一、TiB_2-金属陶瓷及其涂层制备技术的研究进展（论文文献综述）
崔正浩,李宗家,程焕武,刘元坤,李年华[1]（2021）在《二硼化钛陶瓷研究进展及展望》文中指出二硼化钛陶瓷因其具有优异理化特性引起了广泛的关注。但由于其原料成本较高、烧结难以完全致密化,大面积应用二硼化钛陶瓷受到限制。烧结技术的进步和复相材料的添加是改善和提高二硼化钛陶瓷烧结能力和性能的主要途径。本文从二硼化钛陶瓷主要烧结方法及复相体系综述了二硼化钛陶瓷的研究进展,同时总结归纳了二硼化钛陶瓷未来的发展方向。
高远[2]（2021）在《硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究》文中指出随着能源电力行业的迅速发展,对耐高温、高强韧、抗氧化结构材料提出了更高的要求。传统的高温合金使用温度上限约1000℃-1200℃,即使是高温性能优异的碳化硅陶瓷的长时使用温度也只有1650℃。因此,开发新型超高温材料对电力行业的发展意义重大。本文首先热压烧结了Nb-xTi（x=10wt.%,20wt.%,30wt.%,40wt.%）合金,研究了Ti含量对Nb-Ti合金强韧性的影响规律。然后以Nb-20wt.%Ti合金为基体,以二硼化锆ZrB2陶瓷为增强相,热压烧结（1600℃/30MPa）制备了致密度不低于97%的xZrB2-NbTi（x=15wt.%,30wt.%,45wt.%,60wt.%）复合材料。利用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、万能试验机等对复合材料微观结构相组成、室温及高温力学性能、高温氧化性能进行了检测,分析了微观组织结构对宏观性能的影响规律,获得了复合材料室温及高温强韧化机理及抗氧化机制。在不同Ti含量的Nb-xTi合金中,断裂韧性随Ti含量的提高先升高后降低,Nb-30wt.%Ti室温断裂韧性最高,为24.5MPa·m1/2;室温屈服强度随Ti含量线性增加,Nb-40wt.%Ti室温强度最高,为1548.9MPa;800℃高温屈服强度随Ti含量线性降低,Nb-40wt.%Ti高温屈服强度最低,为414.8MPa。xZrB2-NbTi复合材料的相组成包括（Ti,Nb,Zr）ss固溶体基体相、等轴状富Ti的（Nb,Ti）B相及针状富Nb的（Ti,Nb）B相。随着ZrB2陶瓷含量增加,复合材料中硼化物相含量也增加。当ZrB2含量超过45wt.%时,出现残余ZrB2团聚体及（Ti,Nb）B团簇。各相的数量和形态直接影响复合材料的强度和韧性。室温力学性能实验结果表明,30wt.%ZrB2-NbTi的室温断裂韧性最高,为12.0MPa·m1/2。（Ti,Nb）B相带来的裂纹偏转、裂纹桥连和拔出机制是其主要的增韧因素。xZrB2-NbTi的强度则取决于（Nb,Ti）B相的位错强化机制及（Ti,Nb）B相和残余ZrB2颗粒因应力集中引起的弱化效果的共同作用。当材料中残余ZrB2颗粒较多时,材料在外力作用下沿剪切带脆性断裂,强度明显下降。室温强度最高为1785.6MPa,在ZrB2含量为15wt.%时获得。高温力学性能实验结果表明,当ZrB2含量一定时,xZrB2-NbTi的屈服强度和断裂韧性随实验温度的升高而线性下降。当实验温度一定时,屈服强度在ZrB2含量为45wt.%时达到最大,断裂韧性在ZrB2含量为30wt.%时达到最大。颗粒强化、细晶强化和残余应力场强化是主要高温增强机制。基体韧性的保留和（Ti,Nb）B的增韧则保证了材料的高温韧性。当实验温度高于1200℃时,60wt.%ZrB2-NbTi材料出现了韧性大幅增加现象,主要归因于氧化锆的马氏体相变增韧。高温氧化实验结果表明,xZrB2-NbTi在高温下氧化产物包括TiNb207、Ti2Nb10O29、Nb2O5、Nb2Zr6017、TiO2和ZrO2相6种。Nb2Zr6O17和TiO2有利于氧化层的完整性,能提高抗氧化性。板条状Nb2O5和疏松的Ti2Nb10O29及TiNb207对氧化层破坏能力排序为:Nb2O5>Ti2Nb10O29>TiNb2O7。800℃-1000℃时,ZrB2含量越高,氧化产物中膜状Nb2Zr6O17越多,板条状Nb2O5减少,膜状Nb2Zr6O17能愈合由Nb2O5生长内应力过大引起的氧化层开裂,抗氧化性越好。1200℃时,ZrB2含量越高,ZrO2马氏体相变体积效应造成的氧化层内应力越大,同时B2O3挥发造成Nb2Zr6017膜破裂,抗氧化性越差。
梁怀南,刘志奇,林乃明,陈东良,高壮,陈浩飞[3]（2021）在《电火花沉积技术及其表面性能的研究进展》文中进行了进一步梳理电火花沉积技术是一种对材料表面进行强化与修复的工艺,被强化处理后的材料表面具有较高的硬度,较好的耐磨性和耐腐蚀性能。该技术由于具有操作简单、成本低、处理后零件无变形、节能、环保等特点,由最初应用在模具、刀具及耐磨件的强化与修复扩展到航空航天、医药、汽车、军工、电机等领域。介绍了电火花沉积涂层形成的原理,并从电火花沉积技术的工艺参数、复合工艺、复合涂层、非晶和纳米晶合金涂层以及沉积层表面耐磨性和耐腐蚀性等多方面进行了综述,最后对电火花沉积技术发展中存在的问题以及未来发展方向进行了总结。
徐敦昊[4]（2021）在《大气等离子喷涂TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层的组织及性能研究》文中认为在科技高速发展的今天,金属机械构件的疲劳、腐蚀和磨损等失效形式是限制其广泛使用的巨大障碍。使用涂层技术可以有效阻止这些失效情况的发生。TiB2-TiC陶瓷复合材料因其独特的高熔点、高硬度、优异的抗磨损腐蚀性能和高温下优秀的化学稳定性使其在金属防护领域有很广泛的应用前景。本文通过自蔓延高温合成技术制备TiB2-TiC-Co复合陶瓷粉末,使用大气等离子喷涂技术在Q235钢基体上制备TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层,研究涂层的力学性能和抗热震、抗磨损以及耐腐蚀等性能,并探讨了相关机理。本文以Co、Ti和B4C为原料,利用自蔓延高温合成技术制备TiB2-TiC-Co喷涂粉末,对产物分析表明,产物中除了TiB2、TiC和Co主要物相外,还有少量中间相Co2B和残余金属Ti的衍射峰。且随涂层中Co含量上升,陶瓷晶粒数量减少,尺寸下降,Co2B含量上升。采用大气等离子喷涂技术成功地制备了TiB2-TiC-Co复合涂层,中间产物与残余Ti转化为最终陶瓷相。金属陶瓷涂层主要结合方式为机械结合,界面结合良好;涂层结合强度均高于10MPa,10 wt.%Co含量的TiB2-TiC涂层的结合强度最高,为23.75 MPa;涂层的显微硬度均超过700 HV,5 wt.%Co含量的TiB2-TiC涂层的硬度最高,为1086.6 HV。TiB2-TiC涂层经400℃和500℃下20次热震循环后的结合强度仍保持在10 MPa以上,具有良好的抗热震性能。10 wt.%Co含量的涂层具有最低的磨损损失率(1.1634*10-7g N-1m-1)以及摩擦系数（0.5671）,Co含量较低时涂层呈现粘着磨损和剥层磨损,Co含量较高时涂层表现为磨粒磨损、硬质相剥离和低应力下的擦伤磨损。电化学性能测试表明,Co含量在10-15%时涂层的抗电化学腐蚀性能良好。
吴光永[5]（2020）在《镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具及其性能研究》文中研究说明本文针对传统自润滑陶瓷刀具不能兼顾减摩性能和力学性能的难题,利用金属增韧补强作用对其进行微观结构改性,研制了添加金属包覆固体润滑剂复合粉体的新型自润滑陶瓷刀具。该刀具材料以氧化铝（A1203）为基体,碳化钨钛固溶体（（W,Ti）C）为增强相,氧化镁（MgO）、氧化钇（Y203）为烧结助剂,六方氮化硼（h-BN）为润滑剂,镍（Ni）为包覆层金属。其中,润滑剂分别为微米h-BN（h-BNμ）、纳米BN（h-BNn）和h-BN纳米片（BNNS）三种尺度的h-BN。揭示了不同尺度的h-BN对刀具材料的微观结构、力学性能、摩擦磨损和切削性能的影响规律。采用以水合胼为还原剂的化学镀工艺分别制备了 Ni包覆三种尺度h-BN的复合粉体,即h-BNμ@Ni、h-BNn@Ni和BNNS@Ni。由于传统的酸基敏化液对h-BN粉体的润湿性较差,为提高敏化效果,提出并应用了醇基敏化液。为解决纳米h-BN和BNNS由于比表面积大而易引起镀液分解的问题,提出了分段恒温化学镀工艺,使得化学镀过程平缓进行。所制备的h-BN@Ni复合粉体的包覆层比较完整、均匀,由晶态纳米Ni粒子构成,与h-BN结合紧密。本研究使用自制的BNNS,提出了一种纯剪切球磨与超声协同制备BNNS的装置与方法。真空热压制备了分别添加h-BNμ@Ni、h-BNn@Ni和BNNS@Ni三种复合粉体的刀具材料,其力学性能高于相应的添加h-BN粉体的刀具材料。