一、工程陶瓷材料放电加工表面微观塑性变形强化（论文文献综述）
李旺辉,奉兰西,张晓晴,姚小虎[1]（2021）在《极端条件下碳化硅的变形、损伤与破坏研究进展》文中认为碳化硅作为重要的陶瓷和半导体材料,在国防军工、航空航天等应用领域和高压物质科学等方面具有重要的应用研究和科学价值。本文对动加载下碳化硅的变形、损伤和破坏等物理力学行为和特性研究进行了梳理,分别从实验研究和计算模拟角度概述了碳化硅在不同加载条件和微结构下的变形与破坏行为研究进展,总结归纳了碳化硅材料动态响应相关研究的若干现存问题,并展望了该领域内几个重要的发展方向,以期为相关群体的研究工作提供有益参考。
王迪[2]（2021）在《Cr基金属/氮化物涂层的制备、结构及抗冲蚀性能研究》文中研究说明冲蚀磨损是工程领域中常见的磨损方式之一,当固体颗粒物质被气流夹带并冲击部件表面时会发生冲蚀磨损。随着科技的进步,特别是航空航天等国家重大工程领域的发展,传统材料已难以满足高温、高速、冲蚀磨损等多因素耦合的服役要求。利用现代表面处理技术在精密部件上制备防护涂层是一种行之有效且节能的方法。国外已将利用物理气相沉积（PVD）技术制备抗冲蚀涂层应用于航空发动机压气机部件。但我国在这方面相对较为落后,特别是涂层冲蚀失效行为和机理研究不系统。针对以上问题,本文利用脉冲电磁+强永磁复合磁场电弧离子镀技术在钛合金表面制备Cr基多元多层抗冲蚀涂层。系统研究了复合磁场对涂层中大颗粒的影响规律,涂层（单层/多层）的微观结构对残余应力、抗冲蚀性等主要性能的影响;深入探讨了单层/多层涂层的断裂失效机理;获得了高温环境下多层涂层的演变规律。主要研究结果如下:（1）通过对复合磁场中电磁场参数的调控,获得了弧斑的运动范围及运动速度规律,建立了电磁场参数与涂层结构、性能之间的内在联系。研究发现,在中等强度电压（25 V）和较高的电磁频率（16.7 Hz）时,CrAlN涂层表面大颗粒占比最少（约6.09%）,粗糙度最小（Ra 0.136 μm）。此时涂层的硬度（2072.34 Hv）、结合力（41.5 N）、摩擦磨损（摩擦系数约为0.35,磨损率为2.77×10-6 mm3·N-1·m-1）和抗冲蚀（30°的冲蚀速率约为0.17μm/g,90°条件下约为1μm/g）性能均达到最佳。分析了 CrAlN涂层的冲蚀断裂形貌,发现涂层为典型的脆性断裂机制,且涂层中大颗粒的尺寸和数量对性能有较大的负面影响。（2）设计并制备了金属软层/氮化物硬层交替系统的CrAl/CrAN微纳米多层结构涂层。该涂层中每一周期由层状CrAl层（25 nm厚）、3 nm柱宽的细柱状CrAl层（25 nm厚）和20 nm柱宽的粗柱状CrAlN层（150 nm厚）组成。与单层结构的CrN和CrAlN涂层对比发现,多层涂层具有更高的结合力（46.2 N）,断裂韧性（8.7MPa·m1/2）,最小的残余应力（-0.932 GPa）和多攻角条件下均较小的冲蚀速率,综合表现为抗冲蚀性能良好。但随着沉积周期（膜厚）的增加,CrAl/CrAlN多层涂层的表面颗粒增多,粗糙度和残余应力增大。当膜厚增至约8μm时出现崩碎现象,难以制备8 μm以上级别的厚涂层。（3）基于强韧性和内应力调控的设计理念,以多攻角固体粒子冲蚀作用下涂层的耐磨性需求及防护为基本要求,设计并制备了每周期200 nm,总厚度8μm的Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层。揭示了 Cr/CrN与Cr/CrAlN不同调制比对涂层的微观组织结构、力学性能和抗冲蚀性能的影响规律。发现Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层均具有较高的硬度（3000 HV以上）,良好的膜基结合强度,调制比为1:2时结合力最高可达54.6 N,压痕等级可达HF1级。涂层相比于钛合金基体的抗冲蚀性能在30°和90°条件下分别提高8倍和5倍。利用有限元模拟的方法研究了涂层受砂砾冲蚀断裂的内在原因主要是CrAlN层下表面处的高拉伸应力集中,同时发现调制比1:2和1:3的涂层具有更好的吸收应力的能力。分析了涂层中裂纹扩展形貌和断裂微区结构变化,发现Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的断裂机制以脆性断裂为主。另外,基于多层结构间不同界面对裂纹尖端的影响,分析了涂层中裂纹的传播/终止机制,裂纹易从硬质相层（氮化物层）传播进入软相层（金属层）,而在软相层中消耗大量能量,终止或偏转于下一软硬界面。说明金属中间层提供了良好的抑制裂纹扩展和协调变形的能力,从而提高了涂层的脆断抵抗能力。最终获得LCr/CrN:LCr/CrAlN调制比为1:2的多层涂层具有最优的抗冲蚀性能。（4）采用调制比为1:2的Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层工艺制备了 12 μm的厚涂层,在300℃、500℃、700℃和900℃下分别进行热循环疲劳试验,探究了高温环境下涂层微观组织结构的演变与其力学和冲蚀性能之间的内在关联。随着热循环温度的升高,在900℃热循环后涂层表面出现变色、起皱现象,同时在边缘区域发生剥落。分析其相结构及微观形貌变化,发现此时氮化物相消失,并且出现Cr2O3和A12O3相,揭示了涂层开裂失效的主要原因是在高温环境下产生的热膨胀失配应力和富Cr氧化物的生长应力。热循环后的涂层硬度和结合力均随热循环温度的升高而降低,抗冲蚀性能变差。热循环温度700℃以内的涂层在30°和90°条件下,抗冲蚀性约为钛合金基体的6倍和4倍以上,说明此时能够保持良好的冲蚀防护性能,但温度达到900℃后涂层已完全失效,无防护效果。对涂层在常温、300℃、500℃、700℃的摩擦磨损性能研究发现,摩擦系数随着温度的升高而降低,磨损率随着温度的升高而升高。这是由于在高温条件下,涂层表面发生氧化转变,Cr2O3能够起到类似“润滑剂”的作用。但随着温度的升高,涂层逐渐软化,磨痕区域发生了氧化磨损。最终可以确定本试验所制备的12μm厚Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层有效使用温度≤700℃。
陈璇[3]（2021）在《碳化物（Mo2C、Mo2TiAlC2和Mo2TiC2）强韧化钼合金的微观组织与力学性能研究》文中研究指明金属钼的室温脆性导致其可加工性能差,严重限制了其应用领域的扩展,同时其室温和高温强度也亟需进一步提高以满足现代工业发展对高温结构材料性能提出的更高要求。添加碳化物的钼合金,如TZM合金,因为具备良好的室温强度、延性以及高温抗蠕变性能,已作为高温结构材料应用于航天航空、军工、核能和冶金等领域。但随着各应用领域对材料性能要求越来越苛刻,传统碳化物强化钼合金的性能,尤其是室温延韧性和高温强度已经难以满足现代科技应用的需求。亟待探索和研究新型碳化物颗粒强韧化钼合金,为获得高强韧钼合金提供新的思路。针对于此,本文分别采用原位生成Mo2C颗粒以及直接添加的Mo2TiAlC2（MAX相）和Mo2TiC2（MXene相）颗粒作为增强相,利用粉末冶金技术制备了具有不同碳化物添加量的钼合金。研究了所制备合金的微观组织以及室温和高温力学性能,揭示了不同碳化物颗粒对钼合金微观组织、室温和高温力学性能的影响规律。通过将微观组织-变形机理-力学性能相关联,建立了原位生成Mo2C强化钼合金的强化机制的定量解析模型,并阐明了添加Mo2TiAlC2和添加Mo2TiC2钼合金的韧化机制。研究结果表明,在Mo2C强化钼合金中,Mo2C颗粒呈近球形,尺寸以微米级为主,少量为亚微米和纳米级。随Mo2C含量的增加,合金的致密度逐渐提高,晶粒尺寸则逐渐减小,同时晶界处颗粒的体积分数逐渐增大,晶内的颗粒体积分数则逐渐减小。当Mo2C含量为15 wt%时,合金的晶粒尺寸减小至8 μm,Mo2C颗粒主要分布在晶界处,钼晶界和Mo2C颗粒对位错运动的阻碍导致合金的室温屈服强度较纯钼的提高了 100%。但Mo2C颗粒的引入使钼合金的韧性明显降低。在分别添加Mo2TiAlC2和Mo2TiC2的钼合金中,第二相颗粒尺寸均在亚微米级且主要分布在晶内,颗粒与钼基体之间存在厚度为纳米级的啮合界面层。随Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒添加量的增加,合金的致密度均逐渐提高,晶粒尺寸则逐渐减小。当Mo2TiAlC2颗粒的添加量为2 wt%时,合金的晶粒尺寸减小至6 μm钼晶粒的显着细化导致该合金的室温屈服强度和抗拉强度分别较纯钼的提高了 28%和43%,同时该合金的延伸率（27.8%）和断裂韧性值（102.1 MPa.m1/2）分别达到纯钼的1.6倍和2倍。