路;（2）镓及镓合金的表面张力高达0.5～0.72N/m,与基材的润湿性比较差;（3）镓的年产量不足300吨,需要尽量减少镓的使用量。本文设计了一种基于液态金属强化传热的双连续相复合热界面材料,以液态金属为连接剂桥接金刚石颗粒三维导热网络通道,采用有机硅树脂浸渗填充三维网络之间的孔隙。建立了三维网络结构液态金属/高分子复合热界面材料的制备技术及工艺流程。观察了材料的微观组织与结构,证实了材料具有“液态金属/金刚石”三维骨架与有机硅弹性体双连续相结构。分析了多孔结构三维传热骨架的形成机理以及液态高分子在多孔介质中的浸渗机理。论证了三维传热骨架中连续贯通式孔隙的形成源于金刚石颗粒填充与堆垛结构的自有间隙和粉体压制成型中的拱桥效应。液态高分子在多孔介质中的浸渗充填过程是液体重力、摩擦阻力以及端部紊流引起的非线性力等阻力和毛细作用诱导力共同作用的结果。为了提高液态金属/金刚石的界面热导,采用磁控溅射技术进行金刚石粉体表面金属化,使得液态金属与金刚石间形成“金刚石-碳化铬-铬-液态金属”多层界面结构——碳化铬过渡层有利于降低金属/非金属异质材料间的界面声子散射,金属铬与液态金属润湿良好而且能够抵抗液态金属的腐蚀。在液态金属/镀铬金刚石复合材料的耐久性实验中,当热时效温度≤120℃时,金刚石表面镀层没有被液态金属完全溶解,也没有转变为金属间化合物,而且复合材料导热性能仅仅小幅度下降,说明该多层界面结构能够在低温条件下长期稳定服役。同时,推导了三层样品背面温升的理论公式并编写了迭代拟合程序,配合微分有效介质模型计算得到液态金属/金刚石的界面热导为15 × 106 W/（m2·K）。探讨了液态金属/金刚石的使用比例与材料压制成型工艺对热界面材料热导率的影响。发现热界面材料的导热系数随着液态金属与金刚石的使用比例和粉体压制成型应力的增加而增加,热界面材料的热导率可以达到29 W/（m·K）。液态金属与金刚石的使用比例主要影响金刚石表面的液态金属包覆量,粉体压制应力主要影响金刚石颗粒的平均表面间距以及拱桥效应形成的孔隙量,它们通过控制金刚石颗粒之间接触点数量与接触面积大小来影响热界面材料导热性能。探讨了金刚石的热导率与颗粒度、液态金属的热导率、金刚石与液态金属的界面热导对热界面材料导热性能的影响,发现热界面材料导热系数对液态金属热导率与液态金属/金刚石界面热导的变化更为敏感,相对而言对金刚石热导率的变化不太敏感。研究了粉体压制成型应力、液态金属与金刚石比例、高分子基体强度等因素对热界面材料压缩力学性能的影响。发现在粉体成型压力比较低时,液态金属/金刚石三维骨架的结构较为疏松,具有较高的不稳定性;而施加比较高的成型压力时,三维骨架的结构较为致密,颗粒之间具有更高的摩擦力、机械咬合力,所以随着粉体压制成型应力的增加,热界面材料压缩变形需要的应力逐步增大。发现当有机硅橡胶强度较高时,高分子基体本身发生压缩变形需要更大的压力,而且高分子基体对金刚石颗粒位移的限制作用也更强,热界面材料的压缩需要的应力更大。此外,由于金刚石颗粒填充与堆垛结构自有间隙的尺度远小于拱桥效应形成的孔隙,当液态金属的使用比例增加时,液态金属优先填满自有间隙,此时拱桥效应形成的孔隙并不会发生显着变化,所以液态金属与金刚石比例对热界面材料压缩变形行为的影响较小。采用接近实际应用场景的稳态热流法测试该热界面材料的总热阻抗、界面接触热阻和热导率,得到热界面材料的热导率为20.4 W/（m.K）,界面接触热阻为0.206 K·mm2/W,优于目前报道的绝大多数热界面材料。热界面材料在发生压缩变形时,液态金属会从热界面材料的表面析出,与干净的金属基板发生润湿反应,形成类似常温“钎焊”的界面结合,从而得到极低的界面接触热阻。研究了“镍/单晶锡/镍”微焊点电迁移的各向异性,制作了四种不同取向的单晶锡焊点进行电迁移实验,发现了 Ni3Sn4在单晶锡表面与阳极焊盘处呈选择性与规则性分布的现象,探讨了四种取向单晶锡焊点极性效应的差异,使用“各向异性晶体中的电迁移原子流方程”对单晶锡中电迁移的极端各向异性现象进行了动力学分析,讨论了锡晶粒取向对电迁移诱发焊点失效的机制的影响,阐明了金属间化合物在焊点阳极界面的某些局部位置极端快速生长的机理,解释了金属间化合物在某些特定的晶界或晶面上选择性形成的原因。
白光珠[6]（2020）在《Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能》文中研究说明随着电子信息技术的快速发展,电子元器件的小型化和高度集成化引起电子设备的热流密度迅速增加,传统的电子封装散热材料已经很难保证大规模集成电路、半导体激光器、相控阵天线等高功率器件运行的安全性和可靠性,因此亟需开发新一代的电子封装散热材料。金刚石颗粒增强铜基（Cu/diamond）复合材料由于其优异的热物理性能、良好的力学性能和相对较低的密度等特点,是新一代电子封装散热材料的研究热点。Cu/diamond复合材料的界面结合状态直接决定复合材料的热物理性能和力学性能,界面结构的裁剪设计是提升复合材料性能的有效方式。目前,研究者主要关注如何在Cu/diamond界面处引入碳化物提高复合材料的热物理性能,然而缺乏Cu/diamond复合材料的界面微观组织的深入表征和分析,因此界面碳化物的形成机制还不清楚,复合材料界面结构对热物理性能、力学性能和热循环性能的作用机理尚未明确。本文采用铜硼基体合金化和气体压力浸渗技术制备不同硼含量的Cu-B/diamond复合材料,通过聚焦离子束刻蚀系统（FIB）、透射电子显微镜（TEM）和扫描透射电子显微镜（STEM）等方法系统研究Cu-B/diamond复合材料的界面结构,阐明界面碳化物的形成机制以及界面结构与热物理性能、力学性能和热循环性能之间的关系,并通过界面调控获得具有优异热物理性能、良好力学性能和稳定热循环性能的金刚石颗粒增强铜基复合材料。研究了 Cu-B/diamond复合材料的界面结构及其对热导率的影响规律,利用H-J、DEM模型和有限元方法预测了 Cu-B/diamond复合材料的热导率,并考察了热导率随温度的变化规律。结果表明,在0.1～1.0 wt.%B范围内Cu-B/diamond复合材料在界面处形成的碳化物形貌和厚度不同,碳化硼在金刚石颗粒表面形核长大,碳化硼与金刚石的界面存在半共格关系,晶体取向关系为（02 1）B4C//（111）diamond和[112]B4C//[110]diamond。对比具有不同界面碳化物形貌和厚度的Cu-B/diamond复合材料发现,当界面结构为不连续的三角形碳化物且碳化物间距适中时,复合材料热导率在0.3 wt.%B时获得最高值868 W/mK,这归因于不连续三角形碳化物的“钉扎效应”提高界面结合,所形成的热阻并联连接降低总界面热阻。当界面结构为较厚的连续的锯齿状碳化物时,复合材料热导率大幅下降。研究发现,由于H-J、DEM模型假设界面为完美结合状态,因而所获热导率预测值远高于实验值。为了准确理解界面结构和热导率的关系,本文考虑复合材料的实际界面结构和结合状态,采用有限元方法模拟复合材料的传热行为并预测热导率。结果表明,有限元分析方法获得的热导率预测值更接近实验值,有限元模拟结果为复合材料热导率的提升提供了理论指导。通过优化Cu-0.3wt.%B/diamond复合材料的界面结构,热导率从868 W/mK进一步提升到912 W/mK。研究发现,Cu-B/diamond复合材料的热导率在323～573 K范围内随着温度的升高而下降,这与金属基体和金刚石颗粒的热物理性质改变以及界面结构的演变密切相关。研究了Cu-B/diamond 复合材料的界面结构对热膨胀系数的影响规律,并考察了热循环对复合材料热导率和热膨胀系数的影响。结果表明,Cu-B/diamond复合材料的热膨胀系数随着硼含量的增加先下降后上升,在0.5 wt.%B时获得热膨胀系数最低值4.88×10-6/K,这与界面碳化物的形貌演变有关。在较低硼含量的复合材料中,具有“钉扎效应”的不连续三角形碳化物数量增多强化了 Cu-B/diamond的界面结合/粘合力,从而降低了热膨胀系数;而在较高硼含量的复合材料中,连续锯齿状碳化物则弱化了界面结合/粘合力,因此增加了热膨胀系数。通过测量热循环前后复合材料的热物理性能发现,Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料具有最佳的热稳定性,在218～423 K温度范围内经过100次热循环后复合材料热导率几乎保持不变,约为740 W/mK,热膨胀系数从4.88×10-6/K稍微增加到4.97×10-6/K。