其中,添加5 vol.%包覆型微米h-BN的刀具材料的抗弯强度、维氏硬度和断裂韧性分别为599 MPa、16.1 GPa和5.2 MPa·m1/2,分别比添加5 vol.%微米h-BN的刀具材料提高了 8.7%、3.9%和20.9%。添加5 vol.%包覆型纳米h-BN的刀具材料的抗弯强度、维氏硬度和断裂韧性分别为632 MPa、17.2 GPa和5.4 MPa·m1/2,分别比添加5 vol.%纳米h-BN的刀具材料提高了 8.4%、5.5%和14.9%。添加1 vol.%包覆型BNNS的刀具材料的抗弯强度、维氏硬度和断裂韧性分别为760 MPa、18.7 GPa和6.7 MPa·m1/2,分别比添加1 vol.%BNNS的刀具材料提高了 3.4%、3.3%和11.7%。刀具材料强度和硬度的提高归因于添加h-BN@Ni复合粉体代替h-BN粉体使得h-BN晶粒在刀具材料中的分布均匀,与陶瓷基体的结合紧密。刀具材料断裂韧性的改善是由于h-BN@Ni复合粉体的Ni包覆层提高了 h-BN晶粒与陶瓷基体的界面结合强度,进而增加了裂纹扩展阻力,并提高了 h-BN的脱粘功和拔出功,同时利用金属Ni自身的增韧作用。刀具材料的力学性能随着h-BN尺度的减小而提高。研究了 h-BN@Ni含量对刀具材料的摩擦磨损特性的影响。摩擦磨损试验表明,随着h-BNμ@Ni含量的增加,添加包覆型微米h-BN的刀具材料的摩擦系数减小,磨损率先减小后增大;随着h-BNn@Ni含量的增加,添加包覆型纳米h-BN的刀具材料的摩擦系数减小,磨损率增大。研究了试验条件对刀具材料的摩擦磨损特性的影响。试验结果表明,添加10 vol.%包覆型微米h-BN、添加10 vol.%包覆型纳米h-BN和添加1 vol.%包覆型BNNS的刀具材料的摩擦系数随载荷的增大而先增大后减小,磨损率随载荷的增大而增大;摩擦系数和磨损率均随转速的升高而减小。在相同的试验条件下,上述三种刀具材料的减摩和耐磨性能均优于相应的添加10 vol.%微米h-BN、添加10 vol.%纳米h-BN和添加1 vol.%BNNS的刀具材料。摩擦磨损性能随着h-BN尺度的减小而提高。研究了自润滑陶瓷刀具对40Cr淬火钢的切削性能,结果表明,添加h-BN@Ni复合粉体的J具的切削性能优于添加h-BN粉体的刀具。在切削速度为200 m/min、背吃刀量为0.2 mm和进给量为0.102 mm/r的条件下,添加5 vol.%包覆型微米h-BN、添加5 vol.%包覆型纳米h-BN和添加1 vol.%包覆型BNNS的刀具的刀-屑摩擦系数分别比添加5 vol.%微米h-BN、添加5 vol.%纳米h-BN和添加1 vol.%BNNS的刀具降低了 2%、6.8%和5%;切削温度分别降低了 6.7%、5.9%和4.2%;最大切削距离分别增加了 22.5%、19.7%和21%。自润滑陶瓷刀具的前刀面磨损主要为月牙洼磨损和疲劳磨损引起的微崩刃,前刀面高应力作用区的磨损比低应力作用区剧烈。刀具材料中的h-BN在前刀面析出,形成摩擦膜,减轻了切屑对刀具的粘结磨损。自润滑陶瓷刀具的后刀面未生成摩擦膜,其磨损主要为磨粒磨损。自润滑陶瓷刀具的切削性能随着h-BN尺度的减小而提高。
方一航[6]（2020）在《晶须和高熵合金协同强韧化Ti（C,N）基金属陶瓷研究》文中研究指明高速切削刀具是提高生产效率和加工质量,降低能耗和加工成本,推动整个机械制造业升级的关键工具之一。作为切削刀具材料,Ti（C,N）基金属陶瓷拥有良好的红硬性、热稳定性与耐磨性,同时,抗粘附性好,对钢摩擦系数低,制成的各种可转位刀片适用于碳钢、合金钢等材料的高速精加工和半精加工。然而,Ti（C,N）基金属陶瓷的强韧性与高硬度难以同时兼顾,常常以牺牲强韧性为代价来满足切削加工要求。针对上述问题,本文提出采用热压烧结法制备晶须和高熵合金协同强韧化Ti（C,N）基金属陶瓷的新思路,开展ZrO2晶须和Al0.3CoCrFeNi高熵合金（HEA）制备及Ti（C,N）基金属陶瓷微观结构、力学性能和高温性能等研究,为研制兼具高硬度与良好强韧性的Ti（C,N）基金属陶瓷刀具奠定坚实的理论和应用基础。经烧结工艺和粘结相含量优化,研制出Ti（C,N）-WC-Mo2C-TaC-Ni/Co金属陶瓷。其中,当Ti（C,N）含量为70 wt.%,Ni/Co为10 wt.%时,相对密度、硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到99.1%、19.39 GPa、1488 MPa和7.84 MPa·m1/2;当Ti（C,N）含量为55 wt.%,Ni/Co为25 wt.%时,相对密度、硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到 99.39%、12.71 GPa、1674 MPa 和 8.99 MPa·m1/2。通过完善助熔剂种类、粉体摩尔比和烧结工艺,研制出单斜相棒状ZrO2晶须。晶须长约600～1000 nm,直径为50～100 nm,表面光滑,直晶率和完整度高。揭示出助熔剂法制备ZrO2晶须的生长机理,包括溶解-成核-生长三个过程:助熔剂首先形成过饱和溶液,接着ZrO2颗粒经溶解形成ZrO2晶核,大量溶解的晶核在液-固界面处再结晶,最终晶核沿着[011]方向生长形成ZrO2晶须。为提高强韧性,研制出ZrO2晶须改性Ti（C,N）基金属陶瓷。当晶须含量为7.5 wt.%时,其相对密度、抗弯强度、硬度和断裂韧性分别达到98.1%,1623 MPa,18.57 GPa和9.54 MPa·m1/2。揭示出室温时ZrO2晶须强韧化机理:晶须桥联和拔出,裂纹偏转、桥联和分支,相变增韧。揭示出Ni/Co为粘结相Ti（C,N）基金属陶瓷高温弱化机理:晶界软化、弹性模量降低、材料氧化及晶界滑移和空洞的形成;高温增强机理:晶须桥联、偏转、拔出和“晶界相”及抗氧化性的提高。揭示出高温磨损机理为粘结磨损。为增强高温硬度,研制出晶须和HEA协同强韧化Ti（C,N）基金属陶瓷。当温度为1000℃时,其硬度、抗弯强度、断裂韧性和弹性模量达到10.78 GPa、913 MPa、6.57 MPa·m1/2和196.7 GPa,所得高温综合性能最优。揭示出HEA为粘结相Ti（C,N）基金属陶瓷的高温弱化机理:晶界软化、弹性模量降低、材料氧化和晶界滑移;高温增强机理:金属陶瓷的高晶界强度,HEA粘结相的高温抗氧化性和位错滑移的阻碍,以及晶须的高温增强。揭示出高温磨损机理为粘结磨损。
连玮琦[7]（2020）在《新型Mxene基润滑涂层及其多元强化铜基复合材料的制备与摩擦学特性研究》文中研究表明金属铜由于具备良好的导电性和导热性,因而在工业领域得到广泛使用。由于自身力学性能及减摩耐磨性能较差,使其应用范围受到了限制。因此提高铜基体的力学性能与减摩耐磨性能成为近年来材料科学与工程领域的研究热点。目前主要的解决方法有:①铜基体中添加陶瓷颗粒,得到陶瓷颗粒增强铜基复合材料,这种铜基复合材料既保持了铜合金优异的导电导热性能,又拥有陶瓷材料的高硬度与高耐磨性等特点,从而使其在电接触材料,热管理材料和滑动轴承材料等应用中显示出巨大的潜力。②碳材料增强铜基复合材料,通过添加石墨烯,碳纳米管等重量轻且不影响其热导率和电导率的碳材料增强相,可以克服铜高密度和低硬度的缺点。③在铜基体表面沉积一层自润滑薄膜作为固体润滑涂层,不仅能有效提高铜的减摩耐磨性能,也能保持金属铜的导电性导热性不受损害。应当指出的是,上述方法都会继承单一强化相存在的缺陷,例如陶瓷材料带来的脆性、纳米碳材料的团聚等等,进而影响材料的性能。近年来的研究表明,MXene作为一种新型的二维纳米材料,主要以二维过渡金属碳化物或氮化物晶体为主,具有与石墨烯相似的二维片状结构,而且其力学性能也与石墨烯类似,都具有优异的承载能力与机械强度,可以作为理想的金属强化相,然而将其应用于减摩领域的研究还鲜见报道。为了有效提高铜基材料的减摩耐磨性能。本研究从制备具有良好减摩耐磨性能的新型铜基复合材料以及在铜基材料表面制备自润滑固体润滑涂层两个方向着手,探讨了氧化石墨烯-To3AlC2多元协同增强铜基复合材料制备、类石墨烯二维材料涂层制备、二维Ti3C2基异质结构涂层制备以及它们的减摩耐磨行为等方面开展了系统研究,采用XRD、SEM、TEM以及拉曼光谱等手段对所制备的材料进行了分析与表征,主要创新性工作如下:（1）通过将核-壳结构的Cu/氧化石墨烯（GO）/Cu复合粉体和表面化学镀铜修饰的Ti3AlC2颗粒混合后热压烧结,制备出氧化石墨烯-Ti3AlC2多元协同增强的铜基复合材料。实验表明这种复合材料比单独添加氧化石墨烯或Ti3AlC2陶瓷颗粒增强的复合材料表现出更低的摩擦因数和磨损率。其磨损机理为轻微疲劳磨损。相比较之下,单一氧化石墨烯增强铜基复合材料的磨损机理为黏着磨损和磨粒磨损,单一Ti3AlC2陶瓷增强铜复合材料对应的磨损机理为磨粒磨损和疲劳磨损。