一、Preparation of α-Al_2O_3 base ceramic coating on aluminum alloy via thermo-decomposition of diaspore（论文文献综述）
Guanglin NIE,Yehua LI,Pengfei SHENG,Fei ZUO,Haolin WU,Leiren LIU,Xin DENG,Yiwang BAO,Shanghua WU[1]（2021）在《Microstructure refinement–homogenization and flexural strength improvement of Al2O3 ceramics fabricated by DLP-stereolithography integrated with chemical precipitation coating process》文中研究指明In this study,the chemical precipitation coating （CP） process was creatively integrated with DLP-stereolithography based 3D printing for refining and homogenizing the microstructure of 3D printed Al2O3 ceramic.Based on this novel approach,Al2O3 powder was coated with a homogeneous layer of amorphous Y2O3,with the coated Al2O3 powder found to make the microstructure of 3D printed Al2O3 ceramic more uniform and refined,as compared with the conventional mechanical mixing （MM） of Al2O3 and Y2O3 powders.The grain size of Al2O3 in Sample CP is 64.44%and51.43%lower than those in the monolithic Al2O3 ceramic and Sample MM,respectively.Sample CP has the highest flexural strength of 455.37±32.17 MPa,which is 14.85%and 25.45%higher than those of Samples MM and AL,respectively;also Sample CP has the highest Weibull modulus of16.88 among the three kinds of samples.Moreover,the fine grained Sample CP has a close thermal conductivity to the coarse grained Sample MM because of the changes in morphology of Y3Al5O12phase from semi-connected （Sample MM） to isolated （Sample CP）.Finally,specially designed fin-type Al2O3 ceramic heat sinks were successfully fabricated via the novel integrated process,which has been proven to be an effective method for fabricating complex-shaped Al2O3 ceramic components with enhanced flexural strength and reliability.
魏兵剑,程昱琳,刘媛媛,朱准达,程英亮[2]（2021）在《磁控溅射和等离子体电解氧化双重工艺处理AZ31镁合金的耐蚀和耐磨性能（英文）》文中进行了进一步梳理为了提高AZ31镁合金的耐磨和耐腐蚀性能,通过磁控溅射法在合金表面涂覆约11μm的纯铝层,然后分别在铝酸盐和硅酸盐电解液中通过等离子电解氧化（PEO）进行表面处理。涂层的性能通过干滑动摩擦试验和电化学腐蚀试验进行研究。铝酸盐涂层在10和20 N的负载下均表现出良好的耐磨性能;硅酸盐涂层只在较低的载荷下（10 N）表现出良好的耐磨性能,在20 N下涂层被破坏。腐蚀测试表明,仅经磁控溅射处理的Al层不能对Mg衬底提供良好的腐蚀保护。但是,PEO/Al双层涂层能显着提高样品的耐蚀性能。根据电化学测试,铝酸盐和硅酸盐涂层的腐蚀电流密度分别为～1.6×10-6和～1.1×10-6A/cm2,该数值比未镀膜AZ31合金的腐蚀电流密度低两个数量级。此外,浸泡试验和电化学阻抗谱（EIS）表明,铝酸盐涂层表现出比硅酸盐涂层更好的长效腐蚀防护性能。
迟一鸣[3]（2021）在《铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能》文中研究说明铝合金比强度高、导电导热性好、易于加工、并且具有一定的耐蚀性,因此在汽车制造、航空航天等领域有着广泛的应用。然而,铝合金表面硬度低、耐磨性差,这些不足极大地限制了其在摩擦磨损环境中的使用。表面改性技术可以在保持铝合金本身优异性能的基础上提高其表面性能,为制造业的“高效、节能”发展提供有效手段。除了热喷涂、电镀、阳极氧化、微弧氧化等表面技术,激光表面改性拥有快速凝固、热影响小、冶金结合好等特点,随着激光器的发展,铝合金表面激光改性技术受到了越来越多的关注。本文设计了“Fe+Al”、“Fe基合金”、“Fe基合金+B4C”、“Fe基合金+B4C+Ti”、“Fe基合金+h-BN”、“Fe基合金+h-BN+Ti”六种合金化材料体系,通过预置涂层法在6061铝合金表面制备出金属间化合物涂层,或以金属间化合物为基、多元陶瓷为增强相的复合涂层,综合讨论了合金化材料成分配比、激光工艺参数等对合金化层组织及性能的影响,并分析了原位生成陶瓷相的界面结构、形核机制及生长机理。使用不同配比的Fe粉和Al粉作为合金化材料,制备得到的合金化层主要由Fe4Al13,FeAl,Fe3Al和α-Al构成组成。富Fe熔体由于比重较大下沉至熔池底部,形成以“白亮带”为特征的过渡区,组织具有分层现象。此外,Fe和Al之间的放热反应促使界面处的基体进一步熔化,最终形成“锯齿状”界面。70Fe-30Al涂层耐磨性最好,磨损体积为基体的9.2%。使用Fe基合金作为预置涂层材料制备的合金化层由先析出的Fe-Al化合物及网状共晶组织构成,合金化层组织均匀致密,硬度约为459 HV0.2,是基体的6.8倍,磨损体积减小至基体的11.33%。选用“Fe基合金+B4C”体系制备的合金化层主要由Fe4Al33,FeAl,Fe3Al,Cr2B,CrB,Cr2B3,AlB2,Cr23C6,Cr7C3,Al4C3,α-Al组成。涂层硬度随预置粉末中B4C添加量的增多逐渐升高,添加20 wt.%B4C时,合金化层硬度高达531 HV0.2,但此时涂层脆性增加,缺陷增多,耐磨性变差。B4C添加量为10 wt.%的合金化层磨损失重最小,仅为基体的18.2%。向“Fe基合金+B4C”材料体系中添加Ti粉能够改善熔池的润湿性,并可通过Ti与B4C的反应原位生成TiC、TiB2等细小的强化相。合金化层主要由Fe4Al13,Cr2B,Cr7C3,TiB2,TiC和α-Al组成,当Ti的添加量提高到45 wt.%时,合金化层中还生成了 Al3Ti。添加30 wt.%Ti的涂层性能最好,硬度高达520 HV0.2,磨损体积仅为基体的7.2%。当Ti的添加量提高到45 wt.%后,合金化层组织的粗化及脆性相Al3Ti的形成导致硬度和耐磨性有所下降。在“Fe基合金+10 wt.%B4C+30 wt.%Ti”合金化层中,TiC小颗粒在先析出的短棒状TiB2表面异质形核,形成了 TiB2/TiC复合组织。两相界面存在[1210]TiB2//[011]TiC和（0001）TiB2//（111）TiC的晶体学位向关系,错配度仅为1.049%,表明TiB2可为TiC异质形核的最有效核心。“Fe基合金+h-BN”材料体系制备的合金化层主要由Fe4Al13,（Fe,Cr）,AlN,Cr2B,FeNx,α-Al等物相组成。激光合金化过程中密度较小的h-BN上浮到熔池表面造成严重烧损,且其含量增加到10 wt.%时熔池燃烧剧烈、合金化层稀释率过高,硬度和耐磨性急剧下降。向“Fe基合金+h-BN”材料体系中添加Ti粉能够减少预置涂层材料的烧损、改善熔池的润湿性,并通过Ti与h-BN的反应原位生成TiN,TiB2和TiB等强化相进一步提高表面性能。在熔池凝固过程中,AlN以亚稳态面心立方结构在先析出的颗粒状TiN表面异质形核并包围其生长,形成TiN/AlN复合组织。两相的晶面错配度约为9%,为中等有效形核。在室温、200℃和400℃下,添加15 wt.%Ti的合金化层磨损体积分别为相同条件下基体的8.2%、7.4%和10.1%,耐磨性显着提高。