相比而言,未添加B元素的Cu/diamond复合材料的热稳定性最差,经过100次热循环后复合材料热导率从112 W/mK降低到88 W/mK,热膨胀系数从14.81×10-6/K升高到 16.78×1 0-6/K。研究了 Cu-B/diamond复合材料的界面结构对力学性能的影响规律。结果表明,Cu-B/diamond复合材料的力学性能随着硼含量的增加先上升后下降,在0.5 wt.%B时获得拉伸、压缩和弯曲强度最大值分别为204 MPa、608 MPa和513 MPa,相比未添加B元素的Cu/diamond复合材料得到很大提升。Cu-B/diamond复合材料力学性能的变化和界面粘合/结合强度密切相关,不连续的三角形碳化物能够强化界面结合,提高复合材料力学性能。计算表明,具有良好力学性能的Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料的界面结合能相比未添加B元素的Cu/diamond复合材料高出两个数量级,说明界面结合的增强能够增加界面处的载荷传递效率,充分发挥金刚石颗粒的高强度和高刚度特点,提高Cu-B/diamond复合材料的力学性能。通过对不同硼含量的Cu-B/diamond复合材料的热物理性能、力学性能和热循环性能的评估发现,Cu-0.5wt.%B/diamond复合材料具有优异的热导率（722 W/mK）、与电子元器件相匹配的热膨胀系数（4.88×10-6/K）、满足电子封装所需求的较高力学性能（拉伸强度204 MPa）和稳定的热循环性能,因此该复合材料在电子封装散热材料领域具有潜在的应用前景。
史相如[7]（2019）在《微纳尺度下非晶碳基薄膜的动态接触行为研究》文中进行了进一步梳理非晶碳基薄膜（Amorphous carbon films,a-C）具有高硬度、低摩擦系数、优异的耐磨性以及良好的化学稳定性等优点,已作为保护膜在航空航天、工程机械、电子信息和医疗器械等诸多领域得到广泛应用。由于服役工况条件复杂,a-C薄膜常常会承受微纳米尺度下的动态接触,如纳米摩擦、微动损伤和粒子冲蚀等,易导致薄膜的局部损伤与失效,丧失对零件的保护作用,严重时甚至发生零件的失效,因此,开展微纳米尺度下a-C膜的动态损伤行为及机理研究具有重要的现实意义和科学价值。然而,当前常用实验方法难以兼顾微纳米尺度和动态接触的两方面要求,例如,对薄膜摩擦学行为研究常常以长行程的滑动摩擦为主,对力学性能的表征常以准静态纳米压入为主,导致难以准确评价微纳米尺度下薄膜的摩擦失效机制和动态力学性能。近年来,微动磨损与纳米冲击表征手段在研究薄膜微纳米尺度动态接触方面表现出突出的优势。其中,微动磨损可评价极小振幅相对运动（一般<300μm）下材料的损失,已得到越来越多的应用;纳米冲击具有纳米级位移分辨率和高应变速率的优势,被用于快速定性评估薄膜在冲击条件下的性能高低,尤其在评价薄膜冲击疲劳方面得到广泛应用,但是对于纳米冲击物理过程与机制的认识仍较为薄弱。因此,本论文针对非晶碳基薄膜在服役环境中面临的微纳尺度动态接触损伤与失效问题,采用物理气相沉积技术制备了多种厚度、结构与组分的非晶碳膜,系统研究了载荷、气氛等实验条件对其纳米摩擦和微动磨损性能的影响规律,探讨了摩擦磨损失效机制;另一方面,采用纳米冲击方法研究了薄膜的冲击疲劳损伤现象与机理,进一步系统分析了单次纳米冲击实时接触深度变化,建立了相应物理模型,此外,并提出了基于能量分析的动态力学性能（动态硬度、动态韧性）评估方法。具体研究内容如下:（1）纳米摩擦行为。采用闭合场非平衡磁控溅射技术制备了类石墨薄膜（GLC）,研究了膜厚对其微观结构、力学性能以及纳米摩擦学性能的影响。结果表明GLC薄膜中sp2碳原子含量、表面粗糙度和内应力随膜厚增加而提高,薄膜硬度则呈现降低趋势。摩擦系数曲线表明GLC薄膜在低接触载荷（200-1000mN）和较短的滑动位移（500?m）下的摩擦过程分为三个阶段:初始阶段、波动阶段以及稳定磨损阶段,其磨损机理主要为磨粒磨损。受自身硬度的影响,薄膜在稳定阶段的摩擦系数随膜厚的增加而提高;当法向载荷提高时,薄膜摩擦系数和比磨损率呈下降趋势。（2）微动磨损行为。基于偏压梯度设计方法,制备了成分结构梯度变化的GLC薄膜,与固定沉积偏压制备的GLC薄膜（常偏压模式）进行了对比研究,分析了其成分、结构、力学性能与微动磨损行为的变化规律。结果表明,虽然两类偏压设计的薄膜拥有相近的表面硬度,但是偏压梯度GLC薄膜具有更加优异的界面结合性能,微动磨损结果显示了由于梯度设计薄膜的独特微观结构和优异力学性能,大幅度降低了其摩擦系数,提高了疲劳寿命。机理分析表明,GLC薄膜的微动磨损过程可分为表面工作区域、中间层过渡区域以及薄膜完全失效区域三个阶段,分别对应于石墨状转移层形成、薄膜断裂与剥离、以及基体的暴露。（3）冲击疲劳行为。采用多次冲击技术对超薄纳米尺度四面体非晶碳基薄膜（ta-C,≤80nm）和微米级a-C和a-C:H薄膜（2.8?m）进行冲击疲劳以及断裂机理研究。ta-C薄膜的纳米冲击结果表明,在低冲击载荷下,80nm厚ta-C薄膜仅在膜内出现剥落,Si基体保持完好,然而5nm厚ta-C薄膜的冲击深度高于Si基体样品,且基体发生断裂,其原因可能是由超薄薄膜较低的均匀性,以及聚集粒子导致的应力集中产生;在高冲击载荷下,两种ta-C薄膜的Si基体都出现了断裂,但冲击抗力远高于Si基体,表明ta-C薄膜的高硬度和承载能力延缓了Si基体的相变和裂纹萌生,提供了良好的冲击保护,且薄膜越厚,效果越显着。对厚a-C和a-C:H薄膜采用高冲击能量的多次微冲击实验,结果表明在冲击作用下a-C:H薄膜结构中的sp3碳原子会向sp2转变,而a-C薄膜的结构基本保持不变;相较于a-C:H,a-C薄膜具有更高的抗冲击开裂的性能,可能归因于其更高的结构稳定性和界面结合强度。（4）动态力学性能。采用单次纳米冲击定量分析了GLC和CrN硬质薄膜的动态接触过程。研究发现,完整的冲击过程包括加速、压入、反弹和减速四个过程。基于能量分析方法计算了GLC薄膜的动态硬度,结果高于准静态条件下的纳米压入硬度值,其原因可归结于薄膜的应变速率敏感性以及塑性变形吸收功的误差干扰。对CrN薄膜的冲击过程中发现,冲击曲线上出现短小的“平台”,对应薄膜中裂纹的产生,采用压痕断裂韧性计算模型评估了薄膜动态断裂韧性(2.75-7.74 MPa·m1/2),与文献报道的结果具有可比性。
陈帅[8]（2019）在《基于曲梁的负刚度结构设计及其力学性能研究》文中进行了进一步梳理负刚度多孔结构是近些年引起国内外广泛关注的一种新型轻质多功能结构。由于具备如负刚度效应、多稳态效应、可重复特性等特殊的性质或功能,使其在冲击吸能,振动控制,形态转换超材料,可展开结构,噪声隔离等方面有较为广泛的应用前景。目前报道的负刚度结构存在力学性能较低,吸能效率不高,结构形式单一等问题,且大多数研究只停留在结构的静态力学性能上,其动态响应和高次循环性能方面并没有得到深入的研究。在前人研究的基础上,为进一步探究负刚度结构更多的可能性,本文设计并制备了两种基于曲梁的负刚度结构,并建立了完善的理论、试验及仿真体系来评价和表征结构的性质,主要的研究内容及结论如下:1.金属负刚度结构:传统的负刚度结构主要以弹性变形为主,因此目前的负刚度结构选用母材以弹性体和塑料为主,这些母材的承载能力一般较低,这极大地限制了负刚度结构的实际应用。本文首先设计了一种可重复使用的金属结构,它可以实现塑性变形耗散能量,并凭借非弹性不稳定性表现出负刚度行为。基于该结构,首先通过压缩试验和数值模拟结合的方法,研究了该结构的力学性能;其次,通过实验验证的数值模型揭示了结构的几何参数对吸能表现的影响。数值结果表明,随着参数比t/L和h/L的增加,抗压强度和比能量吸收都会增加。能量吸收效率随着t/L的增加而增加,但随着比值h/L的增加而减小。然后,通过循环加卸载试验研究了结构的可重用性,并探究了结构尺寸对可重用性的影响;此外,对结构材料进行了退火处理来改善其重用性;最后,根据传统制备工艺（切割、嵌锁、组装）制备了三维负刚度结构。结果表明,本文设计的金属负刚度结构的比吸能大于大多数传统负刚度结构,且其吸能效率也更高;同时,结构具有一定的可重用性（可重复使用次数达到20次以上）,并且结构的可重用性能力随着结构尺寸的增加而下降;此外,结构通过退火处理可以大大改善可重用性（可重用次数提高一倍）,但力学性能有所降低（压缩强度降低20%左右）。2.复合型负刚度结构:金属负刚度结构虽然具有一定的可重用性,但其可重用次数远远满足不了工程的需求。结合复合材料的设计理念,本文首次设计并研究了一种由两种材料体系组成的复合型负刚度结构:利用负刚度结构变形过程中各部分受力不同而导致应力分布不均匀的特征,采用软材料和硬材料结合的复合体系来构建负刚度结构,以实现高次可循环性并提高结构能力吸收能力的目的。在本章节中,通过选择性激光烧结技术（SLS）和熔融沉积成型技术（FDM）相结合的方法制备复合型负刚度结构,并建立了完整的实验和仿真体系来表征、评价结构的性能,对比了复合型负刚度结构与单材料负刚度结构在等效相对体积下的能量吸收能力,且通过准静态循环加卸载试验验证了结构的高次可重用性。此外,通过振动试验得到了结构在减振隔振方面的动力学特征。最后,通过冲击试验研究了结构的缓冲性能。冲击试验的实验结果表明,该结构通过加速度阈值响应表现出良好的缓冲性能,并且结构完全可重复使用。因此,该结构可以在需要可恢复的冲击隔离工程中找到应用,例如保险杠,头盔和其他个人保护装置。