阐明了这种减摩耐磨性能的改善归因于氧化石墨烯和Ti3AlC2的协同强化作用。氧化石墨烯和Ti3AlC2陶瓷颗粒协同承担载荷并提高了复合材料的强度,有效地阻止了复合材料的黏着磨损并减少了磨粒磨损的发生,从而降低了磨损率。此外,氧化石墨烯自身良好的减摩耐磨特性配合Ti3AlC2在摩擦过程中原位产生的摩擦氧化产物,能在摩擦副接触面上协同形成致密、连续且具有低临界剪切应力特征的摩擦层,从而降低了摩擦因数。实验还表明,通过对粉末以及强化相的特殊设计,可以控制强化相在基体内的分布,减轻石墨烯强化相的团聚倾向,改善金属陶瓷强化相与铜基体之间的界面结合能力,从而最大程度的发挥出两种强化相在滑动摩擦过程中的协同强化作用。（2）通过刻蚀金属陶瓷Ti3AlC2以及后续插层剥离,制备出具有类石墨烯结构的Ti3C2二维材料,通过简单的滴涂法在铜基底表面制备了 Ti3C2涂层。研究了普通大气环境和真空环境下Ti3C2固体润滑涂层的摩擦磨损行为。结果表明,在大气环境中,涂覆Ti3C2固体润滑涂层的黄铜片的摩擦因数非常低,约为无涂层对照组的1/6,其磨损率大幅降低,约为无涂层对照组磨损率的1/16,摩擦过程中非常稳定,表明具涂层有优良的抗震减震性能。利用拉曼光谱分析了不同对磨阶段中转移膜的变化。发现原本拉曼光谱中的Ti-C特征峰随着对磨时间的增加而逐渐消失,且出现了碳材料的特征峰D、G峰和2D峰,表明Ti3C2的润滑机理为:在普通大气环境滑动摩擦过程中,Ti3C2发生石墨化转变,生成具有润滑效果的富含石墨碳的转移膜,在起着润滑作用的同时,也有效阻隔了对磨球与金属基底之间的直接接触。在真空环境下,Ti3C2涂层摩擦因数比大气环境下略有提高,提升至0.25,但对比于无涂层对照组的摩擦因数数值降低了 60%,且对磨球上仍生成富含石墨碳的转移膜,说明Ti3C2涂层在真空环境也保持了良好的减摩性能。该环境下涂层的磨损机理表现为轻微疲劳磨损和磨粒磨损。（3）为了提高Ti3C2在滑动摩擦过程中的稳定性以适应不同的服役环境,利用异质结构涂层具有更低的摩擦阻力的特点,通过简便的喷涂法成功制备了具有更高稳定性的Ti3C2/GO异质结构涂层。在普通大气环境下,所制备的异质结构涂层表现出与氧化石墨烯相当的自润滑性能和减摩耐磨性能。在干燥氮气气氛下,与单纯氧化石墨烯涂层相比,Ti3C/GO异质结构涂层的摩擦因数低了 25%,磨损率约为氧化石墨烯涂层的1/100。减摩耐磨性能的提升可归因于GO和Ti3C2的协同润滑作用以及异质结构所具有的较高稳定性,因为在滑动摩擦过程中,Ti3C2/GO异质结构涂层依旧保持原有的二维材料特征结构,且能生成富含石墨碳的转移膜以及连续且均匀分布的摩擦层,具有低临界剪应力的摩擦层分散了在滑动摩擦过程中产生的剪应力,并阻隔了对磨球与金属基底之间的直接接触,因而减轻了摩擦过程中产生的粘着磨损与磨粒磨损,降低了磨损率和摩擦因数。（4）利用Ti3C2与GO带负电的羟基与金属铜离子的结合,在铜粉上原位制备出Ti3C2/GO异质结构强化相,通过后续真空热压烧结,得到10%Ti3C2/1%GO/Cu复合材料。该复合材料在滑动摩擦过程中体现了优异的减摩耐磨性能。与纯铜对相比,10%Ti3C2/1%GO/Cu复合材料的摩擦因数数值降低了 40%,且摩擦因数曲线平稳,主要磨损机制为轻微的疲劳剥落。减摩耐磨性能的改善是由于GO和Ti3C2的协同润滑作用以及异质结构所具有的较高稳定性。在滑动摩擦过程中,10%Ti3C2/1%GO/Cu复合材料的磨痕内能发现连续且均匀分布的富含石墨碳的摩擦层,这种低临界剪切应力的摩擦层有效分散了在滑动摩擦过程中产生的剪应力,隔开了对磨球与金属基底之间的直接接触,起到了良好的减摩作用,因而降低了摩擦过程中产生粘着磨损与磨粒磨损的几率。实验发现对磨球上未生成转移膜,且有一定磨损率,但磨损面相对光滑,说明10%Ti3C2/1%GO/Cu复合材料的硬度得到提高,在提高的自润滑性能的同时,提升了力学性能。
李战江[8]（2020）在《Ti（C,N）-TiB2-HEA复合金属陶瓷材料制备及其组织与性能研究》文中研究表明高熵合金（HEA）具有独特的成分设计理念和优异性能,是近年材料研究的热点,具有广阔的应用前景。将HEA作为金属陶瓷、WC硬质合金等硬质材料的粘结剂,可望利用HEA的特性提高硬质材料的性能,并减少Co的用量,降低材料成本。本研究选用Fe Co Ni Cr Al高熵合金作为粘结剂,采用真空热压烧结方法制备Ti（C,N）-TiB2-HEA复合金属陶瓷,研究TiB2添加量、HEA粘结剂含量、烧结温度和保温时间对其微观组织结构和力学性能的影响,以及HEA粘结剂含量对复合金属陶瓷的高温氧化性能、高温硬度和高温摩擦磨损性能的影响。结果表明:当HEA粘结剂含量为10wt.%时,随着TiB2含量的增加,复合金属陶瓷晶粒尺寸减小,致密度降低。当TiB2含量是22.5wt.%时,随着HEA粘结剂的增加,复合金属陶瓷晶粒尺寸先增大后减小,致密度提高。随着烧结温度的提高,复合金属陶瓷的断裂韧性先增加后降低,在1500℃时最佳为7.9 MPa·m1/2。在1550℃时维氏硬度和弯曲强度最佳,分别为1977.3 HV10和768.6 MPa。当烧结温度为1550℃时,随着保温时间的增加,复合金属陶瓷的力学性能先升高后降低,保温30 min时最优,维氏硬度、弯曲强度和断裂韧性分别为1954.4 HV10,727 MPa,和7.9 MPa·m1/2。HEA结剂在高温下的热稳定和较好的抗氧化性能促使复合金属陶瓷表现出优异的抗氧化性能。在1000℃氧化时,HEA粘结剂复合金属陶瓷的抗高温氧化性能明显优于Ni-Co粘结剂复合金属陶瓷,前者氧化产物主要是TiO2,Al2O3和Al2TiO5、Al2Ni O4、Fe TiO3等,且氧化膜致密,氧化产物颗粒细小。后者的氧化产物主要是TiO2,另有少量的钛酸盐,且氧化产物颗粒粗大,氧化膜有裂纹。HEA粘结剂复合金属陶瓷的高温硬度高于Ni-Co粘结剂复合金属陶瓷。800℃时,两者的高温硬度分别为1335.5 HV20和996 HV20。HEA粘结剂复合金属陶瓷的高温摩擦磨损性能优于Ni-Co粘结剂复合金属陶瓷。在200℃,两者的磨损机理都是以磨粒磨损为主。400℃时,两者逐渐出现了少量的氧化磨损;600℃时,两种复合金属陶瓷除了存在磨粒磨损和氧化磨损外,还出现了少量的粘着磨损。随着温度升高到800℃,氧化磨损和粘着磨损成为两种复合金属陶瓷的主要磨损机理。
赵昀[9]（2020）在《选区激光熔化制备Ni-TiB2金属陶瓷工艺与性能研究》文中研究表明陶瓷颗粒增强金属基复合材料既有金属材料优良的延展性和导电性,还具备陶瓷相优异的硬度和耐磨性能,因此陶瓷金属基复合材料得到了国内外学者们的广泛关注。本文利用选区激光熔化（Selective Laser Melting,SLM）技术成功制备了TiB2（0vol.%、5vol.%、10vol.%、15vol.%）增强镍复合材料。首先,本文系统的研究了金属镍的SLM成形工艺。分析了激光线能量密度与熔道形貌的关系,以连续稳定熔道的工艺参数范围作为制备金属镍块体材料的基础数据,对不同工艺参数下的金属镍块体的表面形貌、致密度、微观组织演变及拉伸性能进行了研究,并建立出工艺参数-成形质量-显微组织-机械性能之间的关系。经单熔道和块体实验结果可知,SLM成形金属镍块体的最优参数为:激光功率为215W,激光扫描速度为960mm/s,线扫描间距为0.11mm,此工艺参数下对应的粗糙度、致密度、抗拉强度、屈服强度以及平均断后延伸率分别为10.5μm、99.6%、420MPa、345MPa以及31%,断口为韧性断口。基于上述结果,本文还研究了TiB2/Ni复合材料SLM成形工艺。研究发现:随着TiB2含量的增加,TiB2/Ni复合材料的孔隙率逐渐升高,相对密度降低。随着激光线能量密度的增加,TiB2/Ni复合材料的相对密度呈现先上升后下降的趋势,且扫描面（X-Y面）成形质量优于成形面（Y-Z面）的成形质量。结果显示:在激光线能量密度为215J/m时,Ni-5vol.%TiB2复合材料的成形质量最优,其表面粗糙度、相对密度分别为13.04μm、99.13%,X-Y面和Y-Z面的孔隙率最低,分别为0.30%和1.49%。最后,研究并分析了TiB2/Ni复合材料的力学性能。结果表明,TiB2体积分数对试样摩擦性能的影响大于激光线能量密度。当激光功率为140W,扫描速度为650mm/s,扫描间距为0.11mm时,5vol.%的TiB2颗粒增强相可显着提高金属镍的综合力学性能,其X-Y面和Y-Z面维氏硬度分别为354.92HV0.2和349.37HV0.2。Ni-10vol.%TiB2复合材料的X-Y面和Y-Z面维氏硬度分别为548.47HV0.2和525.69HV0.2,其硬度是纯Ni的3.32倍。Ni-5vol.%TiB2复合材料摩擦系数和磨损率分别为0.4511和8.361?10-6mm3N-1m-1,磨损轮廓宽度和面积分别为1.167μm和471.585μm2,与纯Ni相比,其磨损率降低了90%。
