一、Microstructure and mechanical properties of Fe-N/TiN magnetic multilayers with different thickness of TiN layers（论文文献综述）
张权[1]（2020）在《复合PVD氮化物刀具涂层的制备及其性能研究》文中进行了进一步梳理表面涂层可有效减少刀具的切削磨损、提升加工效率以及加工质量,已成为金属切削领域的研究重点。作为一种典型的刀具涂层,AlTiN具有良好的硬度和热稳定性,已成功在工业上获得大规模应用。然而,对生产效率的不尽追求以及难加工材料的普及应用给切削加工刀具及其表面涂层材料提出了愈来愈高的要求。刀具涂层不仅需具备高硬度和耐磨性,还要有优异的结合力和高温稳定性。纵观整个制造业的升级转型,无一不从生产技术和材料两方面来进行推动。刀具涂层的PVD制备技术有电弧离子镀和磁控溅射,它们各有优势、相互补充。而在材料设计方面,成分调制的纳米多层结构能结合不同组元的特点,且能协同提高硬质涂层的硬度和韧性,是近年来氮化物硬质涂层的研究热点。本文从纳米多层结构的设计出发,系统研究了 AlTiN/AlCrSiN涂层的结构和高温性能;然后基于电弧离子镀/磁控溅射复合沉积技术的开发,制备具有高膜基结合力和低残余应力的AlTiN基纳米多层涂层,并详细研究其高温摩擦磨损、抗氧化性能和高速干式切削性能,取得的主要研究成果如下:1)采用电弧离子镀制备具有不同调制周期的AlTiN/AlCrSiN纳米多层涂层,研究发现,当调制周期为8.3 nm时,AlTiN/AlCrSiN涂层表现最优的的力学性能,且在1000℃氧化后仅形成～0.3 μm厚的氧化层。高温摩擦磨损实验结果表明AlTiN/AlCrSiN（Λ=8.3 nm）涂层具有比单层涂层更为优异的耐磨性。在对SKD11模具钢的高速干式车削试验中,AlTiN/AlCrSiN（Λ=8.3 nm）涂层刀具的切削寿命是单层AlTiN涂层刀具的～4.5倍。2)电弧/溅射复合沉积的过程参数（如气体总压、氮气分压、溅射功率等）对AlTiN涂层的结构和性能有着显着影响。复合沉积AlTiN涂层是由电弧层和溅射层周期性堆叠而成,具有纳米多层结构。当调制周期为9.0 nm和调制比为3:1时,溅射AlTiN层在电弧AlTiN层实现外延生长,复合沉积涂层具有最高硬度值（>33 GPa）和良好的韧性、结合力,其在室温和高温下均表现出比单一电弧或溅射沉积的AlTiN更好的耐磨性。3)电弧/溅射复合沉积AlTiN/AlCrN纳米多层涂层具有面心立方结构,表现为柱状晶生长形貌。当调制周期为9.3 nm时,受剪切模量差、Hall-Patch以及交变应力场等强化机制的共同作用,AlTiN/AlCrN涂层表现出最大的硬度和H/E*比值。高温氧化过程中,AlTiN/AlCrN涂层表面生成致密的（Al,Cr）203混合氧化物,抗氧化性能显着提升。优异的力学与高温抗氧化性能让复合AlTiN/AlCrN涂层具有更好的耐磨性。4)进一步对复合沉积AlTiN（H-AlTiN）涂层的高速切削性能进行研究,并与商用AlTiN涂层（B-AlTiN）进行对比。高速干式切削316L不锈钢中,相同切削距离下B-AlTiN涂层刀具的后刀面磨损宽度是H-AlTiN涂层刀具的1.7倍。其中,B-AlTiN涂层刀具的主要磨损形式为切削刃的沟槽磨损与粘结磨损、磨粒磨损、氧化磨损以及扩散磨损造成的前、后刀面磨损;而H-AlTiN涂层刀具则表现为切削刃口涂层的轻微磨损与粘结磨损、磨粒磨损、氧化磨损以及扩散磨损造成的前、后刀面磨损。车削QT600-3球墨铸铁时,B-AlTiN涂层刀具的磨损机理为前、后刀面的热疲劳裂纹扩散与磨粒磨损、氧化磨损、粘着磨损以及扩散磨损造成的前、后刀面磨损;而H-AlTiN涂层刀具则为磨粒磨损、氧化磨损、粘着磨损以及扩散磨损造成的前、后刀面磨损。H-AlTiN涂层具有更高的硬度、结合强度以及韧性,因此在316L不锈钢与QT600-3球墨铸铁高速干式切削中表现出比B-AlTiN涂层刀具更优异的抗磨损性能。
尹琦璕[2]（2020）在《多层次相变存储器材料的织构演化与光电特性》文中提出相变存储器具有可靠性高、循环寿命长和存储速度快等优点,被认为是最有发展潜力的存储器之一。随着对计算机及存储技术要求的不断提高,无论是器件设计还是材料优化,相变存储器都在不断的研究与发展中。相变存储器的核心是以硫系化合物为基础的相变材料,这种材料可以从非晶态转变到晶态,其相变和微观结构的演化导致存储器存在电学或光学反差,从而实现数据存储。相变材料的成分、电极层和超点阵结构等均对其晶粒生长、局部原子排列和织构演化有较大的影响,进而影响相变存储器材料的电导率或光学反射率,实现多层次存储。因此,研究相变材料的结构和性能对于相变存储器极为重要。本文主要对经典Ge2Sb2Te5（GST）和新型多层次Ga-Sb相变存储器材料的微观结构、相变机理和应用进行了系统研究,并讨论了相关元素掺杂和超点阵结构相变存储器在性能上的提高机制。首先研究了经典GST薄膜的织构演变,证明Si基底上沉积的亚稳态fcc结构GST薄膜存在立方{100}<001>和旋转立方{100}<011>这两种织构组分,应变能密度最小是GST/Si晶化时产生择尤取向的主要驱动力。SiO2基底上沉积的fcc结构GST薄膜形成了 {110}纤维织构,但择尤取向较弱。稳态hcp结构时,{0001}取向的晶粒有长大优势。因此基底对GST的微观结构有一定影响。而Ti作为电极材料,沉积在Ti电极层上的GST在400℃以上退火会由于Ti的扩散而生成Te2Ti结构。Ti过渡层的加入可以增强GST的力学性能,Ti层有利于释放GST薄膜与基底界面的应变,未平衡应力更小（GST/Ti:0.039N/m2,GST:0.29N/m2）且晶粒尺寸分布均匀,因此GST/Ti的纳米压痕硬度大于GST。其次讨论了 Sn掺杂对GST稳定性和光学反射率的影响。证明Sn的加入代替了 GST结构Ge-Te键中Ge原子的位置而形成了 Sn-Te键,键合状态的改变提高了 GST-Sn的结晶温度与结晶激活能（EΛ从2.48 eV提高到3.57 eV）。同时,Sn掺杂量越多,fcc结构GST-Sn的晶粒尺寸越大,晶界密度越小越有利于电子隧穿,使薄膜的电导激活能减小（Eσ由0.395 eV减小到0.226 eV）,从而提高了薄膜电导率的温度稳定性。另一方面,发现Sn掺杂可以提高GST在整个波长范围内的晶态反射率,从～74%增加到了～81%。因此本文首次建立了相变存储器薄膜择尤取向与光学反射率间的关系,证明由于稳态hcp GST结构的六方对称性,Sn掺杂后GST-Sn结构中{0001}基面织构的增强可以提高GST的晶态光学反射率。随后对新型二元Ga-Sb相变存储薄膜体系的结构与特性进行了研究。证明Ga45Sb55薄膜在相变前后体积收缩比（0.4%）明显小于GST,且Ga15Sb85的结晶激活能可以达到5.96eV。纳米压痕测试发现Ga-Sb薄膜的力学性能明显增强,晶粒尺寸效应是Ga-Sb薄膜硬度提高的主要影响因素。二元Ga-Sb薄膜的热稳定性和结构稳定性明显提高,是一种可靠性更高的相变存储器材料。因此结合Ga-Sb优异的力学性能与稳定性,本文提出了类超点阵[GaSb（x nm）/GST（12 nm）]n相变存储器薄膜。证明这种体系相变前后可以保持多层结构,退火后Ga元素会向相邻GST层扩散,使GaSb的晶格发生畸变。通过器件的电学性能测试,证明[GaSb（6 nm）/GST（12 nm）]6的阈值电压为0.77 V,[GaSb（6 nm）/GST（12 nm）]3的功耗为2.8 × 10-7 W,比单层GST体系低两个数量级,显着降低了相变存储器的功耗。此外还发现该体系存在超硬度效应,[GaSb（x nm）/GST（12 nm）]3的硬度比单层GST提高了 3倍左右。通过计算证明类超点阵结构中GST层的厚度小于临界厚度,位错运动不会穿过界面,是其力学性能提高的主要原因。最后考虑到Ge2Sb2Te5体系的应用基础和器件成熟度,对GaSb掺杂GST薄膜的微观结构与稳定性进行了研究。发现GaSb掺杂的GST中没有出现新相,但各元素的结合能有所改变。通过高分辨透射电镜（HRTEM）观察到了GST-GaSb中fcc结构的（111）面发生滑移而使原子层堆垛次序发生改变的相变过程。通过第一性原理计算,证明掺杂后Ga原子会占据GST中Te原子的位置,带隙减小,体系金属性增强,且Ga原子的d轨道对价带态密度有较明显的贡献。并且证明低量GaSb掺杂（3.4 at.%,5.6 at.%,7.0 at.%）也可以明显提高GST的热稳定性与力学性能,GST-GaSb的结晶温度提高到了 216℃,非晶态硬度增强到4.16 GPa。因此掺杂GaSb有利于提高GST的可靠性,在低掺杂量下可以达到明显的增强效果。