唐相国[9]（2019）在《GCr15轴承钢表面固体渗铬层与铬钒共渗层的制备及性能研究》文中研究表明轴承在当代机械设备中有着重要的位置,是各类机械装备重要的基础零部件,被喻为“高端装备的关节”。轴承零部件的失效形式主要有摩擦磨损失效、疲劳失效等,因为轴承零部件的失效,常常会导致重大的安全事故和经济损失,所以国内对于高服役性能轴承钢的需求十分强烈。渗铬层和铬钒共渗层具有高硬度、良好的耐磨性、优异的热稳定性与抗氧化性能,是增强轴承钢表面性能、提高其使用寿命的理想覆层。固体包埋法是一种化学热处理技术,具有成本低、易操作等优点,在工业应用上具有明显的优势。本文采用固体包埋法在GCr15轴承钢表面制备渗铬层和铬钒共渗层,研究渗前预处理、渗铬保温时间、稀土氧化物种类及含量对渗铬层形貌、组织、结构及力学性能的影响,以及钒元素掺杂含量对铬钒共渗层形貌、组织、结构及力学性能的影响。利用SEM分析渗层的表面、截面形貌,XRD表征渗层的物相组成,显微维氏硬度计、洛氏硬度计评估渗层的力学性能,球-盘式旋转摩擦磨损试验机测试渗层的摩擦磨损性能。论文主要研究结论如下:（1）离子渗氮与气体碳氮共渗预处理均能对渗铬起到催渗的效果,其中气体碳氮共渗预处理具有最佳的催渗效果,相比于未处理渗铬,其厚度提升了61.8%;未处理渗铬主要物相为碳铬化合物(Cr3C2、Cr7C3、Cr23C6),但经预处理后,渗铬层主要物相为Cr3C2、Cr7C3、（Cr,Fe）2N1-x;相比于未预处理渗铬,经过气体碳氮共渗预处理的渗铬层具有更佳的力学性能,其表面硬度达1420 HV0.01,显微梯度硬度下降平缓,结合力达85 N,压痕等级为HF1。（2）随着渗铬保温时间的延长,表面形貌会趋向致密,但当保温时间过长时,会导致晶粒粗大等问题;渗层厚度随保温时间的延长呈抛物线增长;保温时间对渗层的物相影响不大。（3）不同稀土种类掺杂对于渗层相结构影响不大,其主要由Cr3C2、Cr7C3、（Cr,Fe）2N1-x等相组成。Cr-RE渗层均有提高耐磨性和减摩作用,其中Cr-La渗层具有最佳的摩擦学性能,其平均摩擦系数为0.471,磨损率仅为GCr15基体的1/5,其主要磨损机理为粘着转移和氧化磨损。（4）掺杂适量稀土氧化物可有效提高渗层厚度,稀土氧化物添加量存在一个临界值,超过这个临界值,渗层厚度反而会下降。稀土氧化物掺杂量为6%时,此时具有最佳的力学性能,其压痕等级为HF1,磨损率仅4.48×10-7 mm3N-1m-1。（5）渗剂中适量的钒可以产生催渗的作用,其主要由Cr7C3、Cr23C6、VCx、VN等相组成。Cr-20%V渗层具有较好的综合性能,压痕等级HF1,平均摩擦系数0.505,磨损率3.25×10-7 mm3N-1m-1,主要磨损机理为氧化磨损、粘着磨损和轻微磨粒磨损。（6）随着载荷的增加,渗铬层与铬钒共渗层的摩擦系数均逐渐降低;但渗铬层磨损率随载荷增大显着增加,铬钒共渗层磨损率随载荷增大稍有增加,在19.6 N载荷下,铬钒共渗层磨损率仅为渗铬层的1/3。
吕奕龙[10]（2019）在《准静态和冲击载荷下金刚石颗粒破碎特性研究》文中研究指明本文利用超硬磨料抗压强度测定仪提供准静态载荷,测试了不同品级、晶形的金刚石颗粒的抗压强度,并对热处理前后的金刚石颗粒采取多次逐渐加压的方式模拟了裂纹的形成扩展过程,分别利用光学显微镜和扫描电镜观察并分析了金刚石表面裂纹的演变过程以及破碎后颗粒各种断口形貌的形成机理;利用人造金刚石冲击韧性测定仪提供循环冲击载荷,测试了不同粒度、品级和冲击次数的金刚石颗粒的破碎率,利用颗粒图像分析仪和扫描电镜图像测试了破碎颗粒的粒度分布和形貌,分析了循环载荷作用下金刚石颗粒的破碎方式;利用气流粉碎机提供高速对冲气流对金刚石颗粒进行破碎,测试了破碎产物不同粒度样品的形貌特征。本文得出的主要结论如下。（1）准静态载荷下金刚石颗粒的破碎特性:测得高中低三个品级金刚石颗粒的抗压强度平均值分别为478.25N、223.26N、101.08N,标准偏差分别为195.41、92.43、61.04,高品级颗粒更容易发生粉碎性断裂,中低品级的颗粒主要是颗粒局部发生断裂。在压力作用下金刚石表面裂纹的形核过程为颗粒（111）面上裂纹主要在三棱锥凹坑形核,形核之后的微裂纹联合形成凹坑带,凹坑带发展联合形成大型裂纹向晶棱扩展最终导致金刚石颗粒断裂。热处理过的金刚石颗粒表面出现大量边长为20μm左右的三角形凹坑,原生的表面缺陷不再是裂纹形核的主要来源,其裂纹扩展方式更为多样。金刚石解理面的断口形貌特征为河流花样,即断口表面一系列大致沿裂纹扩展方向排列的台阶逐层合并,形成更大的台阶。比较了由螺旋位错、扭转晶界、裂纹相交形成的台阶花样,并根据花样的细节判断出裂纹的扩展方向。金刚石中的硼元素含量较高的样品,台阶更为密集。（2）冲击载荷下金刚石颗粒的破碎特性:在循环冲击载荷作用下,金刚石颗粒破碎方式以表面破碎为主。粒度越大、品级越低的金刚石颗粒越倾向于发生表面破碎;高速气流冲击作用下金刚石颗粒主要发生体积破碎,破碎分级之后各个粒级的金刚石颗粒形貌具有相似性。冲击载荷下金刚石颗粒由于多次加载或者多角度加载内部产生较多裂纹,形成了多个断裂面;而准静态载荷下金刚石颗粒主要是裂纹沿解理面扩展形成大型裂纹导致断裂,断裂面较少。循环冲击作用后金刚石颗粒表面的残余裂纹比高速气流冲击作用后金刚石颗粒表面的残余裂纹多。本文的创新点:（1）研究方法的创新:一方面对单一颗粒进行逐渐加压并观察受力面的表面形貌变化,另一方面对抗压强度测试后没有发生明显破碎和轻微破碎的颗粒进行观察,结合两种实验结果推导模拟了裂纹在金刚石表面的形核及扩展过程。（2）研究内容的创新:详细观察分析了金刚石颗粒断口的河流花样图像,并分析了各种台阶的形成机理;对比了准静态载荷、循环冲击载荷和高速气流冲击载荷下颗粒的形貌特征。研究结果为鉴别金刚石颗粒断裂的类型、了解其失效时的应力情况、指导其应用提供了理论依据。
二、冲击试验后金刚石样品的分类与表征（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、冲击试验后金刚石样品的分类与表征（论文提纲范文）
（1）Cr基金属/氮化物涂层的制备、结构及抗冲蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 固体颗粒冲蚀简介 |
| 1.2.1 固体颗粒冲蚀机理 |
| 1.2.2 影响固体颗粒冲蚀的因素 |
| 1.2.3 固体颗粒冲蚀防护方法 |
| 1.3 抗冲蚀磨损涂层的制备方法 |
| 1.3.1 电镀涂覆技术 |
| 1.3.2 热喷涂技术 |
| 1.3.3 激光表面熔覆技术 |
| 1.3.4 化学气相沉积技术 |
| 1.3.5 物理气相沉积技术 |
| 1.4 抗冲蚀涂层的材料体系与结构设计 |
| 1.4.1 抗冲蚀涂层的材料体系 |
| 1.4.2 抗冲蚀涂层的结构设计 |
| 1.5 抗冲蚀涂层的国内外研究、应用现状及存在的问题 |
| 1.5.1 国外抗冲蚀涂层研究和应用现状 |
| 1.5.2 国内抗冲蚀涂层的研究现状 |
| 1.5.3 抗冲蚀涂层研究存在的问题 |
| 1.6 论文选题意义及主要研究内容 |
| 1.6.1 选题意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 2 实验设备与方法 |