赵海洋[10]（2020）在《激光熔覆Ni-Al/Al2O3-13%TiO2金属陶瓷涂层组织性能研究及数值模拟分析》文中提出激光熔覆作为一种重要的材料表面改性技术,能够促进熔覆层与基材表面冶金结合,在现代化制造行业中占据重要地位。伴随着激光技术的发展,金属陶瓷复合粉末作为熔覆材料,在保持金属优良特性的同时又兼具有陶瓷特点,已成为激光熔覆涂层研究和开发的热点。本文通过激光熔覆工艺在45钢表面上熔覆Ni-Al/Al2O3-13%TiO2金属陶瓷粉末,获得兼有金属和陶瓷综合特性的耐磨涂层。研究了熔覆层的组织结构、硬度、耐磨性及抗高温氧化性,结合有限元数值模拟分析涂层内部温度场、应力场分布特点,并与试验部分相佐证,共同诠释Ni-Al/Al2O3-13%TiO2金属陶瓷涂层性能提升因素及不同工艺参数对其影响机理。主要研究内容如下:1)为了进一步研究Ni-Al/Al2O3-13%TiO2涂层的硬度、耐磨及抗高温氧化性能,应用YLS-2000光纤激光器在45钢基体上分别制备Ni-Al涂层及Ni-Al/Al2O3-13%TiO2涂层。通过金相显微镜、SEM、EDS能谱分析、X射线衍射等系统研究涂层的组织形貌、物相组成及元素分布。采用HXD-1000TB维氏硬度仪测定涂层截面显微硬度分布,利用M-2000磨损试验机进行磨损试验,通过WS-G510智能马弗炉对熔覆层及基材进行高温氧化性能测试。结果表明,与Ni-Al涂层相比,Ni-Al/Al2O3-13%TiO2涂层的宏观成形质量较好,无裂纹,涂层组织更为均匀致密,其涂层的截面最高硬度约为Ni-Al涂层的2倍,约为基体的4倍;其失重量约为Ni-Al涂层的1/2,约为基体材料的1/12,涂层比增重相较45钢而言比较小。因此,Ni-Al/Al2O3-13%TiO2涂层的硬度、耐磨及抗高温氧化性能相较于Ni-Al涂层及基体材料显着提升,该研究对于金属陶瓷材料的整体性能分析具有一定的参考意义。2)研究激光功率、扫描速度对激光熔覆Ni-Al/Al2O3-13%TiO2涂层和Ni-Al涂层的温度场分布影响规律,针对单道激光熔覆,利用ANSYS Workbench对该熔覆过程的温度变化进行模拟。通过模拟参数设计、因素极差分析,以稀释率大小作为衡量指标,结合涂层宏观形貌质量分析,得出结论,随着激光功率的增大,涂层最高温度点逐渐增大;随着扫描速度的增加,涂层温度最高点逐渐减小;激光功率为影响温度的主要因素,扫描速度为影响温度的次要因素。当P=1200W、V=6mm.s-1时,获得的Ni-Al/Al2O3-13%TiO2涂层宏观形貌质量较好,且此时稀释率较低。3)选取激光熔覆Ni-Al/Al2O3-13%TiO2涂层成形质量较好的工艺参数,对该参数下激光熔覆过程的温度场、应力场进行分析。结合试验和数值模拟进一步研究温度和应力对涂层组织及相变的影响机理。结果表明,在激光熔覆快速熔化与冷凝的过程中,熔覆层表面组织较为细化,随着距表面距离的增加组织逐渐粗大化;Ni-Al/Al2O3-13%TiO2相较于Ni-Al涂层内部存在的拉应力较小,这也是Ni-Al涂层易产生裂纹的因素之一。
二、TiB_2-金属陶瓷及其涂层制备技术的研究进展（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、TiB_2-金属陶瓷及其涂层制备技术的研究进展（论文提纲范文）
（1）二硼化钛陶瓷研究进展及展望（论文提纲范文）
| 前言 |
| 1 二硼化钛陶瓷结构特征和性能 |
| 1.1 TiB2的结构特征 |
| 1.2 TiB2的性能 |
| 2 二硼化钛陶瓷烧结方法研究进展 |
| 2.1 无压烧结 |
| 2.2 热压烧结 |
| 2.3 放电等离子烧结 |
| 3 二硼化钛复相陶瓷研究现状 |
| 3.1 TiB2-硬质陶瓷相复相陶瓷 |
| 3.1.1 TiB2-TiC |
| 3.1.2 TiB2-SiC |
| 3.1.3 TiB2-B4C |
| 3.2 TiB2-金属复相陶瓷 |
| 3.2.1 TiB2-Fe |
| 3.2.2 TiB2-Al |
| 3.2.2 TiB2-Cu |
| 4 结语 |
（2）硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.2.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.2.2 发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.2.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.3 高温材料研究现状 |
| 1.3.1 高温金属及合金 |
| 1.3.1.1 超合金 |
| 1.3.1.2 铂族金属 |
| 1.3.1.3 难熔金属及其合金 |
| 1.3.1.4 金属间化合物 |
| 1.3.2 高温陶瓷 |
| 1.3.3 高温复合材料 |
| 1.3.3.1 碳/碳复合材料 |
| 1.3.3.2 陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.3 金属基复合材料 |
| 1.3.4 超高温陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料研究现状 |
| 1.3.4.1 颗粒增强Al、Mg、 Ti、Cu、Ni基复合材料 |
| 1.3.4.2 颗粒增强难熔金属基复合材料 |
| 1.4 高温材料制备方法 |
| 1.5 本文实验材料的选择及其性质 |
| 1.5.1 难熔金属基体的选择及可行性分析 |
| 1.5.2 超高温陶瓷颗粒的选择及可行性分析 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 原材料与制备工艺 |
| 2.1.1 Nb-xTi基体合金材料的制备 |
| 2.1.2 xZrB_2-NbTi陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料的制备 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD相组成 |
| 2.2.2 SEM微观形貌 |
| 2.2.3 TEM点阵 |
| 2.2.4 EDS元素分布 |
| 2.2.5 致密度 |
| 2.3 力学性能分析 |
| 2.3.1 显微硬度 |
| 2.3.2 常温断裂韧性 |
| 2.3.3 高温断裂韧性 |
| 2.3.4 常温压缩 |
| 2.3.5 高温压缩 |
| 2.4 高温抗氧化性能分析 |
| 第3章 Nb-xTi合金材料组织结构及力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb-Ti合金的相组成及微观形貌 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 3.2.3 TEM点阵分析 |
| 3.3 Nb-Ti合金的韧化机制及断口形貌 |
| 3.4 Nb-Ti合金的强化机制及压缩特性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 xZrB_2-NbTi复合材料组织结构及室温力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 xZrB_2-NbTi材料相组成及微观形貌 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 4.3 xZrB_2-NbTi材料的烧结及致密化过程 |
| 4.4 xZrB_2-NbTi材料室温断裂韧性及韧化机制 |
| 4.5 xZrB_2-NbTi材料室温压缩性能及强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbTi复合材料高温力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.2.1 实验温度对复合材料高温压缩性能的影响 |
| 5.2.2 陶瓷相含量对复合材料高温压缩性能的影响规律 |
| 5.3 复合材料高温断裂韧性 |
| 5.4 复合材料高温压缩断口形貌 |
| 5.5 复合材料高温断裂韧性断口形貌 |
| 5.6 复合材料高温强化机制及失效模式分析 |
| 5.7 复合材料高温增韧机制及断裂机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbTi复合材料氧化动力学曲线分析 |
