一、界面结合强度对Al_2O_3/钢基复合材料高温抗磨性的影响（论文文献综述）
龚文豪[1]（2021）在《Al2O3p/钢基分级构型复合材料组织及压缩性能研究》文中研究说明传统的陶瓷颗粒增强金属基复合材料存在强度与韧性的倒置关系,限制了其进一步的发展。目前将各种构型设计引入复合材料成为解决强度与韧性不匹配的主要方法之一。本文研究了一种新型氧化铝颗粒（Al2O3p）/钢基分级构型复合材料,基体与增强相均分为Ⅰ级和Ⅱ级,即微米级Al2O3p（Ⅰ级增强体）首先与钢基体（Ⅰ级基体）形成毫米级复合球,复合球（Ⅱ级增强体）再与钢基体（Ⅱ级基体）形成整体复合材料,使增强相在复合材料中呈“非均匀”规律性分布,达到对材料强韧性的调控。通过常压铸渗方法制备了Al2O3p/钢基分级构型复合材料,主要研究了不同基体、不同基体调节微粉、不同预制体（Ⅱ级增强体预制体）球径及预制体排布方式对分级构型复合材料组织与压缩性能的影响,并对复合材料的开裂行为模式进行总结与探讨。主要研究结果如下:研究了预制体添加还原铁粉和Fe320合金粉对高锰钢基、40Cr钢基分级构型复合材料组织的影响。在四种不同成分复合材料中,Al2O3p在复合区中分散较为均匀,无明显缺陷,复合区中均发生了多种元素扩散和反应。当复合材料基体为高锰钢时,Mn元素的迁移十分明显,界面存在Mn2SiO4,Al2Fe Si相,同时存在微晶玻璃相Na2O·Al2O3·SiO2。当材料基体为40Cr钢时,界面存在AlxFexSix,Fe320合金粉中的Ni、Cr元素与Fe互相形成Fe-Cr、Fe-Ni固溶体。研究了预制体添加还原铁粉和Fe320合金粉对高锰钢基和40Cr钢基分级构型复合材料显微硬度的影响。微粉的加入改变了复合区内基体成分,从而影响了基体硬度。还原铁粉对高锰钢基复合材料显微硬度影响优于添加Fe320合金粉,因为还原铁粉的添加使得高锰钢基体中Mn元素被稀释,使得基体成分近似于中锰钢,经过热处理后,形成马氏体与奥氏体混合的金相组织,提高了基体的硬度。相反Fe320合金粉对40Cr钢基复合材料显微硬度影响优于添加还原铁粉。40Cr钢作为低合金钢,Fe320合金粉的加入,由于Ni、Cr元素在Fe的固溶,提高了基体的显微硬度。研究了预制体添加还原铁粉和Fe320合金粉对高锰钢基和40Cr钢基分级构型复合材料压缩性能的影响。对于高锰钢基复合材料,添加还原铁粉的复合材料压缩性能优于添加Fe320合金粉的,对于40Cr钢基复合材料则相反,添加Fe320合金粉优于添加还原铁粉。研究了不同预制体球径（6、7、8mm）与不同预制体排布方式（平行排列、错落排列）对还原铁粉-Al2O3p/高锰钢基分级构型复合材料压缩性能的影响。得益于分级构型的存在,当预制体球径减小时,材料屈服强度及抗压强度提高;预制体错落排列相较平行排列,复合材料能获得更优的压缩性能。研究了Al2O3p/钢基分级构型复合材料的开裂行为,总结了分级构型复合材料的开裂模式。裂纹最初萌生于预制体框架结点（球状预制体定位于铁丝网结点处,随后进行重力铸渗获得分级构型复合材料）与Ⅱ级增强相之间的宏观界面处,Ⅰ级基体和Ⅱ级基体分别从微观上与宏观上体现基体区对裂纹扩展具有显着的偏转与止裂作用,裂纹在塑性基体区扩展需消耗更多能量。分级构型复合材料强韧化主要归结于钢基体区与复合区之间的协同强化效应,钢基体一方面承受载荷,另一方面阻碍复合区框架中产生的裂纹扩展,具有吸能作用。
韩佳源[2]（2021）在《陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料堆焊工艺研究》文中进行了进一步梳理目前,ZTA（ZrO2Toughen Al2O3）颗粒增强高铬铸铁基复合材料广泛应用于磨煤机磨辊及磨盘,立磨磨辊等粉磨领域中。虽然这种复合材料耐磨性较好,但由其制备的工件均属于一次性使用产品。由于磨损过程的不均匀性,通常在主要研磨区复合材料部分磨损失效时就更换新的工件,但非主要研磨区仍有大量复合材料存在,就此一次性报废会造成极大的浪费,不利于资源节约与可持续发展。因此,研究ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料的堆焊工艺具有重要意义。本文首先采用正交试验法对高铬铸铁的堆焊工艺进行了研究,利用优化出的焊接工艺在ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料上进行了焊接层间温度与焊接热源距离的优化。首先借助交点法、截线法以及软件辅助等手段对熔敷金属的应力释放裂纹及显微组织进行观察分析,探索得到最优的高铬铸铁焊接工艺。然后利用优化后的焊接工艺在ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料上探索层间温度及热源距离对复合材料显微组织及界面的影响。利用体式显微镜、光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪等设备对焊后复合材料的界面结构、显微组织及成分分布进行观察分析,得到最优的层间温度与热源距离。结果表明,焊接电流、焊接速度、层间温度的变化均会对熔敷金属显微组织及应力释放裂纹产生显着的影响,三者之间需要良好的匹配才能够获得组织性能优良的熔敷层。通过正交试验,得到优良的熔敷层组织与性能的基本焊接工艺参数为:焊接电流310-330A,焊接速度900mm/min,层间温度小于100℃。在以上工艺条件下得到的熔敷金属组织碳化物体积分数最高、硬度最高、应力释放裂纹分布最均匀。采用不同的层间温度对ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料进行堆焊时,随着层间温度的升高,ZTA颗粒与高铬铸铁之间的界面逐渐恶化,层间温度越高,界面处产生的ZTA颗粒断裂、高铬铸铁的断裂剥落等缺陷越多。当界面结合强度较差时,容易在界面处萌生新的裂纹,导致材料失效。在热源距离10mm条件下,层间温度为30℃时进行堆焊,未见焊接对复合区界面产生明显影响。利用前述优化的焊接工艺,采用不同的热源距离对ZTA颗粒增强高铬铸铁基复合材料进行堆焊时,随着热源距离的增加,ZTA颗粒与高铬铸铁之间的界面受到的影响越来越小。在热源距离为0mm时,焊道无法成型,造成ZTA颗粒熔解、剥落。出现ZTA颗粒断裂及剥落的主要是因为在焊接热源的影响下发生体积收缩与膨胀,但超出材料本身的断裂韧性,故产生了裂纹及剥落坑等缺陷。在热源距离为4mm时出现ZTA颗粒与高铬铸铁界面剥离的情况,部分ZTA颗粒呈现块状剥落;在热源距离为8mm和10mm时未见对复合材料区产生明显影响,ZTA颗粒与高铬铸铁基体结合紧密,能够有效抵抗裂纹在界面处的扩展。因此,在层间温度为30℃时,热源距离为8mm条件下适用于复合材料堆焊。
钱钰[3]（2021）在《钴基高温自润滑复合材料抗磨体系的设计及摩擦学研究》文中指出在高温和高负荷等苛刻工况下工作的设备轴承、齿轮、叶片和其他易磨损传动部件的磨损和润滑,直接关系到设备运行的稳定性和安全可靠性。Co基高温合金相比于其他合金具有更优异的高温强度、抗氧化性与耐腐蚀性。以钴合金为基体设计一种宽温域内具有优异抗磨性能的自润滑复合材料,对解决高温部件的磨损具有深远的意义。润滑相与抗磨相的选择是影响复合材料高温抗磨性能的重要因素。本文采用高温热压烧结技术制备了一系列钴基高温自润滑复合材料,研究了润滑组元与抗磨组元对钴基复合材料的高温摩擦学性能的影响,建立了钴基复合材料摩擦系数预测模型。分别研制了纳米级和微米级Al2O3陶瓷颗粒强化的CoCrNi基高温耐磨复合材料,并系统研究了在室温～1000℃范围内陶瓷颗粒的高温抗磨机理。研究发现,Al2O3的添加使得CoCrTi基复合材料在宽温域内摩擦系数提高,磨损率降低。特别是在高于600℃的试验条件下,磨损率显着降低。在宽温域内,添加纳米Al2O3的复合材料表现出最佳的耐磨性,其磨损率在0.84-4.62×10-5mm3/N·m范围内,与未添加Al2O3和添加微米Al2O3的复合材料相比磨损率低0.5-5倍,这是归因与复合材料高硬度以及磨损表面上生成的氧化物润滑膜。通过高温热压烧结制备了CoCrTi-WS2高温自润滑复合材料,在不同温度、不同载荷和不同滑动速度下对其摩擦学性能进行研究。发现WS2的添加提高了材料的硬度与摩擦学性能。在宽温域内,复合材料的摩擦系数先降低后趋于平稳,趋于0.409-0.559范围内。磨损率先升高后降低,在1000℃时表现出最低磨损率,其值处于0.9×10-6mm3/N·m附近。在不同载荷和不同滑动速度下,400℃时,摩擦系数在15N与0.3m/s条件下最小,其值分别在0.418-0.443与0.387-0.416之间。其磨损率随速度与载荷的增大而增大。600℃时,摩擦系数先升高后降低。磨损率先增大后趋于平稳,趋于0.91-3.148×10-5mm3/N·m之间。选用WS2与CuO作为CoCrTi基复合材料的复合润滑相,研究了复合材料在室温至1000℃宽温域内的摩擦学性能。结果表明:WS2和CuO的添加明显改善了材料的硬度与宽温域摩擦学性能。摩擦系数与磨损率均随温度的升高先增大后减小。添加9%WS2与3%CuO的复合材料摩擦学性能最佳。尤其在1000℃时材料的摩擦系数与磨损率最低,分别为0.38与0.119×10-6mm3/N·m。WS2可在20℃到400℃条件下起到润滑作用,CuO的添加使材料在600℃到1000℃下具有良好的高温摩擦学性能。由于WS2与CuO的协同润滑机制,使得钴基自润滑复合材料在宽温域内具有优异的摩擦学性能。通过使用多元线性回归方程和最小二乘法相结合,建立了钴基复合材料的摩擦系数预估模型。通过对比试验所得值与拟合数值组成的曲线,结果表明,模型较精确,曲线较吻合。
