一、B_4C材料的摩擦特性研究（论文文献综述）
苑高千,张家莲,李可琢,解厚波,李发亮,张海军[1]（2021）在《选区激光熔化制备（SiCp–B4Cp）/Al复合材料及其性能》文中指出以SiC和B4C为增强相、纯Al粉为基体原材料,采用选区激光熔化（SLM）法在粉层厚度和扫描间距均为0.05 mm、扫描速率为300 mm/s、激光功率为350 W的成形条件下,制备了Si Cp–B4Cp[质量比m（SiCp）:m（B4Cp）=1:1]增强的Al基（（SiCp–B4Cp）/Al）复合材料,研究了SiCp–B4Cp含量[10%、15%及20%（质量分数）]对SLM成形（SiCp–B4Cp）/Al复合材料显微组织、显气孔率、显微硬度、摩擦磨损性能和抗折强度的影响。结果表明:当SiCp–B4Cp含量为10%时,试样显气孔率最小且抗折强度最大,分别为4.5%和177 MPa;SiCp–B4Cp含量为20%时试样的硬度最高、磨损率和摩擦系数最小,分别为172.6 HV0.1、3.4×10–5 mm3N–1m–1和0.4。
姜淙元[2]（2021）在《钛合金表面耐磨改性层的制备及性能研究》文中研究指明
张孝禹[3]（2021）在《Al2O3/Cr2O3高温耐磨润滑材料的设计与性能研究》文中研究表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。
杨涛[4]（2021）在《颗粒增强铝基复合板轧制成形及脉冲电流响应机理研究》文中进行了进一步梳理颗粒增强铝基复合材料具有高的比强度、比刚度、良好的耐磨性以及尺寸稳定性,兼具了陶瓷和金属的双重优势,在航空航天、核电军工、电子电工和汽车制造等领域有着广泛的应用前景。但是,随着复合材料中增强体颗粒含量的增加,颗粒/基体界面缺陷增多,协调塑性变形能力降低,使得复合材料难以制备成大尺寸板材,限制了其广泛应用。本文采用粉末冶金方法制备了30 wt.%的碳化硼颗粒（B4CP）增强铝基复合材料（B4CP/6061Al）,通过ABAQUS有限元模拟软件对制备的B4CP/6061Al复合材料轧制过程进行数值模拟分析,研究复合材料在轧制过程中的应力应变、温度的分布规律,优化复合材料的轧制工艺,建立复合材料的轧制窗口,指导轧制实验。在数值模拟基础上,对铝基复合材料在不同的工艺参数下进行轧制,研究不同的工艺参数下,复合材料板材的成形、内部颗粒分布以及颗粒/基体界面的组织演化过程,研究分析复合材料板材的力学性能并对其强化机理进行讨论,对断口进行观察,探究其断裂机制。对轧制后的板材进行高能脉冲电流处理,探究脉冲电流对复合板材内部微观组织形貌的影响,研究分析脉冲电流对板材内部界面微裂纹、微孔隙的愈合作用的内在作用机制,分析脉冲电流对界面结合性能的影响,对脉冲电流处理后的力学性能进行测试分析。本论文的主要研究结果如下:（1）在B4CP/6061Al复合材料的热轧数值模拟过程中,板材表面受到的应力比板材中心大,且会由拉应力向压应力转变,所以表面会产生更多的塑性流动,流变应力随应变速率的升高而增大,随温度的升高而减小。（2）对B4CP/6061Al复合材料进行热轧,材料内部的孔隙明显减少,B4C颗粒分布均匀,Al基体以小角度晶界为主,平均晶粒尺寸得到细化,约3.86μm。这是由于热轧过程中软的Al基体会受压力作用产生明显的塑性流动,闭合孔隙的同时也会促进B4C颗粒的均匀分散,从而改善材料内部孔隙问题以及团聚问题。（3）B4CP/6061Al复合材料板材的拉伸强度随轧制下压量的增加而增大。轧制后B4C颗粒均匀分布在连续的Al基体中,界面结合良好,且能够观察到明显的高位错密度。对轧制后的B4CP/6061Al复合材料板材进行脉冲电流处理,复合材料板材的抗拉强度和延伸率均有提高,明显地改善了轧制变形后复合材料的塑性损失。（4）轧制后复合材料经脉冲电流处理后,B4C颗粒周围发生了明显的再结晶,电流焦耳热效应使得铝基体发生了晶粒粗化,平均晶粒尺寸由3.86μm长大至3.96μm,但材料内部仍然以小角度晶界为主。电子风力作用有效地促进位错的移动,材料的内部发生再结晶现象,比例达到16.4%。
高苑[5]（2021）在《Ti6Al4V合金表面激光熔覆金属/陶瓷复合涂层的微观组织与耐磨性能研究》文中进行了进一步梳理钛合金因为其具有较高的强度、密度低等性能,并且作为一种新型金属材料被广泛的应用在航天航空、军事兵器、石油化工、生物医疗、船舰及机械加工等领域。但是由于钛合金存在一定的缺陷,比如:高温易氧化、摩擦磨损性能差、硬度低、组织不稳定等,所以其应用范围有了一定的局限性。对钛合金进行表面处理制备出硬度高耐磨性良好的熔覆层来弥补其缺陷已经成为了研究领域的热点之一。激光熔覆技术作为一种新型的表面处理技术,除了含有一部分传统表面改性技术的优点以外,还具有涂层原料品种多并且来源广,稀释率较低、界面结合良好、涂层的厚度和工艺参数容易控制等优点。本文针对在钛合金表面制备涂层时,由于粉体与基体之间材料物理性质不同而易开裂的问题开展研究,选用与TC4钛合金基材具有相同成分的Al-Si以及具有高硬度的B4C、TiC等作为涂层材料,用激光熔覆制备涂层,以改善钛合金的表面耐磨性。通过改变预置层粉末的成分含量和种类,控制涂层在激光熔覆过程中原位生成的陶瓷相种类及分布情况,减小涂层的脆性,分析熔覆层的物相、显微组织、硬度及摩擦磨损性,说明涂层物相的形成机制及界面结合情况,揭示涂层的组织性能及其对性能改善的原因。本文过改变Al-Si粉的元素质量比,对TC4钛合金进行激光熔覆可以制备出与基材界面结合良好、硬度高、耐磨性良好的金属陶瓷复合涂层;且涂层中的物相主要由Ti Si化合物、Ti Al Si化合物、Ti Al化合物等硬质增强相组成,这些物相能够起到组织细化的作用,使涂层更致密;其中Al:Si=3:1（wt.%）的硬度较高、耐磨性能较好。为了进一步提高涂层的表面耐磨性,将具有高硬度的B4C添加到Ti-Al-Si粉末中制备涂层,B4C与Ti反应生成TiC、Ti B、Ti B2,同时Ti B2会与Ti反应生成Ti B,这些物质均为陶瓷增强相。而且Ti-Al-Si在激光熔覆过程中生成Ti Si化合物、Ti Al Si化合物、Ti Al化合物等增强相,可以有益于显着提高涂层的硬度及耐磨性能。实验结果表明当B4C含量过大时,会有裂纹产生,会影响涂层整体的硬度及摩擦磨损性能。B4C含量为8%的涂层的硬度和耐磨性能最好。将不同含量的TiC添加到Ti-Al-Si粉末中制备预置层粉末,通过激光熔覆技术的原位反应可以产生α-Ti、TiC、Ti Si化合物、Ti Al Si化合物、Ti Al化合物和Ti3Al C2等增强相,有利于制备硬度高、耐磨性良好的涂层。但TiC的含量不宜过高,否则涂层会出现开裂或者部分TiC未熔融的现象。结果表明,质量比为6%TiC涂层其硬度和耐磨性的综合性能最为优异。为了进一步获得具有细化的组织和性能更好的涂层,将不同含量的Y2O3添加到一定含量的TiC和Ti-Al-Si的混合粉末中制备预置层粉末,通过激光熔覆技术可以产生Ti Si化合物、Ti Al Si化合物、Ti Al化合物、Ti3Al C2等物相,同时还会生成TiC、Y2O3、Al2O3、Ti O2和Si O2。结果表明,Y2O3含量越多组织越细密,但是Y2O3含量过多时会出现裂纹和气孔。质量比为1%Y2O3涂层其硬度和耐磨性的综合性能最为优异。
迟一鸣[6]（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》文中研究表明铝合金比强度高、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。