Mo2TiAlC2颗粒的添加实现了钼合金强度和延韧性的同步提高。与Mo2TiAlC2颗粒相比,Mo2TiC2颗粒对钼晶粒的细化作用较小,但Mo2TiC2颗粒的添加在钼基体中引入了更多的小角度晶界和更大的相界面积,进一步提高了钼合金的塑性变形协调能力。当Mo2TiC2颗粒的添加量为2 wt%时,合金的晶粒尺寸为12 μm,该合金的强度虽然未明显提高,但延伸率达到46.5%,断裂韧性值达到123.3 MPa.m1/2,分别较纯钼的提高了172%和143%。Mo2TiC2颗粒对钼合金的韧化效果最好。强化机制分析表明Mo2C颗粒强化钼合金的屈服强度提高主要源于细晶强化和Mo2C颗粒引起的位错塞积所产生的强化作用,其中后者对合金屈服强度的贡献更大。添加Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒的钼合金在室温拉伸下的断裂模式由纯钼的沿晶脆性断裂转变为微孔聚集型的韧性断裂。韧化机制分析表明Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒添加钼合金的高延性均主要源于以下四个因素的协同作用:合金的高致密度、第二相颗粒的微尺度塑性变形松弛了相界面处的应力集中、钼晶粒细化以及合金的高应变硬化率。Mo2TiAlC2和Mo2TiC2颗粒添加钼合金的高断裂韧性主要源于以下四个方面:合金的高致密度、钼基体的局部塑性变形、裂纹偏转和颗粒拔出以及次生裂纹的产生。特别是Mo2TiC2颗粒中存在的碳化物片层间隙导致钼合金中的相界面积和小角度晶界比例增大,进一步提高了钼合金的协调塑性变形能力,使Mo2TiC2颗粒添加钼合金具有优异的延韧性。三种碳化物的添加均提高了钼合金在1000℃、1100℃和1200℃的高温强度。其中,Mo2C含量为15 wt%的钼合金的高温屈服强度达到纯钼的2倍以上,Mo2TiAlC2添加量为2 wt%的钼合金的高温屈服强度可达纯钼的1.9～2.2倍。添加2wt%Mo2TiC2颗粒的钼合金的高温屈服强度虽未见明显提高,但其压缩强度较纯钼的提高了 35%～58%。与纯钼和Mo2C强化钼合金相比,添加Mo2TiAlC2颗粒的钼合金具有较强的形变强化能力且再结晶后晶粒的Schmid因子呈减小趋势,这意味着晶粒向硬取向发生了转变,所以合金在高温屈服后表现出更大的变形抗力。
朱炜军[4]（2021）在《铝灰资源化制备β-Sialon及其磨损特性研究》文中研究说明在农业机械中,磨损失效占机械零部件失效的70%以上,造成了巨大的经济损失。为提高农机关键零部件的耐磨性,研发高性能耐磨新材料及在零件表面应用耐磨涂层技术是两个重要解决途径。Sialon是一种典型的氮氧化物陶瓷,因其具有优越的力学性能、热学性能与化学稳定性,被认为是最具潜力的高温结构陶瓷之一。目前,合成Sialon技术要求高,多采用纯原料制备,成本高,难以实现大规模工业生产,制约了其在工程中实际应用。本研究利用铝灰制备Sialon粉体,系统研究了原料组成和工艺参数对合成Sialon物相组成与微观形貌的影响规律,进一步地,研究了放电等离子烧结（SPS）与激光熔覆技术对Sialon致密体形成及涂层结构和性能的影响规律。探讨β-Sialon粉体分层现象与生长机理,为探索单相β-Sialon粉体的制备提供理论依据。研究Sialon陶瓷体与涂层成型机理,确定宏观形貌、截面形貌、物相组成、微观组织对磨损性能的影响规律。主要结论如下:（1）铝灰金属还原反应合成β-Sialon粉体。当合成温度为1450℃,保温时间为4 h,硅铝比为2.5时,合成β-Sialon纯度最高。随着硅铝比的增加,β-Sialon晶粒的长径比迅速增大,当硅铝比为2.5时形成晶须状组织。产物中有棒状和绒毛状两种晶须,生长机制分别遵循基体气-液-固机制和尖端气-固机制。产物分为两层,下层为纤维状,主要相为β-Sialon,上层为层状结构和晶须穿插,主要由β-Sialon、Al2O3和尖晶石组成。相分层现象的主要原因是金属氧化物在重力作用下从液态硅中分离。（2）β-Sialon致密化烧结及其摩擦磨损性能研究。烧结体物相为β-Sialon,平均密度为3.12 g/cm3,相对密度为0.975,显微硬度为1252 HV1,抗压强度为2869 MPa。β-Sialon陶瓷纵向断口形式为层状断口,断裂机理是穿晶断裂和沿晶断裂的复合模式,晶粒呈柱状形式存在,相互交织形成互锁结构,定向生长。β-Sialon陶瓷摩擦系数的范围在0.45～0.65之间,磨损量为0.0008～0.0072 mm3,磨损机理主要是剥落、粘结磨损及磨粒磨损。（3）激光熔覆制备Ni基β-Sialon复合涂层及其摩擦磨损性能研究。确定了β-Sialon陶瓷粉末的配比为:10%β-Sialon+90%Ni62合金粉末。工艺参数为:激光功率为3 k W,采用方形激光光斑,光斑宽度为5 mm,熔覆速度6～10 mm/s,搭接率为30%。涂层主要分为基体、结合区与熔覆层。由于熔覆材料整体性不能自由收缩与高温蒸发分解,涂层内存在明显的裂纹和气孔,表层出现凹坑。β-Sialon异质相颗粒存在改变晶粒生长形态,由平面晶向等轴晶转变,表层形貌为连续的网状组织与雪花状,形成Cr-Fe-Ni、Al-B-Ni、Al-Fe-Si及Al-Ni等强化相,实现涂层强化。熔覆层显微硬度显着提高,是母材的4倍左右,平均摩擦系数降低了约1/4,磨损量减少了50%以上,磨损机理主要为磨粒磨损与粘着磨损,具有良好的耐磨损性能。研究结果将为Sialon低成本、高效率应用在农业机械提供理论和试验基础。
毕永洁[5]（2021）在《钛及钛合金表面氮化物离子渗扩与沉积行为研究》文中认为钛及其合金由于其优异的综合性能而广泛应用于航空航天、医疗卫生、能源等领域。然而,钛及其合金表现出较差的摩擦学性能,包括高和不稳定的摩擦系数,严重的粘着磨损。增材制造钛合金具有较低的弹性模量,与人骨的模量相匹配,有能力为骨生长提供空间以达到更好的固定能力,这被认为是替代致密种植体的好选择,但是其耐蚀性不能满足人体环境的需求。在钛及钛合金表面进行强化处理可以改善表面的物理化学特性,可以通过对钛及其合金进行离子渗氮和表面镀膜处理生成钛氮化物来实现强化表面的目的。本论文通过在传统离子渗氮炉内装备空心阴极装置,实现了对钛合金的低温（炉温<600℃）渗氮。通过设置温度梯度,研究了温度对铸造Ti6Al4V（TC4）合金内部组织以及性能的影响,通过对铸造和增材制造Ti6Al4V（TC4）合金进行离子渗氮,研究了两种制造方式的钛合金经渗氮后组织、形貌和性能的差异,对TA2纯钛表面进行离子渗氮和多弧离子镀,制备相同厚度的改性层,研究两种工艺制备的改性层的组织、形貌和性能的差异。采用X射线衍射仪（XRD）、X射线光电子能谱仪（XPS）、光学显微镜（OM）、三维白光干涉形貌仪、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、维氏硬度计,摩擦磨损实验及电化学工作站等分析测试了其组织结构、表面形貌、力学性能、耐蚀性和耐磨性。主要结论如下:（1）对于铸造TC4合金,随着渗氮温度的升高,TiN相衍射峰的强度逐渐增强,Ti2N相的衍射峰强度逐渐减弱,α-Ti的强度先变低而后逐渐升高。复合层的生长速率随温度的升高呈指数增长,表面的化合物层由TiN、Ti2N和N在α-Ti中的固溶体组成,化合物层下方为氮的扩散区,扩渗层下方为经过热处理后的基体。温度对渗氮样品表面和氮扩散区的影响均非常明显。（2）未处理的增材制造样品未检测到β-Ti相,铸造和增材制造TC4样品均随着渗氮时间的增加,α-Ti相强度降低,δ-TiN（200）和ε-Ti2N（221）的强度明显升高。表面的δ-TiN具有独特的纹理和细晶粒,且彼此交错形成了多重孪晶。相同处理条件下,增材制造样品处理前后的粗糙度均低于铸造样品,同时硬度高于铸造样品,增材制造样品硬度最高,为1298HV0.1,约为未处理样品(312HV0.1)的4倍。增材制造500℃,5h处理样品极化电阻最大为4.159*106Ω·cm-2,提升了两个数量级,自腐蚀电流密度为1.412*10-8A·cm-2,耐蚀性能优异。（3）渗氮样品表面检测出TiN、Ti2N、TiN0.30的衍射峰,多弧离子镀涂层样品只有δ-TiN相的衍射峰,其中（111）方向是首选取向,具有单一的生长方向。6h镀膜处理的涂层样品具有最高的纳米硬度和弹性模量,分别为20.676GPa和323.757GPa。在油润滑条件下,未处理试样摩擦系数波动剧烈,在0.3～0.55之间振荡。经过渗氮和镀膜处理后,摩擦系数稳定维持在0.15以下,耐磨性均得到大幅提升。