张孝禹[4]（2021）在《Al2O3/Cr2O3高温耐磨润滑材料的设计与性能研究》文中研究说明陶瓷基自润滑材料是解决高温润滑难题的最有效途径之一,在高端装备中具有重大应用前景。目前,对于氧化铬陶瓷的研究主要集中在表面处理,而将氧化铬作为第二相引入陶瓷基复合材料中的研究较少。本研究基于先进陶瓷结构/润滑功能一体化设计原则,成功制备了具有高强度、耐磨损、抗氧化且具有优异超高温自润滑性能的Al2O3/Cr2O3三维复合型结构陶瓷;考察材料在超高温、高承载、强氧化、高转速等热-力-摩擦耦合作用下的失效演化机制,揭示了结构及结构参数对材料高温摩擦磨损性能及高温抗氧化性能的作用机制,获得主要结论如下:（1）利用机械混合法成功制备了Al2O3包覆Cr2O3核壳结构颗粒,并采用层压/整压-干压-等离子烧结工艺成功制备了Al2O3/Cr2O3三维复合型结构陶瓷,通过对比其微观形貌发现,层压得到的复合材料具有明显的“砖-泥”交错层叠结构,且其表观密度、体积密度和致密度均略高于整压所得到的材料。（2）Al2O3/Cr2O3三维复合型结构陶瓷可以有效结合连续Al2O3陶瓷的高承载作用和Cr2O3的高温润滑作用,使材料在800℃高温条件下兼具优异的承载能力和减摩抗磨性能。材料在800℃下的抗压强度可达630 MPa左右,比均相Al2O3/Cr2O3复合材料的高温抗压强度提高了12%;复合材料的仿生结构设计可以在一定程度上提升Cr2O3在材料摩擦表面的富集程度,更有利于在摩擦副表面形成润滑膜和转移膜,显着降低材料间的摩擦系数和磨损率,当Cr2O3的颗粒度为250μm时,材料的摩擦系数和磨损率分别可低至0.35和3.1×10-6mm3·N-1m-1,比均相Al2O3/Cr2O3复合材料的摩擦系数和磨损率分别降低了29%和73%。（3）不同载荷下Al2O3/Cr2O3三维复合型结构陶瓷耐磨性能也不相同。整体上看,材料Al-Cr250具有最为优异的抗磨损性能,材料Al-Cr150的抗磨损性能较差。在载荷20N～35N范围内,材料Al-Cr250的摩擦系数在0.35～0.46之间,磨损率可低于3.1×10-6mm3·N-1m-1;材料Al-Cr150的摩擦系数在0.46～0.54之间波动,磨损率在3.1～11.0×10-6mm3·N-1m-1之间波动;材料Al-Cr350的摩擦系数在0.37～0.48之间波动,磨损率在3.2～6.8×10-6mm3·N-1m-1之间波动。当载荷为35N时,材料Al-Cr250的摩擦系数可低至0.35±0.04;材料Al-Cr350的自润滑性能次之,其摩擦系数可低至0.37±0.02。然而,材料Al-Cr150摩擦系数相对较大,在0.46±0.04左右。（4）Al2O3陶瓷相和Cr2O3高温固体润滑剂均具有优异的高温抗氧化性能,经1400℃的高温水氧环境处理后Al2O3陶瓷的质量损失率最大,质量损失率为0.29%左右;Cr2O3烧结体的质量损失率次之,质量损失率为0.16%左右;Al2O3/Cr2O3复合材料经高温水氧处理后,Cr2O3组元发生了热扩散,在材料中发生了集聚现象,Al2O3陶瓷仍呈均匀分布状态,Al2O3基体的三维连续结构仍保持完整,质量损失率均0.05%及以下。由此可见,Al2O3和Cr2O3两相复合后更有利于高温抗氧化性能的提升。
尚方静[5]（2021）在《氧化铝增强高铬钢复合材料的界面组织及其磨损性能研究》文中研究指明摩擦磨损失效是材料的三大失效形式之一,我国每年由于摩擦磨损所造成的经济损失占国民经济总值的6%,所消耗的钢材达300万吨。磨损造成了大量的资源浪费与经济损失,因此,提高材料耐磨性对节省社会资源和地球能源都具有重大意义。目前工业生产使用的耐磨材料仍以金属材料为主,而陶瓷材料硬度更高、耐磨性更优异,但由于陶瓷材料脆性大,易产生裂纹,难以大尺寸应用,因此设想将小颗粒的陶瓷分散在金属基体中,制备出复合耐磨材料,既发挥了金属韧性好的特点,又结合了陶瓷的高硬度、高耐磨性,在工业化生产中具有良好的发展前景。本项目选用了高铬钢（HCS）作为基体材料,氧化铝（Al2O3）作为增强体颗粒,采用放电等离子烧结（SPS）技术制备了Al2O3颗粒增强HCS复合材料。为了改善Al2O3与HCS基体间界面结合力差的问题,采用化学镀法对Al2O3进行表面镀镍处理;通过ANSYS有限元模拟软件对SPS制备Al2O3颗粒增强HCS复合材料进行数值分析,还原烧结过程,探究颗粒界面连接机制;对镀镍氧化铝增强高铬钢（Al2O3@Ni/HCS）复合材料进行微观组织观察,探究其界面行为;对Al2O3@Ni/HCS复合材料进一步进行耐磨性能评定,探究其耐磨机理,并分析了Ni镀层对磨损性能提升的作用机理。主要研究结果如下:采用化学镀法成功在Al2O3表面包裹镍层,镍首先沉积在Al2O3表面的凹坑中,然后逐渐长大向外延伸,相互聚集连成一片成为胞体致密的沉积层,最终完全覆盖在Al2O3表面,得到了均匀致密的Ni镀层,厚度约100μm,呈胞状结构,胞子尺寸约为2～3.5μm。对镀液进行研究可知,随着镀液中柠檬酸钠含量的提高,Ni的沉积速率降低,随着镀液pH、温度的升高,Ni的沉积速率加快。最佳的镀液方案为:氯化镍40 g/L,柠檬酸钠48 g/L,酒石酸钾钠144 g/L,次亚磷酸钠60 g/L,p H5.7,65℃。采用ANSYS有限元模拟软件对烧结过程中的电流密度分布、温度场分布以及等效应力场分布进行了计算,结果表明:在复合材料烧结初期,电流会优先经过铁颗粒表面,颗粒连接处的电流密度可达9.45×105A/m2,此时,颗粒连接处的温度可达1707℃,尖端放电导致的局部高温去除了铁表面的氧化膜,同时,局部高温导致颗粒连接处部分熔化,熔化部位称为烧结颈,此时尖端放电导致的熔化为主要的连接机制,随着烧结颈部的形成与长大,焦耳热成为主要连接机制,此后,烧结继续进行,伴随着压力的加载,焦耳热与塑性变形共同促进粉末颗粒致密化。熔化、焦耳热及塑性变形的共同作用保证了颗粒间的高质量连接。采用放电等离子烧结在不同压力的条件下制备了Al2O3@Ni/HCS复合材料,试样密度随着烧结压力的增大而致密,当压力达到40 MPa时,致密度达到97.48%,此后再增加压力,致密度基本不变。分析试样的界面行为可知:Al2O3@Ni/HCS复合材料的界面结合是以扩散结合为主,同时又存在少量的机械结合与冶金结合。Ni镀层改善了Al2O3@Ni/HCS复合材料的界面连接,原因有两点:（1）Ni镀层改善了铁液在Al2O3表面的润湿性,经过镀镍处理后,铁液滴在Al2O3表面的润湿角由140°下降为76°;（2）Ni镀层促进了Al2O3-HCS间的元素扩散与反应,界面产物有NiAl2O4,(Al0.8Cr0.2)2O3与FeNi3。对Al2O3@Ni/HCS复合材料的磨损性能进行了评定,其平稳时的摩擦系数为0.41,摩擦失重为3 mg;与无表面处理的Al2O3颗粒增强HCS复合材料相比,经过镀镍处理后试样的耐磨性能提高了46.4%;观察磨损过程可知Ni镀层强化了Al2O3颗粒与HCS基体间的界面结合力,使得Al2O3颗粒不易脱落,充分发挥了Al2O3颗粒的耐磨作用,从而提高了复合材料的耐磨性。
邱博[6]（2021）在《ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的制备及抗磨性研究》文中研究指明本文针对陶瓷/金属宏观复合材料中存在的陶瓷颗粒难以在基体中分布均匀以及陶瓷与金属之间因润湿性差难以实现界面的良好复合等问题,在液态模锻工艺的基础上,提出了既不做预制体,也不采用“润湿化”处理的方法—“随流混合+高压复合”技术来制备陶瓷颗粒增强金属基宏观复合材料。首先,利用“随流混合+高压复合”法制备了Zr O2增韧Al2O3陶瓷颗粒（ZTA Particle）增强高铬铸铁（High Chromium Cast Iron）复合材料（ZTAp/HCCI）,探讨了压力作用下润湿性较差的陶瓷/金属实现机械啮合的热动力学条件,揭示了机械啮合界面的形成机理。其次,研究了ZTAp/HCCI复合材料的微观组织结构、力学性能、热膨胀性能以及机械啮合界面在加热-保温-冷却过程中的演变情况。之后,采用液锻复合技术在压力下制备了ZTA陶瓷块（ZTA Block）与HCCI的复合材料试样（ZTAb/HCCI）,研究了制备压力与陶瓷表面形貌对界面啮合行为的影响规律,建立了啮合强度与工艺参数之间的调控模型。最后,研究了ZTAp/HCCI复合材料在干滑动磨损以及冲击磨粒磨损条件下的磨损失效行为,确定了冲击磨损损失与磨损条件之间的定量相关关系,建立了磨损预报模型。本文得到的主要结果如下:（1）研究了润湿性能差的陶瓷/金属复合体系在压力作用下实现微观尺度上紧密啮合的热动力学条件,包括界面形成所需要做的最小功以及需要的最小外加压力。揭示了压力作用下机械啮合界面的形成机理,包括陶瓷与金属的接触、初步贴合、强化贴合以及完全贴合四个阶段。（2）采用“随流混合+高压复合”方法成功制备了ZTAp/HCCI复合材料试件,其成型完整,表面没有明显缺陷,内部颗粒均匀分布,体积分数可达54 vol%。ZTA与HCCI结合紧密且连续可靠,复合界面为机械啮合界面。冲击断口观察表明,断裂发生在颗粒内部而不是界面脱粘,说明基体和陶瓷之间具有相对较高的结合强度。（3）采用液锻复合技术在压力作用下制备了ZTAb/HCCI复合试样,研究了制备压力和陶瓷表面形貌对啮合强度的影响规律。对于粗糙表面陶瓷（Sa=2.046μm）而言,当制备压力由40 MPa提高到100 MPa时,啮合强度由16.73 MPa增加到了24.91 MPa,增幅为48.9%,说明压力的提高可以显着增加结合强度。在100 MPa的制备压力下,当陶瓷表面粗糙度由Sa=0.616μm增加至2.046μm时,啮合强度由20.87 MPa增加到24.91 MPa,增幅为19.4%,说明陶瓷粗糙程度的增加可以提高结合强度。（4）采用响应面分析法,确定了ZTAb/HCCI界面啮合强度与制备压力、陶瓷形貌以及陶瓷温度之间的定量相关关系,建立了啮合强度调控模型,分析了工艺参数及其交互作用对啮合强度的影响规律。（5）在干滑动磨损条件下,当施加载荷由300 N增加到900 N时,ZTAp/HCCI复合材料相对HCCI的耐磨性从1.84倍提高到2.95倍,表明复合材料在较高载荷下具有更好的耐磨性。在冲击磨粒磨损条件下,当冲击功由1.5 J增加到4.5 J时,ZTAp/HCCI复合材料的磨损体积损失增大,复合材料相对HCCI的耐磨性由2.35倍降低到了1.74倍,说明复合材料的耐磨性随冲击功的增加而降低。（6）采用响应面分析法,确定了ZTAp/HCCI复合材料冲击磨粒磨损损失与磨损参数（冲击功、冲击频率以及磨损时间）之间的定量相关关系,建立了复合材料的磨损预报模型,分析了磨损参数对材料磨损性能的影响规律。
