一、金属陶瓷工具应用纳米材料取得重大突破（论文文献综述）
雷聪[1]（2021）在《双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究》文中提出金属陶瓷大多具有优异的力学性能、物理性能和化学性能,如高硬度、高强度、高弹性模量、耐腐蚀、耐磨损、良好的导电导热性,在诸如切削刀具、高速轴承、耐热涂层、耐磨部件、抗烧蚀材料等领域有着广泛的应用需求。然而,由于陶瓷相与金属相之间的润湿性通常较差,界面结合强度低,急冷急热环境下两相热失配以及受制于陶瓷相的较低韧性,使得金属陶瓷的应用受到很大限制。本研究的目的是探索制备一种新型的金属陶瓷,通过研究金属相与陶瓷相之间的界面润湿性与界面结合、设计材料的组织结构并探究合适的热处理工艺,提高金属陶瓷的综合性能,使其具有更高的应用价值。本论文首次探索以Ti粉和纳米乙炔炭黑为初始原料,通过原位无压烧结法制备非化学计量比的TiCx（x=0.5～0.7）多孔预制体,然后将金属Cu在无压条件下浸入多孔预制体的新技术路线,成功获得了具有双连续相结构的TiCx-Cu金属陶瓷;系统研究了TiCx的气孔率、晶粒尺寸与形貌、C与Ti的摩尔比等因素对TiCx-Cu金属陶瓷的微观结构和物相形态的影响;测试了所制备样品的强度、韧性、硬度和抗热震性能,分析了材料性能与其微观结构和物相组成之间的相关性;在此基础上,通过固溶处理使制备的TiCx-Cu金属陶瓷的断裂韧性和弯曲强度得到较大幅度的提高。论文取得的主要研究成果如下:（1）TiCx预制体的结构主要受造孔剂含量、烧结温度、保温时间和初始C与Ti的摩尔比等因素的影响。以造孔剂含量为唯一变量时,预制体TiC0.5的气孔率与造孔剂的添加量呈线性正比关系;造孔剂含量为定值时,随着烧结温度的升高及保温时间的延长,TiC0.5预制体的晶粒通过互相吞并而逐渐长大,预制体收缩,气孔率降低;随着C与Ti的初始摩尔比从0.5升高至0.7,预制体TiCx的x值从0.57升高至0.69,增加C含量会阻碍了TiCx晶粒的长大以及预制体的收缩,导致预制体晶粒尺寸减小,气孔率增大。（2）采用无压浸渗工艺制备了系列不同金属含量、不同化学计量比的双连续相TiCx-Cu金属陶瓷。结果表明,Cu与TiCx之间为反应型润湿,两相的界面结合牢固;在浸渗过程中,TiCx与Cu发生化学反应生成Cu4Ti新相,诱导Cu进入到TiCx晶粒内形成一种独特的根须状结构,同时,不同x值的TiCx（x=0.5,0.6,0.7）预制体浸渗Cu后,由于TiCx中的Ti原子逸出并与Cu发生反应,使得TiCx-Cu金属陶瓷中存留的TiCx的x值均趋于0.76。（3）由于特殊的双连续相结构和良好的两相界面结合,所制备的TiCx-Cu金属陶瓷表现出较高的强韧性。其中,TiC0.5-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为801±42MPa,断裂韧性为10.9±1.1 MPa·m1/2,而TiC0.7-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为1091±59 MPa,断裂韧性为14.8±0.6 MPa·m1/2。材料断口形貌表现为金属相的延性断裂、陶瓷晶粒的穿晶断裂、晶粒内部的金属根须拔出三种混合模式。裂纹扩展过程中发生的偏转、桥接、分叉和金属相拔出等机制显着增大了材料的断裂能,因而提高了材料的弯曲强度和断裂韧性。（4）对TiC0.5-Cu金属陶瓷在不同温度下进行了抗热震性能测试。结果表明,热震后材料的残余强度随热震温度的升高呈非单调改变。在热震温度低于800°C时,材料的残余强度随热震温度的升高而降低,经800°C热震后,其残余强度为535 MPa,比热震前降低了33.2%,但当热震温度升高到1000°C时,其残余强度反而比热震前升高了6.4%,达到852 MPa,而且经1000°C多次热震后其强仅略有降低。这种不同于一般材料的抗热震特性,可以归因于从1000°C高温急剧冷却所引起的金属相的晶粒细化,以及界面相的进一步适配性优化。（5）对制备的TiC0.5-Cu、TiC0.6-Cu和TiC0.7-Cu金属陶瓷进行固溶处理,探讨了固溶温度和时间对材料强度和韧性的影响。结果表明,固溶处理可显着提高材料的断裂韧性,同时对弯曲强度也有不同程度的改善,但是,对不同x值的金属陶瓷来说,其最佳的固溶温度和时间有所不同,对性能的改善程度也不一样。TiC0.5-Cu在925°C保温60 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了32.1%和16.7%,达到14.4±0.5 MPa·m1/2和935±35 MPa;TiC0.6-Cu在925°C保温30 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了15.6%和6.2%,达到16.3±0.6MPa·m1/2和963±23 MPa;TiC0.7-Cu在925°C保温10 min固溶处理后,断裂韧性和弯曲强度分别提高了11.5%和4.9%,达到16.6±0.8MPa·m1/2和1145±84 MPa。TiCx-Cu金属陶瓷强韧化提高主要归因于固溶处理使金属相晶粒显着细化以及金属相的固溶强化。