| 2.1 实验材料及前处理 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 试样尺寸 |
| 2.1.3 试样前处理 |
| 2.2 设备简介及工艺流程 |
| 2.2.1 电弧离子镀设备简介 |
| 2.2.2 涂层结构设计及沉积工艺 |
| 2.3 涂层的组织与结构分析 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.3.2 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.3.3 X射线物相分析(XRD) |
| 2.3.4 X射线光电子能谱分析(XPS) |
| 2.4 涂层的性能表征 |
| 2.4.1 膜基结合力 |
| 2.4.2 硬度与弹性模量 |
| 2.4.3 残余应力 |
| 2.4.4 摩擦磨损性能 |
| 2.4.5 冲蚀性能 |
| 2.4.7 热循环疲劳性能 |
| 2.5 计算机软件与数据处理 |
| 3 CrAlN单层涂层的制备及其结构与性能 |
| 3.1 复合磁场电弧离子镀的设计与构建 |
| 3.2 电磁电压对CrAlN涂层结构及性能的影响 |
| 3.2.1 电磁电压对靶面放电的影响 |
| 3.2.2 电磁电压对涂层厚度均匀性的影响 |
| 3.2.3 电磁电压对CrAlN涂层微观结构的影响 |
| 3.2.4 电磁电压对CrAlN涂层力学性能的影响 |
| 3.2.5 电磁电压对CrAlN涂层摩擦磨损性能的影响 |
| 3.2.6 电磁电压对CrAlN涂层冲蚀性能的影响 |
| 3.3 电磁频率对CrAlN涂层结构及性能的影响 |
| 3.3.1 电磁频率对靶面放电的影响 |
| 3.3.2 电磁频率对涂层厚度均匀性的影响 |
| 3.3.3 电磁频率对CrAlN涂层微观结构的影响 |
| 3.3.4 电磁频率对CrAlN涂层力学性能的影响 |
| 3.3.5 电磁频率对CrAlN涂层摩擦磨损性能的影响 |
| 3.3.6 电磁频率对CrAlN涂层冲蚀性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 CrAl/CrAlN梯度多层涂层的构筑、结构与性能 |
| 4.1 CrAl/CrAlN多层涂层的设计及制备 |
| 4.1.1 CrN, CrAlN, CrAl/CrAlN涂层的微观结构及相组成 |
| 4.1.2 CrAl/CrAlN涂层的沉积机理及其对残余应力的影响 |
| 4.1.3 CrN, CrAlN, CrAl/CrAlN涂层的力学性能 |
| 4.1.4 CrN, CrAlN, CrAl/CrAlN涂层的冲蚀性能 |
| 4.1.5 CrAl/CrAlN涂层的冲蚀机理 |
| 4.2 厚度对CrAl/CrAlN多层涂层的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的构筑、结构与性能 |
| 5.1 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的设计及制备 |
| 5.1.1 Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层的微观结构及相组成 |
| 5.1.2 Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层的力学性能 |
| 5.1.3 Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层的冲蚀性能 |
| 5.2 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的断裂机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的热循环疲劳及高温摩擦学性能研究 |
| 6.1 涂层的热循环疲劳性能研究 |
| 6.1.1 涂层热循环后的微观结构及相组成 |
| 6.1.2 涂层热循环后的力学性能 |
| 6.1.3 涂层热循环后的冲蚀性能 |
| 6.2 涂层的高温摩擦学性能研究 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论 |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的研究成果 |
（2）滨海环境中超深井井壁混凝土力学性能及微细观结构特征（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 本课题的研究背景及意义 |
| 1.1.1 本课题的研究背景 |
| 1.1.2 本课题的研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状及发展动态分析 |
| 1.2.1 匹配深地属性的混凝土结构材料的设计与研发 |
| 1.2.2 深部环境影响下混凝土的破坏行为 |
| 1.2.3 深部环境中服役混凝土物相变化特征以及劣化机理 |
| 1.2.4 深部环境中服役混凝土微结构特征 |
| 1.3 现阶段存在的问题 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 1.5 技术路线 |
| 第二章 基于深地高应力环境下混凝土冲击倾向性的表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验设计 |
| 2.3 混凝土基本力学性能和冲击倾向性试验方法 |
| 2.3.1 混凝土基本力学性能试验方法 |
| 2.3.2 混凝土冲击倾向性试验方法 |
| 2.4 混凝土冲击倾向性与强度等级间相关关系 |
| 2.4.1 混凝土的基本力学性能 |
| 2.4.2 混凝土的弹性能量指数 |
| 2.4.3 混凝土的冲击能量指数 |
| 2.4.4 混凝土的动态破坏时间 |
| 2.4.5 混凝土的脆性指数 |
| 2.4.6 混凝土的冲击倾向性表征方式 |
| 2.4.7 高强混凝土声发射特征 |
| 2.5 钢纤维对混凝土冲击倾向性的影响规律 |
| 2.5.1 钢纤维掺量对混凝土冲击倾向性的影响规律 |
| 2.5.2 纤维种类对混凝土冲击倾向性的影响规律 |
| 2.6 高强度、高韧性水泥基复合材料(HSTCC)的设计 |
| 2.6.1 功能型混凝土材料设计思路 |
| 2.6.2 现阶段深部矿井混凝土的不适用性 |
| 2.6.3 新井壁材料的设计方法 |
| 2.6.4 HSTCC相关力学性能 |
| 2.7 讨论 |
| 2.8 本章小结 |
| 第三章 静动荷载作用下混凝土破坏特征及能量演化机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验设计 |
| 3.3 井壁混凝土受荷载的破坏模式和能量特征 |
| 3.3.1 单轴加卸载对混凝土性能影响的试验方法 |
| 3.3.2 混凝土在静载作用下的破坏模式和能量演化 |
| 3.4 井壁混凝土在动载作用下的破坏模式和能量特征 |
| 3.4.1 动力荷载对混凝土性能影响的试验方法 |
| 3.4.2 混凝土在动力荷载作用下的破坏模式 |
| 3.4.3 典型种类混凝土受动力荷载作用的应力和应变特征 |
| 3.4.4 典型种类混凝土受动力荷载作用能量与损伤特征 |
| 3.5 讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 温度与复合盐耦合作用下混凝土性能演变及机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验设计 |
| 4.3 混凝土宏观性能演变规律 |
| 4.3.1 混凝土抗压强度及相对动弹性模量变化 |
| 4.3.2 混凝土冲击倾向性的演变规律 |
| 4.4 硬化净浆中主要物相含量演变规律 |
| 4.4.1 硬化净浆中自由水和结合水含量 |
| 4.4.2 结合XRD-Rietveld分析硬化净浆中的主要晶体物相 |
| 4.4.3 结合TG分析硬化晶体中的主要非晶体物相 |