罗瀚[4]（2021）在《中子屏蔽/隔热一体化硼酸铝基陶瓷材料的制备与结构设计》文中进行了进一步梳理核材料技术既是保障现有核能系统安全运行的基础,也是设计开发新型核反应堆的重要前提。作为核材料体系中不可忽视的关键部分,核用隔热材料可以降低涉核高温工质在传输过程中的热能损耗,在提升能源利用效率的基础上提高核电站的经济效益。目前核用隔热材料以纤维制品和金属材料为主,前者在更换时产生大量放射性粉尘危害操作人员的生理健康,后者的制备工艺相对复杂、成本居高不下。此外,针对不断发展的核能系统对核材料提出的更高要求,基于“结构-多功能一体化”设计理念,在现有核用隔热材料基础上赋予其中子屏蔽性能,即研发中子屏蔽/隔热一体化材料,可以保障核能系统中高温工质传输管道在高剂量辐照下的结构稳定性,具有重要的应用价值。本文以硼酸铝基陶瓷为主要研究对象,其兼具高强度、低密度、低热导率和中子屏蔽等优异特性,是极为理想的中子屏蔽/隔热一体化设计的基体材料。在此基础上,沿着“反应自结合、液相烧结、复相强化以及轻量化设计”研究思路,系统探究了硼酸铝基陶瓷的物相转化规律以及显微结构演变等,制备了同时具有良好中子屏蔽性能和隔热性能的硼酸铝基泡沫陶瓷并对其进行了梯度结构设计,建立了高锲合度的材料本征属性与辐射屏蔽性能的构效关联数学模型,最终实现了中子屏蔽/隔热一体化设计。主要内容如下:（1）反应自结合制备硼酸铝陶瓷并对其反应途径进行探索。利用调整铝硼摩尔比后的α-Al2O3/2Al2O3·B2O3微粉为原料,不仅避免了α-Al2O3/H3BO3低温分解成孔,且无富余α-Al2O3相,在提高试样力学性能的基础上有效降低了热膨胀系数和陶瓷骨架的导热系数;基于Beer-Lambert公式的幂函数转化方程探究了硼元素分散密度ρd和厚度x对中子屏蔽性能的影响。证明了将硼酸铝陶瓷作为中子屏蔽/隔热一体化设计基础材料的可行性。（2）添加Bi2O3作为硼酸铝陶瓷的“功能化烧结助剂”。Bi2O3可在降低硼酸铝陶瓷烧结活化能的基础上赋予其γ射线屏蔽能力,这也是后续引入含钆中子屏蔽剂的前提。加入3 wt%的Bi2O3可降低约50%的烧结活化能,且Bi2O3促进试样烧结致密化的作用大于反应生成9Al2O3·2B2O3的体积膨胀效应,并在此基础上探究了硼/铋元素的分散密度和厚度对其试样的辐射屏蔽性能的影响。（3）在硼酸铝骨架中生成硼酸钆第二相,实现中子屏蔽性能的复相强化。选用轻质高强且具有γ射线屏蔽能力的掺杂Bi2O3硼酸铝陶瓷作为基体,可在一定程度上避免Gd受中子激发产生γ射线基础上提高试样的力学性能。Gd2O3的加入会导致体系中重新出现α-Al2O3,反应生成的Gd BO3在材料内部呈现独特的织构状分布形式,且伴随大量微观裂纹的产生。结合高温结构稳定性测试和有限元方法探究了复相陶瓷的高温结构稳定性,引入Gd2O3中子屏蔽剂可大幅度强化试样的中子屏蔽性能,复相陶瓷的中子屏蔽率最高可达82.8%。（4）实现硼酸铝基泡沫陶瓷的可控轻量化制备,并对其进行梯度结构设计。通过控制工艺参数可有效调控陶瓷料浆的流变学参数进而分别实现反应自结合硼酸铝和硼酸铝-硼酸钆复相陶瓷的可控轻量化设计。随着泡沫陶瓷气孔率的上升,其孔径分布由单峰分布转变为多峰分布,且平均孔径显着增加。升高热处理温度会使复合泡沫陶瓷孔筋处的Gd BO3晶内裂纹逐渐消失,转变为9Al2O3·2B2O3与Gd BO3的互锁结构,进而有效提高试样的比强度。COMSOL Multiphysics软件和中子屏蔽性能测试证明了具有梯度结构的泡沫陶瓷不仅可以有效提高隔热效率,而且具有优异的中子屏蔽性能和力学强度,所得结果佐证了本文的“中子屏蔽/隔热一体化设计”理念。
韩藏娟[5]（2021）在《Al-12wt%Si合金微胶囊的设计、制备与性能优化》文中指出高温相变蓄热材料在太阳能光热发电、工业余热回收、工业窑炉蓄热等领域都有着广泛的应用。与其他高温相变蓄热材料相比,Al-Si合金具有相变潜热大、相变温度高、导热系数大、化学性质相对稳定等优点,是高温相变蓄热领域的理想材料。然而Al-Si合金在发生相变时会有液相产生,因此,对其进行封装是发挥其蓄热功能的前提。本文围绕Al-12wt%Si合金微胶囊的制备,利用Ansys商业软件对微胶囊的球形度、壳层厚度、壳层结构和壳层材料物性参数对壳层应力分布的影响进行了数值模拟,以此为基础,选取了两种不同杂质含量和球形度的Al-12wt%Si合金颗粒为原料,用水蒸气氧化法对其进行处理形成Al-12wt%Si@Al（OH）3颗粒后再热处理,制备Al-12wt%Si@Al2O3微胶囊,分析杂质含量、水蒸气压力和保压时间以及球形度、热处理温度对Al-12wt%Si@Al2O3微胶囊形貌与性能的影响,研究壳层形成机理;然后,对上述Al-12wt%Si@Al（OH）3颗粒进行硅溶胶浸渍后再热处理,制备了以氧化铝为内壳层、莫来石为外壳层的双壳层微胶囊Al-12wt%Si@Al2O3@mullite,并对其具有优异热循环性能的机理进行了研究;最后,将水蒸气氧化-硅溶胶浸渍后形成的微胶囊前驱体,引入到莫来石陶瓷材料中,通过热处理在陶瓷基体中原位形成以Al-12wt%Si为核的微胶囊,制备了具有相变潜热、高导热、高比热和优异热循环性能的高温相变蓄热复合陶瓷材料,研究了微胶囊前驱体加入量和焙烧温度对高温相变蓄热复合陶瓷性能的影响。研究结果表明:（1）微胶囊的球形度、壳层厚度、壳层结构和壳层材料物性参数都对壳层的应力分布有影响。当Al-12wt%Si合金微胶囊的球形度为1时,壳层的应力均匀分布;当Al-12wt%Si合金微胶囊壳层为单壳层时,核壳界面处的应力随壳层厚度的增加而减小;当Al-12wt%Si合金微胶囊壳层为双壳层、总厚度不变且内外壳层同为致密陶瓷材料时,内外壳层厚度比对壳层应力分布影响较小;内外壳层材料物性参数相差较大时,对壳层应力分布影响较大:内壳层为致密陶瓷材料、外壳层为多孔材料时,双壳层界面处应力陡然减小,当外壳层材料为金属时,双壳层界面处应力陡然增大。（2）Al-12wt%Si合金的杂质含量、水蒸气浓度、压力和保压时间与Al-12wt%Si@Al（OH）3颗粒的制备密切相关。杂质含量影响Al-12wt%Si@Al（OH）3颗粒表面的Al（OH）3晶体形貌:相同的水蒸气环境中,杂质含量高的原料表面由于出现阴极极化,易生成拜耳石,杂质含量低的原料表面由于出现阳极极化,易生成勃姆石;随着水蒸气压力增大,拜耳石和勃姆石晶体有生长在一起形成晶体平台的趋势;随着保压时间的延长,拜耳石数量先增大再减小,勃姆石数量则逐渐增加。（3）由不同球形度的Al-12wt%Si颗粒制备的Al-12wt%Si@Al2O3微胶囊具有不同的形貌和性能。由球形度较好的Al-12wt%Si合金颗粒制备的Al-12wt%Si@Al2O3微胶囊形貌好、壳层完整,相变潜热随热处理温度的升高和热循环次数的增加而降低。壳层形成机理为:温度升高过程中,Al（OH）3脱水分解形成Al2O3壳层对Al-12wt%Si合金进行包裹,同时空气中的O2扩散穿过刚形成还并不致密的Al2O3壳层,并与合金中的Al发生反应生成Al2O3晶体,直至热处理结束,Al2O3晶体生长并穿透Al2O3壳层,形成具有Al2O3晶体簇锚固的微胶囊壳层。（4）在上述基础上,将Al-12wt%Si@Al（OH）3颗粒置于硅溶胶中浸渍,再经过1100°C热处理,得到Al-12wt%Si@Al2O3@mullite双壳层微胶囊。此双壳层微胶囊形貌更好、壳层更完整、热循环性能优异,相变潜热高达367.1 J·g-1,3000次热循环后相变潜热仍可保持90.4%。此双壳层微胶囊的热循环性能优异是因为氧化铝内壳层为其提供强度支撑、莫来石外壳层提供热应力缓冲,且外壳层的“海绵效应”又可为Al-12wt%Si的固-液相变提供体积缓冲。根据所推导的公式可知,当微胶囊的比表面积与孔径乘积的四分之一大于液态和固态相变材料密度倒数之差时,微胶囊内部的相变材料在固-液相变时不易溢出壳层。（5）根据上述实验,将硅溶胶浸渍后的Al-12wt%Si@Al（OH）3颗粒作为微胶囊前驱体引入到莫来石陶瓷材料中,制成高温相变蓄热复合陶瓷材料。其常温耐压强度、常温抗折强度、热震稳定性、导热系数和相变潜热随微胶囊前驱体加入量的增加而增加,但是,随着热处理温度的升高,常温耐压强度、常温抗折强度增加,而相变潜热降低,热震稳定性和导热系数先升高后降低。当微胶囊前驱体加入量为45wt%、热处理温度为1300°C时,高温相变蓄热复合陶瓷经3000次热循环后相变潜热比热循环前仅下降了6.63%,且在50500°C升温范围内吸热量为无相变潜热的空白样的1.7倍。
宋可可,黄浩,鲁梦婕,杨安春,翁杰,段可[6]（2021）在《水热制备锌、硅、镁、铁等元素掺杂羟基磷灰石及其表征》文中研究指明微量元素掺杂是赋予羟基磷灰石材料更多生物学功能的一条有效途径,但不同元素的掺杂行为尚待进一步揭示。本研究使用并行水热合成方式,制备分别含有锌、硅、镁、铁、锰、铜、锶、硒、钴的9种羟基磷灰石粒子,并对其物理化学特性进行研究。结果表明,元素掺杂显着改变了羟基磷灰石粒子的形貌和晶体生长方向,但不改变其物相组成和官能团。晶体的（211）和（112）晶面衍射峰的强度均降低,结晶度下降。元素实际掺杂效率分析结果显示锰>锌>镁>铁（三价）>锶>钴>铜>硒>硅,与元素的离子半径大小相关。锰、锌、镁三种元素掺杂量较高,因其离子半径与其替代的钙离子接近。铜元素掺杂效率较低是由于其在合成溶液中与氨产生络合作用,硅元素和硒元素则因几何结构和电荷(SiO32-、SeO32-/PO43-)差异导致掺杂率低。本研究揭示了掺杂行为与离子特性之间的联系,为功能化羟基磷灰石的设计和开发提供有益的参考基础。