苟青山[2]（2021）在《NbC添加量对粘结相高熵化的涂层金属陶瓷刀片材料的微观组织及机械性能的影响研究》文中研究说明Ti（C,N）基金属陶瓷材料因其具有优异的耐磨性、相对较低的摩擦系数和优异的化学稳定性,在机械加工行业和耐磨损零件等领域中已得到广泛的应用。但面对越来越严苛的应用工况（如高速干切或高温摩擦）时,传统Ni/Co粘结相的性能下降会限制其工业应用范围。高熵合金（HEA）所具有的高热稳定性、高硬度、高耐磨性等性能特征与金属陶瓷刀具切削工况相匹配,并被视为目前最有潜力的可替代粘结相。但大多数HEA粘结相对陶瓷相的润湿性不足,造成Ti（C,N）-HEA金属陶瓷的常温综合力学性能相对较差,进而削弱Ti（C,N）-HEA金属陶瓷的干式切削及耐磨损性能。针对上述问题,本文采用Co Cr Fe Ni（HEA）为新型粘结相,并利用第二相碳化物对Ti（C,N）-HEA金属陶瓷进行改性,开展了NbC添加量对Ti（C,N）-Co Cr Fe Ni（HEA）金属陶瓷的微观组织、力学性能影响的研究。同时,为进一步提升Ti（C,N）-HEA金属陶瓷的耐磨损性能,利用PVD涂层技术在金属陶瓷表面沉积TiAlN涂层,并揭示了涂层Ti（C,N）-Co Cr Fe Ni（HEA）金属陶瓷的干式切削及高温磨损机理,为研制常温综合力学性能良好且高温性能优异的涂层Ti（C,N）-HEA金属陶瓷奠定前期的理论和应用基础。通过对NbC的含量进行优化,成功制备出Ti（C,N）-15%Co Cr Fe Ni（HEA）-18%WC-6%Mo2C-x%NbC金属陶瓷材料。不同NbC含量会改变Ti（C,N）-HEA金属陶瓷的“芯-环”微观结构,该变化主要归因于Co Cr Fe Ni HEA粘结相扩散缓慢的效果和添加NbC所造成的晶粒成核位置改变。添加3 wt.%NbC能够优化Ti（C,N）-HEA金属陶瓷的综合力学性能。当NbC的添加量为3 wt.%时,金属陶瓷的相对密度为98.13%,硬度为1853HV,强度为1544MPa,断裂韧性为9.93MPa·m1/2。为进一步提高金属陶瓷的耐磨损性能,利用PVD涂层技术在金属陶瓷表面制备光滑致密的柱状晶TiAlN涂层。涂层厚度为0.72～1.37μm,晶粒尺寸为17nm～27nm,涂层硬度为3800～4100HV0.02,涂层平均结合力为41N～79N。基体中NbC添加量对涂层的晶粒尺寸和内部应力状态具有一定影响,改变TiAlN涂层的硬度,进而影响涂层结合力。基体中NbC含量为9 wt.%时,涂层硬度最高为4062 HV0.02。4组涂层的的平均结合力分别为62.75N、78.5N、71.8N和41.5N。3 wt.%NbC的金属陶瓷的TiAlN涂层综合性能更加优异,涂层厚度约为1.37μm,晶粒尺寸约为17.49nm,其结合力为78.5N,硬度为3910HV0.2。干切削GCr15钢试验和高温摩擦磨损试验结果表明:添加3 wt%NbC的未涂层金属陶瓷的后刀面磨损值最低,在干切削GCr15轴承钢时表现出更好的耐磨性。添加NbC后,金属陶瓷的高温摩擦系数和磨损率显着降低,添加3 wt%NbC时获得的最小摩擦系数和最小磨损率分别为0.198、4.14×10-6mm3/N·m。均匀的微观结构和优异的机械性能的基础上,由于存在稳定的摩擦润滑层,进一步改善了3 wt.%NbC的金属陶瓷的高温耐磨性。经涂层后,3 wt%NbC含量的涂层Ti（C,N）-HEA金属陶瓷的后刀面磨损值和磨损速率都明显小于3 wt%NbC含量的未涂层Ti（C,N）-HEA金属陶瓷和涂层Ti（C,N）-Ni金属陶瓷试样,基体效应和TiAlN涂层两者的协同作用赋予其优异的切削耐磨损性能。
潘颖慧[3]（2021）在《稀土与CNTs对原位生成Mo2NiB2金属陶瓷的协同强韧化》文中提出Mo2NiB2基金属陶瓷具有出色的高温性能,且耐磨耐腐以及高温抗氧化性能优良,在热作模具和耐磨工具的制作中使用广泛,拥有广阔的应用前景。然而,由于Mo2NiB2基金属陶瓷本身脆性大、强度相对不高,在工业生产中受到限制,阻碍了该材料的开发和应用。因此,解决Mo2NiB2基金属陶瓷的劣势,提高其强度和韧性意义重大。本文利用真空液相烧结方法制备了Mo2NiB2基金属陶瓷,研究了添加不同含量的纳米La2O3稀土、碳纳米管（CNTs）以及纳米La2O3/CNTs共掺杂条件下的金属陶瓷组织与性能的变化,并通过对比总结Mo2NiB2基金属陶瓷材料在多种强韧化机制协同作用下的增强增韧效果。首先,在金属陶瓷中添加不同含量的纳米La2O3,分析其对金属陶瓷材料增强增韧作用规律,结果表明:适量纳米La2O3的添加可以抑制金属陶瓷晶粒长大,起到细化晶粒作用,样品的组织分布变均匀,力学性能也有提高;当添加0.5wt%的纳米La2O3时,材料的力学性能最佳,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到了88.7 HRA、1609.5 MPa和16.4 MPa·m1/2。细晶强化和弥散强化是主要的强韧化机理。其次,采用化学镀方法在CNTs表面镀覆Ni层,制备了不同含量镀镍CNTs掺杂的Mo2NiB2基金属陶瓷,评价了试样的力学性能,结果表明:当添加1.0wt%镀镍CNTs时,材料的力学性能有显着提高,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到了87.8 HRA、1579.4MPa和17.4 MPa·m1/2。CNTs对Mo2NiB2基金属陶瓷的增韧是桥联作用、拔出效应和裂纹偏转等机制共同作用的结果。为进一步研究纳米La2O3和CNTs对金属陶瓷的强韧化效果,本文制备了La2O3-CNTs共掺杂条件的Mo2NiB2基金属陶瓷。试验结果表明:La2O3-CNTs共掺杂条件下的金属陶瓷材料晶粒细化效果比二者单独添加的效果更好。La2O3-CNTs协同作用下更有利于提高Mo2NiB2基金属陶瓷的抗弯强度和断裂韧性,Mo2NiB2+0.5wt%La2O3+1.0wt%CNTs共掺杂条件下的金属陶瓷硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为89.1 HRA、1620.3 MPa和17.8MPa·m1/2。La2O3-CNTs共掺杂的金属陶瓷的强韧化机理主要为细晶强化、裂纹偏转、裂纹桥联和碳纳米管的拔出效应。
李战江[4]（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》文中进行了进一步梳理高熵合金（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。
