一、原位反应生成W_2B_5-C复合材料的力学性能和电加工性能（论文文献综述）
张琪[1]（2018）在《硼化锆基复合涂层的研究》文中提出硼化锆（ZrB2）具有的极高的熔点、强度和硬度,以及低的热膨胀系数,此外还具有良好的化学稳定性和耐热烧蚀等优异性能,等离子喷涂ZrB2涂层具有广阔的应用前景。但目前采用直接等离子喷涂ZrB2复合粉制备ZrB2基复合涂层存在涂层孔隙率高、致密度低的问题,涂层质量和性能有待进一步提高。本研究为了解决以上问题,采用反应等离子喷涂的方法制备ZrB2基复合涂层。本文对比研究了直接等离子喷涂ZrB2-ZrC和ZrB2-ZrC-Al2O3以及反应等离子喷涂Zr-B4C和ZrO2-B4C-Al四种原料体系制备ZrB2基复合涂层的组织结构与性能（硬度、韧性、结合强度、摩擦磨损性能、抗热震性能和耐烧蚀性能）;揭示了Zr-B4C和ZrO2-B4C-Al体系在等离子喷涂过程中的反应机理以及复合涂层的形成机制;详细研究了喷涂功率、喷涂距离、喂料粒度、喂料固含量和原料配比对反应等离子喷涂ZrO2-B4C-Al体系复合涂层的组织结构和性能的影响。直接等离子喷涂ZrB2-ZrC和ZrB2-ZrC-Al2O3体系复合粉所得涂层的物相与原料基本一致,仅发生少量氧化。而等离子喷涂Zr-B4C体系复合粉所得涂层主相为ZrB2和ZrC,等离子喷涂ZrO2-B4C-Al体系复合粉所得涂层主相为ZrB2、ZrC和Zr0.9Al0.1O1.95,说明等离子喷涂过程中两体系反应较充分。对比四种体系复合涂层的组织结构发现,等离子喷涂ZrO2-B4C-Al体系复合粉所得涂层组织致密、层状结构明显、且细晶颗粒状ZrB2和ZrC均匀分布,涂层质量明显优于其他三种体系复合涂层。Zr-B4C和ZrO2-B4C-Al两原料体系的反应机理均可以用“熔融—扩散—反应”机制进行描述。Zr-B4C体系复合粉进入等离子焰流后,Zr熔化包裹B4C颗粒,两者之间产生扩散,反应生成ZrB2和ZrC。ZrO2-B4C-Al体系复合粉进入等离子焰流后,Al熔化包裹ZrO2和B4C颗粒,液态Al与ZrO2颗粒之间扩散反应生成Zr原子和Al2O3,随后Zr原子与B4C反应生成ZrB2和ZrC。通过正交试验和各个影响因素的研究得出在本文实验条件下等离子喷涂ZrO2-B4C-Al体系复合粉制备ZrB2基复合涂层的最优工艺参数分别为喷涂功率35 kW、喷涂距离为10 cm、料浆固含量为30%、喷涂喂料粒度为-200目300目以及ZrO2、B4C和Al三者质量比为65:12:23。与ZrB2-ZrC、Zr-B4C和ZrB2-ZrC-Al2O3三种原料体系涂层相比,等离子喷涂ZrO2-B4C-Al体系复合粉所得涂层具有更高的硬度(1278 HV0.1)、韧性、结合强度（26.7 MPa）和摩擦磨损性能。利用反应等离子喷涂ZrO2-B4C-Al体系制备的ZrB2基复合涂层的抗热震性能和耐烧蚀性能明显优于直接等离子喷涂ZrB2-ZrC-Al2O3体系复合涂层。
雍耀维[2]（2018）在《激光熔覆镍基复合涂层工艺和性能的试验研究》文中研究指明激光熔覆是利用高能激光束在需要改性的金属表面生成符合用户要求的涂层技术,而生成涂层的质量状态直接取决于熔池。在本次研究中,研究锆强化NiCrBSi合金涂层的强化机理。添加锆的氧化物原位生成碳化物硬质颗粒,提高Ni基合金涂层的硬度和耐磨性;并进一步引入W-Zr材料体系进行激光熔覆,提高Ni基涂层的高温耐磨性能。研究中,利用光学显微镜（OM）、电子扫描显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）以及X射线衍射（X-ray）等研究涂层的显微组织、物相成分、颗粒分布规律。搭建激光熔覆光学检测系统获取熔池的相关信息,控制熔覆过程的稳定性。最终在铬锆铜基体上获得符合性能要求的强化合金涂层。利用盘销式摩擦实验测试涂层的常温和高温耐磨性,并分析磨损机理。研究中将二氧化锆和石墨按照反应摩尔比混合后,将之分别按照比例添加到Ni25、Ni45和Ni60中,成功制备了三类含有原位自生ZrC颗粒的ZrC/Ni25、ZrC/Ni45、ZrC/Ni60镍基复合涂层。在涂层中,C和ZrO2反应生成ZrC。结果显示,原位生成ZrC不仅细化了组织结构,而且阻止了M7C3粗大碳化物和γ-Ni+M23C6继续生长,提高了组织的稳定性。ZrC绝大部分颗粒相都长大成独立颗粒,呈现为三角形、四边形或者长轴形,有些碰撞聚集在一起的则最终烧结在一起,形成更大尺寸的颗粒。基于原位自生ZrC强化Ni基合金涂层的理论基础和实验研究,将WC、ZrO2的混合粉末按比例混合后加入到Ni60合金粉末中,利用原位生成的方法制备多碳化物强化的Ni60-WC-ZrO2复合合金涂层。最终成功制备了以WC、ZrC、（W,Zr）C,M23C6等碳化物为强化相的Ni60-WC-ZrO2复合合金涂层。其中碳化物的生成分为三个阶段:WC分解,与周边的ZrO2反应生成ZrC,随后WC与ZrC相互扩散逐步生成（W,Zr）C。Zr元素起到了固溶强化的作用,提高了镍基体的抗塑性变形的能力;Zr同时又细化了组织结构,抑制了初生相以及共晶组织的进一步长大,相应涂层韧性得到改善。原位合成的ZrC作为硬质相弥散分布在基体中,具有一定的弥散强化作用,具有良好的抗切削能力,并且提高了涂层硬度,同时由于硬质颗粒的支撑,耐磨能力得到提升。ZrC/Ni25复合涂层从黏着磨损转变为磨粒磨损,体现了良好抗黏着能力和抗切削能力。ZrC/Ni45复合涂层则主要以犁削为主;ZrC/Ni60主要表现为磨粒磨损。由于Ni60合金涂层内部应力大,所以高温下的应力逐步释放,耐磨性要优于常温耐磨性;而ZrC/Ni60复合涂层的高温耐磨性优于Ni60合金涂层的磨损性能。Ni60-WC-ZrO2熔覆涂层硬度提高非常明显,可达HV1000以上,耐磨性在高温和常温中也提升明显。相比较于Ni60涂层,内部的碳化物颗粒增加,晶粒组织细化显着,耐磨性显着提高。为了稳定在各种不同实验条件、不同材料和工况下的激光熔覆过程,搭建光学检测平台对熔池进行检测并进行信息提取,利用数值有限元方法对同样参数的熔覆过程进行模拟仿真,将最终检测平台获取的面积、宽度和长度以稀释率与数值模拟结果进行对比分析。通过设定不同速度、不同功率以及不同铺粉厚度下的激光熔覆实验,对熔池大小进行了检测,并与有限元模型进行了比对和分析,证明了检测系统和有限元仿真系统的可行性和有效性。最后,基于对强化涂层性能的研究和光学检测平台的应用,将这些复合合金涂层应用到铬锆铜的基体上。实验中通过电镀镍作为过渡层,将强化涂层制备到工件表面,最终获得了良好的常温和高温耐磨性,对比于传统电镀工艺,其耐磨性提高了约20倍。
李红梅[3]（2018）在《熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究》文中研究说明过渡金属碳化物具有熔点高、硬度高、热力学稳定性好、耐酸碱腐蚀等一系列优点,它不仅保留了金属基体的电磁特性,又克服了金属基体熔点、沸点低的缺点,被广泛应用于各种耐高温、耐摩擦、耐化学腐蚀等领域。然而过渡金属碳化物单独使用时通常具有脆性大、易出现裂纹等不足,并且其作为增强相添加到金属材料中时,金属相和碳化物陶瓷相间润湿性较差。为了克服碳化物在使用中遇到的难题,本论文采用NbC作为陶瓷相,以低熔点金属（Sn）、高熔点金属（Fe）、金属间化合物（Nb5Si3）分别作为金属相与NbC组成金属-碳化铌复合材料。本文采用熔盐电化学的方法,以CaCl2-NaCl混合熔盐作为电解液,将金属氧化物和碳粉球磨混合后压片、烧结作为阴极,石墨棒为阳极,在熔盐中直接电解制备了 NbC-Sn、NbC-Fe、NbC-Nb5Si3等多种复合材料,并对其合成机理和反应历程进行了深入研究,考察了不同工艺参数对产物的影响。主要研究结果如下:（1）以Nb2O5和碳粉为原料,在900℃混合熔盐中,控制工作电压为3.0 V,电解11 h制备出粒径约100 nm的NbC颗粒,测得样品的堆积密度为6.07 g/cm3。