罗梦达[6]（2021）在《骨植入用锌基镁核壳材料的设计制备与性能研究》文中认为医用可降解锌（Zn）及锌合金因其低的降解速率和良好的生物相容性被认为是新一代最具有吸引力的骨植入可降解金属。然而,锌的力学性能较差,植入体内后不能满足机械支撑的要求。镁（Mg）作为Zn合金的主要合金元素,能提高合金的强度和生物相容性,但也会产生大量复杂金属相,影响Zn合金的腐蚀速率。因此,亟需开发出物相单一,力学与腐蚀性能俱佳的医用可降解植入材料。基于此,本课题首先利用第一性原理计算方法探究Zn-Mg合金相(Mg2Zn11、Mg Zn2、Mg4Zn7)的物化性质指导设计材料开发,后利用放电等离子烧结技术制备具有核壳结构Core-shell（CS）的Zn-Mg复合材料,并借助ABAQUS有限元模拟分析核壳结构的形成机制,研究不同Mg含量核壳CS-x（x=0,5,10,15 wt.%）Zn-Mg试样的微观组织、力学性能、腐蚀性能。最后优选出最佳Mg含量比,并通过改变放电等离子烧结技术保温时间T-x（x=10,15,20,25 min）,进一步探究材料各项性能。结果表明:三种金属相中,综合分析形成热与结合能,发现Mg Zn2相在Zn-Mg合金体系中最容易形成且最稳定。Mg2Zn11金属相硬度和刚度最高,对Zn-Mg合金强度提升能起到明显作用;而Mg Zn2相刚度和硬度最低,延展性最好,合金相对同时提升Zn-Mg合金的强度及延展性具有一定促进作用。有限元模拟分析发现,异质金属颗粒在热电耦合场中局部接触点温度会明显高于其他位置,且不同粒径比Zn、Mg颗粒接触点温度相差不大。另外,烧结过程中由于局部热量的增加金属粉末会发生膨胀,在外加应力的作用下,环绕Mg颗粒的Zn颗粒会向内部扩散形成核壳结构;异质金属粉末在高能球磨的预处理下,Zn粉会发生严重塑性变形粘接在大颗粒Mg球上,这也会增加粉末界面吉布斯自由能有助于核壳结构的形成。不同Mg含量核壳Zn-Mg试样中,CS-10核壳结构最为明显具有合适的综合力学性能（214 MPa,5.7%）,CS-15力学性能次之（207 MPa,5.2%）。物相表明,CS-5中第二相以Mg2Zn11与Mg Zn2相为主,而CS-10与CS-15则以Mg Zn2相为主。纯Zn具有最高的腐蚀电位和最低的腐蚀电流,而随着Mg的加入,腐蚀电位降低,腐蚀电流增大。浸泡试验中,随镁含量增加析氢量与p H值增加,除CS-15外,其他试样均能满足降解速率的要求。不同保温时间CS-10成分试样,组织及物相分析表明:随着保温时间增长,核壳结构的壳层厚度增加,保温15 min后壳层厚度明显增大,最厚达到70μm。T-10试样硬度最低为52.7 HV,T-25试样硬度最高位61 HV。T-20具有最良好的综合力学性能,其抗压（226 MPa,6.5%）与抗弯（103 MPa,7.1 GPa）力学性能均可满足植入力学需求。T-25试样腐蚀电位最高为-1.17 V和腐蚀电流最低为121×10-6A·cm-2,且计算得到的极化电阻(5.687 KΩ·cm-2)最大,耐蚀性最强,T-20次之。浸泡试验中,试样浸泡析氢量与p H值均随保温时间增长而降低,其T-20与T-25析氢量相差不大（～4.5 ml/cm2）,T-25一个月平均降解速率最低为0.084 mm/y。综合来看,CS-10保温20 min成分工艺所制备的锌基镁核壳材料力学及腐蚀性能最佳,有望成为新型骨植入材料。
宋英杰[7]（2021）在《陶瓷纤维增强叠层金属陶瓷刀具的研制》文中认为针对金属陶瓷刀具的低硬度和低耐磨性等问题,本文以（Ti,W）C为叠层金属陶瓷刀具的基体,将陶瓷纤维添加到叠层金属陶瓷刀具的中间层中,采用放电等离子烧结（SPS）技术制备了叠层金属陶瓷刀具。叠层金属陶瓷刀具在烧结后会在刀具表层产生残余压应力,提高刀具的硬度,增强刀具的耐磨性能。采用放电等离子烧结技术制备了（Ti,W）C基金属陶瓷刀具,研究了不同烧结参数对（Ti,W）C基金属陶瓷刀具的力学性能和微观结构的影响。结果表明,当烧结温度为1400°C,保温时间为10 min,烧结压力为30 MPa时,（Ti,W）C基金属陶瓷刀具的微观结构和力学性能最优。维氏硬度为20.28±0.67 GPa,断裂韧性为7.74±0.56 MPa·m1/2,弯曲强度为796.10±40.55 MPa。晶界处的共晶固溶强化是（Ti,W）C基金属陶瓷刀具获得高硬度的主要原因。针对均质刀具抗弯强度较低问题,将陶瓷纤维（Al2O3陶瓷纤维）添加到叠层金属陶瓷刀具的中间层中,设计了一种叠层金属陶瓷刀具,采用有限元法（FEM）建立了叠层金属陶瓷刀具的物理模型,研究了中间层陶瓷纤维的含量和厚度等因素对残余应力的影响。采用放电等离子烧结技术制备了（Ti,W）C/（（Ti,W）C+Al2O3陶瓷纤维）叠层金属陶瓷刀具材料。结果表明:当中间层Al2O3陶瓷纤维含量为5 vol.%,中间层厚度为1 mm时,刀具的综合性能最优;刀具表层的残余压应力为-71.14 MPa,与设计结果较为一致。陶瓷纤维的加入,改善了叠层金属陶瓷刀具的断裂行为,细化了基体晶粒。与均质金属陶瓷刀具相比,叠层金属陶瓷刀具的弯曲强度为1005.10±50.55 MPa,断裂韧性为8.25±0.46MPa·m1/2,表面硬度为21.07±0.46 GPa,分别增加了26.26%、6.6%和3.9%。采用单因素试验法,在不同切削参数下对40Cr淬火钢（48-50HRC）进行了干切削试验,确定了最佳切削参数。研究了陶瓷纤维对叠层金属陶瓷刀具切削性能的影响,结果表明:添加陶瓷纤维在叠层金属陶瓷刀具表层产生的残余压应力,使叠层金属陶瓷刀具的切削力小于均质刀具的切削力;并且,切削力的降低使叠层金属陶瓷刀具的切削温度和加工工件的表面粗糙度有所改善。从刀具前刀面和后刀面的磨损形貌可以看出,相同切削条件下,叠层金属陶瓷刀具比均质金属陶瓷刀具的磨损程度轻,表明叠层金属陶瓷刀具表层形成的残余压应力有利于刀具切削性能的改善。相较于均质金属陶瓷刀具,叠层金属陶瓷刀具的切削距离明显提高。
周雯雯[8]（2021）在《单颗磨粒划擦碳化硅陶瓷基复合材料划擦力及表面损伤研究》文中研究表明SiCf/SiC陶瓷基复合材料具有密度小、耐高温、抗冲击和抗氧化能力突出等优点,成为了最具潜力的热结构材料,已应用于航空发动机、核反应堆和单晶炉等高端装备的核心构件。但其制造过程成本高、效率低且表面易损伤,严重制约了SiCf/SiC陶瓷基复合材料的普及应用,且该类材料国内外精密磨削研究仍处于初步阶段。由于该陶瓷基复合材料的强度不均匀性和各向异性,对其高效、低损伤的精密磨削加工技术提出了更高要求。SiCf/SiC陶瓷基复合材料的精密磨削是材料结构和力学特性、砂轮结构、磨削工艺及其应力应变场等要素相互交织作用的成形成性制造过程。针对SiCf/SiC陶瓷基复合材料磨削材料损伤机理的缺失问题,本文采用实验研究和仿真分析相结合的方法,对单颗磨粒划擦SiCf/SiC陶瓷基复合材料的划擦力和表面/亚表面材料损伤进行了研究。电镀制备了单颗金刚石磨粒,基于平面磨床设计搭建了单颗金刚石磨粒划擦实验平台,开展了SiCf/SiC陶瓷基复合材料的横向和纵向划擦实验,实时测量了与切削深度、磨粒形状和纤维取向相关的划擦力并验证了划擦力模型。定性分析了划擦后的复材表面形貌特征,明晰了SiCf/SiC陶瓷基复合材料的主要损伤形式并提出了降低材料损伤的方法,基于SPH法对单颗磨粒划擦进行了仿真模拟,验证了实验结果。本文的主要研究内容和创新点如下:（1）从单颗金刚石磨粒磨削运动过程入手,分析了陶瓷基复合材料的磨削去除过程中不同阶段特征,得到了最大未变形切屑厚度与磨削工艺参数的关系,对磨削力进行了正交分解,进一步推导了磨削力与磨削工艺参数关系,理论模型将进一步指导实验和有限元仿真。（2）研究了SiCf纤维-SiC基体的涂层界面结合机制,明晰了SiCf/SiC陶瓷基复合材料的表/亚表面损伤形式。分析得出,随着载荷的增大,SiCf纤维出现微观裂纹的产生及扩展,径向裂纹导致SiCf/SiC陶瓷基复合材料出现断裂现象,而横向裂纹扩展是材料去除形成切屑的主要原因。（3）为研究SiCf/SiC陶瓷基复合材料的磨削损伤机理,前期对金刚石磨粒进行了电镀制备准备,优化得出#35/40金刚石磨粒的电镀参数。搭建了试验平台开展单颗磨粒划擦试验,测量了划擦力并观察其表面损伤形式,研究了磨粒形状、划痕深度和SiCf取向对复合材料磨削机理的影响。试验结果表明,SiCf/SiC陶瓷基复合材料的划擦损伤形式主要有基体崩碎、纤维裂纹、断裂和拔出等。在SiCf/SiC陶瓷基复合材料划擦过程中,尖锐状磨粒的划擦力更小,且整条划痕的表面损伤范围较扁平状磨粒的小。用扁平状磨粒划擦但纤维取向γ=0°时,划痕形貌中纤维断裂、纤维拔出等损伤形式出现较少。（4）结合SiCf/SiC陶瓷基复合材料的组分和结构,分别以SiC基体、SiCf纤维和SiC-SiCf界面构建单一组分材料模型,建立了单颗金刚石磨粒划擦SiCf/SiC陶瓷基复合材料的SPH仿真模型。仿真结果显示,划擦力随着划擦深度的增大而增大,在0°和90°纤维取向上,划擦力仿真结果中存在一定的差异。相同划擦深度下,90°纤维出现的径向裂纹扩展更为严重。单颗磨粒划擦SPH有限元仿真的结果与单颗磨粒划擦实验定性地描述了SiCf/SiC陶瓷基复合材料的磨削机理和损伤机理较吻合。