李明宇[7]（2020）在《预制体烧结对Al2O3p/高锰钢复合材料常压浸渗深度的影响》文中提出Al2O3颗粒增强钢铁基复合材料（Al2O3/Fe）由于原材料来源广泛,价格低廉,具有较高的强度和优异的耐磨性,作为一种新兴的耐磨材料得到了广泛的研究和应用。液态浸渗法制备Al2O3/Fe复合材料具有成本低,可成形大型制件以及复杂制件的特点,得到了广泛关注。然而由于Al2O3颗粒与钢液之间的润湿性较差,在无外加压力的条件下,浸渗困难,因此,本研究旨在提高高锰钢对Al2O3颗粒预制体常压浸渗深度,从而为Al2O3颗粒增强复合材料的制备及界面结合能力的提高奠定基础。基于提升高锰钢对Al2O3颗粒预制体浸渗能力的目的,本文拟通过烧结的手段,在Al2O3颗粒与高锰钢之间制备界面反应层,使高锰钢熔体在浸渗过程中与界面反应层产生反应,从而达到提高浸渗深度及改善界面结合的目的。通过差热分析及拉曼光谱等手段,研究了水玻璃粘接剂在烧结过程中与Al2O3颗粒的相互作用,并在基于水玻璃而形成的界面反应层中添加不同的陶瓷微粉,探究陶瓷微粉对预制体烧结过程以及高锰钢熔体的浸渗过程产生的影响。通过设计浸渗实验,对分析不同烧结温度及不同陶瓷微粉的添加对浸渗深度产生的影响,并探究了不同烧结温度及不同种类陶瓷微粉对预制体制备过程及浸渗过程产生作用的机理,从而达到大幅提高浸渗深度并改善界面结合的目的。通过差热分析的方法,分析预制体烧结前后水玻璃与Al2O3的作用,选取800℃作为预制体的烧结温度。采用X射线衍射以及Raman光谱,对Al2O3颗粒预制体在烧结过程中的变化进行了分析。结果显示,在预制体的制备过程中,水玻璃溶液形成液膜均匀包裹在Al2O3陶瓷颗粒周围,在后续的烘干和烧结过程中对Al2O3颗粒形成有效的粘接作用。在烧结至800℃后,Al2O3与表面的水玻璃作用形成Na2O-Al2O3-Si O2微晶玻璃相。在预制体中加入碳化物和氧化物陶瓷微粉,探究不同的陶瓷微粉添加对界面反应层的相组成及高锰钢浸渗作用的影响。结果显示,氧化物存在会降低Na2O、Si O2和Al2O3之间的三元共晶反应的熔点,使Al2O3表面玻璃化程度提高,粘度降低。添加碳化物陶瓷的预制体在烧结至800℃时,有Na2O-Al2O3-Si O2微晶相产生。其生成的微晶相中的Al元素含量与添加Si C颗粒的预制体不同。通过浸渗深度实验界面反应层的元素分析,讨论了高锰钢对预制体的浸渗机理。结果显示,经800℃烧结的Al2O3颗粒预制体,高锰钢熔体对其的浸渗深度为2.6 mm,对于添加碳化物陶瓷粉的预制体,其浸渗深度进一步提高,最高达到12.5 mm以上。对于Al2O3颗粒预制体,高锰钢浸渗以高锰钢与界面反应层之间的相互作用为主。氧化物陶瓷能提高界面反应层的玻璃化程度并与Al2O3颗粒及Fe元素相互作用。碳化物的作用体现为在烧结过程中促使界面反应层中微晶相的产生,并改变微晶相中Al元素的含量。高锰钢与界面反应层的浸渗作用受界面反应层玻璃网格链接度与元素分布两种因素的影响,玻璃网格链接程度越低浸渗越容易;界面反应层中的微晶相出现,微晶相中Al元素含量的降低,均有利于Mn元素向内扩散从而使浸渗深度提高。本文通过烧结预制体并添加陶瓷微粉的方式,为提高高锰钢与Al2O3颗粒预制体之间的浸渗能力提供了思路,丰富了复合材料浸渗理论,为Al2O3/高锰钢基复合材料的应用提供了理论依据和实验基础。
王大群[8]（2019）在《网络分布Ti2AlN增强TiAl复合材料制备与力学及摩擦磨损行为》文中认为TiAl合金因低密度、高比强度与比模量、良好的抗蠕变性等优异性能,被视为集轻质与高强于一体的理想高温结构材料,在航空及航天领域展现出巨大潜力。在科技日新月异的今天,高温结构件愈发严苛的服役环境对高温结构材料的性能提出了更高的要求,进一步提高TiAl合金的综合力学性能有助于加速其大规模应用的进程。随着TiAl合金研究的逐步深入,较差的抗磨性被视为限制其应用范围的重要原因。有鉴于此,本文以实现TiAl合金的强韧化和高抗磨性为目的,结合渗氮处理与粉末冶金的方法制备了网络结构Ti2AlN增强TiAl复合材料,研究了该复合材料的合成过程、显微组织和力学及摩擦磨损行为,揭示了复合材料的强韧化机制及磨损机制。制备原材料为高纯Ti粉和Al粉,对Ti粉进行渗氮处理获得表面含有“Ti-N化合物”的Ti（N）复合粉体,将其与Al粉均匀混合后通过热压烧结制备出增强相体积分数约为5%、15%和20%的网络分布Ti2AlN/TiAl复合材料。在复合材料的合成过程中,基体由Al与渗氮Ti粉内部的Ti经化合反应形成,随烧结温度由室温升至1300℃,化合反应产物由层状分布的TiAl3、TiAl2、TiAl及Ti3Al相逐步向等轴状γ-TiAl相过渡,当烧结温度继续升至1350℃时,等轴状γ-TiAl基体转变为片层状γ-TiAl/α2-Ti3Al基体;增强相在渗氮Ti粉表层原位合成,主要反应温度区间为1100℃至1300℃,在该温度范围内渗氮Ti粉表层的Ti-N化合物发生相变并以TiN相为主,TiN相与紧邻的基体TiAl相发生化合反应形成Ti2AlN相。表层含有“Ti-N化合物”的渗氮Ti粉保证了原位合成的增强相有序地环绕基体排列,构成网络结构。随着网络结构增强相的体积分数由15%增加到20%,复合材料中由Ti2AlN颗粒组成的非连续网络结构增厚转变为Ti2AlN块体组成的连续网络结构。对制备的5vol.%、15vol.%、20vol.%Ti2AlN/TiAl和TiAl合金进行了700℃至900℃的高温三点弯曲性能测试。结果表明,随着增强相体积分数的升高,复合材料的弯曲强度先增加后减少,塑性变形能力先提高后降低,其中15vol.%Ti2AlN/TiAl展现出最优的高温三点弯曲性能。与TiAl合金相比,在保证一定塑性的前提下15vol.%Ti2AlN/TiAl的高温弯曲性能明显提升,在700℃、800℃和900℃时弯曲强度分别提高了28.0%,35.9%和25.7%。网络分布Ti2AlN的高温强韧化机制主要为细晶强化、载荷传递强化以及裂纹偏转增韧等。对15vol.%Ti2AlN/TiAl和TiAl合金进行了高温压缩性能测试,发现当应变速率为0.01s-1,温度在900℃至1100℃时,复合材料的压缩强度始终高于TiAl合金的压缩强度。为了更全面地掌握网络分布复合材料的性能,对15vol.%Ti2AlN/TiAl的室温力学性能进行了研究。与TiAl合金的室温性能对比表明,复合材料的室温弯曲强度和弹性模量分别提高了10.44%和27.85%,断裂韧性由6.74MPa·m1/2增加至8.21MPa·m1/2。以15vol.%Ti2AlN/TiAl为对象,系统地研究了网络分布复合材料的摩擦磨损性能及磨损机制。结果显示,在室温及高温（600℃-800℃）条件下,复合材料具有比TiAl合金更低的摩擦系数和磨损率。复合材料的磨损过程是表面被犁削与形成氧化物机械混合层之间的竞争。随着环境温度的增加,复合材料磨损表面特征由犁沟为主逐渐转变为机械混合层为主,磨损机制由犁削磨损过渡到粘着磨损。室温条件下,高硬度Ti2AlN以颗粒突起的形式分布于复合材料磨损表面,既有效地承载了配副Si3N4球的犁削作用力又减轻了摩擦副间的接触程度。高温条件下,Ti2AlN的存在促进了机械混合层的形成,有效地改善高温抗磨性。高温磨损环境下,当载荷由2.5N增加至4N,转速由400r·min-1增加至600r·min-1时,复合材料的摩擦系数增加,磨损率降低。载荷与转速的增加均加重粘着磨损的程度。除了研究外部试验条件对复合材料摩擦磨损行为的影响规律,还采用预氧化方法在15vol.%Ti2AlN/TiAl表面制备了预氧化层,研究表面状态的影响规律。当预氧化温度为900℃,预氧化时间为2h、8h时,沿复合材料表面至内部方向上,预氧化层分别为TiO2层/（TiO2+Al2O3）混合层、TiO2层/Al2O3层/(TiO2+Al2O3)混合层。对预氧化复合材料进行室温及600℃的摩擦磨损测试。结果表明,与未预氧化复合材料相比,预氧化复合材料表现出更稳定的摩擦系数和更低的磨损率,尤其在600℃磨损条件下900℃/2h预氧化复合材料和900℃/8h预氧化复合材料的磨损率分别降低了94.9%和95.0%。预氧化复合材料的优异摩擦磨损性能归因于磨损表面形成的机械混合层。两种预氧化复合材料相比,900℃/8h预氧化复合材料具有更良好的耐磨性。复合材料表面的预氧化层为机械混合层的形成提供了充分的物质基础,促进了磨损温度低于600℃条件下机械混合层的形成,极大程度地改善了Ti2AlN/TiAl复合材料的抗磨性能。
韦鸿铭[9]（2019）在《ZTAp/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料热物理性质和力学性能研究》文中进行了进一步梳理ZTAP（ZrO2增韧Al2O3陶瓷颗粒）增强高铬铸铁基蜂窝构型复合材料,将ZTA陶瓷颗粒的高硬度和高铬铸铁的金属韧性完美结合,充分利用两者相辅相成的关系,将其耐磨性能发挥得淋漓尽致,是最受青睐的耐磨材料之一。然而,目前ZTAP增强高铬铸铁基蜂窝构型复合材料还存在一定的开裂倾向,容易影响耐磨件的美观程度及生产稳定性。因此,为了进一步提高ZTAP增强高铬铸铁基蜂窝构型复合材料的使用性能,研究降低其开裂倾向至关重要。从提高材料的韧性及减少复合材料热应力的角度出发,对复合材料铸渗凝固过程中温度场及应力场的分布进行模拟分析;研究了复合材料和高铬铸铁的热膨胀差异,选择合理的淬火冷速;摸索了有利于复合材料获得良好界面结合的陶瓷微粉添加量;对预制体进行结构优化,并分析其对复合材料力学性能及磨损性能的影响。探索了ZTA陶瓷颗粒粒径与复合材料力学性能及磨损性能的关系。通过对复合材料应力场模拟结果分析,发现复合材料铸件有效应力主要分布于复合区,浇注前对ZTA陶瓷预制体进行预热处理可减少复合材料铸件应力的产生。不同冷速下复合材料及高铬铸铁基体形变差异的测验结果表明:冷速为3℃/s和21℃/s时,复合材料和高铬铸铁的形变差异较小。陶瓷微粉添加量为8%时,复合材料的界面结合强度最佳,表现出了更优异的压缩性能、冲击韧性及磨损性能,压缩强度达1200MPa,冲击韧性为3.75 J/cm2。不同粒径ZTA陶瓷颗粒复合材料的压缩性能、冲击韧性及磨损性能测试结果表明:在所选取的粒径为12目、25目、36目和90目当中,ZTA陶瓷颗粒粒径为90目时,复合材料的形变能力最好,冲击韧性最佳;ZTA陶瓷颗粒粒径为12目时,复合材料的耐磨性能最高。在预制体蜂窝壁交汇处增加孔径为6mm的小圆柱孔的预制体结构优化方式,可在不明显牺牲复合材料的耐磨性能情况下,有效地提高了复合材料蜂窝壁复合区的抗压强度及应变能力。通过研究可确定浇注前对ZTA陶瓷预制体进行预热处理,选择合理的淬火冷速,优化预制体结构,选择理想的陶瓷微添加量,合理的选择ZTA陶瓷颗粒粒径。能一定程度上降低ZTAP/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料的开裂倾向,对指导实际生产具有重大意义。