（2）为了避免在NbC制备过程中颗粒间的团聚,实验中引入一种能和酸反应,并且不与NbC反应的金属Sn,成功制备出颗粒分散、尺寸均一的NbC纳米颗粒。由于Sn的熔点只有232℃,所以在电解过程中Sn处于液态,在Nb2O5粉末和碳粉间具有流动性。控制3.0 V电压,熔盐中电解12 h,可以得到NbC-Sn复合材料,并用质量分数为18%盐酸多次洗涤,脱除掉Sn,可以得到颗粒分散、尺寸均一的NbC纳米颗粒。（3）以Fe2O3、Nb2O5和碳粉为原料,在900℃温度下,电解10 h,可以得到核-壳结构的NbC-Fe复合材料。该复合材料以NbC颗粒作为核芯,Fe作为金属外壳组成,每个复合颗粒直径约100 nm。将该复合材料添加到20号钢中,重新熔炼。对重熔后的钢进行SEM、金相和硬度分析发现,相比于NbC颗粒,核-壳结构的NbC-Fe复合材料在钢中的润湿性和分散性都显着提高。实验结果表明,核-壳结构的NbC-Fe颗粒加入到钢中可以起到细化晶粒的作用,添加NbC-Fe颗粒的钢相比没有添加NbC-Fe颗粒的钢晶粒缩小了一半,而且NbC-Fe颗粒的添加有效提高钢的硬度。（4）利用熔盐电化学的方法制备NbC-Nb5Si3复合材料。实验结果表明,在900℃熔盐温度下,Nb/Si摩尔比大于1.67时,产物中会有α-Nb5Si3和γ-Nb5Si3两种晶体结构的Nb5Si3生成;配料中Nb/Si摩尔比小于1.67时,产物中只有α-Nb5Si3生成。多核-壳结构的NbC-Nb5Si3复合颗粒是由四至五个NbC颗粒作为核芯,Nb5Si3作为金属壳组成。原位生成方式得到的核-壳结构复合材料结构更加稳定,并且避免了金属相和陶瓷相复合过程中界面污染问题。
古尚贤[4]（2016）在《Si3N4基导电陶瓷的制备及其性能研究》文中研究表明Si3N4陶瓷具有高硬度、高耐磨、高强度、高导热、优异的抗热震和抗氧化性能等特性,被广泛用于航空航天、机械工业、装甲、基板等领域。但由于固有的高硬度、脆性和绝缘性,Si3N4陶瓷传统机加工成本高且无法进行EDM加工,难以实现形状复杂和微型化的零部件加工。同时,由于其绝缘特性,PVD涂层技术在Si3N4陶瓷刀具上应用效果较差,导致无法利用此技术来显着提高Si 3N4陶瓷刀具的切削性能。因此,开发具有优异导电性能的Si3N4基陶瓷具有重大的意义。本论文以TiC、TiN、TiCN和ZrB2作为导电第二相,利用热压工艺制备Si 3N4基导电陶瓷,并对其综合性能和应用进行了深入研究。首先以TiC和TiN粉为导电相,利用热压烧结制备了Si3N4-TiC和Si3N4-TiN导电陶瓷,并对其力学、电学及电火花加工性能进行对比研究。研究表明,Si3N4-TiN导电陶瓷具有较好的高温稳定性,而Si3N4-TiC在高温下则转变为Si3N4-TiC0.5N0.5-SiC导电陶瓷。高含量TiN和TiC的增加均有助于提高Si3N4的硬度,但降低其断裂韧性。与TiN相比,TiC可以更好地改善Si 3N4致密化、导电性能及电火花加工性能。在电火花加工过程中,材料去除机制主要为Si3N4氧化和高温分解。Si3N4基导电陶瓷的电阻率和Si3N4含量越低,其电火花加工后表面粗糙度和材料去除率越低。然后以TiC0.5N0.5粉为导电第二相,利用热压烧结制备了Si3N4-TiC0.5N0.5陶瓷,研究了TiC0.5N0.5含量对其力学、电学、PVD涂层和切削加工性能的影响。研究表明：Si3N4-TiC0.5N0.5陶瓷具有较好的高温稳定性,TiC0.5N0.5含量的增加可以降低Si 3N4陶瓷电阻率,并改善硬度,但降低抗弯强度。同时,TiC0.5N0.5含量的增加可以改善Si 3N4陶瓷刀具表面的PVD涂层厚度、结合强度和硬度,进而有效提高刀具耐磨损性能和切削寿命。其刀具的磨损机制均以机械摩擦导致的磨粒磨损为主,伴随少量粘结磨损。最后采用ZrB2粉作为导电第二相,首次利用热压烧结工艺制备了Si3N4-ZrB2陶瓷,并对其化学反应性、致密化和热稳定性进行探索性研究。研究表明：在N2气氛高温热压烧结过程中Si3N4-ZrB2陶瓷会发生化学反应,在1500℃时反应较弱,在1600℃或更高温度时会发生显着反应,其反应产物可能包含ZrN、BN、ZrSi2、SiC或者Si,具体的产物组成取决于烧结温度。通过加入复合烧结助剂可在1500℃制备致密的Si3N4-20vol.%ZrB2陶瓷,ZrB 2含量的进一步增加虽然可以降低Si3N4-ZrB2陶瓷的电阻率,但却显着降低致密度。热压烧结的Si3N4-ZrB2陶瓷在1550℃热处理时,会发生高温化学反应,但样品致密度越高,其化学反应越弱,高温热稳定越好。因此,为了获得高热稳定性的Si3N4-ZrB2陶瓷,在低温下（1500℃及以下）实现其完全致密是必要的。
赵健闯[5]（2015）在《NaCl型面心立方（Fcc）-TiBCN粉末材料物理、化学性能研究》文中提出随着对超硬材料日益增长的需求，Ti-B-C-N系化合物，如四元化合物TiBCN、三元化合物TiBN、TiBC受到了诸多关注，其优异的机械和摩擦学性能已在许多文献研究中得到了证实，但这些材料的相关研究仅仅针对的是薄膜材料。由于薄膜的制备通常采用物理或化学气相沉积法，工艺复杂，制造成本高，生产效率低，极大地限制了这些材料的深入研究及推广应用。Fcc-TiBCN粉末材料的成功研制可以使TiBCN更广泛的应用于不同领域，如耐磨、耐腐蚀涂层材料，功能梯度材料，亚稳多功能复合材料，电极材料，靶材等。不但可以拓展其研究方向和领域，而且可以简化薄膜制备工艺，降低成本，加速超硬、耐磨、耐腐蚀TiBCN材料的应用进程。Fcc-TiBCN粉末材料物理、化学性能的研究可以为其规模化生产工艺的制定、提纯、应用、及市场推广提供理论依据和科学指导。本文通过XPS、XRD、SEM、TEM等现代材料分析测试方法，对Fcc-TiBCN粉末主要组成元素、微量元素及杂质元素进行了定性和定量分析。研究了面心立方TiBCN粉末材料主要组成元素间的结合能及化学态，分析了Fcc-TiBCN粉末物相构成及晶体结构，探讨了第二相与基体的位相关系。制备了Fcc-TiBCN粉末烧结体，研究了烧结体的组织结构及性能，分析评估了Fcc-TiBCN粉末的可烧结性及可切削加工性能。同时使用钨极氩弧熔覆和激光熔覆工艺，制备了TC4钛基和45钢基熔覆层，研究了熔覆层显微组织结构和显微硬度，分析评估了Fcc-TiBCN粉末的熔覆适用性能。本文主要研究内容及研究结果如下：（1） XRD分析TiBCN粉末为NaCl型面心立方结构，合成温度影响其晶格常数和相组成。合成温度低，晶格常数大，且不稳定；随合成温度的升高，770～870℃区间，Fcc-TiBCN粉末晶格常数趋于稳定，约为4.241；Fcc-TiBCN粉末晶粒没有明显长大倾向，表现出良好的高温稳定性；随低温产物消失，Fcc-TiBCN粉末纯度提高。Fcc-TiBCN粉末中第二相主要有TiB2，Ti5Si3、TiF3、NaF；主要晶体缺陷是位错和孪晶，孪晶面为（111）。（2）Fcc-TiBCN粉末主要组成元素为Ti、B、C和N，杂质元素有O、 Na、Si和F等。Ti、B、C和N原子百分含量分别为40～43.35%、8.77～9.51%、4.88～5.29%和38.60～41.85%。 Fcc-TiBCN粉末非化学计量分子式可确定为Ti43.3B9.5C5.2N42，属于过饱和固溶体。（3）Fcc-TiBCN粉末主要元素能级Ti2p3/2、Ti2p1/2、B1s、C1s、N1s、O1s结合能分别为457.5eV、463.4eV、190.9eV、284.7eV、397.4eV、535.5eV。同结合能标准值相比，各元素结合能位移普遍大于3eV。在Ti、B、C和N原子周围存在一种以上的成键态，化学键主要有Ti-N、Ti-B、Ti-C、B-N、B-C、C-N，及Ti、B、C或N原子同O的键合，如Ti-O键、B-O键，表明B、C和N原子在NaCl型晶格点阵中可以随机取代Cl原子位置，与Ti发生键合。