田智豪[5]（2020）在《(Ti,Zr)C固溶体粉末的制备及其调幅分解特性研究》文中研究说明Ti（C,N）基金属陶瓷具有密度小、硬度高、高温红硬性强等优点,受到越来越多研究者的关注。但由于Ti（C,N）基金属陶瓷韧性较差,严重影响了Ti（C,N）基金属陶瓷的应用,因此对Ti（C,N）基金属陶瓷增韧的研究显得尤为重要。本文综述了Ti（C,N）基金属陶瓷的发展历史、研究现状和未来发展方向,并针对Ti（C,N）基金属陶瓷增韧方法做了详细介绍。相图模拟发现将Zr作为添加元素时,由于Ti C和Zr C在高温下能无限固溶,且（Ti,Zr）C固溶体可通过低温时效发生条幅分解,因此本工作将（Ti,Zr）C固溶体调幅分解增韧Ti（C,N）基金属陶瓷作为研究方向。全文主要工作及创新点如下:（1）首先制备了（Ti,Zr）C固溶体,通过实验比较了物理干磨、高能球磨、化学合成后球磨三种（Ti,Zr）C原料混合方式的优劣,确定了最适合（Ti,Zr）C原料混合的湿磨工艺。（2）制备了三种不同Ti、Zr比例的（Ti,Zr）C固溶体,通过第一性原理对（Ti,Zr）C固溶体的合成和调幅分解进行了理论分析,并确定(Ti0.8,Zr0.2)C固溶体最佳合成温度为2100℃,(Ti0.5,Zr0.5)C固溶体最佳合成温度为2150℃;(Ti0.2,Zr0.8)C固溶体最佳合成温度为2200℃。根据第一性原理计算得出与(Ti0.5,Zr0.5)C分解的驱动力相比,(Ti0.2,Zr0.8)C和(Ti0.8,Zr0.2)C分解成层状结构的驱动力更大。（3）以(Ti0.5,Zr0.5)C固溶体为研究对象,进行时效处理,得到(Ti0.5,Zr0.5)C固溶体调幅分解发生温度为1250℃,此时调幅分解范围极小,且条纹细小,随着时效温度的升高,调幅分解逐渐增强,出现条纹的区域增加,条纹宽度增加,当时效温度继续升高时,分解产生的条纹逐渐增粗,聚集成团。（4）制备了五种WC质量分数不同的（W,Ti,Zr）C固溶体。对五种（W,Ti,Zr）C固溶体进行时效处理,总结调幅分解规律。W含量越高,调幅分解越难以进行,分解不彻底,产生的黑白条纹对比度下降,并在WC质量百分数达到60%无法再通过SEM背散射观察到条纹。（5）通过相场模拟对(Ti0.5,Zr0.5)C固溶体和（W,Ti,Zr）C固溶体进行理论分析,通过模拟得到的数据发现与实验结果一致。在理论上说明了调幅分解的规律。总结全文研究的结论和意义,展望了（Ti,Zr）C固溶体条幅分解在未来的研究方向和难点。
林超然[6]（2020）在《基于专利数据挖掘的关键共性技术识别及预测研究 ——以3D打印为例》文中提出面对以技术保护为导向的国际环境,摆脱技术依赖、全面提升我国技术水平是重要的战略选择,受限于创新资源,集中优势力量开发关键共性技术是非常必要的。关键共性技术是社会技术构成中最为重要和核心的部分,开发关键共性技术,能够保障国家产业安全、推动创新型集群发展、指导战略新兴产业技术选择、实现国家层面的技术预见并带动多产业协同升级。关键共性技术具有准公共物品属性,不可避免地存在关键共性技术供给主体缺位、搭便车等问题,导致关键共性技术供给不足,阻碍了我国技术创新由追赶向超越转变之路。因此,通过科学手段识别关键共性技术,预测关键共性技术未来趋势,并有针对性的提出发展关键共性技术的对策建议是重要的研究课题。本研究首先在梳理和归纳国内外相关研究成果的基础上,介绍了关键共性技术等概念的概念、内涵和特征;通过专利计量理论、共现理论以及技术生命周期理论阐述了关键共性技术的理论背景;基于国内外研究趋势构建了关键共性技术识别与预测的研究框架,并根据研究框架对本研究的总体逻辑思路做出解析。其次,基于本研究所提出的关键共性识别及预测的研究框架,设计了数据的采集思路,研究选择以专利数据作为技术信息来源,并以3D打印技术为例,构建了专利检索表达式获得3D打印相关专利数据,经过专利文本预处理以及隐含狄利克雷分布（LDA）模型聚类,获得了3D打印技术主题类别信息以及时间趋势。再次,从动力因素、微观基础以及宏观表现三方面探讨了技术主题演化机理,并通过演化博弈仿真分析,验证了演化假设;基于这些假设条件,得到3D打印相关技术主题的混淆关系以及转移关系,为关键共性技术识别提供了分析基础。接下来,基于共现理论和隐马尔可夫模型（HMM）构建了关键共性技术的识别框架,使用Viterbi算法识别专利文献中的专业术语,通过将技术主题的共类特征数值化,作为共性程度的度量,将技术主题节点在技术演化转移网络中的关键程度作为技术关键性的表征,并使用Page Rank算法衡量技术主题的关键性。应用该框架得到3D打印技术的关键性度量以及共性程度度量,进而识别得到3D打印技术领域种的关键共性技术;为验证识别框架的准确性,将识别结果与《产业关键共性技术发展指南（2017年）》所提出关键共性技术做以对比,对比显示识别结果相关程度较高。随后,结合LDA主题模型以及HMM模型,预测3D打印技术主题研发趋势、3D打印技术主题研发结构,并从短期、中期和长期角度预测未来3D打印技术领域中关键共性技术构成;采用灰色预测、IPC分类号聚类方法作为对比,验证预测结果的准确性,且预测准确程度优于对比方法;通过随机剔除原始数据后重复实验验证了本研究方法的稳健性。最后,从国家层面、企业层面角度提出促进我国关键共性技术发展的对策建议,主要包括构建促进关键共性技术发展的制度体系、完善关键共性技术研发的配套服务工作、建立政企以及非盈利性组织的合作机制等,强调国家扶持、中介服务专业化、技术共享、技术创新战略布局的重要意义;在此基础之上,有针对性的提出加快我国3D打印关键共性技术快速发展的对策建议。结果表明,本研究所提出的关键共性技术识别及预测框架总体效果较好,识别精度高、预测结果准确且稳定性较高。3D打印关键共性技术识别案例中,共得到31个技术主题,其中底座、降噪减震以及喷头技术是目前研发热点,激光粉末成型技术、可循环技术、彩色打印技术、打印头技术、义齿打印技术、打印过程中冷却散热技术、底座技术以及树脂光固化技术为3D打印领域关键共性技术;未来针对喷头、作业平台等技术主题的研究将逐渐减弱,而激光聚焦、打印头、彩色打印、可循环、物料/送料、控制以及义齿等技术主题,将成为未来几年的研发焦点,是值得投入研发力量的重要研发方向。