李嘉兴[7]（2021）在《激光熔覆NiCoCrAlY涂层的微观组织与摩擦—磨损性能》文中提出钛合金以其低密高强、良好的生物相容性等优点,在航天、医疗和军工等领域得到广泛应用。但钛合金还具有耐磨性差、硬度低、高温稳定性差等缺点,严重限制了钛合金在高温磨损领域的应用。m Cr Al Y（m为Ni,Co或两者混合）涂层具有优秀的抗高温氧化性能和灵活添加元素等优点,是一种较为有效的钛合金抗高温涂层体系。Ni Co基涂层结合了Ni基和Co基涂层的优点,具有优异的高温性能。因此,本文选择NiCoCrAlY粉末作为熔覆材料,通过旁轴同步送粉的方式在TC4表面激光熔覆NiCoCrAlY涂层,对比不同激光功率下涂层的性能,进一步优化激光参数。同时研究不同质量分数的纳米CeO2和B4C对复合涂层高温耐磨性的影响。利用扫描电镜、X射线衍射仪、EDS能谱仪、显微硬度计、高温摩擦磨损试验机和超景深三维显微镜等仪器分析涂层表面以及磨痕的组织特征和力学性能。分析不同激光功率,粉末种类以及粉末质量分数对涂层高温耐磨性的影响,制备出优秀的高温耐磨涂层。对TC4表面激光熔覆NiCoCrAlY涂层的分析结果表明,NiCoCrAlY涂层表面平整,当激光功率提高到1400W时涂层断面裂纹消失。激光功率由1000W提高到1400W过程中,涂层摩擦因数变化不大,均保持在0.35左右,但涂层磨损率先下降后上升。在高温磨损阶段,NiCoCrAlY涂层的磨损率比TC4降低了27–87倍。在NiCoCrAlY粉末中添加纳米CeO2对涂层相组成影响不大,涂层均由Ni Ti2,Ti3O,Co O和α-Ti相组成,纳米CeO2可以提高熔池形核率并细化晶粒,当CeO2含量为2%时,涂层表面枝晶数量增多,在CeO2含量增加到6%时,涂层表面晶粒得到细化,硬度也最高,达HV0.51033。在高温磨损阶段,涂层的磨损率与原始涂层相比,随着的CeO2含量增加分别降低2.23,26.9,41.6%。加入CeO2会提高涂层的摩擦因数,使涂层摩擦因数超过0.4。在NiCoCrAlY粉末中添加B4C会生成Ti C、Ti B、Ti B2和Al B2相等陶瓷相,随着B4C含量增多,涂层表面枝晶消失,并生成黑色块状陶瓷相。涂层表面显微硬度随着B4C含量增加而提高,当B4C含量达到15%时,涂层表面显微硬度最高,达HV0.51213。B4C可以降低涂层的摩擦因数和磨损率,含有B4C质量分数5,10和15%的涂层表面平均摩擦因数分别为0.3089、0.2931和0.2594。在高温磨损阶段,含有5,10和15%B4C涂层的磨损率比不含B4C的涂层分别降低65.97%,68.59%和79.75%,这是由于涂层中的陶瓷相充当了耐磨物质。但是添加B4C的涂层在高温摩擦磨损过程中会出现疲劳点蚀现象,主要原因为陶瓷相脱落产生而点蚀坑。
郑博文[8]（2020）在《原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为》文中进行了进一步梳理钛基复合材料（TMCs）因具有高的比强度、大的比刚度、良好的高温力学性能及高温蠕变性能,在航空航天、先进武器系统及汽车制造等领域引起人们广泛的关注。与绝大部分金属材料一致,摩擦磨损性能是影响钛基复合材料使用性能和寿命的重要因素,尤其是在高温及高速重载等恶劣的工况环境下,对钛基复合材料摩擦磨损性能提出了更高的要求。本文采用原位自生熔铸法制备了以Ti6Al4V（TC4）为基体,TiC、TiB为增强相的钛基复合材料,通过添加稀土元素La及热处理进行组织调控,从而改善组织与结构,进而提升力学性能及摩擦性能。本文系统研究了不同条件下钛基复合材料的摩擦磨损行为,深入分析钛基复合材料组织结构、摩擦层及摩擦产物在磨损过程中的形成规律及产生机理,为钛基复合材料在摩擦领域中应用及磨损控制提供了科学依据和理论储备。研究结果表明:对于单一TiC与单一TiB增强钛基复合材料,随着增强相含量增加,TiC相的形貌由颗粒状变为近等轴状,最后变为枝晶状;TiB的长径比增加,形状由短针状变为长针状。对于（TiB+TiC）混合增强钛基复合材料,两增强相相互依附生长,TiB的存在抑制了TiC的生长,均匀分布在基体中并且细化了基体组织。（TiB+TiC）混合增强钛基复合材料具有更好的强度和塑性,这主要归因于增强相的承载强化、基体组织的细晶强化和固溶强化协同作用。TiB、TiC增强相的存在提高了材料的表面及亚表面硬度和强度,能够防止滑动磨损过程中微裂纹的萌生,耐磨性得到大幅提升。摩擦过程形成的致密连续的摩擦层防止接触表面的直接相互作用,从而提高了钛基复合材料的耐磨性。随着增强相含量的增加,磨损机理由严重的粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损转变为轻微的粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损。由于受到摩擦剪切力的影响,细晶TiC颗粒比等轴晶TiC颗粒更容易从基体上脱落,细长针状TiB的结合力强于短针状TiB,具有较好的钉扎效果。研究了6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料在干滑动摩擦系统中,不同摩擦条件下的摩擦行为。比磨损率随载荷增大呈上升趋势,随滑动速度从0.11m/s升至1.10m/s,磨损机理为轻微至严重磨损。高温摩擦条件下,磨损机理转变存在临界点,在临界点温度300℃以下摩擦,比磨损率随温度及载荷的升高而增加,磨损机理主要是严重的粘着磨损和磨粒磨损,而在临界温度以上摩擦,比磨损率保持较低值,并且载荷影响降低,以轻微磨损为主。与三种不同材料组成的干滑动摩擦体系中,其中与Cr12Mo V及GCr15对磨时,不同摩擦条件下均具有较低的磨损率,与Cu对磨时,呈现最低的磨损率。在摩擦过程中,磨面形成致密连续的摩擦层,由增强相、Fe O、Ti O2和Fe2O3的磨损产物组成,阻止了摩擦副之间的直接接触,从而降低了摩擦系数和比磨损率。这种致密稳定的摩擦层降低了摩擦副表面的抗剪强度,限制了接触表面的直接相互作用,从而提高了钛基复合材料的耐磨性。为了进一步提高钛基复合材料的力学、热力学及摩擦性能,制备了La2O3/6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料。随着La2O3含量的增加,大角度晶界的比例逐渐增加,α晶粒明显细化,晶粒取向分布更加随机。同时,La2O3颗粒、TiB晶须和TiC颗粒的分布更加均匀,TiB晶须和TiC颗粒的尺寸减小,但La2O3颗粒略有长大。添加La2O3后钛基复合材料具有更稳定、更高的导热系数和更低的热膨胀系数。La2O3颗粒的加入显着提高了钛基复合材料的细晶强化、固溶强化和颗粒的改善效果。此外,大量的大角度晶界也能有效地阻止位错运动,提高钛基复合材料的强度,并且由于晶粒细化,钛基复合材料的塑性有所提高。钛基复合材料的比磨损率和摩擦系数降低,并提高了摩擦系数的滑动时间稳定性。耐磨性提高主要是由于两方面的原因:一方面,钛基复合材料的硬度和强度显着提高,从而增强了钛基复合材料的表面耐磨性。另一方面,致密的摩擦层中含有Ti O2、Fe O和Fe2O3氧化物,起着减摩、保护基体的作用。添加La2O3颗粒的钛基复合材料的磨面上存在较少的犁沟,磨损机理为轻微的磨粒磨损和氧化磨损。研究了固溶时效:1050℃/3h（AC）+500℃/4h（AC）（HT1）及两种β三段热处理工艺:1050℃/1h（AC）+950℃/1h（AC）+500℃/4h（AC）（HT2）和1150℃/1h（AC）+950℃/1h（AC）+500℃/4h（AC）（HT3）对钛基复合材料的组织及性能的影响。经过不同的热处理后,基体晶粒有不同程度的细化,大角度晶界所占比例增加。随固溶温度的升高,TiC颗粒逐渐等轴化,TiB及La2O3形态没有明显变化,与基体界面结合良好。经过不同热处理后,硬度有轻微提升,抗压强度均有一定的提升。对于6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料,经过HT1、HT2、HT3热处理后,平均摩擦系数分别为0.259、0.258、0.262,比磨损率分别为2.45x10-7mm3/N mm、2.48x10-7mm3/N mm、2.46x10-7mm3/N mm。对于0.4vol.%La2O3+6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料,经过HT1、HT2、HT3热处理后,平均摩擦系数分别为0.262、0.215、0.236,比磨损率分别为2.30x10-7mm3/N mm、2.28x10-7mm3/N mm、2.30x10-7mm3/N mm,均优于铸态耐磨性,磨损机理均为轻微磨损。