周谟金[10]（2019）在《ZTAp/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料反应型界面过渡区构建及性能研究》文中提出陶瓷颗粒增强钢铁基复合材料主要作为高效耐磨材料应用于冶金、矿山、水泥、电力、机械和煤炭等工业领域。其中,氧化锆增韧氧化铝（ZTA）陶瓷的价格低廉、韧性较好、耐高温磨损性能优异且与钢铁基体的热膨胀系数较为匹配,因此开发高性能低成本ZTA颗粒（ZTAp）增强钢铁基复合材料得到广泛关注。然而,ZTAp与钢铁液的润湿性差,导致无压铸渗制备ZTAp/钢铁基复合材料相当困难。此外,ZTAp/钢铁的界面基本为机械结合,结合强度低,造成复合材料在抗磨损服役过程中的可靠性和耐磨性较差,限制了该材料的应用发展空间。为解决上述问题,本文首先在蜂窝构型预制体中的ZTA颗粒表面包覆活性陶瓷微粉,使其在无压铸渗时与ZTA颗粒和铁液发生化学反应形成反应型界面过渡区,促进铁液对预制体的浸渗。然后,深入研究反应型界面过渡区的微观组织和性能,实现增强颗粒与基体间性能的过渡。最后,通过压缩、冲击韧性和磨料磨损性能测试,探索具有反应型界面过渡区和蜂窝构型的复合材料工艺稳定性和耐磨性。研究阐明复合材料反应型界面过渡区设计原理和形成机理,揭示反应浸渗过程的浸渗机制,从而优化复合材料界面,提高其耐磨性。采用热力学的方法对基体、颗粒和微粉之间的化学反应进行计算,优选出Al2O3、B4C、SiC及TiO2等活性陶瓷微粉,结合实际浇注结果,表明在ZTA颗粒表面包覆以上微粉后制备的复合材料具有反应型界面过渡区。利用XRD、SEM、EPMA、TEM、HRTEM及纳米压痕等手段对ZTAp/高铬铸铁基复合材料反应型界面过渡区的组织和性能进行了表征和测试。结果表明,粘结剂在高温下形成的非晶组织为界面过渡区的基体,其上分布着陶瓷微粉、高铬铸铁和ZTA颗粒中各元素交互作用形成的金属间化合物。在Al2O3、B4C、SiC和TiO2等活性陶瓷微粉中,Al2O3粉包覆ZTA颗粒制备的复合材料综合性能最佳。该界面过渡区中的主要物相为3Al2O3·2SiO2、FeAl2O4尖晶石、非晶相Na4SiO4和纳米SiO2,其硬度值为7.1GPa,弹性模量为202.7GPa。界面过渡区的性能介于陶瓷颗粒和铁基体之间,可有效传递载荷。从热力学和动力学的角度研究了反应浸渗的浸渗机制。即高铬铸铁熔体在浸渗预制体的过程中,粘结剂首先发生反应形成非晶组织,然后高铬铸铁中的Fe、Cr、Mn等元素在高温下向非晶组织中扩散。这些扩散的合金元素与活性陶瓷微粉接触后发生化学反应形成金属间化合物,导致界面过渡区中合金元素的浓度差增大,从而促使高铬铸铁基体中的金属元素进一步扩散,最终增大高铬铸铁熔体的浸渗深度。对具有反应型界面过渡区和蜂窝构型的ZTAp/高铬铸铁基复合材料进行了压缩、冲击韧性和磨料磨损性能测试,结果表明,反应型界面过渡区可有效提高陶瓷颗粒“微观阴影效应”的效果,同时避免颗粒在外力作用下的脱落。蜂窝构型的结构则可提供“宏观阴影效应”,有效的保护基体,从而显着提高复合材料的力学性能和磨损性能。本论文通过构建反应型界面过渡区并研究反应浸渗机制,为解决非浸润型的ZTAp/高铬铸铁基复合材料浸渗问题和改善其界面结合提供新思路和新方法,丰富了复合材料浸渗理论,为陶瓷颗粒增强钢铁基耐磨复合材料的工业应用奠定实验基础和理论依据。
二、界面结合强度对Al_2O_3/钢基复合材料高温抗磨性的影响（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、界面结合强度对Al_2O_3/钢基复合材料高温抗磨性的影响（论文提纲范文）
（1）Al2O3p/钢基分级构型复合材料组织及压缩性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料 |
| 1.2.1 基体及增强相材料的选择 |
| 1.2.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料制备 |
| 1.2.3 颗粒增强金属基复合材料的强韧化 |
| 1.3 金属基构型复合材料 |
| 1.3.1 叠层复合材料 |
| 1.3.2 互穿网络复合材料 |
| 1.3.3 仿生构型复合材料 |
| 1.3.4 分级构型复合材料 |
| 1.4 钢铁基构型复合材料的研究概况 |
| 1.4.1 构型铁基复合材料的研究概况 |
| 1.4.2 构型钢基复合材料的研究概况 |
| 1.5 研究意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验过程及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 分级构型的设计 |
| 2.2.2 预制体的制备过程 |
| 2.2.3 分级构型复合材料制备过程 |
| 2.2.4 热处理 |
| 2.3 材料组织表征 |
| 2.3.1 金相组织观察 |
| 2.3.2 SEM显微组织分析 |
| 2.3.3 物相分析(XRD) |
| 2.4 力学性能检测 |
| 2.4.1 硬度检测 |
| 2.4.2 抗压强度性能检测 |
| 第三章 分级构型Al_2O_3p/高锰钢复合材料组织与压缩性能 |
| 3.1 分级构型复合材料宏观形貌 |
| 3.2 不同微粉调控高锰钢基复合材料组织与成分 |
| 3.2.1 Al_2O_3p/高锰钢基复合材料XRD |
| 3.2.2 Al_2O_3p/高锰钢复合材料金相组织 |
| 3.2.3 还原铁粉-Al_2O_3p/高锰钢复合材料界面及成分分析 |
| 3.2.4 Fe320-Al_2O_3p/高锰钢复合材料界面及成分分析 |
| 3.3 不同微粉调控高锰钢基复合材料硬度与压缩性能 |
| 3.3.1 Al_2O_3p/高锰钢复合材料显微硬度 |
| 3.3.2 Al_2O_3p/高锰钢复合材料压缩性能 |
| 3.4 Al_2O_3p/高锰钢复合材料开裂行为 |
| 3.4.1 铸态Al_2O_3p/高锰钢复合材料开裂行为 |
| 3.4.2 水韧态Al_2O_3p/高锰钢复合材料开裂行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 分级构型Al_2O_3p/40Cr钢复合材料组织与压缩性能 |
| 4.1 不同微粉调控40Cr钢基复合材料组织与成分 |
| 4.1.1 Al_2O_3p/40Cr钢基复合材料XRD |
| 4.1.2 Al_2O_3p/40Cr钢复合材料金相组织 |
| 4.1.3 还原铁粉-Al_2O_3p/40Cr钢复合材料界面及成分分析 |
| 4.1.4 Fe320-Al_2O_3p/40Cr钢复合材料界面及成分分析 |
| 4.2 不同微粉调控40Cr钢基复合材料硬度与压缩性能 |
| 4.2.1 Al_2O_3p/40Cr钢复合材料显微硬度 |
| 4.2.2 Al_2O_3p/40Cr钢复合材料压缩性能 |
| 4.3 Al_2O_3p/40Cr钢复合材料开裂行为 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 构型参数对复合材料压缩性能及开裂的影响 |
| 5.1 不同球径及排布方式Al_2O_3p/钢分级构型复合材料压缩性能 |
| 5.1.1 不同球径下分级构型复合材料压缩性能 |
| 5.1.2 不同排布方式下分级构型复合材料压缩性能 |
| 5.2 构型参数Al_2O_3p/钢分级构型复合材料开裂行为 |
| 5.2.1 不同球径复合材料开裂行为 |
| 5.2.2 错落排列复合材料开裂行为 |
| 5.3 Al_2O_3p/钢分级构型复合材料开裂行为机理探讨 |
| 5.3.1 Al_2O_3p/高锰钢分级构型复合材料内部开裂模式 |
| 5.3.2 Al_2O_3p/40Cr钢分级构型复合材料内部开裂模式 |
| 5.3.3 分级构型复合材料开裂机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果目录 |
（2）陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料堆焊工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 陶瓷颗粒增强金属基复合材料概述 |
| 1.2.2 常用金属基体及陶瓷颗粒特点 |
| 1.2.3 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的制备 |
| 1.2.4 陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料的界面特性 |
| 1.3 立磨磨辊的发展 |
| 1.4 PRHC可焊性分析 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.6 技术路线 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验母材 |