王鑫锋[9]（2021）在《陶瓷零件增-减材复合制造的精度控制建模与工艺研究》文中进行了进一步梳理当前,基于SLA的陶瓷3D打印技术发展很快,其制备的陶瓷零件具有表面质量高和致密度高等优点,同时也拥有对个性化复杂形状零件快速制备的响应能力,因此,具有良好的发展前景,但该方法在制备过程容易产生变形造成零件尺寸、形位精度差,影响加工精度。本文选用氧化锆陶瓷为代表性研究对象,从其SLA-3D打印零件尺寸变形出发,研究了光固化增材成形过程中影响陶瓷零件尺寸精度的关键因素,建立了光固化陶瓷零件收缩变形模型,通过研究微细减材加工预烧结陶瓷零件的加工质量,提出了陶瓷零件的增-减材制造工艺,通过尺寸收缩变形补偿算法控制尺寸收缩变形,通过减材加工降低制造零件尺寸偏差,其有效工艺路线为:设计零件CAD模型→变形补偿程序修改模型→SLA-3D增材成形素坯→脱脂预烧结生坯→减材加工尺寸精度提升→高温烧结成形成性,为提高陶瓷SLA-3D打印制备零件的尺寸精度提供了指导。本文主要开展了三方面的研究:①研究陶瓷零件在SLA-3D打印光固化过程中出现的收缩变形,建立光固化增材制备陶瓷零件素坯体的非线性收缩模型,形成了其非线性收缩变形的预测与补偿算法。使用非线性收缩补偿算法处理零件模型并进行SLA-3D打印增材制备,对其尺寸变形控制效果进行验证;②考虑陶瓷材料的减材难加工性,在其SLA-3D增材制造预烧结得到陶瓷生坯之后、烧结制备之前合理引入减材加工工序,开展氧化锆陶瓷零件生坯体的减材加工实验研究（微细铣削）,研究微铣刀寿命与陶瓷生坯加工表面完整性的对应关系,提出了一种增材制造陶瓷零件生坯体的减材加工质量完整性评价方法;③提出了一套陶瓷零件的增-减材复合制造工艺及零件变形补偿设计方法。研究陶瓷SLA-3D打印制备零件素坯体的尺寸精度与变形。①首先,通过制备水平面上边长尺寸为0.2-5.0 mm的长方体陶瓷零件,对光固化后的零件素坯体尺寸进行测量发现,陶瓷零件在光固化过程中发生的收缩变形呈现非线性特征,即,其收缩率随尺寸增加而减小,对收缩变形进行建模。通过测量制备素坯陶瓷零件尺寸相对平均尺寸的偏差,确定了光固化过程制备零件素坯体尺寸绝对偏差为0.090mm;②其次,研究SLA-3D打印成形平面与激光扫描平面夹角对完全烧结后陶瓷零件平面表面粗糙度的影响,发现成形平面竖直和水平时表面粗糙度较低,分别为Ra=0.61 μm和Ra=0.82 μm。分层厚度25 μm制备的零件表面质量明显好于分层厚度50 μm的陶瓷零件;③最后,研究SLA-3D打印对小尺寸结构特征的成形效果与翘曲变形产生机理与加工参数优化。结果表明,受最小固化线宽度的影响,水平面上SLA-3D打印成形陶瓷零件素坯体的最小尺寸为0.2 mm,当成形尺寸小于0.2 mm时需要精准设计加工余量,并使用减材加工去除余量。为了保证SLA-3D打印成形过程的顺利进行,减小翘曲变形对打印过程的影响,分析翘曲变形产生的机理,通过平板零件的制备实验,根据翘曲变形进行参数优化,优化后的打印参数为激光功率150 mW,打印分层厚度50 μm,此时单层固化厚度为65.5 μm。研究SLA-3D打印非线性收缩补偿算法。①首先,分析SLA打印陶瓷生坯的尺寸收缩变形特点,根据收缩变形模型研究SLA-3D打印激光扫描图形的尺寸补偿方案,选择分层截面图形为补偿对象,层层叠加后完成对整个零件模型的尺寸补偿;②其次,基于Visual Studio平台使用C++语言开发增材陶瓷生坯尺寸收缩变形补偿程序,程序具有DXF文件读取、图形分割、收缩预测与补偿、图形重建等功能;③最后,打印精密陶瓷零件对非线性收缩补偿算法进行验证,结果显示非线性收缩补偿算法对尺寸收缩变形控制效果较好,但是公差等级仍为IT11级,由此本研究进一步采用减材加工提升精度。脱脂预烧结得到零件生坯体后,开展SLA-3D打印陶瓷零件生坯体的减材加工工艺及精度提升研究。①首先,综合对比微磨削与微细铣削在材料去除效率、经济性、加工精度等方面的优劣,结合材料的力学性能,选择对预烧结后的SLA-3D打印陶瓷零件生坯体进行微细铣削加工,以提高其尺寸精度。以刀具寿命和加工表面完整性为评价指标,获得了陶瓷零件生坯体的最优加工参数:主轴转速35000rpm,切削深度0.3 mm,切削宽度0.03 mm,进给速度30 mm/min;②其次,提出通过加工边缘上微破损的平均宽度与单位长度上微破损数量来表征陶瓷零件生坯体加工边缘的完整性;③最后,针对陶瓷零件增减材复合制造工艺,根据制造过程尺寸变化进行零件逆向设计,通过测量增减材复合制造的陶瓷零件尺寸精度,对本研究提出的陶瓷零件的增-减材复合制造工艺进行了精度控制的效果验证,结果证明经过增减材复合制造工艺制造的陶瓷零件公差等级由IT11级提高至IT7级。
陈浩然[10]（2021）在《高频脉冲电化学放电精密铣磨加工技术研究》文中提出电化学放电加工是一种新兴的非导电硬脆材料加工技术,由于加工过程中涉及电解反应、热熔和刻蚀反应,加工机理复杂,加工质量难以实现有效控制。为开发和提高电化学放电加工能力,本文采用高频电化学放电精密铣磨的方式,将金刚石磨粒披覆在钨钢电极上,对光学玻璃材料进行加工特性研究。目标是大幅缩短加工时间,改善加工定域性,减小加工出口的破裂现象和热裂纹。文章主要分为三个主要部分:第一部分为电化学放电铣磨加工实验平台搭建,探讨其加工原理,从而指导加工参数范围:通过数学建模得到单次电化学放电能量,在此基础上采用ANSYS建立电化学放电能量传递仿真模型,可知软化深度范围5.51μm（650℃）～9.03μm（800℃）,结合加工间隙内气膜与液膜厚度的经验值,为使磨粒充分接触软化区选定几组合适的磨粒目数;之后建立塑性刮除条件下工件进给速度和电极线速度之比与相邻磨粒间距之间的关系。第二部分为高频电化学放电铣磨工艺规律研究,建立ABAQUS铣磨去除仿真,分析电化学放电铣磨相较于普通机械磨削在材料去除率、工件表面粗糙度及电极受力情况等方面的优势,为实际加工中的进给参数提供参考;采用单因素实验探究磨粒粒度、电源参数、进给参数等变量分别对加工工艺的影响规律,并完成阵列槽加工。第三部分采用正交实验的方法,确定最佳的实验参数组合,完成复杂典型结构的加工。通过实验可知电化学放电铣磨加工相比于常规电化学放电铣削大幅提高了加工效率、加工定域性和工件表面质量;并在工作电压37V、脉冲频率7500Hz、电极转速3000r/min和进给速度5μm/s的参数组合下完成了玻璃微结构——山东大学校徽图形的加工,证明了高频电化学放电精密铣磨的加工能力。
二、工程陶瓷材料放电加工表面微观塑性变形强化（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、工程陶瓷材料放电加工表面微观塑性变形强化（论文提纲范文）
（2）Cr基金属/氮化物涂层的制备、结构及抗冲蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 固体颗粒冲蚀简介 |
| 1.2.1 固体颗粒冲蚀机理 |
| 1.2.2 影响固体颗粒冲蚀的因素 |
| 1.2.3 固体颗粒冲蚀防护方法 |
| 1.3 抗冲蚀磨损涂层的制备方法 |
| 1.3.1 电镀涂覆技术 |
| 1.3.2 热喷涂技术 |
| 1.3.3 激光表面熔覆技术 |
| 1.3.4 化学气相沉积技术 |
| 1.3.5 物理气相沉积技术 |
| 1.4 抗冲蚀涂层的材料体系与结构设计 |
| 1.4.1 抗冲蚀涂层的材料体系 |
| 1.4.2 抗冲蚀涂层的结构设计 |
| 1.5 抗冲蚀涂层的国内外研究、应用现状及存在的问题 |
| 1.5.1 国外抗冲蚀涂层研究和应用现状 |
| 1.5.2 国内抗冲蚀涂层的研究现状 |
| 1.5.3 抗冲蚀涂层研究存在的问题 |
| 1.6 论文选题意义及主要研究内容 |