| 4.5 硬化净浆微观形貌及孔结构特征 |
| 4.5.1 结合SEM-EDS分析硬化净浆表面微观形貌 |
| 4.5.2 结合MIP分析硬化净浆的孔结构特征 |
| 4.6 混凝土中氯离子渗入含量 |
| 4.6.1 化学滴定测定混凝土中氯离子含量方法 |
| 4.6.2 不同种类混凝土中氯离子渗入含量 |
| 4.7 讨论 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 温度与复合盐耦合作用下C-(A)-S-H结构演化历程及其在纳米尺度下的力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验设计 |
| 5.3 硬化净浆中C-(A)-S-H结构特征 |
| 5.3.1 NMR测试及分析C-(A)-S-H结构方法 |
| 5.3.2 干拌胶凝材料(原材料)中主要物相的结构特征 |
| 5.3.3 不同种类硬化净浆中含Si物相结构特征 |
| 5.3.4 不同种类硬化净浆的含Al物相结构特征 |
| 5.4 硬化净浆表面化学元素分布规律 |
| 5.4.1 SEM协同EDS的硬化净浆表面化学元素的试验方法 |
| 5.4.2 不同种类硬化净浆表面单种类化学元素分布特性 |
| 5.4.3 不同种类硬化净浆表面复合化学图像 |
| 5.4.4 不同种类硬化净浆中C-(A)-S-H凝胶的Ca/Si变化特征 |
| 5.5 硬化净浆在纳米尺度下的力学性能 |
| 5.5.1 硬化净浆中主要物相纳米尺度力学性能的试验方法 |
| 5.5.2 硬化净浆中主要物相纳米尺度力学性能的分析方法 |
| 5.5.3 不同种类硬化净浆中主要物相纳米尺度的力学性能 |
| 5.6 讨论 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 主要结论、创新点及研究展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）金属掺杂类金刚石薄膜制备及增韧机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究意义 |
| 1.2 类金刚石碳膜 |
| 1.2.1 结构组成 |
| 1.2.2 制备方法 |
| 1.2.3 应用现状 |
| 1.3 掺杂改性DLC薄膜 |
| 1.3.1 化合物掺杂 |
| 1.3.2 非金属掺杂 |
| 1.3.3 金属掺杂 |
| 1.4 DLC薄膜韧性表征 |
| 1.4.1 冲击试验 |
| 1.4.2 划痕试验 |
| 1.5 选题依据 |
| 1.6 研究目的和内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验部分 |
| 2.1 实验部分 |
| 2.1.1 实验设备 |
| 2.2 制备工艺 |
| 2.2.1 基体预处理 |
| 2.2.2 Cr-DLC薄膜的制备工艺 |
| 2.2.3 Cu-DLC薄膜的制备工艺 |
| 2.3 结构表征方法 |
| 2.3.1 金相显微镜 |
| 2.3.2 带有能谱仪的扫描电子显微镜 |
| 2.3.3 X射线衍射仪 |
| 2.3.4 拉曼光谱仪 |
| 2.3.5 原子力显微镜 |
| 2.4 薄膜的性能表征方法 |
| 2.4.1 划痕实验 |
| 2.4.2 压痕实验 |
| 3 Cr掺杂对DLC薄膜结构和力学性能的影响 |
| 3.1 薄膜形态与结构分析 |
| 3.1.1 成分与形貌 |
| 3.1.2 XRD物相结构 |
| 3.1.3 拉曼光谱分析 |
| 3.1.4 粗糙度与表面形貌 |
| 3.2 薄膜的力学性能 |
| 3.2.1 薄膜的硬度 |
| 3.2.2 膜基结合力 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Cu掺杂对DLC薄膜结构和力学性能的影响 |
| 4.1 薄膜形态与结构分析 |
| 4.1.1 成分与形貌 |
| 4.1.2 XRD物相结构 |
| 4.1.3 拉曼光谱分析 |
| 4.1.4 粗糙度与表面形貌 |
| 4.2 薄膜的力学性能 |
| 4.2.1 薄膜的硬度 |
| 4.2.2 膜基结合力 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 非碳化物金属掺杂DLC薄膜的韧性表征及增韧机理 |
| 5.1 韧性表征 |
| 5.1.1 冲击韧性表征 |
| 5.1.2 划痕韧性表征 |
| 5.2 增韧机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 存在问题及展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（4）有机/无机复合热界面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 电子封装中的热管理 |
| 1.2 热界面材料的基本概念及分类 |
| 1.2.1 热界面材料的基本概念 |
| 1.2.2 热界面材料的分类 |
| 1.3 界面接触热阻的产生机理与表征方法 |
| 1.3.1 界面接触热阻的产生机理 |
| 1.3.2 界面接触热阻的表征方法 |
| 1.4 热界面材料的研究现状 |
| 1.4.1 本征型热界面材料 |
| 1.4.2 填充型热界面材料 |
| 1.5 热界面材料存在的问题 |
| 1.6 本论文的研究思路、内容及意义 |
| 1.6.1 研究思路及内容 |
| 1.6.2 研究意义 |
| 第2章 球型核壳结构Al@Al_2O_3 颗粒填充环氧树脂制备高性能的热界面材料 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验药品 |
| 2.2.2 实验仪器 |
| 2.2.3 实验步骤 |
| 2.2.4 测试与表征 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 球型Al原料形貌粒径分析 |
| 2.3.2 球型核壳结构Al@Al_2O_3 杂化颗粒的表征 |
| 2.3.3 Al@Al_2O_3/Epoxy导热绝缘复合材料的截面形貌 |
| 2.3.4 Al@Al_2O_3/Epoxy导热绝缘复合材料的绝缘性能 |
| 2.3.5 Al@Al_2O_3/Epoxy导热绝缘复合材料的导热性能 |
| 2.3.6 Al@Al_2O_3/Epoxy导热绝缘复合材料的热稳定性能 |
| 2.3.7 Al@Al_2O_3/Epoxy导热绝缘复合材料的热管理应用 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 球型Al_2O_3-AlN颗粒复配填充硅橡胶制备高导热的热界面材料 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验药品 |
| 3.2.2 实验仪器 |
| 3.2.3 实验步骤 |
| 3.2.4 测试与表征 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 球型Al_2O_3-AlN颗粒的形貌分析 |
| 3.3.2 表面改性Al_2O_3-AlN颗粒的红外光谱分析 |
| 3.3.3 Al_2O_3-AlN的粒度分布及级配理论分析 |
| 3.3.4 Al_2O_3-AlN/硅橡胶导热垫片的导热性能 |
| 3.3.5 Al_2O_3-AlN/硅橡胶导热垫片的断面分析 |
| 3.3.6 Al_2O_3-AlN/硅橡胶导热垫片的冷热冲击稳定性分析 |
| 3.3.7 Al_2O_3-AlN/硅橡胶导热垫片的硬度分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（5）基于液态金属强化传热的双连续相热界面材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 微电子系统的热效应和电迁移 |
| 1.1.1 芯片的热效应 |
| 1.1.2 热效应的危害 |
| 1.1.3 电子系统的电迁移 |
| 1.2 电子封装热管理基础 |