张曙光[7]（2021）在《阴极等离子电解沉积陶瓷涂层的结构性能及放电机制研究》文中认为阴极等离子电解沉积（Cathode Plasma Electrolytic Deposition;CPED）技术是一种直接高效且具有很大潜力的涂层制备技术,国内外关于CPED制备涂层的报道也在日益增多。然而,该技术中尚存在一些不清楚和研究不够完善的基础科学问题:缺乏对不同导电类型陶瓷涂层电学特性与涂层结构之间一般关联性的系统研究;涂层制备过程中涉及的相关放电机制等问题的研究也不够完善。这些问题的存在,使得采用CPED技术制备的涂层结构不易控制,无法获得较好的性能。对这些问题开展相关研究,可以丰富CPED技术的基础理论,提升CPED技术的可靠性和稳定性,并能进一步拓展其应用领域,对CPED技术的发展具有重要意义。本论文针对上述问题,系统研究了不同导电类型陶瓷涂层的结构特点,并基于电磁场理论建立了涂层电学特性与涂层结构之间的关联;在涂层电学特性与结构关联性分析的基础上,通过引入其它组分实现对涂层的改性,以改善涂层的结构与性能,并对相关机制进行研究。本文首先研究了 CPED沉积不同导电类型陶瓷涂层的典型结构,采用气-固双电介质层模型揭示了 CPED过程中的放电机制,基于电磁场理论得出了涂层结构与涂层电学特性的关联:CPED沉积过程中涂层的电场强度与气膜/涂层的电导率比（σgas/σcoating）具有正相关性,当该值较小时（例如在半导体和离子导体中的情形）,涂层中的电场强度较小,主要电击穿发生在气膜中,涂层的电击穿效果较弱,有利于获得结构较为致密的涂层。然后,本文基于涂层电学特性与结构关联性分析,通过在低电导率Al2O3涂层中引入碳（C,甘油作为碳源）,以提高涂层电导率,降低涂层孔隙率,改进涂层的抗高温氧化性能。分析表明,C在CPED等离子弧的高能作用下固溶至Al2O3晶格中,引起了 XRD晶面峰位和XPS结合能峰位的偏移。对C改性Al2O3能带结构的第一性原理计算表明,C的固溶降低了Al2O3的禁带宽度,提高了其电导率,从而导致涂层的孔隙率降低。较低的C引入量是较优的,较高的碳源引入会导致其在涂层中的残留,对涂层高温抗氧化性能不利。多孔γ-Al2O3具有较高的比表面积,被广泛应用于催化剂载体领域,但其在高温下容易相变至具有较低比表面积的α-Al2O3。通过稀土 Ce的添加改性可以抑制其高温相变,但同时也会由于涂层电导率变化引起多孔结构的变化。本文通过在CPED制备的多孔Al2O3涂层中引入Ce,抑制其向α-Al2O3的相变,并基于涂层电学特性与结构关联,探讨Ce的改性对涂层多孔结构的影响。研究分析表明,涂层中Ce主要以两种形式存在:CeO2和固溶Ce。引入的Ce能有效地抑制活性氧化铝（γ-Al2O3和η-Al2O3）向α-Al2O3相的转变。但过高的Ce引入会改变涂层电学特性,导致涂层孔隙率降低。综合而言,较低Ce引入量（1%Ce-Al2O3）的涂层是较优的,其表现出比未改性Al2O3涂层更好的催化载体特性。为完善基于气-固双电介质层模型构筑的CPED放电机制,本文最后对电解液改性（添加可溶性淀粉）引起的气膜层特性变化及其对涂层结构性能的影响进行了研究。通过分别在铝合金和钛合金表面沉积Al2O3涂层的研究表明,可溶性淀粉的添加（5g/L）可以获得更致密结构的涂层和对基体更好的腐蚀防护,分析表明,改性后在阴极区形成更致密的气膜层和更小的气膜层厚度是获得更优涂层结构和性能的主要原因。
周潼[8]（2020）在《Ti6Al4V微弧氧化多晶-非晶双层膜的抗菌性能及其机理研究》文中进行了进一步梳理Ti6Al4V钛合金因其优良的力学性能和耐腐蚀性能而被广泛应用于船舶与海洋工程中,钛合金在水下长期服役时面临水体中的微生物和动植物在其表面附着形成生物污损的问题,赋予钛合金表面抗菌性能是抑制钛合金表面形成生物污损的必要条件。微弧氧化是一种常用于处理钛合金的表面改性工艺,常在电解液中添加Cu、Ag和Zn使钛合金微弧氧化膜层具有显着的抗菌效果,然而Ag的成本昂贵,不适合大批量使用,从微弧氧化膜层中溶解析出的Cu和Zn离子会污染水生态环境,并导致水生生物的遗传变异和畸形发育,所以研发环保的无毒无害的抗菌表面已成为未来发展趋势。已在食品和医药领域中广泛使用的Na2WO4在抗菌方面具有潜在的应用,相比于传统的无机抗菌物质（Cu、Ag和Zn）,Na2WO4对生物和环境的影响较小,且有文献表明含W涂层具有显着的抗菌性能,同时也有文献指出一种Ca、P和Al掺杂的钛合金微弧氧化膜层具有优异的杀菌性能和防生物污损性能,这种不含任何杀菌剂的微弧氧化膜层对生态环境和水生生物几乎无影响,因此本文提出在微弧氧化电解液中添加Na2WO4制备对水生生物和水生态环境影响较小的含钨微弧氧化抗菌膜层,以及探索在含Ca、P和Al的微弧氧化电解液中制备环境友好的含钙磷铝微弧氧化抗菌膜层,研究两种微弧氧化膜层的成分、微观结构和抗菌性能,并深入分析了微弧氧化膜层的抗菌机制,主要研究结果如下:（1）在Na2SiO3-（NaPO3）6-NaAlO2基础电解液中掺杂0、2、4、6和8 g/L的Na2WO4制备出不同W含量的微弧氧化膜层,Na2WO4浓度对微弧氧化膜层的生长、成分、微观结构和抗菌性能具有显着影响。Na2WO4促进了等离子体放电,加速了微弧氧化膜层的生长,微弧氧化膜层中的W主要以非晶态形式存在,微弧氧化膜层的形貌和物相几乎不受Na2WO4浓度的影响,在电解液中添加4 g/L的钨酸钠制备的微弧氧化膜层具有最佳的综合性能。以代表性的MAO-0W和MAO-4W膜层进行抗菌实验,结果表明Na2WO4对微弧氧化膜层的抗菌性能起决定性作用,MAO-4W膜层对典型的浮游和粘附的淡水革兰氏阴性大肠杆菌和革兰氏阳性金黄色葡萄球菌、海水革兰氏阴性希瓦氏菌和革兰氏阳性芽孢杆菌均具有显着的抗菌作用,粘附细菌的微观形貌和荧光染色图像证明MAO-4W膜层能够破坏粘附细菌的细胞壁和细胞膜结构,从而导致粘附细菌失活。（2）通过调控EDTA-4Na-Ca（CH3COO）2-（NaPO3）6-NaAlO2电解液成分制备了P、Al、Al/Ca、Al/P、Ca/P和Ca/P/Al六种微弧氧化膜层,电解液的成分和浓度显着影响含钙磷铝微弧氧化膜层的成分、微观结构和抗菌性能。所有微弧氧化膜层表面均为多孔的火山坑状形貌,而在粗糙度、孔洞尺寸和密度上存在显着差异,高浓度的电解液增强等离子体放电并促进微弧氧化膜层的生长。在不含Al的电解液中制备的微弧氧化膜层的结晶相以TiO2为主,而在含Al的电解液中制备的微弧氧化膜层的结晶相主要为Al2TiO5。电解液的浓度影响微弧氧化膜层中Ca、P和Al含量,（NaPO3）6和Ca（CH3COO）2的浓度越大,微弧氧化膜层中Ca和P含量越多,且Ca和P主要存在于非晶相中,相反地,Al和Ti的相对含量减少,主要存在于结晶相内。随着电解液浓度的增大,微弧氧化膜层中主要的结晶相由Al2TiO5转变为Al PO4、Ca3（PO4）2、TiO2和Al2O3。六种微弧氧化膜层的抗菌实验结果表明,Al/P、Ca/P和Ca/P/Al膜层对典型的浮游和粘附的大肠杆菌、金黄色葡萄球菌、希瓦氏菌和芽孢杆菌均具有明显的杀菌性能,然而P、Al和Al/Ca膜层几乎无抗菌效果,表明P是微弧氧化抗菌膜层必要的元素,且P与Al和Ca配合时微弧氧化膜层才表现出优异的杀菌性能。不同Ca、P和Al含量的微弧氧化膜层对浮游和粘附的大肠杆菌、金黄色葡萄球菌、希瓦氏菌和芽孢杆菌均表现出明显的抗菌效果,微弧氧化膜层中Ca、P和Al含量变化对微弧氧化膜层的抗菌性能几乎无影响。（3）通过对含钨微弧氧化膜层和含钙磷铝微弧氧化膜层的微观结构、成分分布和物理化学性质进行深入研究,揭示了两种微弧氧化膜层在无光照条件下的抗菌机制与微弧氧化膜层的非晶表层和多晶内层的双层结构密切相关。微弧氧化膜层浸没在细菌液中时,非晶表层吸收细菌新陈代谢从体内排出的电子,吸收的电子在非晶层内局部富集,诱导邻近区域形成高氧化电势的空穴,可直接氧化杀死粘附细菌,同时诱导细胞外的ROS的生成,细胞外的ROS破坏细菌细胞壁,细菌细胞壁的破坏进一步导致细胞膜破裂和细胞质的泄漏。另一方面,非晶表层与多晶内层的电势差引起微电偶腐蚀,破坏细菌新陈代谢所需的合适氢质子浓度梯度,从而抑制了细菌的正常生命活动,同时电子和空穴富集区之间也存在电势差,这些富集区内也会发生微电偶腐蚀,进一步影响细菌体外的氢质子浓度梯度。再者,微弧氧化膜层可以自发地刺激细菌体内产生更多的ROS,并且微弧氧化膜层表面溶解的非晶物质粘附在细菌表面或在细菌结构局部破裂时进入细菌体内诱导细胞内的ROS生成,细胞内的ROS直接引起细胞质组成成分的氧化与分解。在上述过程的共同作用下,微弧氧化膜层最终导致细菌细胞结构破坏、细胞质泄露,使细菌呼吸活动丧失和死亡。
李忻婷[9]（2020）在《网状结构TiBw/Ti6Al4V复合材料热浸镀Ti-Al-（Si）涂层的研究》文中指出钛基复合材料由于具有低密度、高比强度和高比刚度等优异的力学性能在航空、航天、海洋工程和能源化工等领域有着非常广泛的应用前景,但是其较差的高温抗氧化性能和抗热腐蚀性能严重限制了其在高温领域的应用。通过在钛基复合材料表面制备一层高温防护涂层可以在基本不改变其力学性能的前提下有效提高其高温抗氧化性能和抗热腐蚀性能。本文根据高温防护涂层的要求和合金元素对钛合金高温性能的作用机理,采用高温短时热浸镀结合低温长时热处理的方法在网状结构Ti Bw/Ti6Al4V复合材料表面成功制备了网状结构的Ti-Al涂层和Ti-Al-Si涂层,分析了涂层的组织结构,探讨了工艺参数对涂层组织的影响规律,并对涂层的高温氧化行为和热腐蚀行为进行了系统地研究。Ti-Al涂层主要由Ti Al3相组成,与网状结构Ti Bw/Ti6Al4V复合材料基体结合良好。有涂层和无涂层钛基复合材料的循环氧化结果表明,Ti Al3涂层能够显着提高复合材料的高温抗氧化性能,这主要是由于复合材料经高温氧化后形成了疏松多孔的Ti O2氧化膜,而Ti Al3涂层在高温氧化过程中能够形成连续致密的Al2O3氧化膜。循环氧化后的Ti Al3涂层中并没有产生裂纹,这主要是由于涂层的网状结构能够有效提高涂层承受应力的能力。此外,在氧化过程中,Ti Al3涂层与复合材料基体界面处生成了由Ti Al和Ti Al2组成的反应层,这一界面层的存在对Ti Al3涂层的长期抗氧化性能不利。