| 2.1.2 焊丝材料 |
| 2.2 焊接设备及焊接实验过程 |
| 2.2.1 焊接设备 |
| 2.2.2 焊接实验过程 |
| 2.2.2.1 焊前处理 |
| 2.2.2.2 焊接过程 |
| 2.3 宏观形貌分析 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.4.1 金相试样制备 |
| 2.4.2 OM分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜/能谱仪分析 |
| 2.4.4 体积百分数测定 |
| 2.5 裂纹检测 |
| 2.6 硬度测试 |
| 2.6.1 维氏硬度测试 |
| 2.6.2 洛氏硬度测试 |
| 第3章 高铬铸铁堆焊工艺研究 |
| 3.1 高铬铸铁、焊接材料及热影响区显微组织分析 |
| 3.1.1 高铬铸铁化学成分分析 |
| 3.1.2 高铬铸铁硬度及显微组织分析 |
| 3.1.3 熔敷金属化学成分分析 |
| 3.1.4 熔敷金属硬度及显微组织分析 |
| 3.1.5 热影响区显微组织分析 |
| 3.2 正交实验设计 |
| 3.2.1 各因素水平的选择 |
| 3.2.2 正交试验优选标准 |
| 3.3 实验结果及分析 |
| 3.3.1 裂纹着色探伤实验结果 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.3.3 洛氏硬度测试结果 |
| 3.3.4 正交试验数据分析 |
| 3.4 实验结果验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 层间温度对复合材料显微组织及界面结合性的影响 |
| 4.1 层间温度对复合材料界面结合形貌的影响 |
| 4.1.1 复合材料界面分类及作用 |
| 4.1.2 焊前复合材料裂纹分析 |
| 4.1.3 焊前显微组织分析 |
| 4.1.4 焊后复合材料裂纹分析 |
| 4.1.5 宏观形貌分析 |
| 4.2 层间温度对复合材料显微组织的影响 |
| 4.2.1 热影响区显微组织分析 |
| 4.2.2 复合材料界面结合性分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 热源距离对复合材料显微组织及界面结合性的影响 |
| 5.1 热源距离对复合材料界面结合形貌的影响 |
| 5.1.1 焊前复合材料裂纹分析 |
| 5.1.2 焊前显微组织分析 |
| 5.1.3 焊后复合材料裂纹分析 |
| 5.1.4 宏观形貌分析 |
| 5.2 热源距离对复合材料显微组织的影响 |
| 5.2.1 热影响区显微组织分析 |
| 5.2.2 复合材料界面结合性分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（3）钴基高温自润滑复合材料抗磨体系的设计及摩擦学研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 Co基合金摩擦学研究现状 |
| 1.2.2 陶瓷颗粒抗磨相研究现状 |
| 1.2.3 固体润滑剂研究概况 |
| 1.3 论文研究的主要内容 |
| 1.4 技术路线 |
| 第2章 Al_2O_3颗粒增强钴基复合材料的高温抗磨机理研究 |
| 2.1 实验部分 |
| 2.1.1 复合材料的制备 |
| 2.1.2 微观组织结构分析及摩擦学性能测试 |
| 2.2 结果与讨论 |
| 2.2.1 复合材料的微观结构和物理性能 |
| 2.2.2 高温摩擦及磨损 |
| 2.2.3 高温磨损机理分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 CoCrTi-WS_2高温复合材料的设计及高温自润滑性能的研究 |
| 3.1 实验部分 |
| 3.1.1 复合材料的制备 |
| 3.1.2 复合材料高温摩擦学性能测试 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 复合材料的微观组织结构及力学性能 |
| 3.2.2 复合材料的物理性能 |
| 3.2.3 复合材料的高温摩擦学分析 |
| 3.2.4 高温磨损机理 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 WS_2+CuO固体润滑剂体系的高温润滑机理研究 |
| 4.1 实验部分 |
| 4.1.1 复合材料的成分及制备 |
| 4.1.2 微观组织表面分析 |
| 4.1.3 硬度测试 |
| 4.1.4 高温摩擦磨损性能测试 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 物相分析及物理性能 |
| 4.2.3 复合材料的物理性能 |
| 4.2.4 复合材料的摩擦学性能 |
| 4.2.5 高温磨损机理 |
| 4.3 结论 |
| 第5章 钴基自润滑复合材料摩擦学性能预测 |
| 5.1 摩擦系数多元线性回归模型 |
| 5.1.1 多元回归模型的建立 |
| 5.1.2 最小二乘法求解及分析 |
| 5.2 单因素摩擦系数预测模型 |
| 5.2.1 单因素摩擦系数预测模型建立 |
| 5.2.2 摩擦系数预测模型验证 |
| 5.3 多因素摩擦系数预测模型 |
| 5.3.1 多因素摩擦系数预测模型求解 |
| 5.3.2 摩擦系数预测模型验证 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）Al2O3/Cr2O3高温耐磨润滑材料的设计与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Summary |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 仿生层状结构陶瓷材料研究现状 |
| 1.2.1 仿生层状增韧结构陶瓷 |
| 1.2.2 仿生层状自润滑结构陶瓷 |
| 1.2.3 包覆型复合粉体的研究进展 |
| 1.3 研究目的及意义 |
| 1.4 研究内容与方法 |
| 第二章 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷的可控制备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原料制备工艺对三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷显微结构的影响 |
| 2.2.1 材料设计 |
| 2.2.2 实验部分 |
| 2.2.3 结果与讨论 |
| 2.2.4 小节 |
| 2.3 素坯制备工艺对三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷显微结构的影响 |
| 2.3.1 材料设计 |
| 2.3.2 实验部分 |
| 2.3.3 结果与讨论 |
| 2.3.4 小节 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷高温抗压强度及摩擦学性能 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验原料及仪器 |
| 3.2.2 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷性能测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷高温压缩性能 |
| 3.3.2 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷摩擦学性能 |
| 3.3.3 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷减摩抗磨机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 不同工况下三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷高温摩擦学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验原料及仪器 |
| 4.2.2 摩擦学性能测试 |
| 4.2.3 磨损表面微观形貌表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷摩擦学性能 |
| 4.3.2 Al_2O_3/Cr_2O_3三维复合型结构陶瓷减摩抗磨机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 三维复合型Al_2O_3/Cr_2O_3陶瓷超高温水氧环境下的性能演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验原料及仪器 |
| 5.2.2 高温水氧测试 |
| 5.2.3 质量损失率的计算 |
| 5.2.4 显微结构及物相组成的表征 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 质量损失率 |
| 5.3.2 显微结构及物相组成的表征 |
| 5.4 小结 |
| 第六章 结束语 |
| 6.1 主要研究内容与结论 |
| 6.2 存在的问题和今后的研究设想 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 在读期间发表论文和研究成果 |
| 导师简介 |