陈许[9]（2020）在《稀土氧化镧增强树脂基汽车摩擦片的摩擦磨损性能研究》文中认为树脂基摩擦材料具有机械强度高、弹性模量大、耐磨、摩擦系数稳定等优点被广泛应用于汽车工业中,然而苛刻的工况条件对树脂基摩擦片的综合性能提出了更高的要求。树脂基摩擦材料中,金属增强纤维表面缺少活性基团导致树脂粘结剂与金属纤维的结合界面性能差,成为了汽车摩擦片最薄弱的环节。此外,填料在摩擦材料中起调节摩擦系数、减小磨损率、提高基体强度的作用。如何提高粘结剂与增强纤维之间的界面结合力,以及如何优化填料配方,以获得性能优异、使用寿命长的汽车摩擦片成为亟待解决的问题。稀土元素位于元素周期表第Ⅲ族副,具有独特的4f电子层结构,化学活性高,一般以稀土化合物的形式存在,其界面结合性优异,因此在材料表面改性、润滑、提高耐热性能等方面有着广泛的应用。稀土氧化镧具有六方晶系结构,有很好减磨作用,镧元素的加入在树脂和金属纤维的界面起到中间介质的作用,从而改善界面结合性能。此外,纳米碳化硅和纳米碳化硼硬度高、比刚度和比强度大、耐磨,在颗粒增强摩擦材料中用于传递和分配外载荷以提高摩擦材料的强度。本文基于稀土氧化镧以及纳米碳化硅和纳米碳化硼的特性,研究了稀土氧化镧增强汽车摩擦片性能及磨损机理;探究了纳米碳化硅与碳化硼复合稀土氧化镧增强汽车摩擦片的摩擦作用机制。采用热-结构耦合分析模型,总结了汽车摩擦片的摩擦制动过程中的温度与应力分布规律。本文研究内容和具体工作如下:（1）研究了稀土氧化镧对树脂基汽车摩擦片摩擦磨损性能的影响。采用稀土氧化镧与铜纤维、硫酸钡晶须、紫铜粉、氧化镁、氧化铝、硼化锆、硅酸钙、铬铁矿粉、芳纶、丁腈橡胶、石墨混杂增强,针对稀土氧化镧的含量设计了 6组试样配方,工艺窗口为2%-12%。实验结果表明氧化镧含量在6%时,摩擦试样剪切强度最大、硬度最高;高温摩擦系数较高,磨损低且稳定;磨损面光洁、平整,损伤最小,磨痕最浅。摩擦材料在各氧化镧含量范围内表现出不同的磨损机理,低含量下（<6%）,以磨粒磨损和粘着磨损为主,高含量下（>6%）,以粘着磨损和疲劳磨损为主。（2）研究了纳米填料复合氧化镧对汽车摩擦片摩擦磨损性能的影响。制备CaSiO3、纳米SiC、纳米B4C复合氧化镧增强汽车摩擦片,将摩擦试样进行摩擦磨损实验。纳米SiC填料试样的高温摩擦系数明显提高,磨损率较大,磨损面磨痕较多;纳米B4C填料试样的摩擦系数较低,摩擦系数稳定,磨损率低,磨损面光洁、平整。高硬度的纳米B4C颗粒强化了材料的机械啮合力,提高了摩擦磨损性能。添加纳米碳化硅的摩擦材料磨损机理以磨粒磨损为主,添加纳米碳化硼的摩擦材料磨损机理以疲劳磨损为主。（3）研究了汽车摩擦片制动过程中的温度和应力分布规律。采用热-结构耦合分析手段,对制动器摩擦生热过程进行分析,建立盘式制动器热-结构耦合分析模型。先进行制动过程动力学计算,再引入具有温度自由度的Solid226耦合单元,计算耦合动力学模型。仿真结果表明汽车摩擦片中心区域温度高达498.57℃且应力高达18.929 MPa。最大应力和最高温度出现在同一时刻、同一位置,且温度和应力分布呈一定梯度,汽车摩擦片的温度和应力存在耦合关系。
段向征[10]（2020）在《内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能》文中进行了进一步梳理陶瓷增强铝基复合材料具有高比模量、高比强度、耐磨性好等优异性能,在生产和生活领域得到广泛的应用。研究表明,增强相的尺寸以及在铝基体内的分布情况是影响陶瓷颗粒增强铝基复合材料的主要原因。当增强相的尺寸为微米级,复合材料的强度和弹性模量会提升,但其塑形和韧性会降低。纳米级别的增强相可以显着提高复合材料的强度而不降低其塑韧性,但是纳米级的增强相易在铝基体内发生团簇从而降低复合材料的性能。因此,微纳米混杂的陶瓷颗粒对复合材料的性能提升效果更加显着。与单相增强铝基复合材料相比,双相增强铝基复合材料表现出更优异的力学性能。微纳米混杂双相增强铝基复合材料其优异的室温、高温力学性能和耐磨损性能近年来被广泛关注。在众多的增强相陶瓷颗粒中,TiC与TiB2与铝的热膨胀系数差异较小,晶格匹配度高,是目前使用较多的陶瓷颗粒增强相。因此,通过原位反应制备微纳米混杂双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料,调控陶瓷颗粒含量来控制增强相的尺寸,进而影响增强相在铝基体内的分布,从而使制备的复合材料具备优异的室温、高温力学性能以及优异的耐磨性,这对铝基复合材料在工业以及航空航天等领域的应用具有实际指导意义。本论文对Al-Ti-B4C体系,采用燃烧合成反应致密一体化制备了微纳米混合尺度的双相增强铝基复合材料。研究了Al-Ti-B4C体系的反应机制,分析不同陶瓷含量以及不同TiB2/TiC摩尔比对复合材料的的组织、室温和高温压缩性能以及磨损性能的影响规律,揭示出复合材料的力学性能和耐磨性能的提高机制。本论文有以下三项创新点:1)揭示 Al-Ti-B4C 体系的反应过程为:Al+Ti+B4C→Al3Ti+Ti+B4C→AlnTi+TiCx+TiB2+TiaAlbCc→Al+TiCx+TiB2。2)揭示出不同陶瓷体积分数以及不同 TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料微观组织、陶瓷颗粒尺寸和室温及高温压缩性能影响规律和作用机制:a)经燃烧合成制备的不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织致密,没有明显的气孔和缺陷。复合材料中随着陶瓷含量的增加,合成的陶瓷颗粒的尺寸增大。当陶瓷的体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%时,陶瓷粒径从160nm增加到1.8μm。b)室温下,随着陶瓷TiB2和TiC体积分数的增加,微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的最大压缩强度,屈服强度和断裂应变均呈现先增大后减小的趋势。当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料陶瓷颗粒体积分数为40 vol.%时,复合材料具备最优异的压缩性能,σUCS、σ0.2和εf分别为1091MPa、776MPa和 13.5%。40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg 复合材料在 473K 和 523K温度下压缩综合性能最好,473K时,σUCs、σ0.2和εf分别为805MPa,547MPa和9.86%,523K时,σUCS、σ0.2和εf分别为471MPa,337MPa和6.26%。c)揭示出室温下随着TiB2/TiC摩尔比从3:1降到1:3时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度和最大压缩强度逐渐降低,断裂应变先增大后减小。当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别为938MPa、1301MPa和3.63%。高温下,TiB2/TiC摩尔比为3:1时复合材料的屈服强度和最大屈服强度最大。473K时,当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料σUCS、σ0.2和εf分别为886MPa,782MPa 和 4.12%,当温度为 523K 时,σUCs、σ0.2 和 εf 分别为 556MPa,450MPa和 2.98%,温度为 573K 时,σUCS、σ0.2和 εf 分别为 436MPa,352MPa 和 2.91%。