Fcc-TiBCN粉末表面存在氧化及C污染现象，氧化产物主要成分是TiO2，伴有少量的TiO、Ti2O3、B2O3。（4）Fcc-TiBCN粉末烧结后，晶体结构仍为NaCl型面心立方结构，晶格常数增至4.2482。1900℃Fcc-TiBCN粉末热压烧结体具有良好的物理性能和机械性能，显示了Fcc-TiBCN粉末在1900℃良好的可烧结性能。烧结密度为4.9～5.1g·cm-3，显微硬度为18GPa,弯曲强度为240～300MPa,热导率为11W/mK,热膨胀系数为8.258×10-6/K，电阻率为1.5×10-6·m，杨氏模量为423±18GPa，剪切模量为141±8GPa。烧结体晶粒没有明显粗化现象，表现了在1900℃高温下良好的高温稳定性及抗氧化性能。合金元素Al、Ni、Co不改变Fcc-TiBCN烧结体晶体结构，增大晶格常数，有明显的晶粒细化作用。Al可以替代Ti，形成Al替代型化合物Ti（Al）BCN，Ni元素在Fcc-TiBCN粉末中和Ti键合形成TiNi。（5）Fcc-TiBCN粉末烧结体具有良好的电加工性能，电火花线切割加工（EDM）最小表面粗糙度Ra约为0.4μm，加工速度为3.3mm/min。材料去除机制主要有热应力剥离蚀除、熔融蚀除和气化蒸发蚀除。（6）Fcc-TiBCN粉末烧结过程中析出hcp-TiB2，hcp-TiB2与Fcc-TiBCN基体存在两种完全共格关系。{2110}TiB2∥{112}TiBCN，{0001}TiB2∥{111}TiBCN，错配度为1.08%；{0001}TiB2∥{001}TiBCN，{0110}TiB2∥{100}TiBCN，沿[110]和[001]方向，错配度分别为1.08%和1.55%。（7）无论是以TC4钛合金为基材，还是以45钢为基材，Fcc-TiBCN粉末都非常适合应用于钨极氩弧熔覆和激光熔覆。熔覆层由连续均匀的扩散层组成，没有明显的焊接变形和裂纹,与基体形成了良好的冶金结合。TC4钛基TiBCN钨极氩弧熔覆层厚约为1.85～3.21mm，显微组织结构显示Fcc-TiBCN粉末具有自组织行为。熔覆后TiBCN颗粒依然保持原有面心立方晶格结构不变，形貌具有多样性，呈短棒状、粒状、十字梅花状或鱼骨状或呈针状或细长束状。Al和V元素可以固溶于Fcc-TiBCN中，形成Ti（Al,V）BCN。这些晶相熔点高、硬度高，耐腐蚀，明显提高了基体表面硬度，最高显微硬度出现在次表层，可高达1500HV。
李振楠[6]（2014）在《碳化硼基层状复合材料的制备与性能》文中认为陶瓷材料具有强度高、硬度大、耐高温、抗氧化、高温蠕变性能小、高温下耐磨性优异、热膨胀系数小、密度低等优良的综合性能,并且陶瓷材料所具备的吸能效应、磨损效应、动力学效应等有益于发挥陶瓷材料的抗弹能力,这些特性是金属材料、高分子材料及其复合材料所不具备的,使得它在装甲防护中获得了广泛的应用,并已成为装甲防护中的主导材料之一,具有不可替代的作用。其中B4C陶瓷的高硬度（仅次于金刚石和立方氮化硼,约为30GPa）和低密度（2.52g/cm3）,使其在军事领域具有很好的应用前景。但是B4C陶瓷材料的低韧性,严重地影响其防弹性能。因此如何提高碳化硼的断裂韧性成为了碳化硼陶瓷材料应用于制作装甲防弹材料首要解决的问题。本文通过层状复合结构设计和添加第二相颗粒相结合的方法,来达到增加材料韧性的目的。利用热压烧结工艺制备出了B4C/B4C-Ti3SiC2、B4C/B4C-Ti2AlC、B4C/B4C-8%Si体系,B4C/B4C-Si体系和B4C/B4C-W2B5体系双层复合陶瓷材料,并详细研究了该复合材料的物相组成,显微组织、力学性能和补强增韧机理。实验结果表明在真空环境下,经1500℃时保温1h后升温至1900℃加30MPa压力烧结1h,并带压随炉冷却30min的热压烧结工艺可以制备出高致密,高性能且界面结合完好的碳化硼基双层复合陶瓷防弹材料。通过对双层复合陶瓷材料的力学性能的研究,结果表明采用热压烧结工艺制备出的双层复合防弹材料,B4C/B4C-Ti3SiC2、B4C/B4C-Ti2AlC和B4C/B4C-8%Si中,B4C/B4C-8%Si的综合力学性能最佳,其陶瓷层硬度、韧性层硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为31.1GPa、33.3GPa、524MPa和3.5MPa·m1/2;B4C/B4C-Si体系中,B4C/B4C-12%Si的综合力学性能最佳,其陶瓷层硬度、韧性层硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为34.8GPa、35.2GPa、344MPa和4.6MPa-m1/2; B4C/B4C-W2B5体系中,B4C/B4C-52%W2B5的综合力学性能最佳,其陶瓷层硬度、韧性层硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为32.0GPa、30.8GPa、418MPa和4.6MPam1/2。
彭俊阳[7]（2009）在《W2B5-SiC-BN-C复合材料的制备及性能》文中研究说明本文采用反应热压烧结工艺制备了适用于动密封的W2B5-SiC-BN-C系列复合材料,研究了成分对复合材料的组织结构、室温力学性能、室温摩擦磨损性能和高温氧化行为的影响规律和特点,阐明了复合材料的强化机制、摩擦磨损机理和高温抗氧化机理。复合材料的致密度随着W2B5、SiC和BN含量的提高而增大,但当W2B5含量超过10 vol%,致密度只有微小的增量, W5BS30复合材料的致密度为91.2%,W10BS30的致密度提高到96.9%,W15BS30的致密度为97.3%。随着W2B5、SiC和BN含量的提高,材料内部层片状组织增多,并可以观察到W2B5为等轴状, SiC以颗粒状的形态均匀分布在C基体中。随着W2B5、SiC和BN含量的提高,W2B5-SiC-BN-C复合材料的抗弯强度、断裂韧性与维氏硬度均增加。在2000℃烧结的W15BS30复合材料抗弯强度、断裂韧性与维氏硬度均达到最大值,分别为174 MPa、2.4 MPa·m1/2和1.41GPa。随着W2B5、SiC和BN含量的提高,复合材料摩擦系数逐渐增大,磨损量均低于石墨。覆盖在复合材料磨损表面的富碳机械混合层具有润滑作用,是复合材料具有较低摩擦系数的主要原因。机械混合层的分层、断裂和脱落是复合材料的主要磨损机理。复合材料在600℃,800℃和1000℃空气中的氧化失重与C材料相比显着降低,氧化失重随着氧化温度的升高而增大。复合材料在600℃时没有形成氧化层, 800℃和1000℃形成B-Si-O玻璃氧化层,是抗氧化性能提高的主要机制。
吕毅[8]（2006）在《W2B5/C 复合材料的反应合成与组织性能》文中认为本文采用反应热压烧结工艺制备了适用于动密封的W2B5/C系列复合材料，以现代分析方法研究了烧结温度和成分对复合材料的组织结构、室温力学性、室温摩擦磨损性能和高温氧化行为的影响规律和特点，阐明了复合材料的化机制，摩擦磨损机理和高温抗氧化机理。研究表明B4C与WC的反应路径如下：首先在较低温度下，B4C分解成硼原和碳原子，并在化学位梯度的作用下，硼原子向WC中扩散。当硼原子的渗入超过极限固溶度，便与WC之间发生置换反应生成αWB和碳原子；随着温度的高，硼原子进一步扩散，并与αWB反应生成W2B5。微观组织结构分析表明，1800℃热压试样中的W2B5颗粒为球形，平均粒径寸为1μm；而在1900℃和2000℃热压试样中，W2B5颗粒长成多边形，并有定数量的板片状，粒径尺寸为24μm。随着碳黑掺量的增加，板片状W2B5颗逐渐减少，粒径尺寸也逐渐减小到1μm。TEM观察表明：板片状W2B5颗粒的度为0.41μm，晶体内部存在大量的层错，层错平行于{0001}面方向。W2B5颗间没有孔洞和微裂纹。HREM观察表明W2B5与C的界面结合良好，未发现界反应物和非晶层的存在。力学性能测试结果表明，随着烧结温度的升高，70W2B5/C复合材料的断裂性与维氏硬度均增加。在1900℃烧结的70W2B5/C复合材料抗弯强度达到最大853MPa。W2B5含量的增加，使复合材料的室温力学性能大幅度提高，2000℃结的70W2B5/C复合材料抗弯强度、断裂韧性和维氏硬度分别达到786 MPa、9 MPa·m1/2和12.25GPa。摩擦磨损试验发现，复合材料的摩擦磨损性能与材料的组成和试验载荷密相关。当W2B5含量从30vol.%增加到70vol.%时，复合材料的摩擦系数从与石相当的0.2增加到0.8。30W2B5/C、40W2B5/C和70W2B5/C复合材料的体积磨率比石墨低，而在75N下，50W2B5/C和60W2B5/C复合材料的体积磨损率却比墨高得多。覆盖在30W2B5/C和40W2B5/C复合材料磨损表面的富碳机械混合具有润滑作用，是复合材料具有较低摩擦系数的主要原因；而W2B5含量0vol.%的复合材料磨损表面覆盖的贫碳层则不具有润滑作用，因此使摩擦系增大。机械混合层的分层、断裂和脱落是复合材料的主要磨损机理。复合材料在7001000℃空气中的氧化失重与C材料相比显着降低。复合材在不同温度下生成的氧化层均由WO3和非晶B2O3组成。对于W2B5含量为