郑小龙[3]（2020）在《多弧离子镀制备TiN-Cu基高硬度疏水薄膜研究》文中指出TiN薄膜是一种性能优良的硬质薄膜,在切削刀具、模具、地质钻探、纺织工业、医疗器械、汽车制造等领域均有广泛的应用。但是随着工业的不断发展,其性能逐渐不能满足使用要求。为提升TiN薄膜的性能,拓宽其用途,科研人员从多个方面展开了研究。首先是制备工艺的优化和新型薄膜制备技术的开发,如:磁控溅射、多弧离子镀、HiPIMS等制备技术的开发。其次是薄膜结构方面的优化,如:Ti/TiN多层薄膜、Ti/TiN纳米多层薄膜。最后是薄膜成分方面的优化,如:掺入C元素制备的TiCN薄膜,薄膜具有较低摩擦系数和较高硬度的性能;掺入Al元素制备的TiAlN薄膜,薄膜具有较好的抗氧化性;掺入Cu元素制备的TiN-Cu薄膜,其具有很高的硬度和较好的疏水性。本文采用磁控溅射技术与多弧离子镀技术结合的方法,首先在SiAlON基体上制备了 Cr过渡层,然后采用多弧离子镀技术制备了 TiN-Cu单层薄膜、TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜、TiCu/TiN-Cu多层薄膜。并分别从Cu含量、调制比、调制周期等方面展开了研究。研究结果如下:（1）采用多弧离子镀技术在沉积有SiAlON过渡层的石英玻璃衬底上制备Cu含量在0.76at%～4.51at%的5组TiN-Cu单层薄膜。TiN-Cu薄膜截面细腻、致密,没有出现TiN薄膜典型的柱状晶结构。随着Cu含量的提升,薄膜的硬度呈先上升后下降的趋势,Cu含量为0.76at%时,薄膜硬度最低为29.03GPa,在Cu含量为3.04at%时,薄膜硬度最高达到了 34.32GPa,均高于TiN薄膜25.5GPa的硬度。结果表明:Cu的掺入抑制了 TiN晶粒的生长,使得晶粒细化,由于Hall-Petch效应的作用,薄膜硬度提高。但是当Cu含量过高时,软相的Cu给硬度带来了不利影响,使得硬度变小。膜基结合力同样是呈先上升后下降的趋势,这与薄膜的H3/E2值趋势一致。薄膜的H3/E2值反映了薄膜的抗断裂韧性,抗断裂韧性越好,膜基结合力也就越高。薄膜疏水性随Cu含量提高略有上升,Cu元素氧化形成的Cu-0键是TiN-Cu薄膜疏水性较好的原因,Cu含量为4.51at%时,薄膜接触角最大为102.1°。但是,随Cu含量增加,TiN-Cu薄膜的疏水性的提高幅度并不是很明显,其接触角在100.5°～102.1°范围之间变化。（2）在石英玻璃衬底上,采用磁控溅射制备了 SiAlON/Cr过渡层,采用多弧离子镀制备了调制比在0.333～0.833等间隔增加的TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜。由于Cu元素和纳米多层结构对TiN晶粒的生长的抑制作用,使薄膜截面SEM图像没有出现明显柱状晶结构。通过优化各实验参数,薄膜的表面质量有了明显提升。薄膜硬度、弹性模量及抗断裂韧性随调制比的增加呈先减小后增加,然后减小的趋势,Hall-Petch效应和模量差异效应共同导致了这一结果。调制比为0.333时,由于TiCu金属的引入,在一定程度上抑制了 TiN晶粒的生长,在Hall-Petch效应的作用下,薄膜硬度略高于TiN-Cu薄膜;当调制比为0.458时,薄膜硬度最低为23.92GPa,低于单层TiN-Cu薄膜的硬度,主要原因是两层TiN-Cu之间形成Cu+TixN1-x混合层,混合层的位错等缺陷比较多,因此硬度有所下降;当调制比继续增大时,形成了有效的TiCu金属层,模量差异效应开始起作用,薄膜硬度提高,当调制比为0.708时,薄膜硬度达到了最高40.89GPa,此时对应的接触角为100.0°,而TiN薄膜接触角一般在70°～90°之间。但当调制比继续增加时,软相的TiCu层过厚,导致硬度下降,为22.97GPa。膜基结合力随调制比增加先升高后降低,这是薄膜抗断裂韧性及薄膜模量两方面原因导致的。薄膜接触角在95.4°～102.7°之间,当调制比为0.583时,接触角为102.7°,此时薄膜硬度为30.67GPa,仍然明显高于TiN薄膜的硬度,与TiN-Cu单层薄膜的硬度接近,不同调制比下Cu含量的变化是影响薄膜疏水性的主要原因。（3）在石英玻璃衬底上,采用多弧离子镀制备了调制周期在68s～308s之间的TiCu/TiN-Cu多层薄膜,其中TiCu作为应力缓冲层。由于较低的Cu含量和较大的调制周期对TiN晶粒生长抑制作用有限,薄膜中出现了不太明显的柱状晶结构;金属大颗粒主要是出现在金属层沉积的时间段内,由于TiCu/TiN-Cu多层薄膜中的TiCu应力缓冲层沉积时间短,因此薄膜表面质量介于TiN-Cu单层薄膜和TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜之间,薄膜表面质量较好。TiCu应力缓冲层的引入,并未给薄膜的硬度及疏水性带来显着提高,薄膜硬度在26.67GPa～33.63GPa之间,接触角在88.5°～95.1°之间,均在TiN-Cu单层薄膜的正常范围内。TiCu应力缓冲层的主要作用是降低了膜基之间的横向应力,XRD谱图中TiN（11l）峰的偏移情况说明了这一点,膜基结合力也因此略有提高。TiN-Cu单层薄膜的膜基结合力为24.9N,TiCu/TiN-Cu多层薄膜的膜基结合力则在26.15N～27.68N之间。在经超声测试和600℃退火3小时然后超声测试后,结果表明TiCu/TiN-Cu多层薄膜膜基结合情况明显优于TiN-Cu单层薄膜。
丁守兵[4]（2019）在《过渡金属氮化物及其复合材料修正的嵌入原子势的研究与应用》文中研究表明过渡金属氮化物如TiN、VN和CrN等,因为其优异的热稳定性、化学稳定性、抗氧化性、耐腐蚀性和高硬度等性质而被广泛的用作切削工具的表面涂层。尤其是由两种单一氮化物层交替排列组合而成的纳米过渡金属氮化物多层膜,由于其具有比单一氮化物更高的硬度,从而在表面涂层上得到了广泛的应用。人们在研究纳米多层膜的硬化机理时,发现材料宏观性质与原子尺寸上的行为有着密切的联系。然而,材料在原子尺寸上的行为很难在实验上观察到。因此,能够用来处理高达百万原子体系的分子动力学模拟,在纳米多层膜的研究中得到了广泛应用。第二近邻修正的嵌入原子相互作用势（The second nearest-neighbor modified embedded-atom method,2NN MEAM）作为一种进行分子动力学模拟的半经验相互作用势,被认为是非常适用于纳米多层膜的研究。本论文针对过渡金属氮化物及其复合三元体系的2NN MEAM势参数及其应用进行了研究,主要进展如下:1)首先基于单元体系2NN MEAM势参数,系统地研究了过渡金属氮化物TM-N（TM=Ti、V、Cr和Fe）二元体系的2NN MEAM势参数,并提出了一种优化二元体系2NN MEAM势参数的新方法,通过这种新方法,我们将二元体系中需要优化的参数从13个减少到了2个,大大简化了参数的优化过程。为了验证新方法的正确性,我们利用新优化的二元体系的2NN MEAM势参数计算了过渡金属氮化物的结构性质、弹性性质、表面性质和热力学性质,结果表明新开发的二元体系的2NN MEAM势参数能够很好地再现材料的各种基本物理性质。然后利用这种新方法,对过渡金属合金Ti-X（X=V、Cr和Fe）二元体系的2NN MEAM势参数进行研究,并基于本文优化的二元体系的势参数开发了Ti-X-N（X=V、Cr和Fe）三元体系的2NN MEAM势参数。通过验证发现,本文新开发的2NN MEAM势参数是可靠的。2)应用分子动力学模拟研究了四种过渡金属氮化物单晶在不同温度下的变形和断裂行为。发现TiN、VN、CrN单晶的断裂强度随温度的升高而减小,断裂应变随温度的升高而增大。而FeN单晶的断裂应力强度和断裂应变均随温度的升高而降低;拉伸演变过程的分析表明,在高温下微裂纹的扩展被位错成核阻碍,是导致过渡金属氮化物单晶的塑性增加主要原因。3)应用分子动力学模拟研究了TiN/VN复合材料的力学性能。首先分析了应变率和温度对TiN/VN复合材料的力学性能的影响,结果表明,应变率对杨氏模量几乎没有影响,而对断裂强度和断裂应变有很大影响。而温度对TiN/VN复合材料的杨氏模量、断裂强度和断裂应变都有很大的影响。我们还发现TiN/VN复合材料在低温下是脆性断裂,断裂发生在VN层。此外,我们还预测了TiN/VN复合材料的位错滑移机制,模拟了不同滑移体系的GSFE曲线。结果表明,在每一个滑移位置处的所有可能的滑移体系中,{110}<110>滑移体系都是最优滑移体系,说明在TiN/VN复合材料中,完美位错的滑移和成核应该是主要的变形机制。我们还发现,在TiN/VN复合材料中,滑移最可能发生在VN层内。这些模拟表明复合材料的断裂和位错滑移都只发生VN层,很难穿过界面进入TiN层,说明位错运动在界面处受阻是其主要的硬化机理之一。
张雅晴[5]（2019）在《应变对Ti2CO2的力学和电学性质的调控》文中提出MXenes作为一类的新型二维纳米材料,由于具有高比表面积,良好的导电和亲水性能,MXene在储能、功能增强材料、电子器件等多个方面受到越来越多的关注,作为MXene系列中经过充分研究的成员之一,Ti2CO2作为较早制备且研究较多的MXene,通过对相应的羟基官能化的Ti2C（OH）2进行高温处理而实现,已被证明具有超高载流子迁移率的半导体,可作为电子器件的候选材料。基于目前对柔性电子器件的需求,器件材料在应变下的力学和电学性能至关重要。为了进一步考察Ti2CO2可能作为柔性电子器件的组成部分,对Ti2CO2在应变下的力学和导电性能进行了研究,从而发现更多有用的MXenes结构,使得有用结构的数目得到扩充。在这项工作中,结合第一原理密度泛函计算和玻尔兹曼输运理论,首先研究了应变单层Ti2CO2的2D材料的电学和力学性质的影响;同时研究了层厚度对2D材料双层Ti2CO2的电导率的影响,由于层相互作用引起的带分裂,Ti2CO2的带隙值通常会随着层数的增加而减小。基于广义梯度近似（GGA）,单层Ti2CO2中的带隙被确定为0.260eV,而带隙值在五层结构的2D材料中降低至0.0369eV。此外,研究了应变对多层Ti2CO2的电子能带结构的影响,随着垂直于基面的压缩应变增加,发现该材料从半导体性质转变为半金属性质,然后转变为半导体性质,最后变为性质。该结果意味着多层Ti2CO2的电子特性可以通过应变有效地控制,并且多层结构可以应用于应变传感器。为了进一步扩展此应用,我们继续研究了应变对多层MXenes材料性质的调控,其中包括Ti2CF2材料、Ti2C（OH）2材料以及Hf2CO2和Zr2CO2材料,为探索半导体的应用提供一个新思路。因此,我们的工作可能通过压缩类似手风琴的多层MXenes为实现半导体调控应用打开一扇门。
