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51.
与传统的雾化制粉技术不同,电极感应熔炼气体雾化(EIGA)技术是采用预合金棒料为电极,无坩埚感应加热,熔化后直接滴落雾化区被惰性气体雾化的技术.该技术由于在熔炼过程中液态金属与坩埚不接触,有效地减少了钛合金粉末中的夹杂物,改善了合金粉末的质量.本文利用自主设计制造的EIGA制粉设备,采用激光粒度分析仪、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)等分析手段,研究了不同功率参数对雾化制备TC4合金粉末的粒度分布、组织形貌、空心球等的影响.研究表明:EIGA法制备的TC4合金粉末整体球形度均较好,空心球缺陷较少,空心球率低于3%.熔炼功率较低时,粗颗粒粉末较多,且存在一定比例不规则的棒形和哑铃状粉末颗粒;当功率提高到62 k W时,细粉比例明显提高,不规则形状的粉末颗粒基本消失.随着功率的升高,粉末中的氧含量呈增加趋势,但仍基本保持在0.08%~0.10%较低范围内.功率为56 k W时,粉末松装密度最好,为2.686 g/cm3,松装密度比为60.63%,符合激光3D打印用TC4钛合金粉末松装密度比要求. 相似文献
52.
耐热钢表面激光熔覆Co基合金涂层的高温性能 总被引:1,自引:0,他引:1
采用高功率CO2激光器在1Cr18Ni9Ti不锈钢表面激光熔覆Co基合金,研究了改性层的组织及在75%Na2SO4+25%NaCl混合盐中的热腐蚀性能.结果表明,Co基合金激光改性层组织细密,其中的Co、Cr元素在涂盐热腐蚀条件下促进了保护性氧化膜CoO、CoO•Cr2O3的形成,显著改善了1Cr18Ni9Ti不锈钢的高温热腐蚀性能. 相似文献
53.
在相同激光扫描速度(20mm/s)和不同激光功率(150W,200W,250W,300W)工艺条件下,利用CO2激光对铁磁Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶带进行了辐照处理,诱导非晶带样品发生纳米晶化。应用穆斯堡尔(Mossbauer)谱(MS)、透射电镜(TEM)和X射线衍射(XRD)对实验样品的晶化工艺、纳米晶相的组织结构、晶化量和纳米晶化机理等进行了研究。结果表明,晶化析出相是α-Fe(Si)单相固溶体,具有4种超精细结构;其晶粒尺寸约为10~20nm;纳米晶均匀分布在非晶基体上,形成非晶相与纳米晶化相的双相组织结构。随着激光功率的增加,纳米晶化量随着增加,可通过控制激光处理工艺参量,来实现纳米晶化量的控制。 相似文献
54.
以钻为主体的涂层原材料粉末中添加Ni.Cr,Fe,C,Si,W,MgO,Y2O3和纳米Al粉等形成新型合金粉末体系,在结晶器用Cu-Cr合金表面利用脉冲激光原位制备颗粒增强Co基合金涂层.应用金相显微镜、扫描和透射电镜等分析技术,对实验制备样品涂层的组织结构进行研究.结果表明,在优化了粉末成分及激光扫描工艺参数(50 W,15 Hz,3 ms,4.0 mm.s)条件下,制备出了与Cu合金基体界面冶金结合的钴摹合金涂层;在涂层内部以Co-Cr-W-C为主体元素形成了细晶、高硬度的合金组织,涂层中原位生成了细小的陶瓷颗粒相,起到了复合强化作用,而w,cr等强碳化物在基体中析出,起到了弥散强化的作用.涂层中过渡层富Co区的出现导致了富Cu区的产生. 相似文献
55.
采用多弧离子镀技术,用Ti-Al-Zr合金靶和Cr靶,在W18Cr4V高速钢基体上沉积了(Ti,Al,Zr,Cr)N多元膜,并进行了600℃,700℃,800℃和900℃短时(4 h)高温氧化实验及700℃和800℃长期(100h)高温循环氧化实验.用扫描电镜(SEM)、能谱(EDS)和X射线衍射(XRD)观察和分析样品表面氧化膜.结果表明,这种多元膜在短时(4 h)高温氧化条件下,800℃时仍具有良好的抗高温氧化性,XRD显示氧化膜主要为TiO2;在长期(100 h)高温氧化条件下,该多元膜的抗高温氧化温度大约为700℃左右. 相似文献
56.
57.
58.
基于等效载荷法,应用有限元软件Abaqus模拟了脉冲激光激发的超声表面波在预加裂纹的半无限大弹性薄板内的传播,并探讨了微裂纹的尺寸对超声信号的影响。将脉冲激光激励等效为作用在薄板表面的在时间和空间上均满足高斯分布的脉冲载荷,并通过引入修正系数建立了激光的物理参数与峰值载荷的定量关系。在实验验证了有限元模型和等效载荷法正确性的基础上,探讨了裂纹的宽度、深度对反射波和透射波声学特性的影响。结果表明,所建立的等效载荷法能有效地模拟激光超声检测裂纹的实验过程,对激光超声的数值模拟研究以及在裂纹检测方面的应用具有重要的意义。 相似文献
59.
采用激光熔覆法,在20#钢表面制备出添Y2O3的镍基合金粉末的熔覆涂层.分析了熔覆层的相组成、高温耐磨性能;观察了熔覆层显微形貌.结果表明:所制得的熔覆层组织均一、致密,与基体形成了良好的冶金结合.添加Y2O3的熔覆层硬度提高到基体的3.9倍,高温耐磨率仅是基体的1/4.熔覆层耐磨能力增强的主要原因是熔覆层与基体良好的冶金结合,镍基合金良好性能,组织细化以及硼化物、硼碳化物等析出相的强化作用. 相似文献
60.