d)揭示微纳米TiB2与TiC陶瓷颗粒增强铝基复合材料的强化机制:①TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在起到钉扎晶界和阻碍位错和晶界移动的作用,使位错发生缠结形成位错网;②陶瓷颗粒和铝基体之间良好的界面结合能有效的传递载荷。③陶瓷颗粒和铝基体之间较大的热膨胀系数差异,在自然时效过程中会发生热错配应变形成高密度位错从而强化复合材料。3)揭示了不同陶瓷含量微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料常温下磨粒磨损行为和不同TiB2/TiC摩尔比对（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料高温下干摩擦磨损行为的影响规律:a)揭示出不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在外加载荷分别为5N、10N和15N,磨粒粒度分别为13μm、23μm和40μm的磨损工况下,随着复合材料中陶瓷颗粒体积分数的增加,复合材料的耐磨性逐渐提高。其中,在磨粒粒度40μm,外加载荷10N下,60 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的相对耐磨性比 10 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料提高了 1.58倍。陶瓷颗粒增强铝基复合材料耐磨性提高的机制是:陶瓷颗粒的存在使复合材料的硬度提高,增强了复合材料的承载能力,此外TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在,使A1203磨粒发生钝化从而提高了复合材料的耐磨性。b)揭示出在473K温度下,滑动速度0.32m/s和0.47m/s,外加载荷30N和40N时,不同陶瓷含量和TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料滑动磨损的规律:在相同滑动速度和外加载荷作用下,复合材料的摩擦系数随陶瓷颗粒的体积分数的增加呈逐渐递减的趋势。在摩擦速度为0.32m/s,外加载荷为30N时,当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的陶瓷颗粒体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%,复合材料的摩擦系数从0.418减小到0.253,单位体积磨损率从4.52×10-11m3/m减小到3.78×10-11m3/m。当外加载荷和滑动速度一定的情况下,当40 vol.%（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料中的TiB2/TiC摩尔比从1:3增加到3:1时,摩擦系数减小了 0.116,体积磨损率减小了 0.37X 10-11m3/m。c)揭示出微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在高温滑动磨损性能提高的机制主要有:①磨损表面发生的氧化反应形成的氧化膜减小了复合材料中“软相”铝基体和对磨副的接触面积,提高了复合材料的耐磨性;②硬度较大的陶瓷颗粒作为承载相,能够承受较大的外加压力,有效的传递了载荷,抵抗了复合材料的塑性变形;③TiB2与TiC陶瓷颗粒与铝基体良好的界面结合使陶瓷颗粒不易从磨损表面脱落,提高了复合材料的强度和硬度,对复合材料的稳定性起到重要支撑作用;④复合材料表面形成的机械混合层减小了复合材料表面硬度和熔点较低的铝基体和对磨副的之间有效接触面积,以及陶瓷颗粒对机械混合层的支撑作用,提高了复合材料在高温下的耐磨性;⑤陶瓷颗粒对位错的阻碍和钉扎晶界,提高了复合材料室温和高温的强度。
二、B_4C材料的摩擦特性研究（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、B_4C材料的摩擦特性研究（论文提纲范文）
（1）选区激光熔化制备（SiCp–B4Cp）/Al复合材料及其性能（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 1.1 原料 |
| 1.2 SLM成形 |
| 1.3 样品表征 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 SiCp–B4Cp含量对(Si Cp–B4Cp)/Al复合材料物相组成的影响 |
| 2.2 SiCp–B4Cp含量对(Si Cp–B4Cp)/Al复合材料致密化的影响 |
| 2.3 SiCp–B4Cp含量对(Si Cp–B4Cp)/Al复合材料显微硬度的影响 |
| 2.4 SiCp–B4Cp含量对(Si Cp–B4Cp)/Al复合材料抗折强度的影响 |
| 2.5 SiCp–B4Cp含量对(Si Cp–B4Cp)/Al复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3 结论 |
（3）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 |
（4）颗粒增强铝基复合板轧制成形及脉冲电流响应机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合板的制备方法 |
| 1.2.1 累积叠轧法 |
| 1.2.2 爆炸复合法 |
| 1.2.3 粉末冶金法 |
| 1.3 脉冲电流在金属板材塑性成形中的作用 |
| 1.3.1 电致塑性的发展 |
| 1.3.2 脉冲电流在塑性加工中的应用 |
| 1.3.3 脉冲电流处理对组织和性能的影响 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合板塑性流变行为 |
| 1.5 颗粒增强铝基复合板轧制成形机理及存在问题 |
| 1.6 研究目的、内容和技术路线 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 技术路线 |
| 第2章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验选材与方案 |
| 2.3 实验设备与方法 |
| 2.3.1 脉冲电流处理设备 |
| 2.3.2 轧制设备 |
| 2.3.3 试验方法 |
| 2.4 试验方法与测试设备 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 扫描分析与物相分析 |
| 2.4.3 力学性能分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 铝基复合板轧制成形有限元数值模拟研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 轧制变形有限元模型的建立 |
| 3.2.1 几何模型 |
| 3.2.2 咬入条件 |
| 3.2.3 材料模型 |
| 3.3 铝基复合板热轧变形数值模拟结果分析 |
| 3.3.1 不同变形量下轧制应力场的分布及变化 |
| 3.3.2 不同变形量下轧制温度场的分布及变化 |
| 3.4 热轧后铝基复合板电流处理的数值模拟 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 热轧铝基复合板微观组织及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铝基复合板坯的轧制 |
| 4.3 轧制变形量对铝基复合板微观组织的影响 |
| 4.3.1 XRD分析 |
| 4.3.2 微观组织分析 |
| 4.4 轧制态复合板材的EBSD分析 |
| 4.5 轧制变形量对铝基复合板力学性能的影响 |
| 4.5.1 硬度测试 |
| 4.5.2 拉伸性能测试 |