（5）氧化铝增强高铬钢复合材料的界面组织及其磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 耐磨材料的发展趋势 |
| 1.2.1 耐磨钢铁材料 |
| 1.2.2 表面耐磨材料 |
| 1.2.3 耐磨复合材料 |
| 1.3 陶瓷增强金属基复合材料 |
| 1.4 陶瓷表面金属化方法 |
| 1.5 陶瓷/金属复合材料的制备方法 |
| 1.5.1 搅拌铸造法 |
| 1.5.2 原位复合法 |
| 1.5.3 铸渗法 |
| 1.5.4 粉末冶金法 |
| 1.6 研究内容及技术路线 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 技术路线 |
| 第2章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 基体材料 |
| 2.2.2 陶瓷增强体材料 |
| 2.2.3 Al_2O_3表面活化处理材料及试剂 |
| 2.3 试样制备 |
| 2.3.1 化学镀处理 |
| 2.3.2 放电等离子烧结制备复合材料 |
| 2.4 微观组织及物相分析 |
| 2.4.1 金相组织观察(OM) |
| 2.4.2 扫描电镜(SEM)及能谱仪(EDS) |
| 2.4.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.4 致密度测试 |
| 2.5 力学性能分析 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 摩擦磨损测试 |
| 第3章 Al_2O_3颗粒表面镀镍层的组织与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al_2O_3表面镀镍层的制备 |
| 3.3 Al_2O_3表面镀镍层质量调控 |
| 3.3.1 柠檬酸钠浓度对Al_2O_3表面镍层的影响 |
| 3.3.2 pH对 Al_2O_3表面镍层的影响 |
| 3.3.3 温度对Al_2O_3表面镍层的影响 |
| 3.3.4 Al_2O_3颗粒表面镀镍层形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料SPS烧结过程的数值模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 放电等离子烧结过程数学模型构建 |
| 4.3 ANSYS求解过程 |
| 4.3.1 耦合场分析的定义及类型 |
| 4.3.2 几何模型建立 |
| 4.3.3 求解模块的选择 |
| 4.3.4 确定材料属性 |
| 4.3.5 划分有限元网格 |
| 4.4 烧结过程的电流场、温度场计算结果 |
| 4.5 镀镍层对复合材料界面行为的影响 |
| 4.6 结论 |
| 第5章 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料的制备及连接界面行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al_2O_3@NiHCS复合材料的SPS制备40 |
| 5.3 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料的组织与物相 |
| 5.3.1 复合材料的致密度分析 |
| 5.3.2 复合材料的微观组织分析 |
| 5.3.3 复合材料的物相成分分析 |
| 5.4 镀镍层对Al_2O_3与HCS的润湿性的影响 |
| 5.5 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料的界面连接机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料的磨损性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料的摩擦系数及磨损率分析 |
| 6.3 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料的摩损形貌 |
| 6.4 Al_2O_3@Ni/HCS复合材料的摩损机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的制备及抗磨性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 引言 |
| 1.1 陶瓷/金属耐磨复合材料研究概况 |
| 1.1.1 陶瓷/金属耐磨复合材料制备工艺及存在问题 |
| 1.1.2 陶瓷/金属耐磨复合材料磨损性能 |
| 1.2 陶瓷/金属复合材料界面概述 |
| 1.2.1 陶瓷/金属复合材料界面结合机制 |
| 1.2.2 陶瓷/金属复合材料界面润湿性 |
| 1.2.3 陶瓷/金属复合材料界面结合强度 |
| 1.3 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料研究现状 |
| 1.3.1 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的界面研究 |
| 1.3.3 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的抗磨性能 |
| 1.4 研究内容及技术路线 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 技术路线 |
| 2 液锻复合技术制备陶瓷/金属宏观复合材料的方法及理论 |
| 2.1 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的制备 |
| 2.1.1 实验材料及结构设计 |
| 2.1.2 “随流混合+高压复合”法制备宏观复合材料的技术原理 |
| 2.1.3 “随流混合+高压复合”法制备宏观复合材料的制备过程 |
| 2.2 液锻压力下陶瓷/金属复合材料实现机械啮合的条件 |
| 2.2.1 热力学条件 |
| 2.2.2 动力学条件 |
| 2.3 液锻压力下陶瓷/金属复合材料机械啮合界面形成机理 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的微观结构与力学性能 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.1.1 微观结构与力学性能测试 |
| 3.1.2 机械啮合界面演变观察 |
| 3.2 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的微观结构 |
| 3.2.1 复合材料的颗粒分布及机械啮合界面表征 |
| 3.2.2 复合材料的组织观察 |
| 3.3 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料力学性能及热膨胀性能 |
| 3.3.1 力学性能 |
| 3.3.2 热膨胀性能 |
| 3.4 ZTA/高铬铸铁机械啮合界面在温度变化过程中的演变 |
| 3.4.1 加热过程中的演变 |
| 3.4.2 保温过程中的演变 |
| 3.4.3 冷却过程中的演变 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的机械啮合行为及强度模型 |
| 4.1 实验方法及陶瓷表面形貌的表征 |
| 4.1.1 测量ZTA/高铬铸铁啮合强度试样的制备 |
| 4.1.2 测量ZTA/高铬铸铁啮合强度的方法 |
| 4.1.3 陶瓷表面形貌的表征 |
| 4.2 制备压力对ZTA/高铬铸铁机械啮合行为的影响 |
| 4.2.1 制备压力对机械啮合状态的影响 |
| 4.2.2 制备压力对结合率的影响 |
| 4.2.3 制备压力对机械啮合强度的影响 |
| 4.3 陶瓷表面形貌对ZTA/高铬铸铁机械啮合行为的影响 |
| 4.3.1 陶瓷表面形貌对机械啮合状态的影响 |
| 4.3.2 陶瓷表面形貌对结合率的影响 |
| 4.3.3 陶瓷表面形貌对机械啮合强度的影响 |
| 4.4 基于多元回归分析的ZTA/高铬铸铁机械啮合强度模型 |
| 4.4.1 响应面分析法 |
| 4.4.2 试验设计 |
| 4.4.3 机械啮合强度模型的建立、分析与检验 |
| 4.4.4 工艺参数交互作用对机械啮合强度模型的影响 |
| 4.4.5 机械啮合强度模型的优化 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的抗磨性能及磨损模型 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.1.1 干滑动摩擦磨损试验 |
| 5.1.2 冲击磨粒磨损试验 |
| 5.2 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料干滑动磨损性能 |
| 5.2.1 耐磨性结果 |
| 5.2.2 施加载荷对材料磨损性能的影响 |
| 5.2.3 机械啮合界面在滑动磨损条件下的演变 |
| 5.2.4 磨损机理 |
| 5.3 ZTA/高铬铸铁宏观复合材料冲击磨粒磨损性能 |
| 5.3.1 耐磨性结果 |
| 5.3.2 冲击功和磨损时间对材料磨损性能的影响 |
| 5.3.3 机械啮合界面在冲击磨损条件下的演变 |
| 5.3.4 磨损机理 |
| 5.3.5 不同复合材料抗磨性能对比 |
| 5.4 基于多元回归分析的ZTA/高铬铸铁宏观复合材料冲击磨损模型 |
| 5.4.1 试验设计 |
| 5.4.2 基体金属磨损模型的建立、分析及验证 |