| 1.6.1 选题意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 2 实验设备与方法 |
| 2.1 实验材料及前处理 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 试样尺寸 |
| 2.1.3 试样前处理 |
| 2.2 设备简介及工艺流程 |
| 2.2.1 电弧离子镀设备简介 |
| 2.2.2 涂层结构设计及沉积工艺 |
| 2.3 涂层的组织与结构分析 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.3.2 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.3.3 X射线物相分析(XRD) |
| 2.3.4 X射线光电子能谱分析(XPS) |
| 2.4 涂层的性能表征 |
| 2.4.1 膜基结合力 |
| 2.4.2 硬度与弹性模量 |
| 2.4.3 残余应力 |
| 2.4.4 摩擦磨损性能 |
| 2.4.5 冲蚀性能 |
| 2.4.7 热循环疲劳性能 |
| 2.5 计算机软件与数据处理 |
| 3 CrAlN单层涂层的制备及其结构与性能 |
| 3.1 复合磁场电弧离子镀的设计与构建 |
| 3.2 电磁电压对CrAlN涂层结构及性能的影响 |
| 3.2.1 电磁电压对靶面放电的影响 |
| 3.2.2 电磁电压对涂层厚度均匀性的影响 |
| 3.2.3 电磁电压对CrAlN涂层微观结构的影响 |
| 3.2.4 电磁电压对CrAlN涂层力学性能的影响 |
| 3.2.5 电磁电压对CrAlN涂层摩擦磨损性能的影响 |
| 3.2.6 电磁电压对CrAlN涂层冲蚀性能的影响 |
| 3.3 电磁频率对CrAlN涂层结构及性能的影响 |
| 3.3.1 电磁频率对靶面放电的影响 |
| 3.3.2 电磁频率对涂层厚度均匀性的影响 |
| 3.3.3 电磁频率对CrAlN涂层微观结构的影响 |
| 3.3.4 电磁频率对CrAlN涂层力学性能的影响 |
| 3.3.5 电磁频率对CrAlN涂层摩擦磨损性能的影响 |
| 3.3.6 电磁频率对CrAlN涂层冲蚀性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 CrAl/CrAlN梯度多层涂层的构筑、结构与性能 |
| 4.1 CrAl/CrAlN多层涂层的设计及制备 |
| 4.1.1 CrN, CrAlN, CrAl/CrAlN涂层的微观结构及相组成 |
| 4.1.2 CrAl/CrAlN涂层的沉积机理及其对残余应力的影响 |
| 4.1.3 CrN, CrAlN, CrAl/CrAlN涂层的力学性能 |
| 4.1.4 CrN, CrAlN, CrAl/CrAlN涂层的冲蚀性能 |
| 4.1.5 CrAl/CrAlN涂层的冲蚀机理 |
| 4.2 厚度对CrAl/CrAlN多层涂层的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的构筑、结构与性能 |
| 5.1 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的设计及制备 |
| 5.1.1 Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层的微观结构及相组成 |
| 5.1.2 Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层的力学性能 |
| 5.1.3 Cr/CrN/Cr/CrAlN涂层的冲蚀性能 |
| 5.2 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的断裂机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 Cr/CrN/Cr/CrAlN多层涂层的热循环疲劳及高温摩擦学性能研究 |
| 6.1 涂层的热循环疲劳性能研究 |
| 6.1.1 涂层热循环后的微观结构及相组成 |
| 6.1.2 涂层热循环后的力学性能 |
| 6.1.3 涂层热循环后的冲蚀性能 |
| 6.2 涂层的高温摩擦学性能研究 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论 |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的研究成果 |
（3）碳化物（Mo2C、Mo2TiAlC2和Mo2TiC2）强韧化钼合金的微观组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钼合金的强韧化研究现状 |
| 1.2.1 细晶强韧化 |
| 1.2.2 固溶强韧化 |
| 1.2.3 颗粒弥散强韧化 |
| 1.2.4 位错强化 |
| 1.2.5 复合强韧化 |
| 1.3 钼合金的应用 |
| 1.4 钼合金的制备方法 |
| 1.5 选题背景及意义 |
| 1.6 研究内容及技术路线 |
| 2 实验设计及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 合金的制备 |
| 2.3 微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM)观察 |
| 2.3.3 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.3.4 透射电子显微镜(TEM)观察 |
| 2.3.5 致密度测试 |
| 2.3.6 组织结构参数统计 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 显微维氏硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩性能测试 |
| 2.4.3 高温压缩性能测试 |
| 2.4.4 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.5 室温断裂韧性测试 |
| 3 原位生成Mo_2C强化钼合金的微观组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位生成Mo_2C强化钼合金的制备 |
| 3.3 粉末与合金的微观组织 |
| 3.4 原位生成Mo_2C强化钼合金的力学性能 |
| 3.4.1 显微硬度 |
| 3.4.2 室温压缩性能 |
| 3.4.3 形变强化性能 |
| 3.4.4 室温断裂韧性 |
| 3.5 原位生成Mo_2C强化钼合金的室温强化机制 |
| 3.6 本章小节 |
| 4 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的微观组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的制备 |
| 4.3 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的微观组织 |
| 4.4 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的力学性能 |
| 4.4.1 室温拉伸性能 |
| 4.4.2 室温断裂韧性 |
| 4.4.3 形变强化 |
| 4.5 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的室温变形与断裂行为 |
| 4.6 Mo-Mo_2TiAlC_2合金的室温韧化机制 |
| 4.6.1 Mo_2TiAlC_2的添加对合金延性的影响 |
| 4.6.2 Mo_2TiAlC_2的添加对合金断裂韧性的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Mo-Mo_2TiC_2合金的微观组织与力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Mo-Mo_2TiC_2合金的制备 |
| 5.3 Mo-Mo_2TiC_2合金的微观组织 |
| 5.4 Mo-Mo_2TiC_2合金的力学性能 |
| 5.4.1 室温拉伸性能 |