| 6.3 氧化产物相组成及微观形貌分析 |
| 6.4 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（3）电火花沉积技术及其表面性能的研究进展（论文提纲范文）
| 1 电火花沉积技术的研究进展 |
| 1.1 工艺参数对电火花沉积的影响 |
| 1.2 电火花沉积复合工艺 |
| 1.3 电火花沉积复合涂层 |
| 1.4 电火花沉积非晶和纳米晶合金涂层 |
| 2 电火花沉积层表面性能的研究进展 |
| 2.1 电火花沉积层的耐磨性 |
| 2.2 电火花沉积层的耐腐蚀性 |
| 3 结语 |
（4）大气等离子喷涂TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstracts |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 大气等离子喷涂技术的概述 |
| 1.2.1 等离子喷涂技术的发展 |
| 1.2.2 大气等离子喷涂的原理 |
| 1.2.3 大气等离子喷涂的特点 |
| 1.3 自蔓延高温合成技术 |
| 1.3.1 自蔓延高温合成技术的研究历程 |
| 1.3.2 自蔓延高温合成技术反应机制和特点 |
| 1.4 复合陶瓷涂层的研究 |
| 1.4.1 TiB_2-TiC陶瓷涂层的研究 |
| 1.4.2 Co元素掺杂复合陶瓷涂层的研究 |
| 1.4.3 耐磨复合陶瓷涂层的研究 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 研究方案及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验主要仪器设备 |
| 2.3 喷涂粉体的制备 |
| 2.3.1 反应合成原理和粉末化学组成 |
| 2.3.2 SHS混合粉体制备 |
| 2.3.3 SHS反应合成粉体 |
| 2.3.4 粉体喷雾干燥 |
| 2.4 Q235 钢基体材料预处理 |
| 2.5 TiB_2-TiC涂层的制备 |
| 2.5.1 喷涂参数的确定 |
| 2.5.2 喷涂准备过程 |
| 2.5.3 喷涂实验过程 |
| 2.6 样品测试与表征 |
| 2.6.1 SHS粉末以及涂层相分析 |
| 2.6.2 组织结构观察 |
| 2.6.3 涂层显微硬度 |
| 2.6.4 结合强度测试 |
| 2.6.5 热震性能测试 |
| 2.6.6 涂层摩擦磨损测试 |
| 2.6.7 电化学腐蚀 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 SHS-APS制备TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的组织与结合强度研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti-B_4C反应体系的自蔓延产物分析 |
| 3.3 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的显微组织 |
| 3.4 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的结合强度 |
| 3.5 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的显微硬度 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 耐磨涂层的抗热震性能 |
| 4.3 涂层的摩擦磨损性能 |
| 4.3.1 摩擦磨损试验结果分析 |
| 4.3.2 涂层磨损机理分析 |
| 4.4 涂层的耐腐蚀性能研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术成果 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| 英文摘要 |
| 名词简写符号注释表 |
| 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 自润滑陶瓷刀刀具的研究现状 |
| 1.2.2 金属包覆型复合粉体的研究现状 |
| 1.2.3 粉体化学镀的研究现状 |
| 1.3 本论文主要研究内容 |
| 1.3.1 课题的提出 |
| 1.3.2 主要研究内容 |
| 第2章 镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具材料的设计 |
| 2.1 刀具材料的设计方案 |
| 2.2 刀具材料的组分设计 |
| 2.2.1 基体的选用 |
| 2.2.2 增强相的选用 |
| 2.2.3 烧结助剂的选用 |
| 2.2.4 固体润滑剂的选用 |
| 2.2.5 包覆层金属的选用 |
| 2.2.6 刀具材料组分含量的确定 |
| 2.3 刀具材料的微观结构设计 |
| 2.3.1 包覆型复合粉体结构的确定 |
| 2.3.2 金属包覆层理论厚度的计算 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 镍包覆六方氮化硼复合粉体的制备与表征 |
| 3.1 实验试剂与仪器 |
| 3.2 制备工艺 |
| 3.2.1 h-BN粉体的预处理 |
| 3.2.2 h-BN粉体的化学镀 |
| 3.2.3 化学镀工艺参数的影响 |
| 3.2.4 分段恒温化学镀 |
| 3.3 h-BNμ@Ni复合粉体的表征 |
| 3.3.1 表征分析方法 |
| 3.3.2 XRD分析 |
| 3.3.3 SEM分析 |
| 3.3.4 TEM分析 |
| 3.4 h-BNn@Ni复合粉体的表征 |
| 3.4.1 XRD分析 |
| 3.4.2 SEM分析 |
| 3.4.3 TEM分析 |
| 3.5 BNNS@Ni复合粉体的制备和表征 |
| 3.5.1 BNNS的制备 |
| 3.5.2 BNNS的表征 |
| 3.5.3 BNNS@Ni复合粉体的制备 |
| 3.5.4 BNNS@Ni复合粉体的表征 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具材料制备 |
| 4.1 刀具材料的制备 |
| 4.1.1 原料 |
| 4.1.2 组分配比 |
| 4.1.3 制备工艺 |
| 4.2 刀具材料物相分析和微观结构表征 |
| 4.2.1 测试方法 |
| 4.2.2 物相分析 |
| 4.2.3 添加h-BNμ@Ni刀具材料的微观结构 |
| 4.2.4 添加h-BNn@Ni的刀具材料的微观结构 |
| 4.2.5 添加BNNS@Ni刀具材料的微观结构 |
| 4.2.6 h-BN尺度对刀具材料微观结构的影响 |
| 4.3 刀具材料的相对密度和力学性能测试 |
| 4.3.1 试样制备 |
| 4.3.2 测试方法 |
| 4.3.3 测试结果 |
| 4.3.4 h-BNμ@Ni含量对致密性和力学性能的影响 |
| 4.3.5 Ni添加方式对致密性和力学性能的影响 |
| 4.3.6 h-BNn@Ni含量对致密性和力学性能的影响 |
| 4.3.7 添加BNNS@Ni对致密性和力学性能的影响 |
| 4.3.8 h-BN尺度对刀具材料力学性能的影响 |
| 4.4 Ni包覆h-BN自润滑陶瓷刀具材料的增韧机理 |
| 4.4.1 添加h-BNμ@Ni刀具材料的增韧机理 |
| 4.4.2 添加h-BNn@Ni刀具材料的增韧机理 |
| 4.4.3 添加BNNS@Ni 刀具材料的增韧机理 |
| 4.4.4 h-BN尺度对刀具材料增韧的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具材料的摩擦磨损特性 |
| 5.1 试验装置与方法 |
| 5.2 h-BN@Ni含量对摩擦磨损特性的影响 |
| 5.2.1 h-BN@Ni含量对摩擦系数的影响 |
| 5.2.2 h-BN@Ni含量对磨损率的影响 |
| 5.2.3 h-BN@Ni含量对磨损形貌的影响 |
| 5.3 试验条件对摩擦磨损性能的影响 |
| 5.3.1 载荷的影响 |
| 5.3.2 转速的影响 |
| 5.4 Ni包覆h-BN自润滑陶瓷刀具材料的减摩耐磨机理 |
| 5.4.1 减摩机理 |
| 5.4.2 耐磨机理 |
| 5.4.3 h-BN尺度对刀具材料摩擦磨损特性的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具的切削性能 |