| 5.4.3 复合材料磨损模型的建立、分析及验证 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 全文总结 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）预制体烧结对Al2O3p/高锰钢复合材料常压浸渗深度的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的研究概况 |
| 1.2.1 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的分类 |
| 1.2.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的制备与应用 |
| 1.2.3 Al_2O_3p/钢铁基复合材料的研究现状 |
| 1.3 Al_2O_3p/钢铁基复合材料铸渗工艺研究 |
| 1.3.1 液态浸渗法制备Al_2O_3p/钢铁基复合材料的研究现状 |
| 1.3.2 添加活性物质对铸渗法制备Al_2O_3p/钢铁基体复合材料的作用 |
| 1.3.3 颗粒尺寸对金属基复合材料性能的影响 |
| 1.4 研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 复合材料成分选择 |
| 2.2.1 金属基体的选择 |
| 2.2.2 增强颗粒的选用 |
| 2.2.3 粘接剂的选择 |
| 2.2.4 陶瓷微粉的选用 |
| 2.3 预制体的制备方法 |
| 2.3.1 预制体的成形过程 |
| 2.3.2 预制体烧结 |
| 2.4 浸渗深度实验方法 |
| 2.5 材料组织表征 |
| 2.5.1 差示量热分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 Raman光谱分析 |
| 2.5.4 扫描电镜显微分析 |
| 2.5.5 金相组织观察 |
| 第三章 烧结过程对水玻璃粘接Al_2O_3预制体的影响 |
| 3.1 预制体烧结过程中的热效应分析 |
| 3.2 不同温度烧结后的预制体的物相分析 |
| 3.2.1 不同温度烧结后的预制体的X射线衍射分析 |
| 3.2.2 经过800℃烧结的预制体的结晶度计算 |
| 3.3 不同烧结温度预制体的化学键表征 |
| 3.4 经过不同温度烧结的Al_2O_3表面形貌和颗粒元素分布的变化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 碳化物和氧化物陶瓷粉添加对于预制体在烧结组织的影响 |
| 4.1 添加氧化物陶瓷微粉的预制体烧结组织的变化 |
| 4.1.1 添加氧化物陶瓷微粉的预制体在升温过程中的热效应 |
| 4.1.2 不同温度烧结后的添加氧化物陶瓷粉的预制体的物相分析 |
| 4.1.3 不同温度烧结后的添加氧化物陶瓷粉的预制体的微观形貌及元素分布 |
| 4.2 添加碳化物陶瓷微粉的预制体在烧结过程中的变化 |
| 4.2.1 添加碳化物陶瓷微粉的预制体在升温过程中的热效应 |
| 4.2.2 不同温度烧结后的添加碳化物陶瓷微粉的预制体的物相分析 |
| 4.3 添加不同种类陶瓷微粉对预制体烧结过程的影响机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Al_2O_3p/高锰钢复合材料的浸渗深度 |
| 5.1 复合材料的宏观浸渗深度 |
| 5.1.1 经不同温度烧结的Al_2O_3颗粒预制体的宏观浸渗深度 |
| 5.1.2 添加陶瓷微粉的Al_2O_3颗粒预制体的宏观浸渗深度 |
| 5.2 复合材料的浸渗组织分析 |
| 5.2.1 经不同温度烧结的Al_2O_3颗粒预制体的浸渗组织 |
| 5.2.2 添加氧化物陶瓷微粉的Al_2O_3颗粒预制体的浸渗组织 |
| 5.2.3 添加碳化物陶瓷微粉的Al_2O_3颗粒预制体的浸渗组织 |
| 5.3 烧结预制体制备复合材料的浸渗机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果目录 |
（8）网络分布Ti2AlN增强TiAl复合材料制备与力学及摩擦磨损行为（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与意义 |
| 1.2 TiAl合金基本性质及其发展趋势 |
| 1.2.1 TiAl合金的基本性质 |
| 1.2.2 TiAl合金的发展过程及趋势 |
| 1.3 TiAl基复合材料的制备及力学性能 |
| 1.3.1 增强相的选择 |
| 1.3.2 二元陶瓷增强TiAl基复合材料的制备及力学性能 |
| 1.3.3 MAX相增强TiAl基复合材料的制备及力学性能 |
| 1.4 TiAl合金及其复合材料的摩擦磨损性能 |
| 1.4.1 室温摩擦磨损性能 |
| 1.4.2 高温摩擦磨损性能 |
| 1.4.3 添加硬质相对摩擦磨损性能的影响 |
| 1.5 增强相呈网络分布复合材料的研究现状 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 复合材料制备流程 |
| 2.3 材料组织结构表征 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 显微组织观察 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 密度测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 三点弯曲性能测试 |
| 2.4.4 压缩性能测试 |
| 2.4.5 断裂韧性测试 |
| 2.4.6 摩擦磨损性能测试 |
| 第3章 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料的制备及合成机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 网络分布Ti_2AlN增强TiAl复合材料设计 |
| 3.2.1 增强相网络结构设计 |
| 3.2.2 增强相体积分数设计 |
| 3.3 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料的制备 |
| 3.3.1 Ti粉的渗氮工艺 |
| 3.3.2 低能混粉工艺 |
| 3.3.3 热压烧结工艺 |
| 3.4 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料合成过程中组织演变 |
| 3.4.1 合成过程中物相演变 |
| 3.4.2 低温烧结条件下复合材料的显微组织 |
| 3.4.3 高温烧结条件下复合材料的显微组织 |
| 3.4.4 Ti-Al-N化合物的高温热力学性质 |
| 3.5 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料合成机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料的显微组织及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料显微组织 |
| 4.2.1 复合材料物相分析 |
| 4.2.2 复合材料显微组织 |
| 4.2.3 复合材料界面特征 |
| 4.3 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料高温三点弯曲性能 |
| 4.3.1 网络结构增强相对高温三点弯曲性能的影响 |
| 4.3.2 复合材料高温三点弯曲断口分析 |
| 4.3.3 复合材料高温强韧化机制 |
| 4.4 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料高温压缩性能 |
| 4.4.1 网络结构增强相对高温压缩性能的影响 |
| 4.4.2 复合材料高温压缩变形组织分析 |
| 4.5 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料室温力学性能 |
| 4.5.1 复合材料维氏硬度 |
| 4.5.2 复合材料室温三点弯曲性能 |
| 4.5.3 复合材料室温断裂韧性 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料的滑动摩擦磨损性能及磨损机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料摩擦磨损行为 |
| 5.2.1 宽温域条件下复合材料摩擦磨损行为 |
| 5.2.2 载荷对复合材料高温摩擦磨损行为的影响 |
| 5.2.3 转速对复合材料高温摩擦磨损行为的影响 |
| 5.3 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料高温磨损机制 |
| 5.4 网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料高温磨损形貌演变 |
| 5.5 预氧化网络分布Ti_2AlN/TiAl复合材料摩擦磨损行为 |
| 5.5.1 预氧化处理及预氧化层组织分析 |
| 5.5.2 预氧化复合材料摩擦磨损性能 |
| 5.5.3 室温摩擦磨损行为 |
| 5.5.4 高温摩擦磨损行为 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（9）ZTAp/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料热物理性质和力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 ZTAP/高铬铸铁基复合材料研究现状 |
| 1.1.1 陶瓷/高铬铸铁复合材料中陶瓷颗粒种类及选择 |
| 1.1.2 ZTAP/高铬铸铁基复合材料制备工艺及磨损机理研究 |
| 1.1.3 ZTAP/高铬铸铁基复合材料性能影响因素 |