| 1.2.1 基本传热原理 |
| 1.2.2 常见电子封装技术及其热特性 |
| 1.3 热界面材料概述 |
| 1.3.1 热界面材料及其特性 |
| 1.3.2 商用的热界面材料产品介绍 |
| 1.3.3 国内外热界面材料研究进展 |
| 1.4 选题思路及研究内容 |
| 1.4.1 选题思路 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 热界面材料的制备工艺与微观组织 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与制备工艺 |
| 2.2.1 实验原料及选用理由 |
| 2.2.2 热界面材料的制备工艺 |
| 2.3 热界面材料的微观组织 |
| 2.3.1 实验方法与实验设备 |
| 2.3.2 实验结果与分析讨论 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 液态金属/金刚石界面的结构与热导 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 液态金属/金刚石的界面结构 |
| 3.2.1 实验方法与实验设备 |
| 3.2.2 实验结果与分析讨论 |
| 3.3 液态金属/金刚石的界面热导 |
| 3.3.1 实验方法与实验设备 |
| 3.3.2 实验结果与分析讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 热界面材料的导热性能及影响因素 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与实验设备 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 实验设备 |
| 4.3 实验结果与分析讨论 |
| 4.3.1 组分比例与成型压力对导热性能的影响 |
| 4.3.2 其它因素对热界面材料导热性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热界面材料的力学性能及影响因素 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法与实验设备 |
| 5.3 实验结果与分析讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热界面材料的界面传热性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法与实验设备 |
| 6.2.1 实验方法 |
| 6.2.2 实验设备 |
| 6.3 实验结果与分析讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 电子封装中焊点的电迁移各向异性 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法与实验设备 |
| 7.3 实验结果与分析讨论 |
| 7.3.1 电迁移各向异性的实验现象 |
| 7.3.2 电迁移各向异性的理论分析 |
| 7.3.3 电迁移各向异性的应用价值 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 全文总结与展望 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.1.1 双连续相结构复合热界面材料研究 |
| 8.1.2 电子封装中焊点的电迁移各向异性 |
| 8.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（6）Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 电子封装材料 |
| 2.1.1 电子封装材料简述 |
| 2.1.2 电子封装散热材料发展 |
| 2.2 金刚石颗粒增强金属基复合材料 |
| 2.2.1 金刚石简介 |
| 2.2.2 金刚石颗粒增强金属基复合材料的制备方法 |
| 2.2.3 金刚石颗粒增强金属基复合材料的界面作用 |
| 2.2.4 金刚石颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 2.3 硼改性金刚石颗粒增强铜基复合材料的研究现状 |
| 2.3.1 碳化硼镀覆金刚石颗粒增强铜基复合材料 |
| 2.3.2 金刚石颗粒增强铜硼基复合材料 |
| 2.4 金刚石颗粒增强金属基复合材料的有限元分析 |
| 2.5 选题背景与研究意义 |
| 3 研究内容及实验方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 复合材料的制备方法 |
| 3.2.3 组织形貌观察和物相分析 |
| 3.2.4 性能测试 |
| 3.3 有限元分析 |
| 4 Cu-B/diamond复合材料的界面结构和导热性能 |
| 4.1 Cu-B/diamond复合材料的界面结构 |
| 4.1.1 硼的添加对铜基体显微组织的影响 |
| 4.1.2 Cu-B/diamond复合材料的微观组织 |
| 4.1.3 Cu-B/diamond复合材料的界面结构 |
| 4.1.4 Cu-B/diamond复合材料的界面形成机制 |
| 4.2 Cu-B/diamond复合材料的热导率 |
| 4.2.1 硼的添加对铜基体热导率的影响 |
| 4.2.2 Cu-B/diamond复合材料的热导率和影响机制 |
| 4.2.3 复合材料热导率的解析模型预测 |
| 4.2.4 复合材料传热行为的有限元模拟 |
| 4.3 Cu-B/diamond复合材料的界面结构优化 |
| 4.4 Cu-B/diamond复合材料的高温热导率 |
| 4.5 热循环对Cu-B/diamond复合材料热导率的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Cu-B/diamond复合材料的热膨胀性能 |
| 5.1 Cu-B/diamond复合材料的热膨胀系数 |
| 5.2 Cu-B/diamond复合材料热膨胀系数的理论预测和文献对比 |
| 5.2.1 热膨胀系数的理论预测 |
| 5.2.2 文献对比 |
| 5.3 热循环对Cu-B/diamond复合材料热膨胀系数的影响 |
| 5.4 热循环塑性应变的理论计算 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Cu-B/diamond复合材料的力学性能 |
| 6.1 Cu-B/diamond复合材料的拉伸性能 |
| 6.2 Cu-B/diamond复合材料的压缩性能 |
| 6.3 Cu-B/diamond复合材料的弯曲性能 |
| 6.4 复合材料界面结合能的理论计算 |
| 6.5 复合材料拉伸应力-应变曲线的理论预测 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论及创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 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 |
（7）微纳尺度下非晶碳基薄膜的动态接触行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 非晶碳基薄膜概述 |
| 1.2.1 非晶碳基薄膜的成分、结构与分类 |
| 1.2.2 非晶碳基薄膜的性能与应用 |
| 1.2.3 非晶碳基薄膜的制备方法 |
| 1.2.4 非晶碳基薄膜的缺点与改性 |
| 1.3 非晶碳基薄膜滑动摩擦研究现状 |
| 1.3.1 薄膜滑动摩擦磨损理论 |
| 1.3.2 非晶碳基薄膜的摩擦学机理 |
| 1.3.3 非晶碳基薄膜的摩擦学内在影响因素 |
| 1.3.4 非晶碳基薄膜的摩擦学外在影响因素 |
| 1.4 非晶碳基薄膜微动磨损研究概述 |
| 1.4.1 微动磨损基本概念 |
| 1.4.2 微动工况图理论 |