| 4.6 铝基复合板材内部的强化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 电流处理轧制态铝基复合板微观组织及力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 脉冲电流处理B_4C_P/6061Al复合板材 |
| 5.3 脉冲电流处理对轧制后B_4C_P/6061Al复合板材组织的影响 |
| 5.3.1 XRD分析 |
| 5.3.2 微观组织分析 |
| 5.4 脉冲电流处理对铝基复合板力学性能的影响 |
| 5.4.1 硬度测试 |
| 5.4.2 拉伸性能测试 |
| 5.5 电脉冲处理铝基复合材料的能量分析 |
| 5.6 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 |
| 一、学位论文 |
| 二、国家发明专利 |
| 致谢 |
（5）Ti6Al4V合金表面激光熔覆金属/陶瓷复合涂层的微观组织与耐磨性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 常用钛合金表面改性技术 |
| 1.1.2 钛合金表面激光熔覆研究现状 |
| 1.2 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层材料 |
| 2.2 激光熔覆设备与工艺 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 组织测试方法 |
| 2.3.2 性能测试 |
| 第三章 Al/Si质量比对涂层组织和性能影响 |
| 3.1 Ti-Al-Si复合涂层的设计 |
| 3.2 Ti-Al-Si复合涂层组织成分与结构分析 |
| 3.2.1 涂层物相分析 |
| 3.2.2 涂层显微组织分析 |
| 3.3 涂层硬度与耐磨性能分析 |
| 3.3.1 显微硬度 |
| 3.3.2 摩擦磨损性能分析 |
| 3.4 本章结论 |
| 第四章 B_4C增强复合涂层的设计与分析 |
| 4.1 B_4C与 Ti-Al-Si复合涂层的设计 |
| 4.2 B_4C与 Ti-Al-Si复合涂层组织成分与结构分析 |
| 4.2.1 涂层物相分析 |
| 4.2.2 涂层显微组织分析 |
| 4.3 涂层硬度与耐磨性能分析 |
| 4.3.1 显微硬度 |
| 4.3.2 摩擦磨损性能分析 |
| 4.4 本章结论 |
| 第五章 TiC增强复合涂层的设计与分析 |
| 5.1 TiC与 Ti-Al-Si复合涂层的设计 |
| 5.2 TiC与 Ti-Al-Si复合涂层组织成分与结构分析 |
| 5.2.1 涂层物相分析 |
| 5.2.2 涂层显微组织分析 |
| 5.3 涂层硬度与耐磨性能分析 |
| 5.3.1 显微硬度 |
| 5.3.2 摩擦磨损性能分析 |
| 5.4 本章结论 |
| 第六章 Y_2O_3与Ti-Al-Si+TiC复合涂层的设计与分析 |
| 6.1 Y_2O_3与Ti-Al-Si+TiC复合涂层的设计 |
| 6.2 Y_2O_3与Ti-Al-Si+TiC复合涂层组织成分与结构分析 |
| 6.2.1 涂层物相分析 |
| 6.2.2 涂层显微组织分析 |
| 6.3 涂层硬度与耐磨能分析 |
| 6.3.1 显微硬度 |
| 6.3.2 摩擦磨损性能分析 |
| 6.4 本章结论 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 在学期间的研究成果 |
| 致谢 |
（6）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 |
（7）激光熔覆NiCoCrAlY涂层的微观组织与摩擦—磨损性能（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛合金 |
| 1.1.1 TC4 的研究背景 |
| 1.1.2 钛合金使用限制和高温缺陷 |
| 1.2 钛合金表面处理技术 |
| 1.2.1 传统表面处理技术 |
| 1.2.2 激光熔覆技术及研究现状 |
| 1.2.3 熔覆材料选择 |
| 1.3 稀土在激光熔覆中的应用 |
| 1.4 原位合成技术在激光熔覆中的应用 |
| 1.5 课题研究的意义 |
| 1.6 课题研究的创新点 |
| 1.7 课题研究的内容和方法 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 熔覆材料 |
| 2.2 激光熔覆涂层的制备 |
| 2.2.1 复合粉末的制备 |
| 2.2.2 复合涂层的制备 |
| 2.3 激光熔覆涂层组织与性能分析 |
| 2.3.1 金相抛光机 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜组织与形貌分析 |
| 2.3.3 X射线衍射仪物相分析 |
| 2.4 激光熔覆涂层的力学性能分析 |
| 2.4.1 显微硬度分析 |
| 2.4.2 高温耐磨性分析 |
| 2.4.3 磨痕分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 激光功率对激光熔覆NiCoCrAlY涂层组织与性能的影响 |
| 3.1 NiCoCrAlY涂层组织与物相分析 |
| 3.1.1 NiCoCrAlY涂层组织分析 |
| 3.1.2 NiCoCrAlY涂层物相分析 |
| 3.2 NiCoCrAlY涂层力学性能分析 |
| 3.2.1 NiCoCrAlY涂层磨痕形貌分析 |
| 3.2.2 NiCoCrAlY涂层磨痕物相分析 |
| 3.2.3 NiCoCrAlY涂层摩擦因数分析 |
| 3.2.4 NiCoCrAlY涂层磨痕曲线分析 |
| 3.2.5 NiCoCrAlY涂层磨痕线扫描分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 纳米CeO_2对激光熔覆NiCoCrAlY涂层组织与性能的影响 |
| 4.1 NiCoCrAlY-nano CeO_2粉末形貌与物相分析 |
| 4.1.1 NiCoCrAlY-nano CeO_2粉末形貌分析 |
| 4.1.2 NiCoCrAlY-nano CeO_2粉末物相分析 |
| 4.2 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层组织与物相分析 |
| 4.2.1 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层组织分析 |
| 4.2.2 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层物相分析 |
| 4.3 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层力学性能分析 |
| 4.3.1 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层显微硬度分析 |
| 4.3.2 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层磨痕形貌分析 |
| 4.3.3 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层磨痕XRD分析 |
| 4.3.4 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层摩擦因数分析 |
| 4.3.5 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层磨痕曲线分析 |
| 4.3.6 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层磨损示意图 |