吕毅,温广武,宋亮,雷廷权,周玉[9]（2003）在《原位反应生成W2B5-C复合材料的力学性能和电加工性能》文中进行了进一步梳理本文采用热压方法,利用碳化硼和碳化钨之间的固相化学反应,原计生成W2B5-C复合材料。这种复合材料具有较高的致密度,优异的力学性能和导电性,其致密度,抗弯强度和断裂韧性分别高达96.1％,768.2MPa和8.89MPa和8.89MPa·m1/2,电阻率仅为0.61μΩ·m。由于具有优良的导电性,W2B5-C复合材料能够容易地进行电火花线切割。
二、原位反应生成W_2B_5-C复合材料的力学性能和电加工性能（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、原位反应生成W_2B_5-C复合材料的力学性能和电加工性能（论文提纲范文）
（1）硼化锆基复合涂层的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 硼化锆基复相陶瓷的优点及其制备方法的研究现状 |
| 1.2.2 硼化锆基复相陶瓷涂层的优点及其制备方法研究现状 |
| 1.2.3 等离子喷涂硼化锆基复相陶瓷涂层的研究现状 |
| 1.2.4 Zr-B_4C体系反应的研究现状 |
| 1.2.5 ZrO_2-B_4C-Al体系反应的研究现状 |
| 1.2.6 本课题设计的理论依据 |
| 1.3 研究内容 |
| 第二章 实验原理、材料与方法 |
| 2.1 实验原理 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 复合喷涂喂料的制备 |
| 2.4 复合涂层的制备 |
| 2.4.1 喷涂设备 |
| 2.4.2 喷涂工艺 |
| 2.5 复合涂层的分析测试方法 |
| 2.5.1 物相分析 |
| 2.5.2 组织分析 |
| 2.5.3 孔隙率 |
| 2.5.4 硬度及韧性 |
| 2.5.5 结合强度 |
| 2.5.6 摩擦磨损性能 |
| 2.5.7 抗热震性能 |
| 2.5.8 耐烧蚀性能 |
| 第三章 反应喷涂体系热力学分析 |
| 3.1 体系热力学计算原理 |
| 3.1.1 体系反应自由能的计算 |
| 3.1.2 体系绝热温度的计算 |
| 3.2 Zr-B_4C体系的反应热力学分析 |
| 3.2.1 Zr-B_4C体系的反应自由能 |
| 3.2.2 Zr-B_4C体系的绝热温度 |
| 3.3 ZrO_2-B_4C-Al体系的反应热力学分析 |
| 3.3.1 ZrO_2-B_4C-Al体系的反应自由能 |
| 3.3.2 ZrO_2-B_4C-Al体系的绝热温度 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 硼化锆基复合涂层的组织结构、反应机理、沉积凝固过程及形成机制研究 |
| 4.1 喷涂喂料的制备与分析 |
| 4.1.1 复合粉物相分析 |
| 4.1.2 复合粉显微组织 |
| 4.2 硼化锆基复合涂层组织结构分析 |
| 4.2.1 复合涂层物相分析 |
| 4.2.2 复合涂层显微组织 |
| 4.3 硼化锆基复合涂层性能对比 |
| 4.3.1 四种体系涂层的孔隙率 |
| 4.3.2 四种体系涂层的显微硬度 |
| 4.4 ZrB_2-ZrC体系涂层的沉积凝固特点和形成机制 |
| 4.5 ZrB_2-ZrC-Al_2O_3 体系涂层的沉积凝固特点和形成机制 |
| 4.6 Zr-B_4C体系的反应机理和涂层形成机制 |
| 4.6.1 Zr-B_4C体系喂料的DTA/TG分析 |
| 4.6.2 Zr-B_4C体系喂料在加热过程中的物相变化 |
| 4.6.3 Zr-B_4C体系喂料在等离子焰流中的反应机理 |
| 4.6.4 Zr-B_4C体系涂层的沉积凝固特点和形成机制 |
| 4.7 ZrO_2-B_4C-Al体系的反应机理和涂层形成机制 |
| 4.7.1 ZrO_2-B_4C-Al体系喂料的DTA/TG分析 |
| 4.7.2 ZrO_2-B_4C-Al体系喂料在加热过程中的物相变化 |
| 4.7.3 ZrO_2-B_4C-Al体系喂料在等离子焰流中的反应机理 |
| 4.7.4 ZrO_2-B_4C-Al体系涂层的沉积凝固特点和形成机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 等离子喷涂ZrO_2-B_4C-Al体系复合粉所得涂层的影响因素研究 |
| 5.1 涂层制备工艺正交试验设计 |
| 5.2 喷涂功率对复合涂层的影响 |
| 5.2.1 喷涂功率对复合涂层物相的影响 |
| 5.2.2 喷涂功率对复合涂层显微组织的影响 |
| 5.2.3 喷涂功率对复合涂层性能的影响 |
| 5.3 喷涂距离对复合涂层的影响 |
| 5.3.1 喷涂距离对复合涂层物相的影响 |
| 5.3.2 喷涂距离对复合涂层显微组织的影响 |
| 5.3.3 喷涂距离对复合涂层性能的影响 |
| 5.4 喂料粒度对复合涂层的影响 |
| 5.4.1 喂料粒度对复合涂层物相的影响 |
| 5.4.2 喂料粒度对复合涂层显微组织的影响 |
| 5.4.3 喂料粒度对复合涂层性能的影响 |
| 5.5 喂料固含量对复合涂层的影响 |
| 5.5.1 喂料固含量对复合涂层物相的影响 |
| 5.5.2 喂料固含量对复合涂层显微组织的影响 |
| 5.5.3 喂料固含量对复合涂层性能的影响 |
| 5.6 原料成分配比对复合涂层的影响 |
| 5.6.1 原料成分配比对复合涂层物相的影响 |
| 5.6.2 原料成分配比对复合涂层显微组织的影响 |
| 5.6.3 原料成分配比对复合涂层性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 复合涂层的性能分析 |
| 6.1 复合涂层的硬度 |
| 6.2 复合涂层的韧性 |
| 6.2.1 涂层的压痕分析 |
| 6.2.2 涂层的断口分析 |
| 6.2.3 涂层的强韧化机理 |
| 6.3 复合涂层的结合强度 |
| 6.4 复合涂层的摩擦磨损性能 |
| 6.4.1 摩擦系数 |
| 6.4.2 磨痕表面轮廓与磨损率 |
| 6.4.3 磨痕形貌及摩擦磨损机理分析 |
| 6.5 复合涂层的热震行为 |
| 6.5.1 涂层的热循环寿命 |
| 6.5.2 热震过程中涂层的破坏形式 |
| 6.5.3 热震过程中涂层的相变 |
| 6.5.4 热震过程中涂层与基体界面结合状态 |
| 6.5.5 热震失效机理 |
| 6.6 复合涂层的耐烧蚀性能 |
| 6.6.1 复合涂层经热烧蚀后的物相分析 |
| 6.6.2 复合涂层经热烧蚀后的表面形貌分析 |