韩美康[6]（2018）在《二维吸波材料的微结构设计及电磁特性研究》文中研究表明随着通信和电子设备的快速发展,电磁污染日益加剧,电磁波防护材料受到越来越多的关注,无论微波吸收材料还是电磁屏蔽材料都在追求强的电磁波吸收能力。而随着电子设备对便携性和使用环境要求的提高,电磁材料仅实现强吸收已经不能满足需求,轻质、柔性、耐高温等多功能复合成为新型电磁材料的发展方向。单原子或少原子层厚度的二维材料具有独特的二维结构、大的比表面积和表面修饰空间,为电磁材料的界面设计和性能优化奠定了基础。还原氧化石墨烯（Reduced graphene oxide,RGO）和二维过渡族金属碳化物（MXene）具有相似的二维层状结构,其表面均含有大量的官能团和本征缺陷,且电导率均较高,这些特性为其活性表面的修饰和电磁波衰减能力的优化提供了设计空间。本文通过对RGO和MXene进行表面改性和微结构设计（核壳结构、分级结构、叠层结构和定向分层结构）,构建了吸波剂的多维异质界面,研究了晶格缺陷、多尺度界面和孔结构对材料介电性质和电磁波衰减的作用机制。所制备的介电型吸波材料分别在X（8.212.4GHz）和Ku（12.418GHz）波段实现了>90%的入射电磁波在全波段被吸收。主要研究内容和结果如下:（1）研究了核壳型空心微球的微结构设计和电磁波吸收性能优化,以及核壳结构对电磁波衰减的作用机制。结果表明,通过静电吸附实现了氧化石墨烯在ZnO空心微球表面的包覆,这一ZnO@RGO微球的核壳结构解决了石墨烯材料容易堆叠团聚的缺点,增加了异质界面,优化了材料的阻抗匹配特性,而空心结构增加了入射电磁波的多重散射,从而提高了材料的电磁波衰减能力。同时,吸波剂的密度得以降低。ZnO@RGO空心微球的最小反射系数达-45.05dB（>99.99%的入射电磁波被吸收）,有效吸收带宽达3.3GHz。（2）研究了多维分级结构的设计和电磁波吸收性能优化,以及晶格缺陷和多尺度异质界面对电磁波衰减的作用机制。结果表明,在三维柔性RGO气凝胶中原位自生一维SiC纳米线提高了气凝胶的热稳定性,保持了材料的柔韧性,构建了多维度的导电网络结构,增加了RGO的表面缺陷,形成了RGO和SiC纳米线相互桥接的异质界面。这一分级结构增强了材料的极化弛豫行为,提高了材料的介电损耗能力,使得RGO/SiC纳米线气凝胶在X波段实现全频有效吸收的同时,将材料厚度降低22%。以RGO/SiC纳米线三维泡沫为基础,混合聚合物转化陶瓷前驱体和氧化石墨烯,通过裂解和烧结过程,制备了RGO/SiOC复相陶瓷,并研究了其在高温环境下的电磁性能和介电损耗机理。结果表明,氧化石墨烯的加入降低了SiC纳米线在SiOC陶瓷中的析晶温度,在SiOC陶瓷基体中构建了RGO/SiC纳米线的三维分级结构。相互桥接的SiC纳米线和还原氧化石墨烯提高了SiOC陶瓷的电磁波吸收性能。其在常温时的最小反射系数达-69.3dB（>99.9999%的电磁波被吸收）。在高温环境（673K）下,GO的添加量仅为2wt%时,即在X波段实现了93%的电磁波有效吸收。（3）研究了MXene层状结构的设计和电磁波吸收性能的优化,以及叠层结构对电磁波吸收的作用机制。通过刻蚀MAX相（Ti3AlC2）的中间Al层制备了多层MXene（Ti3C2Tx）,分别在氩气和二氧化碳气氛中对MXene进行热处理。结果表明,和MAX相相比,多层MXene的介电损耗能力大幅提高。在氩气气氛中热处理后,MXene的表面基团会与Ti层发生反应,在局部形成TiO2-C-Ti3C2Tx的三明治结构,这一结构进一步提高了MXene的介电损耗能力。在二氧化碳气氛中热处理,MXene中的碳层被完全剥离出来,形成取向排列的二维碳层和TiO2颗粒相间分布的叠层结构。独特的叠层取向结构大幅提高了碳层二维表面的利用率,构建了异质界面,增强了材料的电磁波衰减能力,实现了在Ku波段的全频有效吸收。（4）研究了取向分布的MXene（Ti3C2Tx和Ti2CTx）气凝胶的制备和电磁屏蔽性能,以及层状多孔结构对电磁波吸收和反射的作用机制。通过湿化学刻蚀工艺制备了少层MXene,并用双向冷冻干燥工艺制备了长程有序、取向分布的MXene气凝胶。结果表明,层状结构使MXene气凝胶具备了良好的压缩循环特性。MXene的本征缺陷、表面基团以及气凝胶的层状多孔结构使得气凝胶表现了以吸收为主的电磁屏蔽性能。Ti2CTx气凝胶的屏蔽效能达73.7dB,其中吸收屏蔽效能达64dB。对MXene气凝胶进行压缩,可降低其电阻和电导率,并提高气凝胶对入射电磁波的反射能力。
陈瑾梅[7]（2017）在《复合硬质涂层中非晶相尺寸对力学性能的影响》文中研究表明硬质涂层具有高硬耐磨及化学性质稳定等优点,被广泛应用于传统刀具、切削加工和汽车零件等方面。硬质涂层在生产应用中容易出现脆性断裂,单纯提升涂层硬度已经不能满足要求,此领域的研究方向逐渐转向提升涂层的综合力学性能:制备硬度、韧性及耐磨性能均优异的复合涂层。将纳米晶和非晶相有效复合,可改善涂层的综合力学性能,因此成为目前研究的主流方向。但目前研究人员多关注于纳米晶和纳米晶-非晶界面在该体系中的作用,而对非晶相的相关研究较少。本文旨在通过有限元（ABAQUS）和磁控溅射两种途径,制备TiN/a-SiN和TiN/a-C多层膜,研究调制周期中非晶相（a-SiN和.a-C）的变化对复合硬质涂层的力学性能影响。本文使用磁控溅射法制备出晶态TiN与非晶态a-SiN周期交替的TiN/a-SiN多层膜。研究发现,随着调制周期中a-SiN层厚度的不断增大,多层膜的硬度和杨氏模量表现出下降趋势。在a-SiNN层厚度较低时,多层膜保持较高的硬度与杨氏模量;进一步增大a-SiN层厚度,多层膜硬度和杨氏模量出现明显下降。涂层压痕韧性则随着a-SiN层厚度增加,表现出先增加后降低的趋势。当a-SiN层厚度适宜时,高硬度的TiN层可提供一定的支撑,避免a-SiN层出现较大变形;同时a-SiN层又可以缓解TiN层中的应力集中,抑制裂纹产生和延伸,这种协同作用可使得多层膜压痕韧性提高。研究还发现,多层膜的摩擦性能与压痕韧性正相关,当压痕韧性较高时,多层膜的摩擦性能较好、磨损率较低。本文进一步制备出晶态TiN与非晶态a-C周期交替的TiN/a-C多层膜。研究发现,随着调制周期中a-C层厚度的增加,多层膜的硬度呈下降趋势,但杨氏模量却先上升后下降。该多层膜的压痕韧性变化规律与TiN/a-SiN多层膜相一致,都是先上升后下降。压痕韧性较好的TiN/a-C多层膜具有较低的摩擦系数、磨损率,表现出良好的耐磨性。与TiN/a-SiN多层膜相比,TiN/a-C多层膜的硬度与杨氏模量整体上较低,但摩擦学性能更佳,摩擦系数更小。
隋旭东[8]（2016）在《TiAlN基功能复合纳米刀具涂层成分、结构调控及涂层刀具的钛合金高速切削性能研究》文中指出钛合金具有高强轻质和耐腐蚀等优异性能,已经成为关键的工程材料之一,在航空、交通、化工及生物等领域有着广泛的应用前景。然而,钛合金具有的高温强度高、热导率低和化学亲和性高等特点导致其切削加工困难、效率低、成本高。刀具涂层技术为解决上述切削加工问题提供了一条有效途径。该技术是在刀具基体表面涂覆一层或多层耐磨损、耐高温和抗氧化性好的涂层。然而,目前商业化的刀具涂层切削钛合金时仍存在耐磨性差、易氧化、粘刀严重等问题,尤其是在高速切削加工时,急剧增加的热量会迅速恶化涂层刀具性能,加重粘结磨损。因此,需要针对钛合金高速切削加工特点开发具有高耐磨性、高抗氧化性以及低粘结活性的高性能刀具涂层,以满足钛合金高速切削加工的需求。本文采用磁控溅射的方法,研究成分、结构设计和功能复合对TiAlN基纳米刀具涂层结构和性能的影响,揭示钛合金高速切削性能提高的机理。首先是成分设计,通过在TiAlN涂层中添加Si、Ta、Cr等元素来提高涂层的力学和抗氧化性能;其次是结构设计,主要是将不同成分的涂层进行梯度化和多层化,以提高涂层的综合力学性能;最后是功能复合,结合实验与模拟确定一种与钛合金反应活性低的功能涂层,将其沉积到TiAlN基纳米涂层上形成功能复合涂层。同时,对上述三类涂层进行钛合金切削实验,揭示钛合金高速切削性能提高与结构控制的关系。获得了如下主要结论:采用成分设计的方法,研究了添加Si、Ta、Cr对TiAlN基纳米涂层的结构、力学性能和抗氧化性能的影响。研究结果表明添加Si元素后会形成非晶Si3N4包裹纳米晶的纳米复合结构,可以消除柱状结构,降低表面粗糙度,提高涂层的硬度。但是,过高的Si含量会降低涂层的硬度。添加Ta和Cr元素提高了涂层的抗氧化性能和力学性能。其中,Ta元素抑制了 α-Ti02到γ-TiO2相转变时产生的裂纹和气孔,从而提高了涂层的抗氧化性能。但是,当Ta含量达到Ti0.31Al0.32Ta0.37N时,对α-TiO2相生成的抑制作用减弱,抗氧化性能降低。添加Cr元素一方面抑制了六方AlN相的生成,另一方面在涂层表面形成一层致密而稳定的Cr2O3扩散阻挡层,阻止涂层内部的进一步氧化。钛合金切削结果表明,相对于未涂层硬质合金刀具的磨损量,TiAlCrN涂层的磨损量减少约50%,TiAlTaN涂层减少约20%,而TiAlSiN涂层,由于硬度高、脆性大,切削性能较差。采用结构设计的方法,研究了梯度和多层结构对TiAlN基纳米涂层的结合力和韧性的影响。发现梯度结构设计的TiAlSiN涂层可在保持70%以上硬度值的情况下,使涂层结合力提高约300%,达到100N以上。多层结构可以抑制涂层内部的裂纹扩展,提高涂层的断裂韧性。随着多层调制周期的降低,TiAlN/CrN涂层的断裂韧性呈先增高后降低的趋势。当调制周期厚度为25nm时,涂层有最高的断裂韧性,达到3.6 MPa·m1/2。钛合金切削实验结果显示,梯度结构的TiAlSiN和TiAlTaN涂层的后刀面磨损量比无梯度涂层分别下降了 46%和32%;调制周期厚度为25nm的TiAlN/CrN多层涂层的后刀面磨损量比单层TiAlN涂层的下降了约33%。采用功能复合的方法对TiAlTaN涂层进行表面功能化,研究了 TaO功能层降低钛合金粘结磨损的机理。发现随着TaO厚度的增加,复合涂层表面致密度增加、粗糙度和摩擦系数降低。在摩擦实验中,TiAlTaN/TaO涂层表面粘结的钛合金的体积比TiAlTaN涂层减少。这是因为TaO和Ti之间的反应结合能为正值,两者之间不容易发生粘结反应。钛合金切削结果显示,150nm厚的TaO功能层使TiAlTaN涂层刀具的切削距离提高3倍。基于上述研究,所制备的梯度G-TiAlTaN/TaO纳米功能复合涂层,在切削长度为547m时,磨损量比山特维克GC1105涂层刀具低约20%。