| 4.3.7 NiCoCrAlY-nano CeO_2涂层磨痕线扫描分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 B_4C对激光熔覆NiCoCrAlY涂层组织与性能的影响 |
| 5.1 NiCoCrAlY-B_4C粉末物相分析 |
| 5.2 NiCoCrAlY-B_4C涂层组织与物相分析 |
| 5.2.1 NiCoCrAlY-B_4C涂层组织分析 |
| 5.2.2 NiCoCrAlY-B_4C涂层物相分析 |
| 5.3 NiCoCrAlY-B_4C涂层力学性能分析 |
| 5.3.1 NiCoCrAlY-B_4C涂层显微硬度分析 |
| 5.3.2 NiCoCrAlY-B_4C涂层磨痕形貌分析 |
| 5.3.3 NiCoCrAlY-B_4C涂层磨痕XRD分析 |
| 5.3.4 NiCoCrAlY-B_4C涂层摩擦因数分析 |
| 5.3.5 NiCoCrAlY-B_4C涂层磨痕轮廓和磨损率分析 |
| 5.3.6 NiCoCrAlY-B_4C涂层磨损示意图 |
| 5.3.7 NiCoCrAlY-B_4C涂层线扫描分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与建议 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 建议 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（8）原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 钛基复合材料基体和增强相的选择 |
| 1.2.1 基体选择 |
| 1.2.2 增强相的选择 |
| 1.3 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 钛基复合材料研究进展 |
| 1.3.2 钛基复合材料热处理研究现状 |
| 1.3.3 稀土元素对钛基复合材料组织及性能的影响 |
| 1.4 钛基复合材料摩擦行为研究 |
| 1.4.1 钛基复合材料的干滑动磨损影响因素 |
| 1.4.2 钛基复合材料的摩擦磨损研究现状 |
| 1.5 课题研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 课题研究目的及意义 |
| 1.5.2 课题研究内容 |
| 第2章 材料的制备及实验方法 |
| 2.1 样品制备及热处理工艺 |
| 2.1.1 样品制备 |
| 2.1.2 热处理工艺 |
| 2.2 成分和结构表征 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜 |
| 2.2.3 电子探针 |
| 2.2.4 电子背散射衍射 |
| 2.2.5 透射电子显微镜 |
| 2.3 力学性能与热物性能检测 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 室温压缩性能测试 |
| 2.3.3 热导率测试 |
| 2.3.4 热膨胀性能测试 |
| 2.4 摩擦磨损实验 |
| 2.4.1 样品制备与实验参数 |
| 2.4.2 摩擦系数和比磨损率 |
| 2.4.3 磨面三维形貌和粗糙度检测 |
| 2.4.4 磨面亚表层纳米压痕测试 |
| 2.4.5 磨面产物检测 |
| 第3章 铸态TiB、TiC/TC4 复合材料组织与摩擦磨损性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiB、TiC/TC4 复合材料相组成及显微组织 |
| 3.2.1 原位反应体系的热力学分析 |
| 3.2.2 钛基复合材料的相组成 |
| 3.2.3 钛基复合材料的显微组织 |
| 3.3 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料力学性能的影响 |
| 3.3.1 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料硬度的影响 |
| 3.3.2 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料室温压缩性能的影响 |
| 3.4 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3.4.1 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的比磨损率 |
| 3.4.2 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 3.4.3 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的磨损表面形貌 |
| 3.4.4 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料剖面形貌和EPMA分析 |
| 3.4.5 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料的磨损面XRD及 XPS分析 |
| 3.4.6 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 铸态6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 压力和速度对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料摩擦行为的影响 |
| 4.2.1 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料及对磨盘的比磨损率 |
| 4.2.2 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 4.2.3 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 4.2.4 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.2.5 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 4.2.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.2.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 4.2.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.3 压力和温度对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料摩擦行为的影响 |
| 4.3.1 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料及对磨盘的比磨损率 |
| 4.3.2 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 4.3.3 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 4.3.4 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面形貌和EDS分析 |
| 4.3.5 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 4.3.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.3.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 4.3.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.4 对磨材料对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦行为的影响 |