王琼[7]（2019）在《纳米多层材料去除机制和亚表面损伤机理研究》文中研究指明近年来,纳米多层材料由于其独特的物理结构和优异的力学性能,被广泛应用于微电子机械系统、医学高分子材料、航空航天等民用及军用领域。然而,当材料的几何尺寸达到几个或者几十个纳米时,纳米晶体材料也会因其纳米效应而表现出不同于宏观加工过程的力学性能。因此,为了优化超精密加工过程中的机械性能以及提升加工效率,有必要深入研究纳米多层材料在机械加工过程中的去除机制和亚表面损伤机理,进一步提升加工质量、降低加工成本。众所周知,纳米级机械加工过程存在控制难、测量技术受限、研究成本较高等缺陷,使得利用实验方法研究纳米磨削加工机理存在较大困难。目前,采用分子动力学仿真模拟来研究纳米材料的超精密加工过程,可以实现直观地、动态地追踪原子运动轨迹以及观察微结构演变。因此,基于分子动力学仿真模拟研究纳米多层材料在超精密加工过程中的力学性能和变形机制,对实际微纳机电系统器件的机械加工有着非常重要的参考指导意义,极大地缩短超精密微纳加工的发展周期。对于广受关注的纳米多层材料,其超精密加工性能、表面创成机制以及亚表面损伤机理仍然没有被清楚地揭示。因此,为了使纳米多层材料在超精密加工过程中实现高效低亚表面损伤甚至无损加工,本论文系统地研究了加工过程中刀具与工件之间的交互作用规律,分析了不同的加工参数对纳米多层材料表面完整性和去除机制的影响,探讨了纳米多层材料界面对位错滑移机制的影响。本论文的主要研究工作如下:（1）基于分子动力学模型研究Ni/Cu纳米多层材料在金刚石刀具纳米加工下的去除机制和亚表面损伤机理。通过改变磨削速度、刀具半径和切削深度等机械加工参数,研究了工件的位错滑移、表面形貌、加工温度、切削力的变化规律。通过建立纳米尺度三维仿真模型,使用OVITO可视化软件追踪加工过程中的原子运动轨迹,预测在稳定刻划过程中不全位错的发射条件,为实现低损甚至无损加工提供理论参考依据。结果表明,在Ni/Cu纳米多层材料超精密加工过程中,较高的磨削速度会导致更高的加工温度、较低的亚表面损伤,同时,更多的磨屑被生成,需要更大的切削力来维持稳定的磨削过程。当磨削速度大于150m/s,工件的亚表面损伤有所增加,归因于较高的磨削速度导致更大的磨削温度,进而加速了位错的形核和滑移。随着刀具半径的增大,伴随着层错原子数目增加以及缺陷结构的增加。换而言之,较大的刀具半径增加了刀具和工件间的作用面积,导致更高的磨削温度和磨削力以及大量的位错产生。随着切削深度的增加,工件的缺陷结构增加,较低的切削深度可以有效地提高Ni/Cu纳米多层材料的去除率和降低亚表面损伤。（2）使用分子动力学三维仿真软件研究了金刚石刀具磨削Al/Si金属陶瓷纳米多层材料的机械加工过程的塑性变形机制。从位错运动、原子轨迹、缺陷结构、堆垛层错的演变、磨削温度和平均磨削力方面,深入研究了刀具半径、切削深度和磨削速度对材料去除机制的影响。研究表明,金属-陶瓷（Al-Si）纳米多层材料界面的存在阻碍了位错的通过,使得金属-陶瓷（Al-Si）纳米多层材料的强度得到增强;其次,陶瓷-金属（Si-Al）纳米多层材料界面能够增加位错通过界面时的能力,从而提升材料的延展性。此外,较大的刀具半径、较高的磨削速度和较深的切削深度会增加纳米多层材料的切削体积,并导致更高的磨削温度。在相同的加工条件下,由于Si的硬度和屈服强度均高于Al,因此陶瓷-金属（Si-Al）纳米多层材料中的上述变化比金属-陶瓷（Al-Si）纳米多层材料中的变化更加明显。
丁伟民[8]（2019）在《Ti（C,N）基金属陶瓷的原位碳热还原制备技术研究》文中研究表明本文基于TiO2原位碳热还原法,在真空环境下通过液相烧结制备出了Ti（C,N）基金属陶瓷。利用DTA、XRD、SEM、EDS等分析测试手段系统地研究了烧结工艺、化学成分、显微组织、力学性能以及耐冲蚀腐蚀性能之间的内在联系。本文首先研究了主要烧结工艺参数对基于原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:基于原位碳热还原法制备出的Ti（C,N）基金属陶瓷,与常规方法制备的金属陶瓷相比,其显微组织中白芯-灰环结构硬质相和没有明显包覆相的灰色硬质相的体积占比均明显增加,而黑芯-灰环结构硬质相的体积占比明显减小;经1400℃烧结,保温60min,材料的组织均匀性较好,环形相厚度适中,且具有最佳的力学性能:抗弯强度为2516 MPa,硬度为88.6 HRA,断裂韧性为18.4 MPa·m1/2。研究了纳米TiO2的添加量对金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:不同添加量的纳米TiO2对金属陶瓷的相组成没有明显影响;随纳米TiO2添加量的增加,硬质相晶粒不断细化;当纳米TiO2添加量为TiO2总量的100%时,硬质相晶粒细化的最明显,并且组织均匀性较好,材料具有最佳的力学性能:抗弯强度达2800 MPa,硬度达88.6 HRA,断裂韧性达17.8 MPa·m1/2。研究了晶粒长大抑制剂Cr3C2、VC对金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:添加Cr3C2、VC对金属陶瓷的相组成没有明显影响,并且组织仍然致密,没有出现明显的显微孔洞;Cr3C2和VC能抑制合金元素的沉积过程,使白芯-灰环结构硬质相细化;VC能提高材料的强度,韧性略有提高,硬度有所下降;Cr3C2会降低材料的强度和韧性,但能提高材料的硬度;当复合添加0.5wt.%VC和1wt.%Cr3C2时,材料具有最佳的力学性能:抗弯强度达2710 MPa,硬度大88.9 HRA,断裂韧性达15.4 MPa·m1/2。最后研究了Ti（C,N）基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀性能。结果表明:在冲蚀腐蚀过程中,Ti（C,N）基金属陶瓷首先发生的是粘结相的腐蚀破坏,随后,硬质相逐渐暴露出来,并在固态颗粒的冲击下产生微裂纹或者直接脱离基体,产生冲蚀破坏;基于原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷,通过引入纳米TiO2或复合添加Cr3C2和VC能有效提高材料的耐冲蚀腐蚀性能;与常规制备方式相比,原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷尽管具有更佳的综合力学性能,但耐冲蚀腐蚀性能有所降低。