史耀君[9]（2012）在《铁氮化合物的第一性原理研究》文中研究指明铁氮化合物由于其特殊的组成和结构,具有优异的铁磁性能和良好的抗氧化、耐腐蚀、耐磨损性能,是理想的磁记录介质和薄膜磁头候选材料,同时还可以作为重要的表面改性材料,受到人们的广泛关注。本文采用基于密度泛函理论的第一性原理计算研究了三种典型铁氮化合物Fe16N2、Fe4N和Fe3N的结构与性能,重点探讨了Fe16N2的相稳定性、力学性能和磁性能,Fe4N的薄膜结构（slab结构）和表面特性,Fe3N的电子结构和力学性能,最后系统研究了铁氮化合物结构与物性的关联。主要结论如下：（1）对Fe16N2形成能的计算表明Fe16N2是热力学稳定相。电子结构分析表明N原子和最近邻Fel、Fe2原子之间存在的较强共价键是由N原子p电子和Fe原子d电子之间的杂化作用而形成的,键合强度明显高于其它原子之间的成键。弹性常数计算结果表明Fe16N2具有韧性,是机械稳定的,在a-c晶面内弹性各向异性非常显着。Fe16N2磁性能的计算表明,考虑Fe原子3d电子之间的库仑相互作用后,Fe原子平均磁矩增大。Fe16N2不等价位置Fe原子磁矩差异的主要原因是N原子的间隙插入,使晶格畸变,引起不等价位置Fe原子与N原子之间的杂化强度不同,不等价Fe原子自身不同d电子轨道的交互作用发生改变,导致Fe原子3d自旋电子数和分布状态发生改变,造成不同位置Fe原子磁矩的差异。（2） Fe4N（001）表面自由能计算结果表明Fe4N（001）表面只以Fe2N终止表面的形式存在。电子结构分析表明价带和导带在费米能级处有相当部分的交叠,预示Fe4N薄膜将表现出金属导电性。此外,由于表面结构弛豫,Fe4N（001）表面的电子结构比块体Fe4N表现出不同的细节特征。Fe4N薄膜厚度与磁性的关联表明Fe原子平均磁矩随着薄膜（slab）厚度的减小而变小,该差异主要是由于slab结构中第二层的Fe2原子的磁矩变化造成的。（3）Fe3N电子态密度计算表明考虑Fe原子3d电子之间的库仑相互作用后,费米能级处的态密度值变小,体系更稳定。磁性能计算值表明磁矩的实验测量值普遍小于理论计算值,是因为实验测量值的样品并非纯Fe3N相而是ε-FexN（2<x≤3）混合相。力学性能计算结果表明Fe3N是机械稳定的,且计算考虑Fe原子3d电子之间的库仑相互作用后,更能反映体系原子间键合作用的本质,材料的弹性模量和德拜温度与实验值更接近。弹性各向异性计算表明Fe3N只有轻微的剪切各向异性,几乎没有压缩各向异性。（4）研究了三种典型铁氮化合物Fe16N2、Fe4N和Fe3N晶体结构、力学性能以及磁性能的变化规律,探讨了三种化合物结构与物性的关联。三种铁氮化合物可以分别看作氮原子嵌入bcc α-Fe、fcc γ-Fe、hcp ε-Fe金属亚晶格的结果。随着氮含量的增加,体系由铁原子组成的亚晶格的对称性由bcc变为fcc,然后转变为hcp。三种化合物的体模量随着氮含量的增加而增大,德拜温度随着化合物中Fe原子和N原子杂化作用的增强而升高,平均磁矩随着氮含量的增加而减小。
马钟鸣[10]（2010）在《NbN/AlN纳米多层膜及AlCN、TiAlCN复合膜的制备、微结构与力学性能研究》文中研究说明本文采用多靶反应磁控溅射法制备了NbN薄膜、NbN/AlN多层膜、Al-C-N复合膜及Ti-Al-C-N复合膜。研究了工艺参数对NbN单层膜微结构与力学性能的影响;研究了不同调制比和不同调制周期对NbN/AlN纳米多层膜微结构和力学性能的影响,并探讨了多层膜的可能致硬机理;研究了不同C靶功率对Al-C-N复合膜的微结构、力学性能和摩擦性能的影响,不同C靶功率对Ti-Al-C-N复合膜的微结构和力学性能的影响,探索了复合膜的可能致硬机理。研究结果表明:氮气流量对NbN薄膜择优取向的影响很大,氮气流量越高,NbN薄膜的（200）面择优生长越好,本实验条件下制备的NbN薄膜均为面心立方结构。功率对薄膜生长择优取向的影响不大,在一定范围内,NbN薄膜的硬度随功率的增加而增加。NbN/AlN纳米多层膜中AlN层的晶体结构和多层膜的硬度依赖于AlN层的厚度。当NbN层厚度为5.0nm和AlN层厚≤0.8nm时,AlN以NbN为“模板”在（200）面被立方化,可能与NbN形成共格界面,产生硬度升高的超硬效应,最高硬度为33.3GPa,随着AlN厚度的增加,在多层膜中NbN和AlN各自以稳定的立方结构和六方结构存在,可能形成异结构共格界面,其界面处满足条件{111}c-NbN//{002}h-AlN,多层膜的硬度随之下降。Al-C-N复合膜中,随C靶溅射功率的增加,复合膜硬度呈现先增后减的趋势,并在C靶溅射功率为50W时达到最大值41.84GPa。固溶强化、界面协调晶格应变可能是Al-C-N复合膜显微硬度增加的原因。C的加入使AlN晶粒细化,若进一步增加C靶功率,Al-C-N复合膜则向非晶态转化,其硬度降低。薄膜的摩擦系数随着C靶功率的增加逐渐减小。Ti-Al-C-N复合膜中,C靶功率的增加将导致Ti-Al-C-N复合膜微结构发生明显变化,XRD图谱显示,随着C靶功率的增加,复合膜的TiN（111）晶面的衍射峰逐渐消失,呈现TiN（200）择优取向,相应的衍射峰向小角度偏移,晶面间距增大,晶面衍射峰逐渐宽化。C靶功率为180W时获得最高硬度41.82GPa,进一步增加C靶功率,薄膜中存在非晶CNx,薄膜的硬度明显降低。Ti-Al-C-N复合膜出现硬度升高的原因可能是:固溶强化、细晶强化和交变应力场。
二、Microstructure and mechanical properties of Fe-N/TiN magnetic multilayers with different thickness of TiN layers（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、Microstructure and mechanical properties of Fe-N/TiN magnetic multilayers with different thickness of TiN layers（论文提纲范文）
（1）复合PVD氮化物刀具涂层的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 纳米多层硬质涂层的研究现状 |
| 1.3 物理气相沉积技术 |
| 1.3.1 电弧离子镀 |
| 1.3.2 磁控溅射 |
| 1.3.3 复合沉积技术 |
| 1.4 难加工材料的切削研究 |
| 1.4.1 高硬度模具钢 |
| 1.4.2 奥氏体不锈钢 |
| 1.4.3 球墨铸铁 |
| 1.5 研究内容 |
| 第二章 涂层制备与表征技术 |
| 2.1 涂层设备与沉积过程 |
| 2.1.1 涂层设备与靶材 |
| 2.1.2 基体的前处理 |
| 2.1.3 涂层沉积过程 |
| 2.2 涂层及涂层刀具性能测试方法 |
| 2.2.1 化学成分 |
| 2.2.2 生长形貌与表面状态 |
| 2.2.3 微观结构 |
| 2.2.4 力学性能 |
| 2.2.5 结合力 |
| 2.2.6 涂层应力测试 |
| 2.2.7 摩擦磨损性能 |
| 2.2.8 高温抗氧化性 |
| 2.2.9 车削性能评价 |
| 第三章 AlTiN/AlCrSiN涂层的结构和性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 涂层的制备 |
| 3.3 涂层的微观结构 |
| 3.4 涂层的力学性能 |
| 3.5 高温摩擦磨损性能 |
| 3.6 高温抗氧化性能 |
| 3.7 车削测试 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 AlTiN涂层的复合沉积及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 总气压的影响 |
| 4.3 氮气分压的作用 |
| 4.4 调制周期的作用 |
| 4.5 磁控溅射功率的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 AlTiN/AlCrN涂层的复合沉积和性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 涂层的结构和力学性能 |
| 5.3 涂层的抗氧化性能 |