| 6.6.3 复合涂层热烧蚀机理分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（2）激光熔覆镍基复合涂层工艺和性能的试验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 激光熔覆技术简介 |
| 1.1.1 激光熔覆原理 |
| 1.1.2 激光熔覆中采用的材料体系 |
| 1.1.3 激光熔覆的工业领域应用 |
| 1.2 课题研究背景 |
| 1.3 研究现状 |
| 1.3.1 铜合金激光熔覆研究进展 |
| 1.3.2 涂层强化以及耐磨性 |
| 1.3.3 原位生成碳化物增强涂层体系 |
| 1.3.4 熔覆成型检测与熔池检测 |
| 1.4 存在问题探讨 |
| 1.5 Zr的作用 |
| 1.6 研究目的内容意义 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 研究意义 |
| 第二章 Zr对激光熔覆Ni Cr BSi涂层组织演变的影响 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 实验设备与材料 |
| 2.1.2 微观组织分析 |
| 2.2 对Ni25 合金组织的影响 |
| 2.3 对Ni45 合金组织的影响 |
| 2.4 对Ni60 合金组织的影响 |
| 2.5 ZrC颗粒行为 |
| 2.5.1 ZrC生长机理 |
| 2.5.2 ZrC形核 |
| 2.5.3 ZrC典型形貌 |
| 2.6 Ni25、Ni45、Ni60 合金熔覆涂层组织对比 |
| 2.6.1 组织分析对比 |
| 2.6.2 快速凝固组织分析 |
| 2.7 各个物理相生成机理分析 |
| 2.8 本章小结 |
| 第三章 Ni基合金的W-Zr系涂层研究 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.2 结构组织 |
| 3.3 XRD分析 |
| 3.4 机理分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Zr对 Ni基复合涂层硬度和磨损性能影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.1.1 微观硬度测试 |
| 4.1.2 摩擦实验 |
| 4.2 Zr对 Ni25 复合涂层的硬度和耐磨性能影响 |
| 4.2.1 Zr对 Ni25 复合涂层的硬度影响 |
| 4.2.2 Zr对 Ni25 复合涂层的摩擦性能影响 |
| 4.3 Zr对 Ni45、Ni60 复合涂层的硬度和耐磨性能影响 |
| 4.3.1 Zr对 Ni45、Ni60 复合涂层的硬度影响 |
| 4.3.2 Zr对 Ni45、Ni60 复合涂层的摩擦性能影响 |
| 4.4 Zr对 Ni25、Ni45、Ni60 合金熔覆性能对比 |
| 4.4.1 硬度比较 |
| 4.4.2 硬度机理分析 |
| 4.4.3 耐磨性比较 |
| 4.4.4 耐磨性机理分析 |
| 4.5 W-Zr系复合涂层的硬度和耐磨性 |
| 4.5.1 显微硬度 |
| 4.5.2 耐磨性性能分析 |
| 4.6 Zr强化和W-Zr复合强化合金涂层耐磨性比较 |
| 4.7 高温摩擦性能对比 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 激光熔覆过程质量控制检测 |
| 5.1 介绍 |
| 5.2 平台设计及硬件选型 |
| 5.2.1 图像采集系统硬件设计 |
| 5.2.2 传感器及镜头参数的选择 |
| 5.2.3 滤光片衰减片以及保护镜片的选择 |
| 5.3 图像处理 |
| 5.4 实验方法和实验材料 |
| 5.5 实际检测效果实验验证 |
| 5.6 数值模拟 |
| 5.6.1 热传导模型 |
| 5.6.2 初始条件 |
| 5.6.3 物理模型 |
| 5.6.4 材料参数 |
| 5.6.5 熔池特征参数提取 |
| 5.6.6 仿真策略方法 |
| 5.7 结果分析 |
| 5.7.1 仿真结果与实测结果的对比 |
| 5.7.2 温度场随时间不同点处的变化 |
| 5.7.3 不同扫描速度下熔覆对比 |
| 5.7.4 不同功率下熔覆对比 |
| 5.7.5 不同预置粉末厚度下熔覆对比 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 铜合金Zr强化合金涂层实验 |
| 6.1 实验材料和方法 |
| 6.2 铝青铜熔覆效果检验 |
| 6.3 铬锆铜基体表面预处理 |
| 6.3.1 铬锆铜基体组织分析 |
| 6.3.2 铬锆铜基体预处理后组织分析 |
| 6.4 复合强化涂层性能分析 |
| 6.4.1 组织结构 |
| 6.4.2 硬度 |
| 6.4.3 耐磨性 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 可持续工作 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
| 致谢 |
（3）熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 过渡金属碳化物的研究 |
| 1.1.1 过渡金属碳化物的化学键与结构 |
| 1.1.2 过渡金属碳化物的性质 |
| 1.1.3 过渡金属碳化物的用途 |
| 1.1.4 过渡金属碳化物的制备方法 |
| 1.2 碳化物基金属陶瓷的研究 |
| 1.2.1 碳化物基金属陶瓷的性质 |
| 1.2.2 金属相和陶瓷相的选择 |
| 1.2.3 碳化物基金属陶瓷的制备方法 |
| 1.3 本文研究内容及意义 |
| 第2章 熔盐电化学法制备NbC粉体 |
| 2.1 实验部分 |
| 2.1.1 实验原料及设备 |
| 2.1.2 实验装置 |
| 2.1.3 熔盐选择 |
| 2.1.4 实验步骤 |
| 2.1.5 样品的表征与分析 |
| 2.2 结果与讨论 |
| 2.2.1 实验中电压的选择 |
| 2.2.2 NbC粉末的制备和表征 |
| 2.2.3 对于电解多个阴极片的考察 |
| 2.2.4 多电解片电解后的产物分析 |
| 2.3 小结 |
| 第3章 熔盐电化学法制备NbC-Sn粉体 |
| 3.1 实验部分 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 烧结后样品的组成和形貌 |
| 3.2.2 电解时间对产物的影响 |
| 3.2.3 原料配比对产物的影响 |
| 3.3 小结 |
| 第4章 熔盐电化学法制备核-壳结构的NbC-Fe复合材料 |
| 4.1 实验部分 |
| 4.1.1 实验原料及设备 |
| 4.1.2 实验步骤 |
| 4.1.3 样品的表征与分析 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 以Fe_2O_3、Nb_2O_5和碳粉为原料制备NbC-Fe复合材料 |
| 4.2.2 以Fe粉、Nb_2O_5和碳粉为原料制备NbC-Fe |
| 4.2.3 NbC-Fe颗粒对低碳钢组织性能的影响 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 熔盐电化学法制备NbC-Nb_5Si_3复合材料 |
| 5.1 实验部分 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 SiC纳米线的制备 |
| 5.2.2 Nb/Si摩尔比对产物组成的影响 |
| 5.2.3 制备NbC-Nb_5Si_3复合材料 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间撰写和发表的论文 |