| 5.4.2 室温断裂韧性 |
| 5.4.3 形变强化 |
| 5.5 Mo-Mo_2TiC_2合金的室温变形与断裂行为 |
| 5.6 Mo-Mo_2TiC_2合金的室温韧化机制 |
| 5.6.1 Mo_2TiC_2的添加对合金延性的影响 |
| 5.6.2 Mo_2TiC_2的添加对合金断裂韧性的影响 |
| 5.7 小结 |
| 6 碳化物强韧化钼合金的高温压缩性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Mo-Mo_2C合金的高温压缩性能 |
| 6.3 Mo-Mo_2TiAlC_2与Mo-Mo_2TiC_2合金的高温压缩性能 |
| 6.4 不同碳化物添加钼合金的力学性能对比 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
（4）铝灰资源化制备β-Sialon及其磨损特性研究（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 农业机械触土部件摩擦磨损研究进展 |
| 1.3 耐磨陶瓷材料概述 |
| 1.4 Sialon陶瓷材料概述 |
| 1.4.1 Sialon陶瓷结构及性能 |
| 1.4.2 Sialon的制备方法 |
| 1.4.3 利用工业固废制备Sialon材料的研究现状 |
| 1.5 陶瓷涂层概况 |
| 1.5.1 陶瓷涂层的性能 |
| 1.5.2 陶瓷涂层的制备方法 |
| 1.6 激光熔覆制备陶瓷涂层研究现状 |
| 1.7 主要研究内容及技术路线 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 技术路线 |
| 第二章 铝灰金属还原反应合成Sialon粉体 |
| 2.1 试验原料 |
| 2.2 试验仪器 |
| 2.3 铝灰成分分析 |
| 2.4 试验方案 |
| 2.5 材料性能表征方法 |
| 2.5.1 样品增重率(WR) |
| 2.5.2 X射线衍射物相(XRD)分析 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.5.4 X射线荧光光谱分析(XRF)分析 |
| 2.6 试验结果及讨论 |
| 2.6.1 样品外观和增重率的变化 |
| 2.6.2 合成温度对合成Sialon的影响 |
| 2.6.3 保温时间对合成Sialon的影响 |
| 2.6.4 原料配比对合成Sialon的影响 |
| 2.6.5 β-Sialon的显微结构 |
| 2.6.6 物相分层及其形成机理 |
| 2.7 小结 |
| 第三章 β-Sialon致密化烧结及其摩擦磨损性能研究 |
| 3.1 试验原料 |
| 3.2 试验仪器 |
| 3.3 SPS烧结原理与特点 |
| 3.4 试验过程 |
| 3.5 材料性能测试及表征方法 |
| 3.5.1 密度测试 |
| 3.5.2 硬度测试 |
| 3.5.3 抗压强度测试 |
| 3.6 摩擦磨损试验 |
| 3.6.1 试验准备与实验参数 |
| 3.6.2 摩擦系数与磨损量测定方法 |
| 3.6.3 磨损表面形貌观测方法 |
| 3.7 实验结果与讨论 |
| 3.7.1 试样成分分析 |
| 3.7.2 试样性能测试 |
| 3.7.3 试样显微结构分析 |
| 3.7.4 SPS烧结β-Sialon致密体原理 |
| 3.8 摩擦磨损试验结果与讨论 |
| 3.8.1 摩擦系数结果与分析 |
| 3.8.2 摩擦量结果与分析 |
| 3.8.3 磨损形貌及机理分析 |
| 3.9 小结 |
| 第四章 激光熔覆制备Ni基β-Sialon复合涂层及其摩擦磨损性能研究 |
| 4.1 试验材料及处理 |
| 4.1.1 65Mn钢 |
| 4.1.2 熔覆材料 |
| 4.2 试验过程 |
| 4.3 涂层组织观察与性能测试 |
| 4.4 摩擦磨损试验 |
| 4.5 实验结果与讨论 |
| 4.5.1 试样宏观形貌分析 |
| 4.5.2 试样成分分析 |
| 4.5.3 试样性能测试 |
| 4.5.4 试样显微结构分析 |
| 4.6 摩擦磨损试验结果与讨论 |
| 4.6.1 摩擦系数结果与分析 |
| 4.6.2 磨损量结果与分析 |
| 4.6.3 磨损形貌及机理分析 |
| 4.7 小结 |
| 第五章 结论 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（5）钛及钛合金表面氮化物离子渗扩与沉积行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛及钛合金 |
| 1.1.1 铸造钛合金 |
| 1.1.2 增材制造钛合金 |
| 1.2 氮化钛的组织结构和基本特性 |
| 1.3 钛合金离子氮化 |
| 1.3.1 离子氮化行为 |
| 1.3.2 钛及钛合金离子渗氮的研究现状 |
| 1.3.3 增材制造钛合金渗氮研究进展 |
| 1.4 氮化钛涂层的沉积 |
| 1.4.1 氮化钛涂层的优势 |
| 1.4.2 氮化钛涂层的沉积工艺 |
| 1.4.3 氮化钛涂层的研究现状 |
| 1.5 本论文的研究目的及内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验方案及分析测试方法 |
| 2.1 实验材料及其预处理 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 离子渗氮设备 |
| 2.2.2 多弧离子镀设备 |
| 2.3 组织与形貌表征 |
| 2.4 性能测试 |
| 3 温度对铸造TC4 合金渗氮的影响 |
| 3.1 实验工艺 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 结构分析 |
| 3.2.2 形貌分析 |
| 3.2.3 显微硬度分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 铸造和增材制造TC4 合金渗氮行为研究 |
| 4.1 实验工艺 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 结构分析 |
| 4.2.2 形貌分析 |
| 4.2.3 表面硬度分析 |
| 4.2.4 耐蚀性能分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 TA2 纯钛渗氮及TiN涂层性能研究 |
| 5.1 实验工艺 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 结构分析 |
| 5.2.2 化合物成分分析 |
| 5.2.3 形貌分析 |
| 5.2.4 力学性能分析 |
| 5.2.5 摩擦性能分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 附录:攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（6）骨植入用锌基镁核壳材料的设计制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 医用可降解合金的分类 |
| 1.2.1 可降解铁基合金 |
| 1.2.2 可降解镁基合金 |
| 1.2.3 可降解锌基合金 |
| 1.3 医用可降解锌合金 |
| 1.3.1 锌合金作为骨植入材料的优点 |
| 1.3.2 锌合金作为医用可降解材料的不足 |
| 1.3.3 锌镁复合材料作为医用可降解材料的研究现状 |
| 1.4 材料计算方法 |
| 1.5 本文的研究内容及技术路线 |
| 第2章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 模拟计算理论方法 |
| 2.1.1 CASTEP介绍 |
| 2.1.2 ABAQUS介绍 |
| 2.2 试样原材料及样品制备方法 |
| 2.2.1 试样原材料 |
| 2.2.2 球磨混粉 |
| 2.2.3 放电等离子烧结 |
| 2.3 组织成分分析 |
| 2.3.1 致密度测试 |
| 2.3.2 微观组织形貌 |
| 2.3.3 物相及化学成分分析 |
| 2.4 力学性能分析 |
| 2.4.1 微纳力学测试 |