| 5.4 涂层的摩擦磨损性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 复合沉积AlTiN涂层的切削性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不锈钢的车削 |
| 6.3 球墨铸铁的车削 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得与学位论文相关的成果 |
| 致谢 |
（2）多层次相变存储器材料的织构演化与光电特性（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 新型存储技术 |
| 2.2 相变存储器材料的选择 |
| 2.3 相变存储器材料的研究现状 |
| 2.3.1 Ge-Sb-Te体系相变存储器材料 |
| 2.3.2 Ge_2Sb_2Te_5相变存储器薄膜 |
| 2.3.3 新型相变存储器材料 |
| 2.4 相变存储器材料的元素掺杂 |
| 2.4.1 掺杂后相变存储器薄膜的微观结构 |
| 2.4.2 掺杂后相变存储器薄膜的光电特性 |
| 2.5 相变存储器薄膜的微观结构与织构演化 |
| 2.5.1 相变存储器薄膜的择尤生长 |
| 2.5.2 相变存储器材料的取向与性能 |
| 2.6 相变存储器薄膜的相变机制 |
| 2.7 界面相变存储器(iPCM) |
| 2.7.1 iPCM的性有能特点 |
| 2.7.2 量子阱与超点阵 |
| 2.7.3 相变存储器薄膜的超点阵结构 |
| 2.7.4 相变存储器薄膜的类超点阵结构 |
| 3 研究背景及意义 |
| 3.1 课题来源 |
| 3.2 选题背景及研究意义 |
| 4 研究内容及方法 |
| 4.1 研究内容 |
| 4.1.1 相变存储器薄膜的金属元素掺杂 |
| 4.1.2 相变存储器薄膜的织构演化规律 |
| 4.1.3 新型多层次相变存储器材料的结构与性能 |
| 4.2 研究方法 |
| 4.2.1 研究方案 |
| 4.2.2 实验方案 |
| 5 经典相变存储器材料Ge_2Sb_2Te_5的结构研究 |
| 5.1 相变存储器薄膜GST的微观结构与取向 |
| 5.1.1 GST薄膜的相组成 |
| 5.1.2 GST/Si(100)薄膜的取向分析 |
| 5.1.3 GST/SiO_2薄膜的取向分析 |
| 5.2 电极材料Ti对相变存储器薄膜GST结构的影响 |
| 5.2.1 GST/Ti界面的元素扩散与相组成 |
| 5.2.2 Ti过渡层对GST薄膜微观结构的影响 |
| 5.2.3 Ti过渡层对GST薄膜力学性能的影响 |
| 5.2.4 Ti过渡层对GST薄膜晶粒长大的影响机制 |
| 5.3 小结 |
| 6 Sn掺杂对Ge_2Sb_2Te_5薄膜结构与光电特性的影响 |
| 6.1 GST-Sn相变存储器薄膜的微观结构 |
| 6.1.1 GST-Sn薄膜的成分 |
| 6.1.2 GST-Sn薄膜的相组成 |
| 6.1.3 GST-Sn薄膜的局部原子排列 |
| 6.2 GST-Sn相变存储器薄膜的键合状态与热稳定性 |
| 6.3 GST-Sn相变存储器薄膜的电学特性 |
| 6.4 GST-Sn相变存储器薄膜的光学反射率 |
| 6.4.1 Sn掺杂对GST薄膜光学反射率的影响 |
| 6.4.2 GST-Sn薄膜光学特性的提高机制 |
| 6.5 小结 |
| 7 新型相变存储器材料Ga-Sb的结构与应用研究 |
| 7.1 二元Ga-Sb体系 |
| 7.1.1 不同成分Ga-Sb薄膜的相组成 |
| 7.1.2 相变前后Ga-Sb薄膜的稳定性 |
| 7.1.3 不同成分Ga-Sb薄膜的力学性能 |
| 7.2 类超点阵结构[GaSb/GST]_n薄膜体系 |
| 7.2.1 [GaSb/GST]_n的层间原子扩散 |
| 7.2.2 [GaSb/GST]_n的微观结构 |
| 7.2.3 [GaSb/GST]_n的电学特性与低功耗 |
| 7.2.4 [GaSb/GST]_n的超硬度与超模量效应 |
| 7.3 小结 |
| 8 GaSb掺杂对Ge_2Sb_2Te_5薄膜结构与稳定性的影响 |
| 8.1 GST-GaSb薄膜的微观结构 |
| 8.1.1 GST-GaSb薄膜的成分 |
| 8.1.2 GST-GaSb薄膜的表面形貌 |
| 8.2 GST-GaSb薄膜的相变过程 |
| 8.2.1 GST-GaSb薄膜的结构转变机制 |
| 8.2.2 GST-GaSb薄膜的晶格畸变与微应力 |
| 8.3 GST-GaSb薄膜的原子占位 |
| 8.4 GST-GaSb薄膜的性能与特性 |
| 8.4.1 GST-GaSb的电学特性 |
| 8.4.2 GST-GaSb的力学特性 |
| 8.5 小结 |
| 9 结论 |
| 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）多弧离子镀制备TiN-Cu基高硬度疏水薄膜研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 符号说明 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 硬质薄膜 |
| 1.2.1 硬质薄膜发展历史及研究现状 |
| 1.2.2 硬质薄膜未来发展趋势 |
| 1.3 硬质薄膜制备技术 |
| 1.3.1 物理气相沉积技术(PVD) |
| 1.3.2 化学气相沉积技术(CVD) |
| 1.4 TiN-Cu基薄膜研究现状 |
| 1.5 材料疏水性的研究 |
| 1.6 主要研究内容及选题意义 |
| 第二章 薄膜的制备与表征方法 |
| 2.1 薄膜沉积设备 |
| 2.2 薄膜的制备 |
| 2.2.1 薄膜的结构设计 |
| 2.2.2 薄膜制备流程 |
| 2.3 薄膜的表征 |
| 2.3.1 薄膜微观形貌及元素含量测试 |
| 2.3.2 薄膜结构分析 |
| 2.3.3 硬度测试 |
| 2.3.4 膜基结合力测试 |
| 2.3.5 接触角测试 |
| 第三章 Cu含量对TiN-Cu薄膜性能的影响 |
| 3.1 TiN-Cu薄膜的研究背景 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.3.1 TiN-Cu薄膜截面及表面形貌 |
| 3.3.2 TiN-Cu薄膜的晶相 |
| 3.3.3 TiN-Cu薄膜硬度及弹性模量 |
| 3.3.4 TiN-Cu薄膜膜基结合力 |
| 3.3.5 TiN-Cu薄膜疏水性 |
| 3.4 结论 |
| 第四章 调制比对TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜性能的影响 |
| 4.1 研究背景 |
| 4.2 实验 |
| 4.3 实验结果讨论 |
| 4.3.1 TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜截面及表面形貌 |
| 4.3.2 TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜的晶向 |
| 4.3.3 TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜硬度及弹性模量 |
| 4.3.4 TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜的膜基结合力 |
| 4.3.5 TiCu/TiN-Cu纳米多层复合薄膜疏水性 |
| 4.4 结论 |
| 第五章 调制周期对TiCu/TiN-Cu多层薄膜性能的影响 |
| 5.1 研究背景 |
| 5.2 实验 |
| 5.3 测试结果与分析 |
| 5.3.1 TiCu/TiN-Cu多层薄膜截面及表面形貌 |
| 5.3.2 TiCu/TiN-Cu多层薄膜的晶向 |
| 5.3.3 TiCu/TiN-Cu多层薄膜硬度 |
| 5.3.4 TiCu/TiN-Cu多层薄膜膜基结合力 |
| 5.3.5 TiCu/TiN-Cu多层薄膜疏水性 |
| 5.4 总结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 结果总结 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）过渡金属氮化物及其复合材料修正的嵌入原子势的研究与应用（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 过渡金属氮化物 |
| 1.2 过渡金属氮化物多层膜 |
| 1.2.1 过渡金属氮化物多层膜的研究意义 |
| 1.2.2 过渡金属氮化物多层膜硬化机理的研究现状 |
| 1.2.3 过渡金属氮化物多层膜的研究方法 |
| 1.2.4 修正的嵌入原子相互作用势的研究现状 |
| 1.3 本文的研究意义、研究内容和创新点 |
| 1.3.1 研究意义 |
| 1.3.2 研究内容 |
| 1.3.3 创新点 |
| 2 理论方法 |
| 2.1 密度泛函理论 |
| 2.1.1 概述 |
| 2.1.2 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.1.3 Kohn-Sham方程 |
| 2.1.4 局部密度近似和广义梯度近似 |
| 2.1.5 VASP软件包介绍 |