| 1.2 ZTAP/高铬铸铁基复合材料存在的问题 |
| 1.3 研究的意义及主要内容 |
| 1.3.1 研究目的及意义 |
| 1.3.2 研究的主要内容 |
| 第二章 复合材料的制备及实验方法 |
| 2.1 复合材料的制备工艺 |
| 2.1.1 ZTA陶瓷颗粒与高铬铸铁的成分及性能 |
| 2.1.2 陶瓷微粉的混磨 |
| 2.1.3 预制体成型工艺 |
| 2.1.4 铸造复合工艺 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 复合材料铸渗过程温度场和应力场的模拟 |
| 2.2.2 高铬铸铁基体和复合材料膨胀收缩曲线的测定 |
| 2.2.3 组织形貌观察 |
| 2.2.4 力学性能测试 |
| 2.2.5 三体磨料磨损试验 |
| 第三章 复合材料铸渗凝固过程温度场及应力场模拟与分析 |
| 3.1 浇注凝固过程数值模拟理论基础 |
| 3.1.1 凝固过程温度场数值模拟的理论基础 |
| 3.1.2 凝固过程应力场数值模拟的理论基础 |
| 3.2 模型的建立及前处理 |
| 3.2.1 模型的建立 |
| 3.2.2 前处理参数的确定 |
| 3.3 温度场模拟及分析 |
| 3.4 应力场模拟及分析 |
| 3.5 预制体预热处理对复合材料铸件有效应力的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 高铬铸铁与复合材料膨胀收缩差异的研究 |
| 4.1 不同淬火冷速下高铬铸铁显微组织变化 |
| 4.2 高铬铸铁和复合材料形变差异分析 |
| 4.2.1 升温过程高铬铸铁和复合材料热膨胀的差异 |
| 4.2.2 冷速对高铬铸铁及复合材料冷却收缩的影响 |
| 4.3 冷速对复合材料及金属基体力学性能的影响 |
| 4.3.1 不同冷速下复合材料压缩性能的变化 |
| 4.3.2 冷速对高铬铸铁基体硬度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 预制体参数对复合材料力学性能及磨损性能的影响 |
| 5.1 陶瓷微粉添加量对复合材料力学及耐磨性能的影响 |
| 5.1.1 不同陶瓷微粉添加量的复合材料组织形貌观察 |
| 5.1.2 不同陶瓷微粉添加量的复合材料压缩性能分析 |
| 5.1.3 不同陶瓷微粉添加量的复合材料冲击韧性分析 |
| 5.1.4 陶瓷微粉添加量对复合材料磨损性能的影响 |
| 5.2 ZTA陶瓷颗粒粒径对复合材料力学及耐磨性能的影响 |
| 5.2.1 不同ZTA陶瓷颗粒粒径的复合材料组织形貌观察 |
| 5.2.2 ZTA陶瓷颗粒粒径对复合材料压缩性能的影响 |
| 5.2.3 ZTA陶瓷颗粒粒径对复合材料冲击韧性的影响 |
| 5.2.4 ZTA陶瓷颗粒粒径对复合材料磨损性能的影响 |
| 5.3 预制体结构优化对复合材料力学性能及磨损性能的影响 |
| 5.3.1 预制体结构优化及其复合材料磨损性能 |
| 5.3.2 预制体结构优化对复合材料压缩性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论和展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读硕士期间研究成果 |
| 附录 B 攻读硕士期间参与项目及获奖情况 |
（10）ZTAp/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料反应型界面过渡区构建及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料研究概况 |
| 1.2.1 PRMMCs复合材料概述 |
| 1.2.2 陶瓷颗粒/金属基复合材料制备工艺 |
| 1.2.3 陶瓷颗粒/金属基复合材料的应用及发展趋势 |
| 1.3 陶瓷颗粒增强金属基复合材料界面概述 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒/金属基复合材料界面形成理论 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒/金属基复合材料的界面类型 |
| 1.3.3 陶瓷颗粒/金属基复合材料的界面研究发展 |
| 1.4 ZTA_p/钢铁基复合材料概况 |
| 1.4.1 ZTA陶瓷颗粒简介 |
| 1.4.2 ZTA_p/钢铁基复合材料研究发展 |
| 1.5 研究意义和主要研究内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第二章 试验过程与测试方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 试验原材料 |
| 2.2.1 金属基体 |
| 2.2.2 ZTA陶瓷颗粒 |
| 2.2.3 陶瓷微粉 |
| 2.2.4 粘结剂 |
| 2.3 孔隙率的测量 |
| 2.4 ZTA_p/高铬铸铁基复合材料制备工艺流程 |
| 2.5 材料组织表征 |
| 2.5.1 金相组织观察 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.5.4 DSC分析 |
| 2.5.5 电子探针分析 |
| 2.5.6 三维表面轮廓仪 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 抗压强度试验 |
| 2.6.2 冲击韧性试验 |
| 2.6.3 冲击磨料磨损试验 |
| 2.6.4 三体磨料磨损 |
| 2.6.5 复合材料的硬度测试 |
| 2.6.6 纳米压痕测试 |
| 第三章 反应型界面设计与复合材料的制备 |
| 3.1 反应型界面设计 |
| 3.1.1 界面过渡区热力学计算 |
| 3.1.2 ZTA陶瓷颗粒类“核壳”结构设计 |
| 3.2 复合材料的制备 |
| 3.2.1 ZTA陶瓷预制体的制备 |
| 3.2.2 材料的制备 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 ZTA_p/高铬铸铁基复合材料组织及性能 |
| 4.1 复合材料组织 |
| 4.2 复合材料的力学性能及分析 |
| 4.2.1 复合材料抗压强度及其失效分析 |
| 4.2.2 复合材料的冲击韧性及断裂分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 ZTA_p/高铬铸铁基复合材料界面特性及反应浸渗机制 |
| 5.1 复合材料的界面组织分析 |
| 5.1.1 B4C包覆层复合材料界面 |
| 5.1.2 SiC包覆层复合材料界面 |
| 5.1.3 TiO_2 包覆层复合材料界面 |
| 5.1.4 Al_2O_3 包覆层复合材料界面 |
| 5.2 复合材料的界面性能 |
| 5.2.1 B4C包覆层复合材料界面性能 |
| 5.2.2 SiC包覆层复合材料界面性能 |
| 5.2.3 TiO_2 包覆层复合材料界面性能 |
| 5.2.4 Al_2O_3 包覆层复合材料界面性能 |
| 5.3 复合材料反应浸渗机制分析 |
| 5.3.1 扩散动力学理论计算 |
| 5.3.2 复合材料反应浸渗机制分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 ZTA_p/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料磨料磨损性能 |
| 6.1 具有界面过渡区蜂窝构型复合材料三体磨料磨损 |
| 6.2 不同界面下蜂窝构型复合材料三体磨料磨损 |
| 6.3 复合材料三体磨料磨损分析 |
| 6.3.1 蜂窝构型复合材料三体磨料磨损分析 |
| 6.3.2 不同界面蜂窝构型复合材料三体磨料磨损分析 |
| 6.4 不同界面下复合材料的冲击磨料磨损及分析 |
| 6.4.1 复合材料的冲击磨料磨损 |
| 6.4.2 冲击磨料磨损失效机制分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读博士学位期间发表的论文与专利申请情况 |
| 附录 B 攻读博士学位期间参与项目及获奖情况 |
四、界面结合强度对Al_2O_3/钢基复合材料高温抗磨性的影响（论文参考文献）
- [1]Al2O3p/钢基分级构型复合材料组织及压缩性能研究[D]. 龚文豪. 昆明理工大学, 2021
- [2]陶瓷颗粒增强高铬铸铁基复合材料堆焊工艺研究[D]. 韩佳源. 机械科学研究总院, 2021(01)
- [3]钴基高温自润滑复合材料抗磨体系的设计及摩擦学研究[D]. 钱钰. 太原理工大学, 2021(01)
- [4]Al2O3/Cr2O3高温耐磨润滑材料的设计与性能研究[D]. 张孝禹. 甘肃农业大学, 2021(09)
- [5]氧化铝增强高铬钢复合材料的界面组织及其磨损性能研究[D]. 尚方静. 太原理工大学, 2021
- [6]ZTA/高铬铸铁宏观复合材料的制备及抗磨性研究[D]. 邱博. 北京交通大学, 2021(02)
- [7]预制体烧结对Al2O3p/高锰钢复合材料常压浸渗深度的影响[D]. 李明宇. 昆明理工大学, 2020(05)
- [8]网络分布Ti2AlN增强TiAl复合材料制备与力学及摩擦磨损行为[D]. 王大群. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [9]ZTAp/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料热物理性质和力学性能研究[D]. 韦鸿铭. 昆明理工大学, 2019(01)
- [10]ZTAp/高铬铸铁基蜂窝构型复合材料反应型界面过渡区构建及性能研究[D]. 周谟金. 昆明理工大学, 2019(06)