| 作者简介 |
（4）Si3N4基导电陶瓷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 Si_3N_4结构与性能 |
| 1.2 Si_3N_4基导电陶瓷的研究背景 |
| 1.3 Si_3N_4基导电陶瓷的研究进展 |
| 1.3.1 以钛基化合物为导电相的Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.2 以锆基化合物为导电相的Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.3 Si_3N_4-MoSi_2导电陶瓷 |
| 1.3.4 以纳米碳质材料为导电相的Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.4 Si_3N_4基导电陶瓷的研究内容与意义 |
| 1.4.1 关键问题 |
| 1.4.2 研究内容与意义 |
| 第二章 实验过程与性能表征 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 实验过程与设备 |
| 2.2.1 实验过程 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 性能表征与分析方法 |
| 2.3.1 密度 |
| 2.3.2 硬度和断裂韧性 |
| 2.3.3 抗弯强度 |
| 2.3.4 电阻率 |
| 2.3.5 物相分析及微观结构分析 |
| 第三章 Si_3N_4-TiC和Si_3N_4-TiN陶瓷的制备及其性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 原料与配方 |
| 3.2.2 试样的制备 |
| 3.2.3 测试与分析 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 显微结构与致密度 |
| 3.3.3 力学性能 |
| 3.3.5 电火花加工性能 |
| 3.4 本章小节 |
| 第四章 Si_3N_4-TiC_(0.5)N_(0.5)陶瓷的制备及其性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 原料与配方 |
| 4.2.2 试样的制备 |
| 4.2.3 刀具的制备 |
| 4.2.4 测试与分析 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 物相分析 |
| 4.3.2 显微结构与致密度 |
| 4.3.3 力学性能与电学性能 |
| 4.3.4 导电陶瓷刀具性能评价 |
| 4.3.5 PVD涂层导电陶瓷刀具性能评价 |
| 4.4 本章小节 |
| 第五章 Si_3N_4-ZrB_2陶瓷的制备及其性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.2.1 实验原料与配方 |
| 5.2.2 试样的制备与热处理 |
| 5.2.3 测试与分析 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Si_3N_4-ZrB_2陶瓷的高温反应 |
| 5.3.2 Si_3N_4-ZrB_2陶瓷的致密化 |
| 5.3.3 Si_3N_4-ZrB_2陶瓷的热稳定性 |
| 5.4 本章小节 |
| 总结 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文与申请的专利 |
| 致谢 |
（5）NaCl型面心立方（Fcc）-TiBCN粉末材料物理、化学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 NaCl 型 Fcc-TiB、Fcc-TiC、Fcc-TiN 的来源和发展 |
| 1.2.1 Fcc-TiB |
| 1.2.2 Fcc-TiC |
| 1.2.3 Fcc-TiN |
| 1.3 面心立方 Ti-B-C-N 体系 |
| 1.4 TiCN、TiBN、TiBC 及 TiBCN 国内外研究概况 |
| 1.4.1 Fcc-TiCN 国内外研究概况 |
| 1.4.2 Fcc-TiBN 国内外研究概况 |
| 1.4.3 Fcc-TiBC 国内外研究概况 |
| 1.4.4 四元化合物 TiBCN 国内外研究概况 |
| 1.5 选题目的和意义 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 Fcc-TiBCN 粉末材料 |
| 2.1.2 烧结实验辅助材料 |
| 2.1.3 熔覆实验辅助材料 |
| 2.1.3.1 基体材料 |
| 2.1.3.2 熔覆材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 Fcc-TiBCN 粉末化学分析、组织结构表征 |
| 2.2.2 Fcc-TiBCN 粉末烧结实验 |
| 2.2.2.1 Fcc-TiBCN 粉末 1350℃无压烧结 |
| 2.2.2.2 Fcc-TiBCN 粉末 1200℃热压烧结 |
| 2.2.2.3 Fcc-TiBCN 粉末 1900℃热压烧结 |
| 2.2.2.4 TiBCN 烧结体物理及力学性能表征 |
| 2.2.3 Fcc-TiBCN 粉末熔覆实验 |
| 2.2.3.1 Fcc-TiBCN 粉末钨极氩弧熔覆 |
| 2.2.3.2 Fcc-TiBCN 粉末激光熔覆 |
| 2.2.4 TiBCN 烧结体 EDM 线切割加工 |
| 2.3 试样的制备 |
| 2.3.1 SEM 观察试样的制备 |
| 2.3.2 TEM 观察试样的制备 |
| 2.4 样品表征方法 |
| 第3章 TiBCN 粉末几何形态特性、成分及晶体结构 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 TiBCN 粉末的几何形态特性 |
| 3.2.1 TiBCN 粉末形貌 |
| 3.2.1.1 SEM 形貌观察 |
| 3.2.1.2 TEM 形貌观察 |
| 3.2.2 TiBCN 粉末粒度及分布 |
| 3.3 TiBCN 粉末 EDS 成分分析 |
| 3.4 TiBCN 粉末的晶体结构 |
| 3.4.1 TiBCN 粉末晶体结构 XRD 检测 |
| 3.4.1.1 TiBCN 粉末晶体结构 XRD 分析 |
| 3.4.1.2 合成温度对 TiBCN 粉末晶体结构的影响 |
| 3.4.2 TiBCN 粉末晶体结构 TEM 检测 |
| 3.4.2.1 TiBCN 粉末多晶电子衍射分析 |
| 3.4.2.2 TiBCN 粉末单晶电子衍射分析 |
| 3.4.3 Fcc-TiBCN 粉末晶体缺陷分析 |
| 3.4.3.1 位错 |
| 3.4.3.2 孪晶 |
| 3.5 Fcc-TiBCN 粉末高分辨电子显微像的计算机模拟 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Fcc-TiBCN 粉末 XPS 表面化学分析 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Fcc-TiBCN 粉末 XPS 全谱扫描分析 |
| 4.2.1 Fcc-TiBCN 粉末表面化学成分 |
| 4.2.2 XPS 光谱荷电位移修正值的确定 |
| 4.2.3 Fcc-TiBCN 粉末主要组成元素结合能 |
| 4.3 Fcc-TiBCN 粉末主要组成元素化学态及相组成 |
| 4.3.1 B1s |
| 4.3.2 Ti2p |
| 4.3.3 C1s |
| 4.3.4 N1s |