| 6.1 切削试验 |
| 6.1.1 试验条件 |
| 6.1.2 测试方法 |
| 6.2 添加h-BN@Ni对切削性能的影响 |
| 6.2.1 添加h-BN@Ni对切削力的影响 |
| 6.2.2 添加h-BN@Ni对刀-屑摩擦系数的影响 |
| 6.2.3 添加h-BN@Ni对切削温度的影响 |
| 6.2.4 添加h-BN@Ni对后刀面磨损量的影响 |
| 6.2.5 添加h-BN@Ni对工件已加工表面粗糙度的影响 |
| 6.3 切削用量对刀具切削性能的影响 |
| 6.3.1 切削速度的影响 |
| 6.3.2 背吃刀量的影响 |
| 6.3.3 进给量的影响 |
| 6.4 刀具在切削过程中的磨损机理 |
| 6.4.1 前刀面磨损分析 |
| 6.4.2 后刀面磨损分析 |
| 6.4.3 h-BN尺度对刀具切削性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）晶须和高熵合金协同强韧化Ti（C,N）基金属陶瓷研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 本论文研究背景 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的研究 |
| 1.2.1 研究概况 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷微观结构 |
| 1.2.3 强韧化方式 |
| 1.3 晶须和高熵合金强韧化改性研究 |
| 1.3.1 晶须强韧化研究 |
| 1.3.2 高熵合金粘结相研究 |
| 1.4 金属陶瓷高温性能研究 |
| 1.4.1 高温抗氧化性研究 |
| 1.4.2 高温力学性能研究 |
| 1.4.3 高温摩擦磨损研究 |
| 1.5 论文研究目的、意义及主要内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 ZrO_2晶须制备 |
| 2.1.1 晶须原料和制备工艺的选择 |
| 2.1.2 实验原料及仪器 |
| 2.1.3 助熔剂法前处理和后处理 |
| 2.1.4 助熔剂法制备晶须的工艺流程 |
| 2.2 机械合金化制备Al_(0.3)CoCrFeNi高熵合金 |
| 2.2.1 高熵合金制备工艺的选择 |
| 2.2.2 机械合金化工艺流程和实验原料及仪器 |
| 2.3 真空热压烧结制备Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 2.3.1 Ti(C,N)基金属陶瓷材料的选择 |
| 2.3.2 实验原料及仪器 |
| 2.3.3 材料制备工艺 |
| 2.4 材料力学性能试验与微观结构表征 |
| 2.4.1 密度和相对密度 |
| 2.4.2 维氏硬度 |
| 2.4.3 室温-高温抗弯强度、断裂韧性和弹性模量 |
| 2.4.4 氧化试验 |
| 2.4.5 高温摩擦磨损试验 |
| 2.4.6 微观结构观察及物相分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备和力学性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 烧结温度对微观结构和室温力学性能的影响 |
| 3.2.1 微观结构 |
| 3.2.2 室温力学性能 |
| 3.3 压强对微观结构和室温力学性能的影响 |
| 3.3.1 微观结构 |
| 3.3.2 室温力学性能 |
| 3.4 粘结相含量对微观结构和室温力学性能的影响 |
| 3.4.1 微观结构 |
| 3.4.2 室温力学性能 |
| 3.5 室温-高温力学性能研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 ZrO_2晶须的制备及生长机理的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 助熔剂的选择 |
| 4.2.1 单一助熔剂 |
| 4.2.2 复合助熔剂 |
| 4.3 复合助熔剂制备ZrO_2晶须工艺的研究 |
| 4.3.1 YSZ粉体与复合助熔剂的摩尔比 |
| 4.3.2 ZnSO_4·7H_2O和Na_2SO_4的摩尔比 |
| 4.3.3 烧结温度对ZrO_2晶须结构的影响 |
| 4.3.4 保温时间对ZrO_2晶须结构的影响 |
| 4.3.5 最佳ZrO_2晶须的结构表征 |
| 4.4 助熔剂法制备ZrO_2晶须的生长机理研究 |
| 4.4.1 晶须生长机理 |
| 4.4.2 ZrO_2晶须的生长机理研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 ZrO_2晶须强韧化Ti(C,N)基金属陶瓷的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 制备工艺参数及流程 |
| 5.3 微观结构和室温力学性能 |
| 5.3.1 微观结构 |
| 5.3.2 室温力学性能 |
| 5.4 ZrO_2晶须室温强韧化机理 |
| 5.4.1 晶须桥联和拔出 |
| 5.4.2 裂纹偏转、桥联和分支 |
| 5.4.3 相变增韧 |
| 5.5 高温性能研究 |
| 5.5.1 室温-高温力学性能 |
| 5.5.2 高温抗氧化性 |
| 5.5.3 高温微观结构及力学性能演化机理 |
| 5.5.3.1 高温硬度 |
| 5.5.3.2 高温强韧性 |
| 5.5.4 高温摩擦磨损 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 高熵合金和晶须协同强韧化Ti(C,N)基金属陶瓷的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 制备工艺参数及流程 |
| 6.3 金属陶瓷TA微观结构和室温力学性能的研究 |
| 6.3.1 粉体微观结构 |
| 6.3.2 烧结温度对微观结构和室温力学性能的影响 |
| 6.3.2.1 微观结构 |
| 6.3.2.2 室温力学性能 |
| 6.4 晶须和高熵合金协同强韧化金属陶瓷微观结构和性能的研究 |
| 6.4.1 微观结构 |
| 6.4.2 室温-高温力学性能 |
| 6.4.3 高温抗氧化性研究 |
| 6.4.4 高温微观结构及力学性能演化机理 |
| 6.4.4.1 高温硬度 |
| 6.4.4.2 高温强韧性 |
| 6.4.5 高温摩擦磨损 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 进一步工作的方向 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（7）新型Mxene基润滑涂层及其多元强化铜基复合材料的制备与摩擦学特性研究（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 铜合金的应用与研究现状 |
| 1.3 陶瓷颗粒强化铜基复合材料制备研究及现状 |
| 1.3.1 传统陶瓷颗粒强化铜基复合材料制备研究及现状 |
| 1.3.2 MAX相金属陶瓷强化金属基复合材料制备研究及现状 |
| 1.4 碳材料强化铜基复合材料的制备研究及现状 |
| 1.4.1 石墨强化铜基复合材料制备研究及现状 |
| 1.4.2 碳纳米管强化铜基复合材料制备研究及现状 |
| 1.4.3 碳纤维强化铜基复合材料制备研究及现状 |
| 1.4.4 石墨烯强化铜基复合材料制备研究及现状 |
| 1.5 多元强化复合材料介绍及研究进展 |
| 1.6 固体润滑涂层的研究现状及研究进展 |
| 1.6.1 二硫化钼基固体润滑涂层的制备及研究现状 |
| 1.6.2 氧化石墨烯基固体润滑涂层的制备及研究现状 |
| 1.7 MXene材料应用于减摩耐磨领域的研究现状及研究进展 |
| 1.8 本文的研究目的、意义及主要研究内容 |
| 1.8.1 研究目的与意义 |
| 1.8.2 研究思想方法 |
| 1.8.3 主要研究内容 |
| 第二章 实验方法和实验仪器 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.1.1 石墨烯/金属陶瓷颗粒多元强化铜基复合材料的制备及其减摩耐磨性能研究 |
| 2.1.2 二维纳米Ti_3C_2涂层固体润滑涂层的制备及其减摩耐磨特性研究 |
| 2.1.3 二维Ti_3C_2/氧化石墨烯异质结构固体润滑涂层的制备及其减摩耐磨特性研究 |