| 2.2 分子动力学模拟 |
| 2.2.1 概述 |
| 2.2.2 数值求解方法 |
| 2.2.3 边界条件 |
| 2.2.4 系综 |
| 2.2.5 势函数 |
| 2.3 修正的嵌入原子相互作用势 |
| 2.3.1 概述 |
| 2.3.2 EAM势 |
| 2.3.3 MEAM势 |
| 2.3.4 Lammps软件 |
| 2.4 计算分析方法 |
| 2.4.1 表面能的计算 |
| 2.4.2 热膨胀系数的计算 |
| 2.4.3 体积热熔的计算 |
| 2.4.4 粘附功的计算 |
| 2.4.5 微结构分析方法 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 过渡金属氮化物及相关二元和三元体系势参数的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 过渡金属氮化物二元体系2NN MEAM势参数的研究 |
| 3.2.1 MEAM势参数的优化方法 |
| 3.2.2 单元体系的2NN MEAM势参数 |
| 3.2.3 过渡金属氮化物2NN MEAM势参数的优化过程 |
| 3.2.4 过渡金属氮化物2NN MEAM势参数的验证 |
| 3.3 过渡金属合金Ti-X二元体系2NN MEAM势参数的研究 |
| 3.3.1 Ti-X二元体系2NN MEAM势参数的优化过程 |
| 3.3.2 Ti-X二元体系2NN MEAM势参数的验证 |
| 3.4 Ti-X-N三元体系2NN MEAM势参数的研究 |
| 3.4.1 Ti-X-N三元体系2NN MEAM势参数的确定方法 |
| 3.4.2 Ti-X-N三元体系2NN MEAM参数的验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 过渡金属氮化物的变形和断裂行为的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型及模拟细节 |
| 4.3 应力应变曲线 |
| 4.4 单轴拉伸的演变过程 |
| 4.4.1 单晶Ti N的演变过程 |
| 4.4.2 单晶FeN的演变过程 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 TiN/VN复合材料的力学性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 应变率对Ti N/VN复合材料力学性能的影响 |
| 5.2.1 模型及模拟细节 |
| 5.2.2 不同应变率下的应力应变曲线 |
| 5.2.3 应变率敏感度分析 |
| 5.3 温度对Ti N/VN复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.1 模型及模拟细节 |
| 5.3.2 不同温度下的应力应变曲线 |
| 5.3.3 不同温度下的拉伸演变过程 |
| 5.4 TiN/VN复合材料的滑移体系 |
| 5.4.1 模型及模拟细节 |
| 5.4.2 TiN/VN界面处的GSFE曲线 |
| 5.4.3 TiN层和VN层的GSFE曲线 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A作者在攻读博士学位期间发表的论文目录 |
| B作者在攻读博士学位期间参加的科研项目 |
| C学位论文数据集 |
| 致谢 |
（5）应变对Ti2CO2的力学和电学性质的调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 引言 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 二维材料的简介 |
| 1.3 MXenes简介 |
| 1.3.1 结构特性及合成方法 |
| 1.3.2 电学性能 |
| 1.3.3 力学性能 |
| 1.4 Ti_2CT_x材料的研究现状 |
| 1.5 本论文的研究内容 |
| 第二章 第一性原理计算及其在二维材料中的应用 |
| 2.1 第一性原理计算简介 |
| 2.2 交换关联泛函 |
| 2.3 杂化密度泛函 |
| 2.4 第一性原理计算软件包的介绍及应用 |
| 2.4.1 电学性能 |
| 2.4.2 应力应变曲线 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 通过施加应变以及改变层厚对Ti_2CO_2材料的热力学和电学性质的调控 |
| 3.1 应变对Ti_2CO_2的单层结构二维材料的调控 |
| 3.1.1 基于施加不同方向上的应变的电学和力学的影响 |
| 3.2 应变及层厚对Ti_2CO_2的双层结构MXenes材料的热力学和电学性质的影响 |
| 3.2.1 理想计算结构 |
| 3.2.2 能带结构 |
| 3.2.3 电荷密度和态密度 |
| 3.2.4 热电性质 |
| 3.3 施加应变对Ti_2CO_2体相材料的调控 |
| 3.3.1 应力应变和力学性质 |
| 3.3.2 能带结构 |
| 3.3.3 热电性质 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 应变对MXenes多层结构的力学和电学性质的影响 |
| 4.1 应变对Ti_2CF_2和Ti_2C(OH)_2的力学和电学性质的影响 |
| 4.1.1 应变对Ti_2CF_2的力学和电学性质的影响 |
| 4.1.2 应变对Ti_2C(OH)_2的力学和电学性质的影响 |
| 4.2 应变对Hf_2CO_2和Zr_2CO_2的电学和力学性质的影响 |
| 4.2.1 应变对Hf_2CO_2的电学和力学性质的影响 |
| 4.2.2 应变对Zr_2CO_2的电学和力学性质的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间取得的科研项目成果与奖励 |
| 致谢 |
（6）二维吸波材料的微结构设计及电磁特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 电磁波吸收的理论基础 |
| 1.2.1 传输线理论的吸波应用 |
| 1.2.2 电磁波吸收机制 |
| 1.3 吸波材料的结构设计 |
| 1.3.1 宏观结构设计 |
| 1.3.2 微观结构设计 |
| 1.4 石墨烯基吸波材料 |
| 1.4.1 石墨烯基材料的结构和性质 |
| 1.4.2 氧化石墨烯的还原 |
| 1.4.3 石墨烯基吸波材料的分类 |
| 1.5 二维过渡族金属碳化物(MXene) |
| 1.5.1 MXene的结构 |
| 1.5.2 MXene的制备 |
| 1.5.3 MXene的性质 |
| 1.5.4 MXene的电磁应用 |
| 1.6 高温吸波材料 |
| 1.7 研究依据和研究目标 |
| 1.8 研究内容 |
| 第2章 实验材料及测试方法 |
| 2.1 实验材料和设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 分析测试设备 |
| 2.2.1 形貌及微结构观察 |
| 2.2.2 相成分测试 |
| 2.2.3 差热分析 |
| 2.2.4 氮气吸脱附测试 |
| 2.2.5 光谱分析 |
| 2.2.6 物理性能测试 |
| 第3章 核壳型RGO@ZnO复合材料的电磁特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.2.1 C@ZnO微球的制备 |
| 3.2.2 ZnO@RGO空心微球的制备 |
| 3.3 核壳型C@ZnO微球的微结构及电磁性能 |
| 3.3.1 微结构表征 |
| 3.3.2 电磁波吸收性能 |
| 3.4 核壳型ZnO@RGO空心微球的微结构及电磁性能 |
| 3.4.1 微结构表征 |
| 3.4.2 电磁波吸收特性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 三维分级结构RGO/SiC基复合材料的电磁特性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.2.1 三维RGO/SiC纳米线泡沫的制备 |
| 4.2.2 RGO/PDC-SiOC陶瓷的制备 |
| 4.3 聚合物基RGO/SiC纳米线复合材料的电磁特性 |
| 4.3.1 微结构表征 |
| 4.3.2 电磁性能优化 |
| 4.4 陶瓷基RGO/SiC纳米线复合材料的电磁特性 |
| 4.4.1 微结构表征 |
| 4.4.2 室温电磁波吸收特性 |
| 4.4.3 高温电磁波吸收特性 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 多层MXene的表面改性及电磁特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.2.1 MXene的制备 |
| 5.2.2 MXene在不同气氛中的热处理 |
| 5.3 MXene在氩气中的热处理改性及电磁特性 |
| 5.3.1 表面改性表征 |
| 5.3.2 电磁波吸收及屏蔽特性 |
| 5.4 MXene在 CO_2 中的热处理改性及电磁特性 |
| 5.4.1 微结构表征 |