通过在Ti-Al涂层中加入Si元素能够抑制涂层与复合材料基体之间的界面反应。Ti-Al-Si涂层的组织结构随Si含量的变化有很大不同。Ti-Al-3Si涂层主要由外层较厚的Ti（Al,Si）3层和内层非常薄的Ti3Al Si5层组成;Ti-Al-10Si涂层和Ti-Al-3Si涂层组织相似,但是在Ti（Al,Si）3层顶部生成了一些弥散分布的片状Ti3Al Si5相;Ti-Al-12Si涂层由Ti（Al,Si）3相和Ti3Al Si5相混合组成;Ti-Al-20Si涂层由均匀的Ti3Al Si5相组成。不同成分的Ti-Al-Si涂层都能够有效提高网状结构Ti Bw/Ti6Al4V复合材料的高温抗氧化性能,其中Ti-Al-3Si涂层的高温抗氧化性能最好,依次是Ti-Al-20Si涂层、Ti-Al-10Si涂层和Ti-Al-12Si涂层,这主要是由于不同成分的Ti-Al-Si涂层的组织结构不同,其高温抗氧化能力也不相同,但是氧化后都能够形成一层网状结构的致密Al2O3氧化膜。涂层中的Si原子能够促进Al2O3氧化物的生成,抑制Ti O2氧化物的形成;还可以细化氧化物颗粒,提高氧化膜的韧性。此外,氧化后的Ti-Al-Si涂层与复合材料基体的界面处都生成了一层Ti5Si4层,该界面层的存在能够有效阻碍Ti（Al,Si）3涂层与复合材料基体的界面反应,有利于提高涂层的长期抗氧化性能。Ti-Al-3Si涂层和Ti-Al-20Si涂层在Na Cl、25wt.%Na Cl+75wt.%Na2SO4和Na2SO4沉积盐的热腐蚀作用下都能够对网状结构Ti Bw/Ti6Al4V复合材料提供一定的保护作用。Ti-Al-3Si涂层在Na2SO4沉积盐作用下具有非常好的抗热腐蚀性能,在Na Cl沉积盐中的抗热腐蚀性能最差。这主要是由于涂层在热腐蚀过程中能够在最外层形成一层连续致密的Al2O3氧化膜,但是Na Cl沉积盐对致密氧化膜的溶解速度较快,涂层在Na Cl的作用下发生了严重的内氧化。Ti-Al-20Si涂层在Na2SO4沉积盐中的抗热腐蚀性能最好,在Na Cl和Na2SO4混合盐中的抗热腐蚀性能最差。这主要是由于涂层在热腐蚀初期能够形成致密的Al2O3氧化膜,但随着热腐蚀时间的增加,氧化膜不断溶解,涂层中的Al原子不断消耗以至于不足以继续形成致密的Al2O3氧化膜。涂层在Na Cl作用下能够生成挥发性的氯化物,所发生的反应可以看做是一个自催化过程,由于Na Cl和Na2SO4混合盐的熔点较低,在热腐蚀条件下为液态,因此混合盐对Ti-Al-20Si涂层的热腐蚀程度最严重。
Adil Saleem Khan[10]（2020）在《具有强化导热及机械性能的碳基组分增强Si3N4复合材料》文中进行了进一步梳理人们的生活离不开材料,在当今的社会中也是如此,材料不仅在日常生活中时时用到,比如人们穿的衣服、建筑、车辆以及许多其他的标志人类进步的发明等等,还在文化和知识方面比如文学、音乐等艺术作品中有所体现。换句话说,没有材料人类就无法生存。陶瓷作为一种无机非金属材料,是由天然存在的原始（粉末状）材料制成的,迄今为止已有一千多年的历史。陶瓷具有许多有趣的特性,其中就包括高刚度、高机械强度和一定的高温稳定性,这些性能使得陶瓷作为切削工具和生物医学植入物等,在电子、国防、航空航天和自动化等领域有着广泛应用。但是陶瓷也存在一些缺陷,例如陶瓷具有一定的脆性。玻璃的脆性比陶瓷更严重,因为玻璃的非晶结构不会对裂纹的扩展产生任何阻碍,从而导致玻璃的断裂韧性值非常低。因此,人们研制出陶瓷纳米复合材料来解决这些问题。陶瓷纳米复合材料可以定义为具有多于一种吉布斯自由能的固相材料,其中至少一种相的尺寸在纳米范围内,并且固相可以以非晶态,半晶态或结晶态存在。在陶瓷纳米复合材料中,基质可以是陶瓷（SiC,Si3N4）或玻璃材料,纳米相可以是纳米颗粒,例如纳米管,纳米纤维,纳米片（石墨烯）或这些材料组成的混合物.1)Si3N4基的复合材料已被广泛研究并应用于工业生产中。本文在1700℃、N2气氛下,通过热压（HP）烧结制备了 SiC/Si3N4复合材料。烧结助剂氟化物（AlF3和MgF2）用于降低晶格中的氧含量,这对复合材料的堆积密度和孔隙率有一定的影响。实验结果表明,通过调整SiC/Si3N4复合陶瓷的中间相,可以有效提高高温烧结中SiC和Si3N4基体之间的化学相容性。XRD和SEM结果表明,Si3N4发生了 α相至β相的完全转变,并且有晶粒间的相互作用,这表明相变不受SiC添加的影响。此外,随着SiC/Si3N4复合材料结晶度的增加和界面效应的强烈影响,使得复合材料的导热系数（90.6至145.66 W/m.K）,断裂韧性（8.52至10.3 MPa.m0.5）和维氏硬度（1849至2125 HV）也显着提高。2)石墨烯纳米复合材料能在纳米添加剂含量相对较低时显着提高陶瓷的导热性能和机械性能。本文以氟化物（AlF3,MgF2）为烧结助剂,通过热压烧结（烧结温度为1650℃,保温时间为2小时）制备出了石墨烯纳米片增强的Si3N4基复合材料（GNP/Si3N4）。从微观结构中可以看出,不同浓度的石墨烯纳米片（GNP）使得GNP/Si3N4复合材料的结晶度和密度有所提高。这些特性有助于大大提高GNP/Si3N4复合材料的导热系数（从82.42到137.47W/m.K）。从形貌图中可以看出复合材料中的GNP分布均匀,并且在Si3N4的晶界处观察到了 GNP重叠（2到4片）。随着GNP含量的增加,复合材料的断裂韧性和维氏硬度也随之增强。以GNP为添加剂的所有复合材料中,在拉出、裂纹变形、裂纹分支和裂纹桥接方面,增韧机理均相似。3)添加碳纳米管（CNT）的陶瓷复合材料表现出了较高的机械性能、良好的热性能和电性能。本文以氟化物为添加剂（AlF3和MgF2）,在1700℃下热压烧结1小时,制备出了多壁碳纳米管增强的Si3N4基复合材料（MWCNT/Si3N4）。从MWCNT/Si3N4复合材料的微观结构分析可知,氟化物添加剂可以显着提高复合材料的致密度并且促进α-Si3N4到β-Si3N4的转变。随着M WCNT浓度的增加,MWCNT/Si3N4复合材料的机械性能,即弯曲强度和断裂韧性都得到增强,这是由于复合材料的密度高,界面相互作用强以及MWCNT和β-Si3N4的拔出机制。本文中,断裂韧性、弯曲强度、杨氏模量和硬度的最大值分别为12.76±1.15 MPa.m0.5、883±46 MPa,255±8 GPa 和 26.4±0.7 GPa。机械性能的改善还归因于MWCNT和β-Si3N4的协同强化以及增韧的影响。4)碳纳米结构（CNS）作为一种增强材料可以明显提高陶瓷的机械性能和热性能。本文研究了 CNS对碳化硅晶须增强Si3N4复合材料（SiCw/Si3N4）的导热性能和力学性能的影响。本文通过热压烧结制备的SiCw/Si3N4复合材料,包括碳纳米纤维（CNF）,MWCNT和GNP三种碳纳米结构材料。通过XRD分析可知,α-Si3N4已经完全转变为β-Si3N4,并且显微结构分布均匀,可以看到CNS的拔出和桥联机制。结果表明,随着CNS的加入,SiCw/Si3N4复合材料的导热系数和力学性能均得到一定的提高。含MWCNT的SiCw/Si3N4复合材料的断裂韧性和抗弯强度的最大值为9.70±0.8 MPa.m1/2和765±58 MPa,含CNF的SiCw/Si3N4的杨氏模量和硬度达到了 250±3.8GPa、27.2±0.9 GPa。此外,通过添加CNS,复合陶瓷的热导率也得到改善,最大值达到了 110.6 W/m.K。本文的研究为在新兴工程中应用的高性能多功能陶瓷复合材料的制造提供了一种有效方法。
二、Preparation of α-Al_2O_3 base ceramic coating on aluminum alloy via thermo-decomposition of diaspore（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、Preparation of α-Al_2O_3 base ceramic coating on aluminum alloy via thermo-decomposition of diaspore（论文提纲范文）
（1）Microstructure refinement–homogenization and flexural strength improvement of Al2O3 ceramics fabricated by DLP-stereolithography integrated with chemical precipitation coating process（论文提纲范文）
| 1 Introduction |
| 2 Experimental |
| 2.1 Preparation of Y2O3–Al2O3 composite powders |
| 2.2 Preparation of UV-curable ceramic suspension |
| 2.3 DLP-stereolithography based 3D printing |
| 2.4 Debinding and sintering |
| 2.5 Characterization |
| 3 Results and discussion |
| 3.1 Characterization of CP processed Al2O3 powder |
| 3.2 Characterization of the ceramic suspensions and printed green bodies |