| 2.4.2 维氏硬度测试 |
| 2.4.3 抗压、抗弯性能测试 |
| 2.5 腐蚀性能分析 |
| 2.5.1 电化学分析 |
| 2.5.2 浸泡分析 |
| 第3章 第一性原理对Zn-Mg合金相及界面行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算模型 |
| 3.3 Zn-Mg合金相性能特点 |
| 3.3.1 合金相稳定性 |
| 3.3.2 力学性质 |
| 3.3.3 电子结构 |
| 3.4 Zn-Mg合金相界面氧吸附行为研究 |
| 3.4.1 界面结构构建与吸附能分析 |
| 3.4.2 界面电子结构和键合分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 不同成分锌基镁核壳材料的组织及形成机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 球磨后粉体特征 |
| 4.2.1 粉体微观形貌 |
| 4.2.2 粉体成分分析 |
| 4.2.3 块体致密度分析 |
| 4.3 不同成分锌基镁核壳材料的微观组织与物相分析 |
| 4.3.1 微观组织与物相分析 |
| 4.3.2 物相分析 |
| 4.4 核壳Zn-Mg烧结机理分析 |
| 4.4.1 热电场耦合场模拟分析 |
| 4.4.2 界面热力学分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 不同成分锌基镁核壳复合材料的力学及腐蚀性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同成分锌基镁核壳材料的力学性能 |
| 5.2.1 硬度性能分析 |
| 5.2.2 抗压、抗弯性能分析 |
| 5.2.3 断口形貌分析 |
| 5.3 不同成分锌基镁核壳材料的腐蚀性能 |
| 5.3.1 电化学极化行为及阻抗分析 |
| 5.3.2 浸泡析氢吸氧结果分析 |
| 5.3.3 浸泡失重结果分析 |
| 5.3.4 不同成分锌基镁核壳材料的腐蚀形貌及产物分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 不同保温时间制备锌基镁核壳材料的组织及性能分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同保温时间核壳复合材料的微观组织与物相分析 |
| 6.2.1 微观组织与成分分析 |
| 6.2.2 物相分析 |
| 6.3 不同保温时间核壳复合材料的力学性能 |
| 6.3.1 硬度性能分析 |
| 6.3.2 抗压、抗弯性能分析 |
| 6.3.3 断口形貌分析 |
| 6.4 不同保温时间核壳复合材料的腐蚀性能 |
| 6.4.1 电化学极化行为分析 |
| 6.4.2 浸泡析氢结果分析 |
| 6.4.3 浸泡失重结果分析 |
| 6.4.4 浸泡腐蚀形貌分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 本文结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（7）陶瓷纤维增强叠层金属陶瓷刀具的研制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 金属陶瓷刀具的研究现状 |
| 1.2.2 陶瓷纤维的研究现状 |
| 1.2.3 叠层材料的研究现状 |
| 1.2.4 SPS烧结制备金属陶瓷刀具的研究现状 |
| 1.3 主要研究内容 |
| 1.3.1 主要研究的意义 |
| 1.3.2 主要研究的内容 |
| 第2章 (Ti,W)C基金属陶瓷刀具的制备 |
| 2.1 金属陶瓷刀具的制备 |
| 2.1.1 原始材料和组分配比 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.1.3 放电等离子烧结工艺 |
| 2.1.4 测试方法 |
| 2.2 放电等离子烧结金属陶瓷刀具的微观结构和力学性能 |
| 2.2.1 微观结构 |
| 2.2.2 力学性能 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 陶瓷纤维增强的叠层金属陶瓷刀具的设计与制备 |
| 3.1 叠层金属陶瓷刀具残余应力的产生 |
| 3.2 刀具材料体系的选择 |
| 3.3 刀具的残余应力有限元模拟 |
| 3.3.1 物理模型 |
| 3.3.2 物性参数模型 |
| 3.3.3 结构设计与物理性能计算 |
| 3.3.4 有限元模型 |
| 3.3.5 组分含量对径向应力的影响 |
| 3.3.6 中间层厚度对径向应力的影响 |
| 3.4 刀具的制备工艺及刀具结构的形成机理和显微结构 |
| 3.4.1 刀具的制备工艺 |
| 3.4.2 刀具结构的形成机理和显微结构 |
| 3.5 中间层Al_2O_3陶瓷纤维含量和厚度对刀具微观结构、力学性能和残余应力的影响 |
| 3.5.1 中间层Al_2O_3陶瓷纤维含量对刀具材料显微结构的影响 |
| 3.5.2 中间层Al_2O_3陶瓷纤维含量对刀具材料力学性能的影响 |
| 3.5.3 中间层厚度对刀具材料显微结构的影响 |
| 3.5.4 中间层厚度对刀具材料力学性能的影响 |
| 3.5.5 中间层Al_2O_3陶瓷纤维含量和中间层厚度对刀具材料残余应力的影响 |
| 3.6 叠层金属陶瓷刀具材料的增韧补强机理研究 |
| 3.6.1 残余压应力对刀具的增韧作用 |
| 3.6.2 叠层对裂纹阻碍作用 |
| 3.6.3 陶瓷纤维对刀具材料的增韧补强作用 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 陶瓷纤维叠层金属陶瓷刀具的切削性能 |
| 4.1 切削实验 |
| 4.1.1 实验条件 |
| 4.1.2 测试工具 |
| 4.1.3 切削参数的确定 |
| 4.2 陶瓷纤维对SPS烧结叠层刀具切削性能的影响 |
| 4.2.1 陶瓷纤维对SPS烧结叠层刀具切削力的影响 |
| 4.2.2 陶瓷纤维对SPS烧结叠层刀具刀-屑摩擦系数的影响 |
| 4.2.3 陶瓷纤维对SPS烧结叠层刀具切削温度的影响 |
| 4.2.4 陶瓷纤维对SPS烧结叠层刀具加工表面粗糙度的影响 |
| 4.2.5 刀具磨损量与切削距离的关系 |
| 4.3 切削机理 |
| 4.3.1 前刀面 |
| 4.3.2 后刀面 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间主要科研成果 |
| 一、发表学术论文 |
| 二、参加科研项目 |
（8）单颗磨粒划擦碳化硅陶瓷基复合材料划擦力及表面损伤研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题来源 |
| 1.2 课题研究背景及意义 |
| 1.3 碳化硅陶瓷基复合材料的性能特点及应用 |
| 1.3.1 碳化硅陶瓷基复合材料的性能特点 |
| 1.3.2 碳化硅陶瓷基复合材料的应用 |
| 1.4 陶瓷基复合材料加工技术国内外研究现状 |
| 1.4.1 陶瓷基复合材料磨削机理国内外研究现状 |
| 1.4.2 陶瓷复合材料表面损伤研究现状 |
| 1.5 课题研究方案及主要内容 |
| 1.5.1 问题的提出 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 2 单颗磨粒划擦过程划擦力及损伤理论模型 |
| 2.1 陶瓷基复合材料去除分析 |
| 2.2 单颗磨粒划擦力模型 |
| 2.2.1 单颗磨粒划擦运动过程分析 |
| 2.2.2 划擦力分析 |
| 2.3 碳化硅陶瓷基复合材料界面结合机制和断裂模式 |
| 2.3.1 碳化硅陶瓷基复合材料界面结合机制 |
| 2.3.2 碳化硅陶瓷基复合材料断裂模式 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 碳化硅陶瓷基复合材料单颗磨粒划擦实验 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 单颗磨粒划擦陶瓷基复合材料实验设计 |
| 3.2.1 单颗磨粒划擦实验装置 |
| 3.2.2 划擦实验方案 |
| 3.2.3 单颗磨粒划擦工具设计 |