| 5.4.2 电磁波吸收特性 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 三维层状MXene气凝胶的电磁特性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方案 |
| 6.2.1 MXene的分层制备 |
| 6.2.2 MXene气凝胶的制备 |
| 6.3 二维MXene片层的微结构 |
| 6.4 三维层状MXene气凝胶的微结构和电磁特性 |
| 6.4.1 微结构表征 |
| 6.4.2 MXene气凝胶的压缩性能 |
| 6.5 三维层状MXene气凝胶的电磁屏蔽特性 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及申请专利 |
| 致谢 |
（7）复合硬质涂层中非晶相尺寸对力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 硬质涂层研究历史 |
| 1.1.1 硬质涂层的发展进程 |
| 1.1.2 硬质涂层的研究方向 |
| 1.2 硬质涂层制备方法 |
| 1.2.1 磁控溅射原理 |
| 1.2.2 磁控溅射分类 |
| 1.3 有限元压痕仿真分析 |
| 1.3.1 ABAQUS有限元分析 |
| 1.3.2 有限元压痕仿真研究现状 |
| 1.4 研究内容与意义 |
| 第二章 实验内容 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 原材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 涂层有限元仿真分析 |
| 2.5 涂层微观组织分析 |
| 2.5.1 涂层厚度分析 |
| 2.5.2 涂层多层结构分析 |
| 2.5.3 涂层物相分析 |
| 2.6 涂层摩擦磨损分析 |
| 2.6.1 涂层磨痕形貌分析 |
| 2.6.2 涂层摩擦性能分析 |
| 2.7 涂层硬度及纳米压痕分析 |
| 2.7.1 涂层显微硬度分析 |
| 2.7.2 涂层纳米压痕分析 |
| 第三章 TiN/a-SiN多层硬质涂层性能研究 |
| 3.1 单层涂层 |
| 3.1.1 制备单层TiN、单层a-SiN薄膜 |
| 3.1.2 单层TiN、单层SiN薄膜结构分析 |
| 3.1.3 单层TiN、单层a-SiN薄膜力学性能 |
| 3.1.4 单层TiN、单层a-SN薄膜有限元仿真 |
| 3.2 调制比1:1的TiN/a-SiN多层硬质涂层力学性能研究 |
| 3.2.1 实验制备调制比1:1的TiN/a-SiN多层膜 |
| 3.2.2 调制比1:1的TiN/a-SiN多层膜硬度及压痕分析 |
| 3.2.3 调制比1:1的TiN/a-SiN多层膜摩擦性能分析 |
| 3.2.4 调制比1:1的TNa-SiN多层膜仿真分析 |
| 3.3 TiN(5nm)/a-SiN多层硬质涂层力学性能研究 |
| 3.3.1 实验制备TiN(5nm)/a-SiN多层膜 |
| 3.3.2 TiN(5nm)/a-SiN多层膜硬度及压痕分析 |
| 3.3.3 TiN(5nm) /a-SiN多层膜摩擦性能分析 |
| 3.3.4 TiN(5nm)/a-SiN多层膜仿真分析 |
| 3.4 TiN(10nm)/a-SiN多层硬质涂层力学性能研究 |
| 3.4.1 实验制备TiN(10nm)/a-SiN多层膜 |
| 3.4.2 TiN(10nm)/a-SiN多层膜硬度及压痕分析 |
| 3.4.3 TiN(10nm)/a-SiN多层膜摩擦性能分析 |
| 3.4.4 TiN(10nm)/a-SiN多层膜仿真分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 TiN/a-C多层硬质涂层性能研究 |
| 4.1 单层涂层 |
| 4.1.1 制备单层TiN、单层a-C涂层 |
| 4.1.2 单层TiN、单层a-C薄膜结构分析 |
| 4.1.3 单层TiN、单层a-C薄膜力学性能 |
| 4.1.4 单层TiN、单层a-C薄膜有限元仿真 |
| 4.2 调制比1:1的TiN/a-C多层硬质涂层力学性能研究 |
| 4.2.1 实验制备调制比1:1的TiN/a-C多层膜 |
| 4.2.2 调制比1:1的TiN/a-C多层膜硬度及压痕分析 |
| 4.2.3 调制比1:1的TN/a-C多层膜摩擦性能分析 |
| 4.2.4 调制比1:1的TiN/a-C多层膜仿真分析 |
| 4.3 TiN(5nm)/a-C多层硬质涂层力学性能研究 |
| 4.3.1 实验制备TiN(5nm) /a-C多层膜 |
| 4.3.2 TiN(5nm)/a-C多层膜硬度及压痕分析 |
| 4.3.3 TiN(5nm)/a-C多层膜摩擦性能分析 |
| 4.3.4 TiN(5nm)/a-C多层膜仿真分析 |
| 4.4 TiN(10nm)/a-C多层硬质涂层力学性能研究 |
| 4.4.1 实验制备TiN(10nm)/a-C多层膜 |
| 4.4.2 TiN(10nm)/a-C多层膜硬度及压痕分析 |
| 4.4.3 TiN(10nm)/a-C多层膜摩擦性能分析 |
| 4.4.4 TiN(10nm)/a-C多层膜仿真分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 a-SiN、a-C对多层膜力学性能的影响 |
| 5.1 a-SiN、a-C对多层膜压痕测试影响 |
| 5.2 a-SiN、a-C对多层膜摩擦磨损测试影响 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的文章专利 |
（8）TiAlN基功能复合纳米刀具涂层成分、结构调控及涂层刀具的钛合金高速切削性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钛合金的性能、应用及切削加工 |
| 1.1.1 钛合金性能 |
| 1.1.2 钛合金应用 |
| 1.1.3 钛合金切削加工 |
| 1.2 刀具涂层概述 |
| 1.2.1 刀具涂层种类 |
| 1.2.2 刀具涂层制备方法 |
| 1.2.3 刀具涂层研究现状 |
| 1.2.4 钛合金高速切削用刀具涂层 |
| 1.3 本文的研究目的与主要研究内容 |
| 1.3.1 研究目的 |
| 1.3.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验方法与分析手段 |
| 2.1 实验方法与材料 |
| 2.1.1 涂层制备方法 |
| 2.1.2 涂层氧化方法 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.1.4 磁控溅射镀膜流程 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 TiAlN基纳米刀具涂层的成分设计 |
| 2.2.2 TiAlN基纳米刀具涂层的结构设计 |
| 2.2.3 TiAlN基纳米刀具涂层的功能复合 |
| 2.2.4 TiAlN基纳米刀具涂层的钛合金切削 |
| 2.3 检测与切削方法 |
| 2.3.1 X射线衍射(XRD) |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.3.3 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.3.4 原子力显微镜(AFM) |
| 2.3.5 纳米压痕仪 |
| 2.3.6 多功能材料表面性能试验仪 |
| 2.3.7 五轴联动卧式车铣加工中心 |
| 第3章 TiAlN基纳米涂层的成分设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al含量对TiAlN涂层结构与性能的影响 |
| 3.2.1 涂层结构和形貌 |
| 3.2.2 涂层力学性能 |
| 3.3 Si含量对TiAlSiN涂层结构与性能的影响 |
| 3.3.1 涂层结构和形貌 |
| 3.3.2 涂层力学性能 |
| 3.4 Ta含量对TiAlTaN涂层结构与性能的影响 |
| 3.4.1 涂层结构和形貌 |
| 3.4.2 涂层力学性能和抗氧化性能 |
| 3.5 Cr含量对TiAlCrN涂层结构与性能的影响 |
| 3.5.1 涂层的结构和形貌 |
| 3.5.2 涂层的力学性能和抗氧化性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 TiAlN基纳米涂层的结构设计 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 梯度设计对TiAlN基纳米涂层结构和性能的影响 |
| 4.2.1 涂层的结构和形貌 |
| 4.2.2 涂层的力学性能 |
| 4.3 多层设计对TiAlN基纳米涂层结构和性能的影响 |
| 4.3.1 涂层的结构和形貌 |
| 4.3.2 涂层的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TiAlN基功能复合纳米涂层的制备 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 功能复合涂层的结构与形貌 |