| 4.4.1 与不同材料对磨的比磨损率 |
| 4.4.2 与不同材料对磨的摩擦系数 |
| 4.4.3 与Cr12Mo V对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.4 与GCr15 对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.5 与Cu对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.4.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD分析 |
| 4.4.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 La_2O_3含量对钛基复合材料组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 La_2O_3含量对钛基复合材料相组成及组织影响 |
| 5.2.1 原位反应体系的热力学分析 |
| 5.2.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的相组成 |
| 5.2.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的显微组织 |
| 5.3 La_2O_3含量对钛基复合材料热物性与力学性能的影响 |
| 5.3.1 不同La_2O_3含量钛基复合材料的热膨胀性能 |
| 5.3.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的热导率 |
| 5.3.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的硬度 |
| 5.3.4 不同La_2O_3含量钛基复合材料的压缩性能 |
| 5.4 La_2O_3含量对钛基复合材料摩擦行为的影响 |
| 5.4.1 不同La_2O_3含量钛基复合材料的摩擦系数 |
| 5.4.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的比磨损率 |
| 5.4.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损形貌和EDS分析 |
| 5.4.4 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 5.4.5 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 5.4.6 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 热处理对钛基复合材料组织及摩擦性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理对钛基复合材料组织的影响 |
| 6.2.1 热处理工艺制定 |
| 6.2.2 不同热处理后钛基复合材料的相组成 |
| 6.2.3 不同热处理后钛基复合材料的组织 |
| 6.3 热处理对钛基复合材料力学性能的影响 |
| 6.3.1 不同热处理后钛基复合材料的硬度 |
| 6.3.2 不同热处理后钛基复合材料的压缩性能 |
| 6.4 热处理对钛基复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.4.1 不同热处理后钛基复合材料的摩擦系数 |
| 6.4.2 不同热处理后钛基复合材料的比磨损率 |
| 6.4.3 不同热处理后钛基复合材料的磨损表面形貌 |
| 6.4.4 不同热处理后钛基复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 6.4.5 不同热处理后钛基复合材料的磨面形貌XRD分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 钛基复合材料摩擦磨损机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 钛基复合材料微观组织对耐磨性的影响 |
| 7.3 钛基复合材料亚表面结构对耐磨性的影响 |
| 7.4 室温环境下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.4.1 摩擦层和摩擦氧化物的形成及作用 |
| 7.4.2 不同速度、压力下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.5 高温环境下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.5.1 摩擦层和摩擦氧化物的形成及作用 |
| 7.5.2 高温条件下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（9）稀土氧化镧增强树脂基汽车摩擦片的摩擦磨损性能研究（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 汽车摩擦片材料简介 |
| 1.2.1 汽车摩擦片材料组成 |
| 1.2.2 磨损机理 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 基体材料优化研究现状 |
| 1.3.2 混杂纤维增强研究现状 |
| 1.3.3 稀土化合物增强研究现状 |
| 1.3.4 填料颗粒增强研究现状 |
| 1.3.5 制动器耦合分析研究现状 |
| 1.4 本文主要研究内容及思路 |
| 第2章 试验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 汽车摩擦片材料制备 |
| 2.2.1 实验原材料选择 |
| 2.2.2 制备工艺 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 机械物理性能测试 |
| 2.3.2 摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.3 表征方法 |
| 2.4 主要实验仪器 |
| 第3章 稀土氧化镧对增强汽车摩擦片摩擦磨损性能的影响 |
| 3.1 配方设计 |
| 3.2 氧化镧及其含量对硬度和强度的影响 |
| 3.3 氧化镧含量对摩擦磨损性能的影响 |
| 3.3.1 氧化镧及其含量对摩擦系数的影响 |
| 3.3.2 氧化镧及其含量对磨损率的影响 |
| 3.4 氧化镧含量对摩擦片材料形貌的影响 |
| 3.4.1 磨损面形貌分析 |
| 3.4.2 磨损深度分析 |
| 3.5 组织物相分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 不同填料对稀土氧化镧增强树脂摩擦片性能的影响及机理研究 |
| 4.1 配方设计 |
| 4.2 组织物相分析 |
| 4.3 不同填料对摩擦片材料摩擦学性能的影响 |
| 4.3.1 不同填料对摩擦片材料摩擦系数的影响 |
| 4.3.2 不同填料对摩擦片材料磨损率的影响 |
| 4.4 不同填料对摩擦片材料形貌的影响 |
| 4.4.1 磨损面形貌分析 |
| 4.4.2 磨损深度及三维形貌分析 |
| 4.5 纳米填料增强机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 盘式制动器摩擦副热结构耦合分析 |