| 4.3.5 O1s |
| 4.4 Fcc-TiBCN 粉末微量元素及杂质 |
| 4.4.1 GDMS 微量元素及杂质分析 |
| 4.4.2 XPS 微量元素及杂质分析 |
| 4.5 讨论 |
| 4.5.1 Fcc-TiBCN 粉末化学分子式 |
| 4.5.2 误差分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Fcc-TiBCN 粉末可烧结性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Fcc-TiBCN 粉末 1350℃无压烧结体 |
| 5.2.1 烧结体晶体结构 |
| 5.2.2 第二相及其晶体结构 |
| 5.2.3 烧结体 XRD 分析 |
| 5.2.4 Fcc-TiBCN 粉末 1350℃可烧结性能 |
| 5.3 Fcc-TiBCN 粉末 1200℃热压烧结体 |
| 5.4 Fcc-TiBCN 粉末 1900℃热压烧结体 |
| 5.4.1 烧结体物理及力学性能 |
| 5.4.2 烧结体显微组织观察与分析 |
| 5.4.3 析出相透射电子显微分析 |
| 5.4.3.1 析出相晶体结构分析及物相鉴定 |
| 5.4.3.2 析出相与基体位向关系 |
| 5.5 TiBCN 烧结体可切削加工性及材料去除机制 |
| 5.5.1 加工表面粗糙度 |
| 5.5.2 加工速度 |
| 5.5.3 材料去除机制 |
| 5.5.3.1 热应力剥离蚀除效应 |
| 5.5.3.2 熔融蚀除效应 |
| 5.5.3.3 熔化蒸发蚀除效应 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Fcc-TiBCN 粉末氩弧熔覆和激光熔覆适用性研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 Fcc-TiBCN 粉末在钨极氩弧熔覆中的表现 |
| 6.2.1 TiBCN 熔覆层形貌及其分布 |
| 6.2.2 TiBCN 粉末与基体冶金结合质量 |
| 6.2.3 TiBCN 粉末在熔覆层中的显微组织结构 |
| 6.2.3.1 TiBCN 粉末在熔覆层表层的显微组织结构 |
| 6.2.3.2 (Fcc-TiBCN+铁合金) 粉熔覆层显微组织结构..109 |
| 6.2.3.3 (Fcc-TiBCN+Ni/Co) 粉熔覆层显微组织结构 |
| 6.2.3.4 TiBCN 粉末的自组织结构结构特性 |
| 6.2.4 TiBCN 粉末的均匀化熔覆 |
| 6.2.5 TiBCN 粉末对基体的增强作用 |
| 6.3 Fcc-TiBCN 粉末在激光熔覆中的表现 |
| 6.3.1 TiBCN 熔覆层显微组织结构 |
| 6.3.2 熔覆层 TiBCN 晶体结构 TEM 分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 总结 |
| 7.1 主要研究结论 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（6）碳化硼基层状复合材料的制备与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 防弹材料 |
| 1.1.1 防弹材料的主要类型 |
| 1.1.2 防弹性能的测试研究 |
| 1.2 碳化硼陶瓷材料 |
| 1.2.1 碳化硼陶瓷的性能 |
| 1.2.2 碳化硼陶瓷的增韧 |
| 1.3 层状复合结构设计 |
| 1.4 MAX相—Ti_3SiC_2和Ti_2AlC |
| 1.5 W_2B_5—C复合材料 |
| 1.6 论文研究的目的、意义和内容 |
| 1.6.1 论文研究的目的和意义 |
| 1.6.2 论文研究的内容 |
| 第2章 实验过程 |
| 2.1 材料结构和工艺流程 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 实验过程 |
| 2.4.1 制定配方 |
| 2.4.2 混料 |
| 2.4.3 预压成型 |
| 2.4.4 热压烧结 |
| 2.4.5 脱模、磨平和切样 |
| 2.4.6 性能测试 |
| 2.4.7 碳化硼基层状复合材料显微组织分析 |
| 第3章 韧性层合成三元化合物体系 |
| 3.1 合成三元化合物体系复合材料的物相分析 |
| 3.2 合成三元化合物体系复合材料致密化分析 |
| 3.3 合成三元化合物体系复合材料的微观组织分析 |
| 3.3.1 合成三元化合物体系复合材料表面形貌SEM分析 |
| 3.3.2 合成三元化合物体系复合材料断口形貌SEM分析 |
| 3.4 合成三元化合物体系复合材料的力学性能测试结果与分析 |
| 3.4.1 合成三元化合物体系复合材料的抗弯强度分析 |
| 3.4.2 合成三元化合物体系复合材料的断裂韧性分析 |
| 3.4.3 合成三元化合物体系复合材料的韧化机理分析 |
| 3.5 实验小结 |
| 第4章 韧性层加Si体系 |
| 4.1 加Si体系复合材料的物相分析 |
| 4.2 加Si体系复合材料致密化分析 |
| 4.3 加Si体系复合材料的微观组织分析 |
| 4.3.1 加Si体系复合材料表面形貌SEM分析 |
| 4.3.2 加Si体系复合材料断口形貌SEM分析 |
| 4.4 加Si体系复合材料的力学性能测试结果与分析 |
| 4.4.1 加Si体系复合材料的抗弯强度分析 |
| 4.4.2 加Si体系复合材料的断裂韧性分析 |
| 4.4.3 加Si体系复合材料的韧化机理分析 |
| 4.5 实验小结 |
| 第5章 韧性层生成W_2B_5体系 |
| 5.1 生成W_2B_5体系复合材料的物相分析 |
| 5.2 生成W_2B_5体系复合材料致密化分析 |
| 5.3 生成W_2B_5体系复合材料的微观组织分析 |
| 5.3.1 生成W_2B_5体系复合材料表面形貌SEM分析 |
| 5.3.2 生成W_2B_5体系复合材料断口形貌SEM分析 |
| 5.4 生成W_2B_5体系复合材料的力学性能测试结果与分析 |
| 5.4.1 生成W_2B_5体系复合材料的抗弯强度分析 |
| 5.4.2 生成W_2B_5体系复合材料的断裂韧性分析 |
| 5.4.3 生成W_2B_5体系复合材料的韧化机理分析 |
| 5.5 实验小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士期间发表的论文和专利 |
（7）W2B5-SiC-BN-C复合材料的制备及性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 碳/石墨材料的性能及应用 |
| 1.2.1 碳/石墨材料的性能 |
| 1.2.2 碳/石墨材料的应用 |
| 1.3 密封材料 |
| 1.3.1 密封材料在工程中的应用 |
| 1.3.2 碳/石墨密封材料 |
| 1.4 碳/陶复合材料 |
| 1.4.1 碳/陶瓷复合材料的研究进展 |
| 1.4.2 碳/陶瓷复合材料的制备 |
| 1.5 原位热压反应形成碳/陶瓷复合材料 |
| 1.6 本文的研究目的、意义和主要研究内容 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 复合材料制备工艺与研究方法 |
| 2.1 试验用原材料 |
| 2.2 试验材料的成分设计与制备工艺 |
| 2.3 热力学计算 |
| 2.3.1 热力学计算基础 |
| 2.3.2 反应热力学计算 |
| 2.4 反应热压制备W_2B_5-SiC-BN-C 复合材料 |
| 2.5 材料基本性能测试方法 |
| 2.5.1 致密度 |
| 2.5.2 抗弯强度 |
| 2.5.3 断裂韧性 |
| 2.5.4 维氏硬度 |