| 3.2.4 单颗金刚石磨粒制备 |
| 3.3 单颗磨粒划擦实验结果及分析 |
| 3.3.1 与磨粒形状有关的划擦力分析 |
| 3.3.2 与纤维取向有关的划擦力分析 |
| 3.3.3 与磨粒形状有关的划痕表面微观形貌 |
| 3.3.4 划痕表面损伤 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 单颗划擦碳化硅陶瓷基复合材料有限元仿真分析 |
| 4.1 算法简介 |
| 4.2 单颗磨粒划擦碳化硅陶瓷基复合材料建模 |
| 4.2.1 材料模型及参数 |
| 4.2.2 有限元模型 |
| 4.3 仿真结果及讨论 |
| 4.3.1 切削深度对磨削力的影响 |
| 4.3.2 碳化硅陶瓷基复合材料表/亚表面损伤 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（9）陶瓷零件增-减材复合制造的精度控制建模与工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 陶瓷3D打印技术的研究现状 |
| 1.1.1 陶瓷3D打印技术的发展 |
| 1.1.2 陶瓷3D打印技术的应用现状 |
| 1.2 SLA-3D打印零件尺寸变形研究现状 |
| 1.2.1 SLA-3D打印树脂零件变形研究现状 |
| 1.2.2 陶瓷SLA-3D零件变形研究现状 |
| 1.3 陶瓷材料加工技术研究现状 |
| 1.3.1 陶瓷材料的机械加工研究现状 |
| 1.3.2 陶瓷材料的特种加工研究现状 |
| 1.4 本研究的目的、意义及主要内容 |
| 1.4.1 研究目的及意义 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第2章 SLA-3D光固化打印陶瓷零件素坯体的变形研究 |
| 2.1 SLA-3D打印陶瓷零件素坯体成形制备过程研究 |
| 2.1.1 SLA-3D打印光固化成形过程 |
| 2.1.2 SLA-3D打印零件脱脂、烧结过程 |
| 2.1.3 SLA-3D打印零件热失重实验 |
| 2.2 SLA-3D打印陶瓷零件表面粗糙度研究 |
| 2.2.1 SLA-3D打印陶瓷零件表面质量检测方法 |
| 2.2.2 SLA-3D打印陶瓷零件不同成形方向表面粗糙度研究 |
| 2.3 SLA-3D成形打印陶瓷零件的收缩变形 |
| 2.3.1 SLA-3D打印对陶瓷素坯的小尺寸特征结构的成形能力 |
| 2.3.2 SLA-3D打印陶瓷素坯的尺寸变形及其分析 |
| 2.4 SLA-3D成形打印陶瓷素坯体的翘曲变形 |
| 2.4.1 翘曲变形产生的原因 |
| 2.4.2 翘曲变形对打印过程的影响 |
| 2.4.3 翘曲变形的控制 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 基于SLA-3D打印的陶瓷零件收缩变形预测与补偿研究 |
| 3.1 基于SLA-3D成形打印的陶瓷零件变形预测与补偿的算法 |
| 3.2 基于SLA-3D成形打印的陶瓷素坯零件变形预测与补偿程序的开发 |
| 3.2.1 SLA-3D打印零件尺寸变形预测补偿程序设计 |
| 3.2.2 DXF文件读取与信息的存储 |
| 3.2.3 图形分割 |
| 3.2.4 尺寸变形预测补偿与图形重建 |
| 3.3 变形与补偿算法的尺寸精度控制效果分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 精密陶瓷零件的增-减材复合制造工艺研究 |
| 4.1 脱脂后陶瓷零件生坯体的微细加工研究 |
| 4.1.1 减材加工方式选择 |
| 4.1.2 陶瓷零件生坯体减材去除时微铣刀的磨损寿命 |
| 4.1.3 陶瓷零件生坯体减材去除时加工表面质量 |
| 4.2 脱脂后陶瓷零件生坯体的增-减制造尺寸变形控制 |
| 4.2.1 脱脂与烧结收缩变形测量 |
| 4.2.2 基于增-减材复合制造的SLA-3D打印陶瓷零件的尺寸变形情况 |
| 4.2.3 基于增-减材复合制造的SLA-3D打印氧化锆零件的工艺规划 |
| 4.3 SLA-3D打印氧化锆零件的高精度制造研究 |
| 4.3.1 SLA-3D打印氧化锆零件的尺寸补偿与增-减材高精度制造研究 |
| 4.3.2 氧化锆精密基板零件制造实例 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和获得的奖励 |
| 致谢 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（10）高频脉冲电化学放电精密铣磨加工技术研究（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 研究现状 |
| 1.2.1 电化学放电加工技术国外研究现状 |
| 1.2.2 电化学放电加工技术国内研究现状 |
| 1.2.3 电化学放电磨削加工的研究现状 |
| 1.3 课题来源及研究目标 |
| 1.3.1 课题来源 |
| 1.3.2 研究目标 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 电化学放电铣磨加工原理及试验平台 |
| 2.1 脉冲电化学放电加工基本原理 |
| 2.2.1 电化学放电的形成机制 |
| 2.2.2 电源频率的影响规律 |
| 2.2.3 电化学放电能量传递 |
| 2.2 单次放电热传导仿真研究 |
| 2.3 磨削加工原理与进给原则 |
| 2.4 电化学放电铣磨加工试验平台的搭建 |
| 2.4.1 电化学放电铣磨加工硬件系统 |
| 2.4.2 控制监测系统及检测仪器 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 电化学放电铣磨加工仿真及工艺规律研究 |
| 3.1 铣磨去除仿真模型的建立 |
| 3.2 电化学放电铣磨微槽加工单因素试验设计 |
| 3.3 磨粒粒度对微槽加工工艺的影响 |
| 3.4 电参数对微槽加工工艺的影响 |
| 3.5 进给参数对微槽加工工艺的影响 |
| 3.6 阵列槽加工结果 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 高频电化学放电精密铣磨加工多因素正交试验研究 |
| 4.1 电化学放电铣磨加工特性 |
| 4.2 电化学放电铣磨加工效率及定域性分析 |
| 4.3 电化学放电铣磨加工表面质量分析 |
| 4.4 电化学放电铣削对比试验 |
| 4.5 复杂典型结构的高频电化学放电精密磨削加工实验 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 本文总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士学习阶段发表论文和专利 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
四、工程陶瓷材料放电加工表面微观塑性变形强化（论文参考文献）
- [1]极端条件下碳化硅的变形、损伤与破坏研究进展[J]. 李旺辉,奉兰西,张晓晴,姚小虎. 高压物理学报, 2021(04)
- [2]Cr基金属/氮化物涂层的制备、结构及抗冲蚀性能研究[D]. 王迪. 西安理工大学, 2021
- [3]碳化物（Mo2C、Mo2TiAlC2和Mo2TiC2）强韧化钼合金的微观组织与力学性能研究[D]. 陈璇. 西安理工大学, 2021(01)
- [4]铝灰资源化制备β-Sialon及其磨损特性研究[D]. 朱炜军. 西北农林科技大学, 2021
- [5]钛及钛合金表面氮化物离子渗扩与沉积行为研究[D]. 毕永洁. 烟台大学, 2021(09)
- [6]骨植入用锌基镁核壳材料的设计制备与性能研究[D]. 罗梦达. 太原理工大学, 2021(01)
- [7]陶瓷纤维增强叠层金属陶瓷刀具的研制[D]. 宋英杰. 齐鲁工业大学, 2021(09)
- [8]单颗磨粒划擦碳化硅陶瓷基复合材料划擦力及表面损伤研究[D]. 周雯雯. 中北大学, 2021
- [9]陶瓷零件增-减材复合制造的精度控制建模与工艺研究[D]. 王鑫锋. 山东大学, 2021(12)
- [10]高频脉冲电化学放电精密铣磨加工技术研究[D]. 陈浩然. 山东大学, 2021