| 3.3 Phase analysis and microstructure of sintered Al2O3 ceramics |
| 3.4 Properties of 3D printed Al2O3 ceramics |
| 4 Conclusions |
（2）磁控溅射和等离子体电解氧化双重工艺处理AZ31镁合金的耐蚀和耐磨性能（英文）（论文提纲范文）
| 1 Introduction |
| 2 Experimental |
| 3 Results |
| 3.1 Magnetron-sputtered Al layer |
| 3.2 PEO-treated coatings |
| 3.3 XRD patterns |
| 3.4 Morphologies of PEO-treated samples |
| 3.5 Microhardness and tribological properties |
| 3.6 Corrosion behavior |
| 3.6.1 Polarization curves |
| 3.6.2 Immersion test results and OCP evolution |
| 3.6.3 EIS data |
| 4 Discussion |
| 5 Conclusions |
（3）铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铝及铝合金表面改性技术 |
| 1.2.1 阳极氧化 |
| 1.2.2 电镀、化学镀 |
| 1.2.3 热喷涂 |
| 1.2.4 微弧氧化 |
| 1.2.5 激光表面改性 |
| 1.3 铝合金表面激光合金化技术的研究进展 |
| 1.3.1 激光合金化工艺 |
| 1.3.2 涂层材料设计原则 |
| 1.3.3 合金化层材料体系 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层材料 |
| 2.2 激光合金化试验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 预置涂层制备 |
| 2.2.3 激光合金化 |
| 2.3 材料表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相试样制备 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子探针分析 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 磨损试验 |
| 2.3.8 三维磨损形貌分析 |
| 第3章 Fe-Al合金化层的微观组织和耐磨性能 |
| 3.1 涂层材料设计 |
| 3.2 激光合金化Fe-Al涂层的组织与性能 |
| 3.2.1 合金化层的物相组成 |
| 3.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 3.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.3 激光合金化JG-3 Fe基合金涂层的组织与性能 |
| 3.3.1 试验设计及初步分析 |
| 3.3.2 合金化层的物相分析 |
| 3.3.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.3.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 激光合金化Fe基合金-B_4C-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 4.1 B_4C添加量对合金化层的影响 |
| 4.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 4.1.2 合金化层的物相组成 |
| 4.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 4.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 4.2.1 正交试验设计 |
| 4.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 4.2.3 合金化层的物相组成 |
| 4.2.4 合金化层的微观组织结构 |
| 4.2.5 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.3 合金化层中TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.3.1 TiB_2/TiC复合组织的TEM分析 |
| 4.3.2 TiB_2/TiC界面错配度计算 |
| 4.3.3 TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 激光合金化Fe基合金-BN-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 5.1 BN添加量对合金化层的影响 |
| 5.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 5.1.2 合金化层的物相组成 |
| 5.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 5.2.1 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 5.2.2 合金化层的物相组成 |
| 5.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.3 合金化层中TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.3.1 TiN/AlN复合组织的TEM分析 |
| 5.3.2 TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 本文的主要创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果和获奖情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）中子屏蔽/隔热一体化硼酸铝基陶瓷材料的制备与结构设计（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 中子屏蔽材料 |
| 1.2.1 中子屏蔽定义及机制 |
| 1.2.2 中子屏蔽材料设计原则 |
| 1.2.3 含硼中子屏蔽材料研究现状及发展趋势 |
| 1.3 核用隔热材料 |
| 1.3.1 核用隔热材料研究现状 |
| 1.3.2 无机隔热材料研究现状 |
| 1.3.3 核用隔热材料的发展前景 |
| 1.4 硼酸铝 |
| 1.4.1 硼酸铝的晶体结构与理化性质 |
| 1.4.2 硼酸铝的制备方法 |
| 1.4.3 硼酸铝的应用领域 |
| 1.5 本文的选题依据和研究内容 |
| 1.5.1 选题依据 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 材料制备和研究方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 仪器设备 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.4 分析测试 |
| 2.4.1 烧后线变化率 |
| 2.4.2 显气孔率及体积密度 |
| 2.4.3 真密度及总气孔率 |
| 2.4.4 力学性能测试 |
| 2.4.5 热学性能测试 |
| 2.4.6 料浆的Zeta电位测试 |
| 2.4.7 料浆的流变性能测试 |
| 2.4.8 TG-DSC分析 |
| 2.4.9 XRD分析 |
| 2.4.10 显微结构表征 |
| 2.4.11 辐射屏蔽性能测试 |
| 2.5 仿真模拟 |
| 2.5.1 建立孔结构随机分布的二维模型 |
| 2.5.2 基于COMSOL Multiphysics软件平台的有限元分析 |
| 第3章 反应自结合制备硼酸铝陶瓷 |
| 3.1 α-Al_2O_3/H_3BO_3制备硼酸铝陶瓷 |
| 3.2 α-Al_2O_3/2Al_2O_3·B_2O_3制备硼酸铝陶瓷 |
| 3.2.1 硼酸铝陶瓷的物相组成及显微结构 |
| 3.2.2 硼酸铝陶瓷的力学/热学性能 |
| 3.2.3 硼酸铝陶瓷的中子屏蔽性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Bi_2O_3功能化烧结助剂对硼酸铝基陶瓷的影响 |
| 4.1 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷物相以及显微结构的影响 |
| 4.1.1 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷物相的影响 |
| 4.1.2 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷显微结构的影响 |
| 4.2 引入Bi_2O_3的烧结动力学研究 |