| 2.6 材料的组织结构分析 |
| 2.6.1 XRD 物相分析 |
| 2.6.2 组织结构扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.7 摩擦磨损性能测试 |
| 2.8 抗氧化性能测试 |
| 2.9 本章小结 |
| 第3章 复合材料的组织结构与力学性能 |
| 3.1 致密度 |
| 3.2 复合材料的SEM 微观组织结构分析 |
| 3.3 室温力学性能 |
| 3.3.1 抗弯强度 |
| 3.3.2 断裂韧性 |
| 3.3.3 维氏硬度 |
| 3.3.4 增韧机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 W_2B_5-SiC-BN-C 复合材料室温摩擦磨损行为 |
| 4.1 摩擦系数 |
| 4.2 磨损表面SEM 观察 |
| 4.3 摩擦磨损机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 W_2B_5-SiC-BN-C 复合材料的高温氧化行为 |
| 5.1 复合材料的高温氧化 |
| 5.1.1 氧化失重 |
| 5.1.2 氧化层表面物相分析 |
| 5.1.3 氧化表面SEM 观察 |
| 5.2 氧化层截面SEM 观察 |
| 5.2.1 温度的影响 |
| 5.2.2 W_2B_5含量的影响 |
| 5.3 W_2B_5-SiC-BN-C 复合材料的氧化机理 |
| 5.3.1 W_2B_5-SiC-BN-C 复合材料中各组元的氧化 |
| 5.3.2 W_2B_5-SiC-BN-C 复合材料氧化过程控制因素 |
| 5.3.3 W_2B_5-SiC-BN-C 复合材料氧化机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）W2B5/C 复合材料的反应合成与组织性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 炭材料 |
| 1.2.1 炭材料的发展 |
| 1.2.2 新型炭材料 |
| 1.2.3 炭材料的研究热点 |
| 1.3 碳/石墨密封材料 |
| 1.3.1 现代工程对密封的要求 |
| 1.3.2 密封材料的分类 |
| 1.3.3 碳/石墨密封材料 |
| 1.4 碳/陶瓷复合材料 |
| 1.4.1 碳/陶瓷复合材料的制备技术 |
| 1.4.2 碳/陶瓷复合材料的性能 |
| 1.4.3 碳/陶瓷复合材料的应用 |
| 1.4.4 碳/陶瓷密封材料 |
| 1.5 反应形成碳/陶瓷复合材料 |
| 1.6 本文的研究目的、意义和主要研究内容 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 研究主要内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验用原材料 |
| 2.2 试验材料的成分设计与制备工艺 |
| 2.3 材料基本性能测试方法 |
| 2.3.1 致密度 |
| 2.3.2 室温三点弯曲强度 |
| 2.3.3 断裂韧性 |
| 2.3.4 维氏硬度 |
| 2.4 材料的组织结构分析 |
| 2.4.1 XRD 物相分析 |
| 2.4.2 组织结构的SEM、TEM 和HREM 观察 |
| 2.5 摩擦磨损性能测试 |
| 2.6 抗氧化性能测试 |
| 2.7 电性能测试 |
| 第3章 W_2B_5/C复合材料的制备工艺 |
| 3.1 热力学计算 |
| 3.1.1 热力学计算的理论基础 |
| 3.1.2 反应热力学计算及烧结温度的确定 |
| 3.2 反应无压制备W_2B_5/C复合材料 |
| 3.2.1 XRD 物相分析 |
| 3.2.2 WC与B_4C的反应路径 |
| 3.2.3 烧结试样的线收缩 |
| 3.3 反应热压制备W_2B_5/C复合材料 |
| 3.3.1 温度对反应产物的影响 |
| 3.3.2 碳黑掺量对反应产物的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 W_2B_5/C复合材料的组织结构与力学性能 |
| 4.1 XRD 物相分析 |
| 4.2 致密度 |
| 4.2.1 烧结温度的影响 |
| 4.2.2 碳黑掺量的影响 |
| 4.3 SEM 微观组织结构分析 |
| 4.3.1 烧结温度的影响 |
| 4.3.2 碳黑掺量的影响 |
| 4.4 TEM 和HREM 微观组织结构分析 |
| 4.5 室温力学性能 |
| 4.5.1 抗弯强度 |
| 4.5.2 断裂韧性 |
| 4.5.3 维氏硬度 |
| 4.5.4 增韧机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 W_2B_5/C复合材料室温摩擦磨损行为 |
| 5.1 室温摩擦磨损行为 |
| 5.1.1 摩擦系数 |
| 5.1.2 磨损率 |
| 5.1.3 磨损表面SEM 观察 |
| 5.1.4 磨损表面截面SEM 观察 |
| 5.1.5 磨屑 |
| 5.2 摩擦磨损机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 W_2B_5/C复合材料的高温氧化行为与电性能 |
| 6.1 W_2B_5复合材料在700~1000℃氧化行为 |
| 6.1.1 700~1000℃的氧化动力学 |
| 6.1.2 氧化层表面物相分析 |
| 6.1.3 氧化表面SEM 观察 |
| 6.1.4 氧化层截面SEM 观察 |
| 6.2 W_2B_5/C复合材料氧化机理 |
| 6.2.1 W_2B_5/C复合材料中各组元的氧化 |
| 6.2.2 W_2B_5/C复合材料氧化过程控制因素 |
| 6.2.3 W_2B_5/C复合材料氧化机理分析 |
| 6.3 W_2B_5/C复合材料氧化动力学模型 |
| 6.3.1 W_2B_5氧化的重量变化 |
| 6.3.2 C 氧化的重量变化 |
| 6.3.3 W_2B_5/C复合材料总的重量变化 |
| 6.4 W_2B_5/C复合材料的电性能 |
| 6.4.1 电阻率 |
| 6.4.2 电加工性 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 原创性声明 |
| 涉密论文管理 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、原位反应生成W_2B_5-C复合材料的力学性能和电加工性能（论文参考文献）
- [1]硼化锆基复合涂层的研究[D]. 张琪. 河北工业大学, 2018(07)
- [2]激光熔覆镍基复合涂层工艺和性能的试验研究[D]. 雍耀维. 上海交通大学, 2018(01)
- [3]熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究[D]. 李红梅. 东北大学, 2018(01)
- [4]Si3N4基导电陶瓷的制备及其性能研究[D]. 古尚贤. 广东工业大学, 2016(01)
- [5]NaCl型面心立方（Fcc）-TiBCN粉末材料物理、化学性能研究[D]. 赵健闯. 吉林大学, 2015(08)
- [6]碳化硼基层状复合材料的制备与性能[D]. 李振楠. 东北大学, 2014(05)
- [7]W2B5-SiC-BN-C复合材料的制备及性能[D]. 彭俊阳. 哈尔滨工业大学, 2009(S2)
- [8]W2B5/C 复合材料的反应合成与组织性能[D]. 吕毅. 哈尔滨工业大学, 2006(11)
- [9]原位反应生成W2B5-C复合材料的力学性能和电加工性能[J]. 吕毅,温广武,宋亮,雷廷权,周玉. 陶瓷科学与艺术, 2003(06)