| 2.1.4 二维Ti_3C_2/氧化石墨烯多元强化铜基复合材料的制备及滑动减摩耐磨特性研究 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 材料的表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.2 扫描电子显微分析(SEM) |
| 2.3.3 拉曼光谱分析(Raman) |
| 2.3.4 X射线光电子能谱分析(XPS) |
| 2.3.5 透射电镜分析(TEM) |
| 2.3.6 显微硬度分析(HV) |
| 2.3.7 金相显微镜 |
| 2.4 减摩耐磨性能测试 |
| 2.4.1 定速动载摩擦磨损测试 |
| 2.4.2 激光共聚焦(3D测量)显微测试 |
| 第三章 石墨烯/金属陶瓷颗粒多元强化铜基复合材料的制备及其减摩耐磨性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 真空热压烧结技术概述 |
| 3.3 氧化石墨烯的制备 |
| 3.4 Ti_3AlC_2金属陶瓷材料的制备 |
| 3.5 铜颗粒表面修饰金属陶瓷颗粒的制备 |
| 3.6 核-壳状结构铜/石墨烯/铜粉末的制备 |
| 3.7 石墨烯/金属陶瓷颗粒多元强化铜基复合材料的烧结工艺参数 |
| 3.8 核-壳状结构铜/石墨烯/铜粉末及铜颗粒表面修饰金属陶瓷颗粒的表征 |
| 3.9 烧结后复合材料的表征 |
| 3.10 热压烧结复合材料的滑动减摩耐磨性能 |
| 3.11 摩擦和磨损机制 |
| 3.12 本章小结 |
| 第四章 二维纳米Ti_3C_2涂层固体润滑涂层的制备及其减摩耐磨特性研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Ti_3AlC_2金属陶瓷材料的制备 |
| 4.3 Ti_3C_2纳米材料的制备工艺 |
| 4.4 Ti_3C_2固体润滑涂层的制备工艺 |
| 4.5 Ti_3C_2纳米材料的物相分析 |
| 4.6 Ti_3C_2固体润滑涂层的物相分析 |
| 4.7 Ti_3C_2纳米涂层的减摩耐磨行为 |
| 4.8 Ti_3C_2在真空环境下的减摩耐磨性能研究 |
| 4.9 本章小结 |
| 第五章 二维Ti_3C_2/氧化石墨烯异质结构固体润滑涂层的制备及其减摩耐磨特性研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Ti_3C_2/氧化石墨烯异质结构涂层固体润滑涂层的制备 |
| 5.3 Ti_3C_2/氧化石墨烯异质结构固体润滑涂层的表征 |
| 5.4 Ti_3C_2氧化石墨烯异质结构固体润滑涂层的减摩耐磨特性研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 二维Ti_3C_2/氧化石墨烯多元强化铜基复合材料的制备及其减摩耐磨特性研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 Ti_3C_2/氧化石墨烯多元强化铜基复合材料的制备 |
| 6.3 Cu/Ti_3C_2/GO多元强化复合材料的表征 |
| 6.4 烧结复合材料的滑动减摩耐磨性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 本文特色与创新 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的论文及专利 |
| 攻读学位期间参加的科研项目 |
| 致谢 |
（8）Ti（C,N）-TiB2-HEA复合金属陶瓷材料制备及其组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷的定义及分类 |
| 1.3 Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.3.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的微观结构 |
| 1.3.2 Ti(C,N)基金属陶瓷发展概况 |
| 1.3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷添加相 |
| 1.3.4 Ti(C,N)基金属陶瓷粘结剂 |
| 1.3.5 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备方法 |
| 1.4 高熵合金的发展 |
| 1.4.1 高熵合金的定义 |
| 1.4.2 高熵合金的性能 |
| 1.5 高熵合金作为粘结剂的研究 |
| 1.6 课题研究目的、内容及技术路线 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 研究技术路线 |
| 第二章 Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷设计与实验方法 |
| 2.1 复合金属陶瓷的设计原则 |
| 2.2 Ti(C,N)基复合金属陶瓷体系的设计 |
| 2.3 高熵合金粘结剂及复合金属陶瓷的制备方法 |
| 2.3.1 实验原料 |
| 2.3.2 样品的制备 |
| 2.4 微观组织结构分析方法 |
| 2.5 性能测试方法 |
| 第三章 Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷制备工艺优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高熵合金润湿性分析 |
| 3.3 组份配比对Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷微观组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 TiB_2添加量对复合金属陶瓷微观组织和力学性能的影响 |
| 3.3.2 HEA粘结剂含量对复合金属陶瓷微观组织和力学性能的影响 |
| 3.4 烧结工艺对Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷微观组织和力学性能的影响 |
| 3.4.1 烧结温度对复合金属陶瓷微观组织和力学性能的影响 |
| 3.4.2 保温时间对复合金属陶瓷微观组织和力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷的高温氧化性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 高温氧化试验参数设置 |
| 4.3 Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷的高温氧化性能 |
| 4.3.1 高温氧化动力学曲线 |
| 4.3.2 氧化产物的相组成和微观组织 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷的摩擦磨损性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷的室温摩擦磨损性能 |
| 5.2.1 摩擦系数与磨损率 |
| 5.2.2 磨损表面形貌和成分分析 |
| 5.3 Ti(C,N)-TiB_2-HEA复合金属陶瓷的高温摩擦磨损性能 |
| 5.3.1 摩擦系数及磨损率 |
| 5.3.2 磨损表面形貌和成分分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 在读期间科研成果 |
（9）选区激光熔化制备Ni-TiB2金属陶瓷工艺与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 金属基复合材料概述 |
| 1.2.1 金属基复合材料简介 |
| 1.2.2 金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.3 金属基复合材料的制备方法 |
| 1.3 选区激光熔化成形技术 |
| 1.4 选区激光熔化成形TiB_2颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验分析方法 |
| 2.3.1 粉末粒径分布 |
| 2.3.2 粉末松装密度和振实密度 |
| 2.3.3 粉末流动性 |
| 2.3.4 物相分析 |
| 2.3.5 金相分析 |
| 2.3.6 扫描电镜分析 |
| 2.3.7 粗糙度 |
| 2.3.8 致密度 |