| 4.3 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的力学/热学性能的影响 |
| 4.4 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的辐射屏蔽性能的影响 |
| 4.4.1 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的中子屏蔽性能的影响 |
| 4.4.2 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的γ射线屏蔽性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 引入Gd_2O_3制备硼酸铝-硼酸钆复相陶瓷的结构与性能 |
| 5.1 Gd_2O_3对复相陶瓷的物相组成及显微结构的影响 |
| 5.1.1 Gd_2O_3对复相陶瓷物相组成的影响 |
| 5.1.2 Gd_2O_3对复相陶瓷显微结构的影响 |
| 5.2 Gd_2O_3对复相陶瓷的力学/热学性能的影响 |
| 5.3 复相陶瓷的高温结构稳定性仿真模拟 |
| 5.4 复相陶瓷的中子屏蔽性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 硼酸铝基泡沫陶瓷的可控制备与结构设计 |
| 6.1 泡沫法制备硼酸铝泡沫陶瓷的结构与性能 |
| 6.1.1 陶瓷料浆的电位、流变学研究 |
| 6.1.2 硼酸铝泡沫陶瓷的微观结构 |
| 6.1.3 硼酸铝泡沫陶瓷的耐压强度及导热系数 |
| 6.1.4 模拟硼酸铝泡沫陶瓷用于核工质管道中子屏蔽/隔热 |
| 6.2 泡沫法制备硼酸铝-硼酸钆复合泡沫陶瓷的结构与性能 |
| 6.2.1 复合泡沫陶瓷的物相组成和显微结构 |
| 6.2.2 复合泡沫陶瓷的耐压强度及导热系数 |
| 6.2.3 模拟复合泡沫陶瓷用于核工质管道中子屏蔽/隔热 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 本论文的创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（5）Al-12wt%Si合金微胶囊的设计、制备与性能优化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 相变蓄热材料概况 |
| 1.2.1 相变蓄热材料的性能要求 |
| 1.2.2 相变蓄热材料的分类 |
| 1.2.3 高温相变蓄热材料的应用现状 |
| 1.3 金属及合金相变蓄热材料的研究现状 |
| 1.3.1 金属及合金相变蓄热材料概况 |
| 1.3.2 Al-Si合金的相变蓄热研究 |
| 1.4 高温相变蓄热材料的封装技术 |
| 1.4.1 高温相变蓄热材料胶囊化 |
| 1.4.2 高温相变蓄热材料定型化 |
| 1.5 本论文的提出及主要研究内容 |
| 1.5.1 本论文的提出 |
| 1.5.2 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.2 样品制备方法 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 成分和结构分析 |
| 2.3.2 热学性能 |
| 2.3.3 常规物理性能 |
| 第3章 微胶囊热-结构耦合数值模拟与壳层结构优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 数学模型 |
| 3.2.1 基本假设与模型简化 |
| 3.2.2 控制方程 |
| 3.2.3 初始条件和边界条件 |
| 3.3 网格划分 |
| 3.4 计算方法 |
| 3.5 计算结果与分析 |
| 3.5.1 球形度对微胶囊热学和力学行为的影响 |
| 3.5.2 微胶囊壳层结构对壳层热学和力学行为的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Al-12wt%Si@Al(OH)_3颗粒的制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.3 杂质含量对Al-12wt%Si@Al(OH)_3颗粒的影响 |
| 4.3.1 组成分析 |
| 4.3.2 显微结构 |
| 4.4 水蒸气参数对Al-12wt%Si@Al(OH)_3颗粒的影响 |
| 4.4.1 水蒸气压力的影响 |
| 4.4.2 保压时间的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Al-12wt%Si@Al_2O_3微胶囊的制备与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 原料对Al-12wt%Si@Al_2O_3微胶囊的影响 |
| 5.3.1 微观形貌 |
| 5.3.2 相变潜热和热循环性能 |
| 5.4 热处理温度对Al-12wt%Si@Al_2O_3微胶囊的影响 |
| 5.4.1 物相分析和显微结构 |
| 5.4.2 相变潜热和热循环性能 |
| 5.5 Al-12wt%Si@Al_2O_3微胶囊壳层的形成机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Al-12wt%Si@Al_2O_3@mullite双壳层微胶囊的制备与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方案 |
| 6.3 组成和显微结构分析 |
| 6.3.1 热处理前样品的组成分析和显微结构 |
| 6.3.2 热处理后样品的组成分析和显微结构 |
| 6.4 Al-12wt%Si@Al_2O_3@mullite双壳层微胶囊性能研究 |
| 6.4.1 相变潜热 |
| 6.4.2 热循环性能 |
| 6.4.3 蓄热能力 |
| 6.5 Al-12wt%Si@Al_2O_3@mullite双壳层微胶囊的壳层形成机理 |
| 6.6 微胶囊优异热循环性能分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 Al-12wt%Si合金高温相变蓄热复合陶瓷的制备与性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方案 |
| 7.3 微胶囊前驱体加入量的影响 |
| 7.3.1 物相分析和显微结构 |
| 7.3.2 常规物理性能 |
| 7.3.3 热学性能 |
| 7.4 热处理温度的影响 |
| 7.4.1 物相分析和显微结构 |
| 7.4.2 常规物理性能 |
| 7.4.3 热学性能 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
| 致谢 |
（6）水热制备锌、硅、镁、铁等元素掺杂羟基磷灰石及其表征（论文提纲范文）
| 1 实验方法 |
| 1.1 材料制备 |
| 1.2 材料表征 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 掺杂元素对产物形貌和晶相结构的影响 |
| 2.2 掺杂离子半径与HA官能团和掺杂率的关系 |
| 3 结论 |
（7）阴极等离子电解沉积陶瓷涂层的结构性能及放电机制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 阴极等离子电解技术简介 |
| 2.1.1 阴极等离子电解技术基本原理 |
| 2.1.2 阴极等离子电解技术的应用 |
| 2.2 阴极等离子电解沉积(CPED)涂层技术简介 |
| 2.2.1 CPED技术的发展历程、基本原理和特点 |
| 2.2.2 CPED技术的放电原理 |
| 2.2.3 CPED技术的应用 |
| 2.3 CPED制备陶瓷涂层的工艺研究现状 |
| 2.4 CPED制备陶瓷涂层的放电机制及相关机理的研究现状 |
| 3 选题思路与研究方案 |
| 3.1 选题思路 |
| 3.2 研究内容 |
| 3.3 技术路线 |
| 3.4 研究方法 |
| 3.4.1 涂层的制备 |
| 3.4.2 分析表征测试 |
| 3.4.3 相关机制分析研究 |
| 4 不同导电类型陶瓷涂层的电学特性与结构关联性研究 |
| 4.1 半导体Cr_2O_3涂层的结构与性能的研究 |
| 4.1.1 主盐浓度对涂层结构的影响 |
| 4.1.2 沉积电压对涂层物相和结构的影响 |
| 4.1.3 不同电压条件制备样品的极化曲线研究 |
| 4.2 绝缘体Al_2O_3涂层的典型结构研究 |
| 4.2.1 沉积电压对涂层结构的影响 |
| 4.2.2 Al_2O_3涂层的典型物相分析 |
| 4.3 离子型导体ZrO_2涂层的典型结构研究 |
| 4.3.1 沉积电压对涂层结构的影响 |
| 4.3.2 ZrO_2涂层的典型物相分析 |
| 4.4 不同导电类型涂层的结构与电学特性的关系研究 |
| 4.4.1 不同电学特性涂层的表面结构对比分析 |
| 4.4.2 不同电学特性涂层的截面结构对比分析 |
| 4.4.3 不同电学特性涂层的电流密度曲线分析 |
| 4.4.4 气-固双电介质层模型的建立和电击穿机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 致密化改性Al_2O_3陶瓷涂层的研究 |
| 5.1 碳(C)改性Al_2O_3涂层的结构、性能及机制研究 |