周伟[9]（2018）在《高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究》文中研究指明针对目前Ti（C,N）基金属陶瓷中的含氮化合物在真空烧结过程中容易产生脱氮并导致最终烧结体难以致密的问题,本文采用X射线衍射仪、热分析仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、能谱仪等分析测试手段,系统研究了高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮行为以及工艺参数、化学成分和制备方法对其脱氮率、显微组织和力学性能影响,并得到了相关的脱氮机理和强韧化机理,最终制备出综合性能优良的Ti（C,N）基金属陶瓷。首先,研究了Ti(C1-x,Nx)固溶体稳定性的影响因素及其成分与金属陶瓷的脱氮率和显微组织之间的关系。结果表明:Ti(C1-x,Nx)固溶体的稳定性与成分和烧结气氛密切相关,最终烧结体的相组成取决于固溶体的N/C比以及烧结气氛中的氮分压。Ti(C1-x,Nx)固溶体的脱氮率随着温度的升高而增加,随着Ti(C1-x,Nx)固溶体中N/C比的增加而下降。当以不同Ti(C1-x,Nx)固溶体作为含氮硬质相制备Ti（C,N）基金属陶瓷时,最终烧结体的脱氮率随着N/C比的降低而逐渐增大。但是,在一定范围内脱氮率的增大不会明显降低金属陶瓷的致密度。以Ti(C0.6,N0.4)固溶体作为含氮硬质相所制备金属陶瓷的显微组织更加均匀,硬质相颗粒表面的环形相包覆更完整且厚度适中。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程中的典型脱氮过程以及主要烧结工艺参数对金属陶瓷脱氮行为的影响规律。主要得出以下结论:在整个烧结过程中,升温阶段的脱氮率要明显大于保温阶段,1240℃-1400℃升温阶段的脱氮率最大,而降温阶段的脱氮率最小。金属陶瓷的脱氮过程主要受氧化脱氮、分解脱氮和溶解脱氮三种机理控制。当1000℃-1240℃和1240℃-1450℃阶段的升温速率分别为3℃/min和2℃/min,并在1450℃保温1h后所得Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮率相对较低,显微组织较佳。而升温速率过快或终烧温度较低时,金属陶瓷烧结体将不能完全致密,环形相包覆也变得不完整,从而使得脱氮率明显增大。研究了主要化学成分对高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷中的显微组织、力学性能以及脱氮行为影响规律。实验发现:当Ni含量从15 wt.%增加到45 wt.%时,金属陶瓷的脱氮率逐渐增加,抗弯强度呈现出先增加后降低的趋势,材料的硬度逐渐降低,而断裂韧性逐渐增大;当Mo含量从6 wt.%增加到18 wt.%时,硬质相颗粒的尺寸逐渐细化,金属陶瓷的脱氮率逐渐降低,抗弯强度和硬度呈现出先增加后降低的趋势,而断裂韧性则逐渐下降;WC的含量对高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷的显微组织有比较明显的影响,随着WC含量从0 wt.%增加到9 wt.%时,黑色硬质相所占的比例以及黑芯表面环形相的厚度有所降低,白芯-灰壳结构硬质相的数量逐渐增加,金属陶瓷脱氮率逐渐增加,但是增加幅度较小,抗弯强度和硬度逐渐降低,而断裂韧性则逐渐增加。研究了以MoO3为钼源并添加适量碳粉,通过原位碳热还原的方法制备高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷。主要实验结论如下:原位碳热还原法所制备的Ti（C,N）基金属陶瓷的快速致密化过程进行得更早,体积收缩率更大,有气体生成的碳热还原反应均在液相出现之前完成,最终烧结体致密度达到99.85%。显微组织中无肉眼可见的孔洞,陶瓷硬质相既有大颗粒也有大量小颗粒,两种硬质相均以“黑芯-灰壳”结构为主,且金属粘结相分布也比较均匀。硬质相芯部、内外环形相以及金属粘结相之间的界面均存在共格关系,这些共格界面的存在有利于金属陶瓷界面结合强度的提高,从而明显改善金属陶瓷的力学性能。成分为Ti(C0.6,N0.4)-21.0MoO3-35.0Ni-6.2C（wt.%）并通过原位碳热还原法所制备Ti（C,N）基金属陶瓷的硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到88.0±0.1HRA、2461±62MPa和22.3±0.4MPa·m1/2。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程的脱氮行为所造成的环形相中非金属原子空位与其强韧化之间的关系。分析结果表明:当环形相中表征非金属原子空位浓度的z值从1.0逐渐减小到0.5时,（-11-1）环形相/（110）粘结相之间的界面电子密度差呈现出线性单调递减的趋势,而当z值从0.5逐渐减小到0.25时,则呈现出指数递减的趋势。当z值处于1.00.25之间时,环形相仍能够保持NaCl结构晶型不变,而当z值处于0.640.25之间时,环形相的（111）晶面与金属粘结相的（110）晶面之间的最小电子密度差可降低至10%以下的水平,使得界面上电子密度保持连续并明显改善界面结合强度,从而提高含氮金属陶瓷的强韧性。