| 5.1 热结构耦合分析理论基础 |
| 5.1.1 接触理论 |
| 5.1.2 摩擦生热理论 |
| 5.1.3 传热理论 |
| 5.2 盘式制动器热结构耦合求解原理 |
| 5.3 盘式制动器有限元模型的建立 |
| 5.3.1 三维模型简化 |
| 5.3.2 定义材料属性 |
| 5.3.3 划分网格 |
| 5.3.4 工况分析 |
| 5.4 仿真结果分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文及专利 |
| 致谢 |
（10）内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.1 交通领域轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.2 航天航空轻量化材料的研究进展 |
| 1.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的发展现状 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3.2.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在汽车领域应用 |
| 1.3.2.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航天航空领域应用 |
| 1.3.2.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航空探测器领域应用 |
| 1.3.2.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在其他领域应用 |
| 1.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料增强相的种类 |
| 1.3.3.1 单相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.2 双相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的外加法制备工艺 |
| 1.3.3.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的原位合成制备工艺 |
| 1.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料磨损性能的研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备及处理工艺 |
| 2.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备 |
| 2.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜及能谱分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩和高温压缩性能 |
| 2.4.3 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.4 高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 内生微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织和性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制和微观组织分析 |
| 3.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制 |
| 3.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.3 原位内生(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的压缩性能 |
| 3.3.1 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温压缩性能 |
| 3.3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能 |
| 3.3.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的强化机制 |
| 3.4 TiB_2/TiC摩尔比对微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织及压缩性能的影响 |
| 3.4.1 不同TiB_2/TiC摩尔比微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.4.2 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的常温压缩性能分析 |
| 3.4.3 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 内生微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温磨粒磨损性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损的研究 |
| 4.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同陶瓷含量的(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温磨损的研究 |
| 5.3 不同TiB_2/TiC摩尔比(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损的研究 |
| 5.4 不同体积分数及不同配比微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料在高温下干滑动摩擦磨损机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
四、B_4C材料的摩擦特性研究（论文参考文献）
- [1]选区激光熔化制备（SiCp–B4Cp）/Al复合材料及其性能[J]. 苑高千,张家莲,李可琢,解厚波,李发亮,张海军. 硅酸盐学报, 2021
- [2]钛合金表面耐磨改性层的制备及性能研究[D]. 姜淙元. 江苏科技大学, 2021
- [3]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)
- [4]颗粒增强铝基复合板轧制成形及脉冲电流响应机理研究[D]. 杨涛. 太原理工大学, 2021(01)
- [5]Ti6Al4V合金表面激光熔覆金属/陶瓷复合涂层的微观组织与耐磨性能研究[D]. 高苑. 北方工业大学, 2021(01)
- [6]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)
- [7]激光熔覆NiCoCrAlY涂层的微观组织与摩擦—磨损性能[D]. 李嘉兴. 常州大学, 2021(01)
- [8]原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为[D]. 郑博文. 沈阳工业大学, 2020
- [9]稀土氧化镧增强树脂基汽车摩擦片的摩擦磨损性能研究[D]. 陈许. 安徽工程大学, 2020(04)
- [10]内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能[D]. 段向征. 吉林大学, 2020(08)