| 1.4.3 非晶碳基薄膜微动磨损研究现状 |
| 1.5 非晶碳基薄膜纳米冲击研究概述 |
| 1.5.1 仪器化纳米压痕仪在非晶碳基薄膜中的应用 |
| 1.5.2 多次纳米冲击对涂层疲劳断裂性能研究发展 |
| 1.5.3 高精度纳米冲击对材料动态力学性能评估研究现状 |
| 1.6 本课题研究内容 |
| 第二章 试验材料与表征方法 |
| 2.1 试验装置与材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 实验装置 |
| 2.2 薄膜微观结构与形貌表征 |
| 2.2.1 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.2.2 原子力显微镜(AFM) |
| 2.2.3 光学显微镜(OM) |
| 2.2.4 白光干涉仪 |
| 2.2.5 聚焦离子束切割(FIB) |
| 2.2.6 X射线衍射仪(XRD) |
| 2.2.7 拉曼光谱仪(Raman) |
| 2.2.8 X射线光电子能谱仪(XPS) |
| 2.3 薄膜力学性能表征 |
| 2.3.1 薄膜基体结合强度评估 |
| 2.3.2 薄膜内应力评估 |
| 2.3.3 准静态纳米压痕测试 |
| 2.4 薄膜动态接触行为表征 |
| 2.4.1 滑动摩擦试验 |
| 2.4.2 微动磨损试验 |
| 2.4.3 纳米冲击试验 |
| 第三章 厚度对非晶碳基薄膜的纳米摩擦学行为影响研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同厚度非晶碳基薄膜的制备 |
| 3.3 厚度对非晶碳基薄膜的结构与性能影响 |
| 3.3.1 厚度对非晶碳基薄膜的微观形貌和结构影响 |
| 3.3.2 厚度对非晶碳基薄膜的力学性能影响 |
| 3.3.3 厚度对非晶碳基薄膜纳米摩擦学行为的影响 |
| 3.3.4 非晶碳基薄膜在低接触应力下的摩擦磨损机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 偏压梯度非晶碳基薄膜的微动磨损行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 偏压梯度非晶碳基薄膜的制备 |
| 4.3 偏压梯度非晶碳基薄膜的微观结构与形貌表征 |
| 4.4 偏压梯度非晶碳基薄膜的力学行为表征 |
| 4.4.1 偏压梯度GLC薄膜的内应力评估 |
| 4.4.2 偏压梯度GLC薄膜的纳米力学性能评估 |
| 4.4.3 偏压梯度GLC薄膜的结合强度评估 |
| 4.5 偏压梯度非晶碳基薄膜的微动磨损性能及机理研究 |
| 4.5.1 不同沉积偏压GLC薄膜的微动磨损行为研究 |
| 4.5.2 偏压梯度GLC薄膜的微动磨损机理研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 非晶碳基薄膜的冲击疲劳行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纳米冲击对超薄ta-C薄膜的疲劳失效机理与保护作用研究 |
| 5.2.1 超薄ta-C薄膜的制备及表征 |
| 5.2.2 超薄ta-C薄膜的纳米力学行为评估 |
| 5.2.3 超薄ta-C薄膜的纳米冲击行为研究 |
| 5.2.4 超薄ta-C薄膜的失效机制以保护作用分析 |
| 5.3 微冲击对高厚度非晶碳基薄膜的冲击疲劳行为研究 |
| 5.3.1 高厚度a-C和a-C:H薄膜的制备 |
| 5.3.2 高厚度a-C和a-C:H薄膜的纳米力学行为评估 |
| 5.3.3 高厚度a-C和a-C:H薄膜的微冲击行为及断裂分析 |
| 5.3.4 微纳冲击技术目前的状态及未来发展趋势 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 非晶碳基薄膜的动态力学行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 高精度纳米冲击过程中的物理模型分析 |
| 6.3 非晶碳基薄膜的动态硬度分析 |
| 6.3.1 纳米冲击曲线分析 |
| 6.3.2 冲击形貌分析 |
| 6.3.3 冲击能量分析 |
| 6.3.4 动态硬度Hd分析 |
| 6.4 硬质涂层的动态韧性分析 |
| 6.4.1 CrN涂层的制备与表征 |
| 6.4.2 CrN涂层的准静态力学性能 |
| 6.4.3 CrN涂层的纳米冲击曲线分析 |
| 6.4.4 CrN涂层的冲击形貌以断裂机理分析 |
| 6.4.5 CrN涂层的动态断裂韧性分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 论文总结、创新点与展望 |
| 7.1 论文总结 |
| 7.2 论文的主要创新点 |
| 7.3 论文展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位论文期间发表的论文和其他成果 |
（8）基于曲梁的负刚度结构设计及其力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.1.1 课题的背景 |
| 1.1.2 课题研究的目的和意义 |
| 1.2 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 单稳态和双稳态结构研究现状 |
| 1.2.2 负刚度定义 |
| 1.2.3 曲梁双曲机制 |
| 1.2.4 蜂窝结构研究现状 |
| 1.2.5 弹性不稳定屈曲结构分类 |
| 1.3 国内外文献综述简析 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 金属负刚度结构设计、制备及力学性能分析 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 金属负刚度结构的设计与制备 |
| 2.3 金属负刚度结构力学性能分析 |
| 2.3.1 准静态压缩性能分析 |
| 2.3.2 结构参数分析 |
| 2.3.3 可重用特性研究 |
| 2.3.4 退火处理 |
| 2.3.5 三维金属负刚度结构 |
| 2.3.6 力学性能对比 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 复合型负刚度结构的设计与制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合型负刚度结构设计 |
| 3.3 复合型负刚度结构制备 |
| 3.3.1 母材及工艺选取 |
| 3.3.2 材料基本力学性能测试 |
| 3.3.3 结构制备 |
| 3.4 硬材料PA(尼龙)厚度的确定 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 复合型负刚度结构准静态力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 理论分析 |
| 4.3 试验及仿真 |
| 4.3.1 试验及结果分析 |
| 4.3.2 仿真及结果分析 |
| 4.3.3 力学性能对比 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 复合型负刚度结构动力学分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合型负刚度结构动态振动试验研究 |
| 5.2.1 动态振动试验的原理及平台构建 |
| 5.2.2 振动试验步骤 |
| 5.2.3 振动试验结果分析 |
| 5.3 复合型负刚度结构低速冲击试验研究 |
| 5.3.1 冲击试验的原理及平台构建 |
| 5.3.2 冲击试验步骤 |
| 5.3.3 冲击试验结果分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（9）GCr15轴承钢表面固体渗铬层与铬钒共渗层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 轴承钢 |