最后,采用粒径不同、N/C比也不同的两种Ti(C1-x,Nx)固溶体作为硬质相,通过原位碳热还原法制备了混晶结构高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷并研究了其显微组织和力学性能特点。主要得出以下结论:混晶结构金属陶瓷显微组织中的陶瓷硬质相有粗细两种尺寸,其中大颗粒硬质相仍为典型的黑芯-灰壳结构,而小颗粒硬质相则为白芯-灰壳结构和黑芯-无壳结构。随着粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体添加量的增加,金属陶瓷显微组织中黑芯-灰壳结构的大颗粒硬质相数量逐渐增加,白芯-灰壳结构的小颗粒硬质相数量先增加后减少,而抗弯强度和断裂韧性均是先增加后减小,硬度则是逐渐降低。当粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体和细颗粒Ti(C0.3,N0.7)固溶体的重量比为50%∶50%时,混晶结构Ti（C,N）基金属陶瓷的力学性能较佳,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为92.0±0.2HRA、2332±45MPa和11.2±0.4MPa·m1/2。
李慧[10]（2018）在《多元复合Ti（C,N）金属陶瓷粉体的快速合成及表征》文中认为Ti（C,N）基金属陶瓷具有高硬度、高熔点、耐腐蚀、耐磨损及较好的热稳定性和化学稳定性等优点,是WC硬质合金的优选替代材料,广泛应用于加工模具等行业。但由于二次碳化物的添加出现的芯/环结构会影响材料的韧性,所以研究由多元复合Ti（C,N）固溶体和粘结相构成,具有弱芯/环结构或无芯/环结构的多元复合Ti（C,N）金属陶瓷的制备具有重要意义和价值。本文分别对各金属氧化物碳热还原（氮化）过程的热力学进行了理论计算,初步判断出WO3的碳热还原过程为WO3→WO2→W2C/WC,MoO3的碳热还原过程为Mo03→MoO2→Mo2C,NiO和Co3O4的最终还原产物均为单质,其中Co3O4的碳热还原过程为 Co3O4→CoO→Co。接着,本文通过研究不同组成成分对复合Ti（C,N）金属陶瓷粉体合成的影响得出,三种不同组分在升温过程中的碳热还原顺序均相同,为TiO2→Ti4O→Ti3O5→Ti（O,N）→Ti（C,N）→（Ti,W）（C,N）/（Ti,Mo）（C,N）。利用SPS碳热反应,机械激活原料粉体在1450 ℃碳热反应1Omin,就可合成平均粒径在1μm之下的二元缺氮复合Ti（C,N）金属陶瓷粉体。与无成分添加的Ti（C,N）金属陶瓷粉体的合成相比,添加W或Mo氧化物能降低碳热还原温度,加快反应进程,且添加W的氧化物能改变产物粉体的颗粒形貌,添加Mo的氧化物能降低产物粉体的颗粒尺寸,仅200～400nm。然后,本研究通过SPS原位碳热反应在1400 ℃下保温10min合成了超细（Ti,W,Mo）（C,N）-（Ni,Co）金属陶瓷粉体。研究发现,在较低温度下各金属氧化物便被碳黑还原,（Ti,W,Mo）（C,N）的合成顺序为 TiO2→Ti4O7→Ti3O5→Ti（O,N）→Ti（C,N）→（Ti,W）（C,N）→（Ti,W,Mo）（C,N）。利用SPS碳热氮化反应,未激活原料粉体在1350 ℃碳热氮化反应1Omin,就可合成平均粒径在0.5μm之下的三元含氮复合Ti（C,N）金属陶瓷粉体。通过精修、HRTEM和SAED的晶体结构分析以及基于产物粉体全息面扫描的元素分布分析表明纯度较高的（Ti,W,Mo）（C,N）-（Ni,Co）金属陶瓷粉体在1400 ℃下合成。最后,通过探究不同碳源对金属陶瓷粉体合成的影响得出,以C3N4为碳源的碳热还原氮化的温度高于以纳米碳黑为碳源的碳热还原氮化温度,反应进程也较缓慢。但在反应过程中,以C3N4为碳源碳热还原氮化出的产物中会生成纳米管,其数量随着温度的升高先增多后减少,且在1200℃达到最多。而以纳米碳黑为碳源碳热还原氮化出的产物中无纳米管生成,颗粒粒径逐步趋于平均,能在较低温度下制备出（Ti,W,Mo）（C,N）金属陶瓷粉体。
二、金属陶瓷工具应用纳米材料取得重大突破（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、金属陶瓷工具应用纳米材料取得重大突破（论文提纲范文）
（1）双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.2 金属陶瓷的制备方法 |
| 1.2.3 金属陶瓷研究中面临的问题 |
| 1.3 TiC及其复合材料 |
| 1.3.1 TiC陶瓷 |
| 1.3.2 TiC与金属的润湿性研究 |
| 1.3.3 TiC-金属复合材料 |
| 1.4 双连续相金属-陶瓷复合材料 |
| 1.4.1 双连续相金属-陶瓷复合材料特点 |
| 1.4.2 双连续相复合材料制备方法 |
| 1.5 预制体的制备 |
| 1.6 本文的关键问题及研究思路 |
| 1.6.1 关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 1.7 本文的研究目标及内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 TiC_x多孔预制体的制备与分析 |
| 2.3.1 TiCx反应机理 |
| 2.3.2 TiC_(0.5)预制体气孔率的控制 |
| 2.3.3 TiC_(0.5)预制体结构的控制 |
| 2.3.4 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备 |
| 2.4 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备 |