| 5.1.1 不同甘油添加量对涂层结构的影响 |
| 5.1.2 不同甘油添加量对涂层物相的影响 |
| 5.1.3 不同甘油添加量涂层的XPS分析 |
| 5.1.4 不同甘油添加量对涂层高温氧化动力学曲线的影响 |
| 5.1.5 不同甘油添加量涂层高温氧化后截面结构及成分分析 |
| 5.1.6 添加甘油对涂层结构和性能的影响机理 |
| 5.2 钇(Y)改性Al_2O_3涂层的结构、性能及机制研究 |
| 5.2.1 不同硝酸钇添加量对涂层结构的影响 |
| 5.2.2 不同硝酸钇添加量对涂层物相的影响 |
| 5.2.3 不同硝酸钇添加量对涂层高温抗氧化性能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 物相与结构调控的Ce改性Al_2O_3多孔涂层研究 |
| 6.1 涂层的结构与物相研究 |
| 6.1.1 沉积电压及Ce添加量对涂层结构的影响 |
| 6.1.2 沉积电压和Ce添加量对涂层物相的影响 |
| 6.1.3 不同Ce添加量涂层的XPS分析 |
| 6.1.4 热处理对涂层物相的影响 |
| 6.1.5 热处理对涂层表面结构的影响 |
| 6.1.6 Ce添加对涂层结构的影响机制分析 |
| 6.2 涂层负载催化剂降解有机物研究 |
| 6.2.1 催化剂的制备及特性分析 |
| 6.2.2 负载催化剂涂层的制备及性能研究 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 电解液改性对CPED沉积Al_2O_3涂层结构性能的影响及其机理 |
| 7.1 电解液改性对铝合金基体沉积Al_2O_3涂层的结构性能的影响 |
| 7.1.1 淀粉添加量对铝合金沉积涂层电流密度曲线的影响 |
| 7.1.2 淀粉添加量对铝合金沉积涂层结构的影响 |
| 7.1.3 淀粉添加量对铝合金沉积涂层的极化曲线的影响 |
| 7.1.4 不同电压条件下淀粉改性对铝合金沉积涂层的结构性能的影响 |
| 7.2 电解液改性对钛合金(TC4)基体沉积Al_2O_3涂层结构性能的影响 |
| 7.2.1 淀粉添加量对TC4沉积涂层的电流密度曲线的影响 |
| 7.2.2 淀粉添加量对TC4沉积涂层结构的影响 |
| 7.2.3 淀粉添加量对TC4沉积涂层的极化曲线的影响 |
| 7.2.4 淀粉添加量对TC4沉积涂层的阻抗谱的影响 |
| 7.2.5 电解液改性机理分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 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 |
（8）Ti6Al4V微弧氧化多晶-非晶双层膜的抗菌性能及其机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微弧氧化技术的研究现状 |
| 1.2.1 微弧氧化技术简介 |
| 1.2.2 等离子体放电现象的表征 |
| 1.2.3 等离子体放电机理 |
| 1.2.4 电参数对微弧氧化的影响 |
| 1.2.5 电解液对微弧氧化的影响 |
| 1.3 钛合金微弧氧化膜层的研究现状 |
| 1.3.1 生物相容性和生物活性膜层 |
| 1.3.2 耐腐蚀膜层 |
| 1.3.3 耐摩擦磨损膜层 |
| 1.3.4 光催化膜层 |
| 1.3.5 抗菌膜层 |
| 1.3.6 其它特性膜层 |
| 1.4 微弧氧化膜层的防生物污损应用 |
| 1.4.1 生物污损的形成与控制 |
| 1.4.2 防生物污损的微弧氧化抗菌膜层 |
| 1.4.3 微弧氧化抗菌膜层的杀菌机制 |
| 1.5 选题思路与主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与表征方法 |
| 2.1 试剂与材料 |
| 2.2 微弧氧化膜层的制备 |
| 2.3 微弧氧化膜层的表征与测试方法 |
| 2.3.1 成分与物相分析 |
| 2.3.2 微观形貌分析 |
| 2.3.3 表面粗糙度测试 |
| 2.3.4 显微硬度测试 |
| 2.3.5 结合强度测试 |
| 2.3.6 热分析 |
| 2.3.7 离子析出释放浓度测试 |
| 2.3.8 表面电势分布测试 |
| 2.3.9 光致发光光谱测试 |
| 2.3.10 抗菌实验 |
| 2.3.11 细菌荧光染色分析 |
| 2.3.12 活性氧自由基分析 |
| 第三章 元素掺杂对微弧氧化膜层成分和微观组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 含钨微弧氧化膜层的制备与表征 |
| 3.2.1 含钨微弧氧化膜层的制备 |
| 3.2.2 实时电压/电流密度-时间响应 |
| 3.2.3 表面和截面微观形貌 |
| 3.2.4 成分分析 |
| 3.2.5 微弧氧化膜层与基体的结合强度 |
| 3.3 含钙磷铝微弧氧化膜层的制备与表征 |
| 3.3.1 电解液设计与含钙磷铝微弧氧化膜层的制备 |
| 3.3.2 电解液成分对微弧氧化膜层成分和微结构的影响 |
| 3.3.3 电解液浓度对微弧氧化膜层成分和微结构的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 微弧氧化膜层的抗菌性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 含钨微弧氧化膜层的抗菌表征 |
| 4.2.1 涂布平板法抗菌分析 |
| 4.2.2 粘附细菌形貌与荧光染色分析 |
| 4.3 含钙磷铝微弧氧化膜层的抗菌表征 |
| 4.3.1 涂布平板法抗菌分析 |
| 4.3.2 粘附细菌形貌与荧光染色分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 微弧氧化膜层的抗菌机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 含钨微弧氧化膜层的抗菌机理 |
| 5.2.1 离子析出释放分析 |
| 5.2.2 活性氧自由基分析 |
| 5.2.3 TEM微观结构与成分分析 |
| 5.2.4 物理化学性质及抗菌过程 |
| 5.3 含钙磷铝微弧氧化膜层的抗菌机理 |
| 5.3.1 离子析出释放分析 |
| 5.3.2 活性氧自由基分析 |
| 5.3.3 TEM微观结构与成分分析 |
| 5.3.4 物理化学性质及抗菌过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的学术成果 |
（9）网状结构TiBw/Ti6Al4V复合材料热浸镀Ti-Al-（Si）涂层的研究（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 钛基复合材料的研究现状 |
| 1.3 合金高温氧化概述 |
| 1.3.1 高温氧化的基本过程 |
| 1.3.2 高温氧化的热力学解析 |
| 1.3.3 高温氧化的动力学规律 |
| 1.4 钛基复合材料高温氧化的研究现状 |
| 1.5 合金热腐蚀 |
| 1.5.1 合金热腐蚀机理 |
| 1.5.2 钛合金的热腐蚀研究现状 |
| 1.6 钛合金高温防护涂层的研究现状 |
| 1.6.1 铝化物涂层 |
| 1.6.2 MCrAlY涂层 |
| 1.6.3 陶瓷涂层 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验原材料 |
| 2.2 涂层的制备工艺 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 氧化性能测试 |
| 2.3.2 热腐蚀性能测试 |
| 2.4 组织结构分析 |
| 2.4.1 物相分析 |
| 2.4.2 组织分析 |
| 第3章 热浸镀Ti-Al-(Si)涂层的设计与组织分析 |
| 3.1 热浸镀Ti-Al-(Si)涂层的设计原则 |
| 3.1.1 Ti-Al涂层的设计原则 |
| 3.1.2 Ti-Al-Si涂层的设计原则 |
| 3.2 热浸镀Ti-Al-(Si)涂层的制备与组织分析 |
| 3.2.1 Ti-Al涂层的制备与组织分析 |
| 3.2.2 Ti-Al-Si涂层的制备与组织分析 |
| 3.3 Ti-Al涂层组织的影响因素 |
| 3.3.1 热浸温度和热浸时间对涂层的影响 |
| 3.3.2 热处理温度和时间对涂层的影响 |
| 3.4 Ti-Al-Si涂层组织的影响因素 |
| 3.4.1 Si含量对Ti-Al-Si涂层的影响 |
| 3.4.2 热处理参数对Ti-Al-Si涂层的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti-Al涂层的高温氧化行为与抗氧化机理 |
| 4.1 Ti-Al涂层的循环氧化动力学 |
| 4.2 Ti-Al涂层的氧化产物 |
| 4.3 Ti-Al涂层的氧化形貌 |
| 4.3.1 Ti-Al涂层的氧化表面形貌 |
| 4.3.2 Ti-Al涂层的氧化截面形貌 |
| 4.4 Ti-Al涂层的高温抗氧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ti-Al-Si涂层的高温氧化行为与抗氧化机理 |
| 5.1 Ti-Al-10Si涂层的高温氧化行为 |
| 5.1.1 Ti-Al-10Si涂层的氧化动力学 |