| 2.3.9 显微硬度 |
| 2.3.10 拉伸性能 |
| 2.3.11 摩擦磨损性能 |
| 2.4 实验研究方案 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 金属镍的SLM成形工艺及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 金属镍的单熔道成形工艺 |
| 3.2.1 SLM工艺参数对单熔道微观形貌的影响 |
| 3.2.2 SLM工艺参数对单熔道宽度的影响 |
| 3.3 金属镍的块体成形工艺 |
| 3.3.1 金属镍的块体搭接率的计算 |
| 3.3.2 金属镍的块体表面粗糙度 |
| 3.3.3 SLM成形金属镍块体的致密度 |
| 3.3.4 SLM成形金属镍块体的力学性能 |
| 3.4 金属镍的块体组织形貌 |
| 3.4.1 金属镍的块体物相组成 |
| 3.4.2 金属镍的块体微观组织形貌 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiB_2/Ni复合材料SLM成形工艺及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SLM成形工艺参数对复合材料块体成形质量的影响 |
| 4.2.1 激光线能量密度对Ni-5vol.%TiB_2复合材料块体表面粗糙度的影响 |
| 4.2.2 激光线能量密度对Ni-5vol.%TiB_2复合材料块体相对密度的影响 |
| 4.2.3 激光线能量密度对Ni-5vol.%TiB_2复合材料块体孔隙率的影响 |
| 4.3 TiB_2颗粒增强相体积分数对TiB_2/Ni复合材料成形质量的影响 |
| 4.3.1 TiB_2体积分数对TiB_2/Ni复合材料块体表面粗糙度的影响 |
| 4.3.2 TiB_2体积分数对TiB_2/Ni复合材料块体相对密度的影响 |
| 4.3.3 TiB_2体积分数对TiB_2/Ni复合材料块体孔隙率的影响 |
| 4.4 TiB_2/Ni复合材料微观结构分析 |
| 4.4.1 TiB_2/Ni复合材料XRD物相分析 |
| 4.4.2 TiB_2/Ni复合材料组织形貌分析 |
| 4.4.3 TiB_2/Ni复合材料界面分析 |
| 4.4.4 TiB_2/Ni复合材料主要元素分布及定量分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SLM成形TiB_2/Ni复合材料力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TiB_2/Ni复合材料的显微硬度分析 |
| 5.3 TiB_2/Ni复合材料的摩擦磨损性能分析 |
| 5.3.1 激光线能量密度对Ni-5vol.%TiB_2复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.3.2 TiB_2体积分数对TiB_2/Ni复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（10）激光熔覆Ni-Al/Al2O3-13%TiO2金属陶瓷涂层组织性能研究及数值模拟分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 研究背景、意义以及研究现状 |
| 1.1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.2 研究现状 |
| 1.2 激光熔覆模拟进展 |
| 1.3 激光熔覆金属陶瓷目前存在的主要问题 |
| 1.4 本文的研究工作 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试样材料的选用及涂层制备 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 熔覆材料 |
| 2.1.3 涂层制备 |
| 2.2 熔覆层组织与物相分析 |
| 2.2.1 熔覆层宏观形貌质量分析 |
| 2.2.2 熔覆层微观组织与成分分析 |
| 2.3 熔覆层性能检测 |
| 2.3.1 硬度性能分析 |
| 2.3.2 摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.3 耐高温氧化性能测试 |
| 第3章 激光熔覆Ni-Al、Ni-Al/AT13 复相金属陶瓷涂层组织性能研究 |
| 3.1 激光熔覆Ni-Al、Ni-Al/AT13 涂层工艺研究 |
| 3.1.1 激光扫描速度对涂层质量的影响 |
| 3.1.2 激光功率对涂层质量的影响 |
| 3.2 Ni-Al、Ni-Al/AT13 复相金属陶瓷涂层的组织性能研究 |
| 3.2.1 涂层形貌分析 |
| 3.2.2 涂层微观形貌及微区成分分析 |
| 3.2.3 涂层物相分析及元素分布 |
| 3.2.4 涂层硬度分布 |
| 3.2.5 涂层耐磨性分析 |
| 3.2.6 不同加载力下的涂层耐磨性分析 |
| 3.2.7 耐高温氧化性能分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 激光熔覆数值模拟设计及分析 |
| 4.1 数值模型建立 |
| 4.1.1 建立几何模型及划分单元格 |
| 4.1.2 热传递条件的设置 |
| 4.1.3 材料的热物性参数设置 |
| 4.1.4 热源模型的选取 |
| 4.1.5 相变潜热 |
| 4.1.6 移动热源加载 |
| 4.2 温度场分析原理 |
| 4.2.1 温度场概述 |
| 4.2.2 温度场热传导方程 |
| 4.2.3 初始条件和边界条件设置 |
| 4.2.4 加载与求解过程 |
| 4.3 应力场基本分析原理 |
| 4.3.1 残余应力产生的原因 |
| 4.3.2 激光熔覆温度场和应力场的耦合分析 |
| 4.4 有限元数值模拟设计流程图 |
| 4.5 温度场模拟工艺参数设计 |
| 4.5.1 Ni-Al/Al_2O_3-TiO_2 金属陶瓷复合涂层模拟参数设计 |
| 4.5.2 Ni-Al涂层模拟参数设计 |
| 4.5.3 极差分析 |
| 4.6 涂层温度场模拟分析 |
| 4.6.1 激光功率对温度场的影响 |
| 4.6.2 扫描速度对温度场的影响 |
| 4.6.3 某一时刻温度场分布云图 |
| 4.6.4 涂层表面轨迹线上的温度分布 |
| 4.6.5 涂层径向方向上的温度 |
| 4.6.6 熔覆涂层纵向金相组织与温度梯度变化分析 |
| 4.7 涂层残余应力模拟结果分析 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
四、TiB_2-金属陶瓷及其涂层制备技术的研究进展（论文参考文献）
- [1]二硼化钛陶瓷研究进展及展望[J]. 崔正浩,李宗家,程焕武,刘元坤,李年华. 陶瓷, 2021(09)
- [2]硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究[D]. 高远. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [3]电火花沉积技术及其表面性能的研究进展[J]. 梁怀南,刘志奇,林乃明,陈东良,高壮,陈浩飞. 热加工工艺, 2021(12)
- [4]大气等离子喷涂TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层的组织及性能研究[D]. 徐敦昊. 哈尔滨理工大学, 2021(09)
- [5]镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具及其性能研究[D]. 吴光永. 山东大学, 2020(10)
- [6]晶须和高熵合金协同强韧化Ti（C,N）基金属陶瓷研究[D]. 方一航. 南昌大学, 2020(01)
- [7]新型Mxene基润滑涂层及其多元强化铜基复合材料的制备与摩擦学特性研究[D]. 连玮琦. 广东工业大学, 2020(02)
- [8]Ti（C,N）-TiB2-HEA复合金属陶瓷材料制备及其组织与性能研究[D]. 李战江. 福建工程学院, 2020(02)
- [9]选区激光熔化制备Ni-TiB2金属陶瓷工艺与性能研究[D]. 赵昀. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [10]激光熔覆Ni-Al/Al2O3-13%TiO2金属陶瓷涂层组织性能研究及数值模拟分析[D]. 赵海洋. 新疆大学, 2020(07)