| 2.5 物相和显微结构分析 |
| 2.6 材料性能 |
| 2.6.1 气孔率 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 弯曲强度 |
| 2.6.4 断裂韧性 |
| 2.6.5 抗热震性能 |
| 2.7 固溶处理工艺对材料性能的影响 |
| 第三章 多孔TiC_x预制体的制备及其微观结构分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳源的影响 |
| 3.3 造孔剂PVB添加量对预制体的影响 |
| 3.3.1 物相组成 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.4 烧结温度与保温时间对预制体的影响 |
| 3.5 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备与性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的组织结构及界面 |
| 4.2.1 组织结构 |
| 4.2.2 反应机理 |
| 4.2.3 界面分析 |
| 4.3 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的结构设计及调控 |
| 4.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的力学性能 |
| 4.4.1 力学性能 |
| 4.4.2 强韧化机理 |
| 4.5 预制体化学计量比对金属陶瓷微观结构及力学性能的影响 |
| 4.5.1 物相组成与微观结构 |
| 4.5.2 力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗热震性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 热震温度对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.2.1 微观结构 |
| 5.2.2 热震性能 |
| 5.3 热震环境对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗循环热震性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 固溶处理工艺对双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷结构与性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 固溶温度对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.3 固溶温度对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 固溶时间对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.5 固溶时间对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.6 固溶处理对材料强韧化机理分析 |
| 6.6.1 细晶强化效应 |
| 6.6.2 固溶强化效应 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）NbC添加量对粘结相高熵化的涂层金属陶瓷刀片材料的微观组织及机械性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1.引言 |
| 1.1 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与性能特点 |
| 1.2.3 Ti(C,N)基金属陶瓷研究现状 |
| 1.3 高熵合金与NbC对 Ti(C,N)基金属陶瓷的改性研究 |
| 1.3.1 高熵合金作粘结相研究 |
| 1.3.2 NbC添加量对Ti(C,N)基金属陶瓷的影响 |
| 1.4 金属陶瓷刀具涂层研究 |
| 1.4.1 刀具表面涂层介绍 |
| 1.4.2 刀具表面涂层技术 |
| 1.4.3 金属陶瓷涂层研究现状 |
| 1.5 本文研究意义、主要内容及技术路线 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 本文研究内容 |
| 1.5.3 技术路线 |
| 2.实验材料制备及实验方法 |
| 2.1 制备Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体 |
| 2.1.1 Ti(C,N)金属陶瓷材料选择 |
| 2.1.2 CoCrFeNi高熵合金粉末制备 |
| 2.1.3 制备Ti(C,N)-HEA金属陶瓷工艺 |
| 2.2 制备PVD涂层 |
| 2.3 实验原料及仪器设备 |
| 2.4 力学性能检测及微观结构表征 |
| 2.4.1 密度 |
| 2.4.2 抗弯强度 |
| 2.4.3 硬度 |
| 2.4.4 断裂韧性 |
| 2.4.5 涂层结合力与显微硬度 |
| 2.4.6 切削及高温摩擦实验 |
| 2.4.7 微观结构及物相分析 |
| 3.Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体组织及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 制备流程及成分配比 |
| 3.3 NbC添加量对Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体微观组织的影响 |