| 5.1.2 Ti-Al-10Si涂层的氧化产物 |
| 5.1.3 Ti-Al-10Si涂层的氧化组织 |
| 5.1.4 Ti-Al-10Si涂层的高温抗氧化机理 |
| 5.2 Si含量对Ti-Al-Si涂层抗氧化性能的影响 |
| 5.2.1 不同Si含量的Ti-Al-Si涂层的氧化动力学 |
| 5.2.2 不同Si含量的Ti-Al-Si涂层的氧化产物 |
| 5.2.3 不同Si含量的Ti-Al-Si涂层的氧化组织 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 Ti-Al-Si涂层的热腐蚀行为与机理 |
| 6.1 Ti-Al-Si涂层的热腐蚀动力学 |
| 6.2 Ti-Al-Si涂层的热腐蚀产物 |
| 6.3 Ti-Al-Si涂层的热腐蚀组织形貌 |
| 6.3.1 表面组织形貌 |
| 6.3.2 截面组织形貌 |
| 6.4 Ti-Al-Si涂层的热腐蚀机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（10）具有强化导热及机械性能的碳基组分增强Si3N4复合材料（论文提纲范文）
| Abstract |
| 摘要 |
| Abbreviations and symbols |
| Chapter 1: Introduction |
| 1.1 Motivation |
| 1.2 Introduction of ceramics |
| 1.2.1 History of ceramics |
| 1.2.2 Classification of ceramics |
| 1.2.3 Fabrication of Advanced Ceramics |
| 1.2.4 Sintering processes of ceramics |
| 1.2.5 HP sintering of ceramics |
| 1.3 Applications of ceramics |
| 1.4 Si_3N_4 ceramics |
| 1.4.1 Crystal structure of Si_3N_4 ceramics |
| 1.4.2 Properties of Si_3N_4 ceramics |
| 1.5 Carbon-based fillers reinforced Si_3N_4 composites |
| 1.5.1 SiC reinforced Si_3N_4 composite |
| 1.5.2 SiC_w reinforced Si_3N_4 composite |
| 1.5.3 Graphene reinforced Si_3N_4 composite |
| 1.5.4 CNT reinforced Si3N4 composite |
| 1.6 References |
| Chapter 2: Thermal conductivity and mechanical properties of SiC/Si_3N_4composite |
| 2.1 Introduction |
| 2.2 Experimental procedure |
| 2.2.1 Composite preparation |
| 2.2.2 Characterization techniques |
| 2.3 Results and discussion |
| 2.3.1 Characterization and microstructure of SiC/Si_3N_4 composite |
| 2.3.2 Density and thermal conductivity of SiC/Si_3N_4 composite |
| 2.3.3 Mechanical properties of SiC/Si_3N_4 composite |
| 2.4 Conclusion |
| 2.5 References |
| Chapter 3: Thermal conductivity and mechanical properties of GNP/Si_3N_4composite |
| 3.1 Introduction |
| 3.2 Experimental procedure |
| 3.2.1 Composite preparation |
| 3.2.2Characterization techniques |
| 3.3 Results and Discussion |
| 3.3.1 Characterization and microstructure of GNP/Si_3N_4 composite |
| 3.3.2 Density and thermal conductivity of GNP/Si_3N_4 composite |
| 3.3.3 Mechanical properties of GNP/Si_3N_4 composite |
| 3.4 Conclusion |
| 3.5 References |
| Chapter 4: Mechanical and structural properties of MWCNT/Si_3N_4 composite |
| 4.1 Introduction |
| 4.2 Experimental Procedure |
| 4.2.1 Composite preparation |
| 4.2.2 Characterization techniques |
| 4.3 Results and discussion |
| 4.3.1 Characterization and microstructure of MWCNT/Si3N4 composite |
| 4.3.2 Density of MWCNT/Si_3N_4 composite |
| 4.3.3 Mechanical properties of MWCNT/Si_3N_4 composite |
| 4.4 Conclusions |
| 4.5 References |
| Chapter 5: Thermal conductivity and mechanical properties CNS/ SiC_w/Si_3N_4composite |
| 5.1 Introduction |
| 5.2 Experimental procedure |
| 5.2.1 Composite Preparation |
| 5.2.2 Characterization techniques |
| 5.3 Results and discussion |
| 5.3.1 Characterization and microstructure of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.3.2 Density of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.3.3 Thermal conductivity of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.3.4 Mechanical properties of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.4 Conclusion |
| 5.5 References |
| Chapter 6: Conclusion and prospect |
| 6.1 Main conclusion |
| 6.2 Innovations and drawbacks |
| Acknowledgements |
| Publications and patents |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
四、Preparation of α-Al_2O_3 base ceramic coating on aluminum alloy via thermo-decomposition of diaspore（论文参考文献）
- [1]Microstructure refinement–homogenization and flexural strength improvement of Al2O3 ceramics fabricated by DLP-stereolithography integrated with chemical precipitation coating process[J]. Guanglin NIE,Yehua LI,Pengfei SHENG,Fei ZUO,Haolin WU,Leiren LIU,Xin DENG,Yiwang BAO,Shanghua WU. Journal of Advanced Ceramics, 2021
- [2]磁控溅射和等离子体电解氧化双重工艺处理AZ31镁合金的耐蚀和耐磨性能（英文）[J]. 魏兵剑,程昱琳,刘媛媛,朱准达,程英亮. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2021(08)
- [3]铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能[D]. 迟一鸣. 山东大学, 2021(10)
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