| 5.3 功能复合涂层的减磨机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 TiAlN基纳涂层的钛合金切削实验 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 国外对比刀具涂层的结构与性能分析 |
| 6.3 钛合金切削结果与讨论 |
| 6.3.1 TiAlN涂层刀具的切削结果分析 |
| 6.3.2 成分设计对TiAlN基纳米涂层刀具切削性能的影响 |
| 6.3.3 结构设计对TiAlN基纳米涂层刀具切削性能的影响 |
| 6.3.4 功能复合对TiAlN基纳米涂层刀具切削性能的影响 |
| 6.3.5 自制涂层刀具与国外涂层刀具的切削对比 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 未来展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表论文和科研情况 |
| 作者简介 |
（9）铁氮化合物的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 铁氮化合物材料发展简史 |
| 1.2 铁氮化合物的结构与磁性 |
| 1.3 铁氮化合物材料的研究进展 |
| 1.4 本文的研究内容和意义 |
| 2.理论方法与计算软件 |
| 2.1 多粒子系统的薛定谔方程 |
| 2.2 哈特利-福克近似 |
| 2.3 密度泛函理论(DensityFunctionalTheory) |
| 2.3.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.3.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.3.3 交换关联能 |
| 2.4 第一性原理计算方法 |
| 2.4.1 全电子法和赝势法 |
| 2.4.2 线性缀加平面波(LAPW)法 |
| 2.4.3 WIEN2k软件简介 |
| 3.Fe_(16)N_2相稳定性、力学性能和磁性能的研究 |
| 3.1 计算方法与参数设置 |
| 3.2 晶体结构与优化 |
| 3.3 相稳定性 |
| 3.3.1 形成能 |
| 3.3.2 热稳定性 |
| 3.4 电子结构 |
| 3.4.1 电荷密度 |
| 3.4.2 电子态密度 |
| 3.5 力学性能 |
| 3.5.1 弹性常数 |
| 3.5.2 力学稳定性与韧脆性 |
| 3.5.3 弹性各向异性 |
| 3.6 磁性能 |
| 3.7 本章小结 |
| 4.Fe_4N表面结构和表面特性的研究 |
| 4.1 Fe_4N的晶体结构与优化 |
| 4.1.1 计算方法与参数设置 |
| 4.1.2 结构优化 |
| 4.2 Fe_4N磁性能 |
| 4.3 Fe_4N(001)表面结构与磁性能 |
| 4.3.1 计算方法与参数设置 |
| 4.3.2 表面稳定性 |
| 4.3.3 电子结构 |
| 4.3.4 薄膜结构与磁性 |
| 4.4 本章小结 |
| 5.Fe_3N电子结构和力学性能的研究 |
| 5.1 计算方法与参数设置 |
| 5.2 结构优化 |
| 5.3 电子结构 |
| 5.4 磁性能 |
| 5.5 力学性能 |
| 5.5.1 弹性常数 |
| 5.5.2 弹性各向异性 |
| 5.6 德拜温度 |
| 5.7 本章小结 |
| 6.铁氮化合物结构与物性的关联研究 |
| 6.1 计算方法与参数设置 |
| 6.2 晶体结构 |
| 6.3 力学性能和德拜温度 |
| 6.4 磁性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 7.结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（10）NbN/AlN纳米多层膜及AlCN、TiAlCN复合膜的制备、微结构与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 硬质薄膜的分类 |
| 1.2.1 本征硬质薄膜 |
| 1.2.2 微结构强化硬质薄膜 |
| 1.3 纳米多层膜 |
| 1.3.1 纳米多层膜的基本概念 |
| 1.3.2 纳米多层膜的分类 |
| 1.3.3 纳米多层膜的致硬机理研究 |
| 1.4 纳米复合膜 |
| 1.4.1 纳米复合膜的基本概念及分类 |
| 1.4.2 纳米复合膜的研究进展 |
| 1.4.3 纳米复合膜的致硬机理研究 |
| 1.5 摩擦磨损的基础理论研究 |
| 1.5.1 摩擦 |
| 1.5.2 磨损 |
| 1.6 选题意义和研究内容 |
| 1.6.1 选题意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 薄膜的制备与表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 薄膜制备原理和实验设备 |
| 2.2.1 磁控溅射原理 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 薄膜的检测方法及检测设备 |
| 2.3.1 X 射线衍射仪(XRD) |
| 2.3.2 扫描电子显微镜（SEM） |
| 2.3.3 能量色散谱仪(EDS) |
| 2.3.4 显微硬度测试仪 |
| 2.3.5 UMT-2 型摩擦磨损试验机 |
| 第3章 NbN 单层膜的制备与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果及讨论 |
| 3.3.1 N_2 流量对NbN 薄膜的微结构和力学性能的影响 |
| 3.3.2 溅射功率对NbN 薄膜的微结构和力学性能的影响 |
| 3.4 NbN 单层膜工艺参数选取 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 NbN/AlN 纳米多层膜的制备、微结构及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 NbN/AlN 纳米多层膜的制备 |
| 4.2.2 NbN 和AlN 沉积速率的确定 |
| 4.2.3 调制比与调制周期的控制 |
| 4.2.4 NbN/AlN 纳米多层膜的表征 |
| 4.3 实验结果及讨论 |
| 4.3.1 调制比对NbN/AlN 多层膜结构和性能的影响 |
| 4.3.2 调制周期对NbN/AlN 多层膜结构和性能的影响 |
| 4.3.3 NbN/AlN 多层膜致硬机理的讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al-C-N 纳米复合膜的微结构、力学性能及摩擦性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 Al-C-N 复合膜的制备 |
| 5.2.2 Al-C-N 复合膜的表征 |
| 5.3 实验结果及讨论 |
| 5.3.1 Al-C-N 复合膜的微结构分析 |
| 5.3.2 C 靶功率对Al-C-N 复合膜力学性能的影响 |
| 5.3.3 C 靶功率对Al-C-N 复合膜的摩擦性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Ti-Al-C-N 纳米复合膜的微结构及力学性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 Ti-Al-C-N 复合膜的表征 |
| 6.4 实验结果及讨论 |
| 6.4.1 C 靶功率对Ti-Al-C-N 复合膜微结构的影响 |
| 6.4.2 C 靶功率对Ti-Al-C-N 复合膜的力学性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 详细摘要 |
四、Microstructure and mechanical properties of Fe-N/TiN magnetic multilayers with different thickness of TiN layers（论文参考文献）
- [1]复合PVD氮化物刀具涂层的制备及其性能研究[D]. 张权. 广东工业大学, 2020(05)
- [2]多层次相变存储器材料的织构演化与光电特性[D]. 尹琦璕. 北京科技大学, 2020(01)
- [3]多弧离子镀制备TiN-Cu基高硬度疏水薄膜研究[D]. 郑小龙. 山东大学, 2020(11)
- [4]过渡金属氮化物及其复合材料修正的嵌入原子势的研究与应用[D]. 丁守兵. 重庆大学, 2019(01)
- [5]应变对Ti2CO2的力学和电学性质的调控[D]. 张雅晴. 宁波大学, 2019(06)
- [6]二维吸波材料的微结构设计及电磁特性研究[D]. 韩美康. 西北工业大学, 2018
- [7]复合硬质涂层中非晶相尺寸对力学性能的影响[D]. 陈瑾梅. 东南大学, 2017(05)
- [8]TiAlN基功能复合纳米刀具涂层成分、结构调控及涂层刀具的钛合金高速切削性能研究[D]. 隋旭东. 东北大学, 2016(06)
- [9]铁氮化合物的第一性原理研究[D]. 史耀君. 南京理工大学, 2012(06)
- [10]NbN/AlN纳米多层膜及AlCN、TiAlCN复合膜的制备、微结构与力学性能研究[D]. 马钟鸣. 江苏科技大学, 2010(04)