| 1.1.1 轴承钢概述 |
| 1.1.2 轴承钢的表面处理现状 |
| 1.2 化学热处理概述 |
| 1.2.1 化学热处理定义与分类 |
| 1.2.2 渗入元素在钢中的作用 |
| 1.2.3 化学热处理的基本过程 |
| 1.2.4 化学热处理渗层的形成过程 |
| 1.2.5 固体粉末包埋法 |
| 1.3 渗铬以及多元共渗 |
| 1.3.1 渗铬层显微组织 |
| 1.3.2 渗铬的作用 |
| 1.3.3 含铬多元共渗 |
| 1.4 稀土元素的表面应用 |
| 1.5 本课题的研究目的及内容 |
| 第二章 渗层的制备与表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验材料及处理 |
| 2.1.2 渗剂 |
| 2.2 渗层的制备 |
| 2.2.1 实验仪器设备 |
| 2.2.2 渗层制备 |
| 2.3 渗层性能的表征 |
| 2.3.1 渗层表面与截面形貌分析 |
| 2.3.2 渗层相结构分析 |
| 2.3.3 渗层硬度测试 |
| 2.3.4 渗层结合强度测试 |
| 2.3.5 渗层摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.6 渗层冲击韧性 |
| 第三章 预处理对渗铬制备工艺及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 预处理的选择 |
| 3.2.1 试验方法 |
| 3.2.2 表面形貌 |
| 3.2.3 截面形貌和EDS分析 |
| 3.2.4 物相结构分析 |
| 3.2.5 显微硬度及结合强度 |
| 3.3 渗铬时间对渗铬层的影响 |
| 3.3.1 表面形貌 |
| 3.3.2 截面形貌 |
| 3.3.3 物相结构分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 稀土掺杂对Cr-RE渗层的影响研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同稀土掺杂对渗铬的影响 |
| 4.2.1 表面形貌 |
| 4.2.2 截面形貌 |
| 4.2.3 物相结构分析 |
| 4.2.4 显微硬度及压痕形貌 |
| 4.2.5 摩擦学性能 |
| 4.3 稀土含量对渗铬的影响 |
| 4.3.1 试验方法 |
| 4.3.2 表面形貌 |
| 4.3.3 截面形貌 |
| 4.3.4 物相结构分析 |
| 4.3.5 显微硬度及压痕形貌 |
| 4.3.6 摩擦学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 铬钒稀土多元共渗工艺及性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铬钒共渗工艺优化及性能研究 |
| 5.2.1 试验方法 |
| 5.2.2 表面形貌 |
| 5.2.3 截面形貌 |
| 5.2.4 界面线扫描结果 |
| 5.2.5 物相结构分析 |
| 5.2.6 显微硬度及压痕形貌 |
| 5.2.7 摩擦学性能 |
| 5.3 最优铬钒共渗层与渗铬层性能研究 |
| 5.3.1 不同载荷下摩擦学性能 |
| 5.3.2 冲击试验 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 论文的主要结论 |
| 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（10）准静态和冲击载荷下金刚石颗粒破碎特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金刚石的结构与性质 |
| 1.2.1 金刚石的晶体结构 |
| 1.2.2 金刚石的力学性质 |
| 1.2.3 金刚石的形貌特征 |
| 1.2.4 金刚石的表面缺陷 |
| 1.3 脆性材料微观断裂破碎机理及研究现状 |
| 1.3.1 裂纹形核 |
| 1.3.2 裂纹扩展 |
| 1.3.3 断口形貌 |
| 1.3.4 破碎方式 |
| 1.4 金刚石破碎特性的应用领域 |
| 1.4.1 金刚石微粉的制备 |
| 1.4.2 金刚石制品的使用 |
| 1.5 金刚石材料断裂破碎研究现状 |
| 1.6 研究内容和意义 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 研究意义 |
| 2 实验材料、方案及表征方法 |
| 2.1 实验原料与实验仪器 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 静压破碎实验 |
| 2.2.2 冲击破碎实验 |
| 2.3 金刚石的分析表征方法 |
| 2.3.1 光学显微镜分析 |
| 2.3.2 颗粒图像分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.4 X射线能谱分析 |
| 3 准静态载荷下金刚石颗粒破碎特性及机理分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原料颗粒分析 |
| 3.2.1 不同品级金刚石颗粒 |
| 3.2.2 不同晶形金刚石颗粒 |
| 3.3 抗压强度分析 |
| 3.3.1 不同品级金刚石颗粒抗压强度分析 |
| 3.3.2 不同晶形金刚石颗粒抗压强度分析 |
| 3.4 裂纹在金刚石表面的形核和扩展 |
| 3.4.1 多次逐渐加压样品断裂形貌分析 |
| 3.4.2 不同断裂程度形貌分析 |
| 3.4.3 热处理对表面裂纹的影响 |
| 3.5 断口形貌特征及其形成机理分析 |
| 3.5.1 解理面断口形貌及形成机理分析 |
| 3.5.2 解理面不同的台阶花样及形成机理分析 |
| 3.5.3 其他晶面断口形貌及形成机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 冲击载荷下金刚石颗粒破碎特性及机理分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 循环冲击应力下金刚石颗粒的破碎特性 |
| 4.2.1 粒度对金刚石颗粒破碎特性的影响 |
| 4.2.2 品级对金刚石颗粒破碎特性的影响 |
| 4.2.3 冲击次数对金刚石颗粒破碎特性的影响 |
| 4.3 气流冲击作用下金刚石颗粒破碎特性 |
| 4.4 静压破碎与冲击破碎断口形貌对比分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 个人简历 |
| 致谢 |
四、冲击试验后金刚石样品的分类与表征（论文参考文献）
- [1]Cr基金属/氮化物涂层的制备、结构及抗冲蚀性能研究[D]. 王迪. 西安理工大学, 2021
- [2]滨海环境中超深井井壁混凝土力学性能及微细观结构特征[D]. 周昱程. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]金属掺杂类金刚石薄膜制备及增韧机理[D]. 崔光映. 中国地质大学(北京), 2021
- [4]有机/无机复合热界面材料的制备与性能研究[D]. 毛大厦. 中国科学院大学(中国科学院深圳先进技术研究院), 2020(07)
- [5]基于液态金属强化传热的双连续相热界面材料研究[D]. 位松. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [6]Cu-B/diamond复合材料的制备、结构与性能[D]. 白光珠. 北京科技大学, 2020(06)
- [7]微纳尺度下非晶碳基薄膜的动态接触行为研究[D]. 史相如. 东南大学, 2019
- [8]基于曲梁的负刚度结构设计及其力学性能研究[D]. 陈帅. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [9]GCr15轴承钢表面固体渗铬层与铬钒共渗层的制备及性能研究[D]. 唐相国. 华南理工大学, 2019(01)
- [10]准静态和冲击载荷下金刚石颗粒破碎特性研究[D]. 吕奕龙. 郑州大学, 2019(09)