| 3.4 NbC添加量对Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4.Ti(C,N)金属陶瓷PVD涂层微观组织及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti(C,N)-HEA基金属陶瓷表面TiAlN涂层微观组织 |
| 4.2.1 涂层断口形貌 |
| 4.2.2 涂层物相组成 |
| 4.3 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷表面TiAlN涂层机械性能 |
| 4.3.1 涂层硬度 |
| 4.3.2 涂层结合力 |
| 4.4 本章小结 |
| 5.TiAlN涂层Ti(C,N)-HEA金属陶瓷切削及磨损行为研究 |
| 5.0 引言 |
| 5.1 未涂层金属陶瓷的切削性能和高温摩擦磨损性能研究 |
| 5.1.1 未涂层金属陶瓷的切削性能 |
| 5.1.2 未涂层金属陶瓷的高温摩擦磨损性能 |
| 5.1.3 未涂层金属陶瓷的高温磨损机理 |
| 5.2 涂层金属陶瓷的切削性能和高温摩擦磨损性能研究 |
| 5.2.1 涂层金属陶瓷的切削性能 |
| 5.2.2 涂层金属陶瓷的高温摩擦磨损性能 |
| 5.2.3 涂层金属陶瓷的高温磨损机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 6.全文总结 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点与不足 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间科研成果 |
| 致谢 |
（3）稀土与CNTs对原位生成Mo2NiB2金属陶瓷的协同强韧化（论文提纲范文）
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究意义及目的 |
| 1.2 金属陶瓷概述 |
| 1.2.1 金属陶瓷的定义 |
| 1.2.2 金属陶瓷的分类和应用 |
| 1.3 粉末冶金烧结工艺 |
| 1.4 Mo_2NiB_2基金属陶瓷的烧结特性、组织、性能及成分对其性能的影响 |
| 1.4.1 Mo_2NiB_2金属陶瓷的烧结特性 |
| 1.4.2 Mo_2NiB_2基金属陶瓷的组织 |
| 1.4.3 Mo_2NiB_2金属陶瓷的性能 |
| 1.5 主要合金元素对Mo_2NiB_2基金属陶瓷显微组织和性能的影响 |
| 1.6 金属陶瓷的强韧化研究 |
| 1.6.1 强度与断裂韧性 |
| 1.6.2 纳米稀土在增强复合材料中的研究 |
| 1.6.3 碳纳米管的应用研究进展 |
| 1.7 试验方案设定及内容分析 |
| 1.7.1 试验方案制定 |
| 1.7.2 试验内容 |
| 1.7.3 研究技术路线 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 原材料粉末 |
| 2.1.2 稀土氧化物 |
| 2.1.3 多壁碳纳米管 |
| 2.1.4 成型剂及分散剂的选择 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 稀土La_2O_3和CNTs的分散 |
| 2.2.2 CNTs表面化学镀镍 |
| 2.2.3 纳米La_2O_3/CNTs掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷试样制备 |
| 2.3 材料分析表征与性能测试 |
| 2.3.1 密度测定 |
| 2.3.2 硬度测定 |
| 2.3.3 金相分析 |
| 2.3.4 扫描电子显微镜观察形貌及EDS分析 |
| 2.3.5 XRD物相分析 |
| 2.3.6 压痕法测量断裂韧性 |
| 2.3.7 抗弯强度 |
| 第3章 纳米La_2O_3对Mo_2NiB_2基金属陶瓷的组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验与表征 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 La_2O_3稀土掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的物相分析 |
| 3.3.2 La_2O_3稀土掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的显微组织 |
| 3.3.3 La_2O_3稀土掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的密度和力学性能 |
| 3.3.4 La_2O_3稀土掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的断口形貌 |
| 3.3.5 La_2O_3稀土掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的强韧化机理 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 添加CNTs对Mo_2NiB_2基金属陶瓷的组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 碳纳米管的化学镀镍 |
| 4.2.1 预处理工艺 |
| 4.2.2 碳纳米管的敏化和活化过程 |
| 4.2.3 镀液配方及工艺 |
| 4.2.4 碳纳米管镀层形貌及EDS分析 |
| 4.3 实验与表征 |
| 4.4 实验结果与讨论 |
| 4.4.1 CNTs掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的物相分析 |
| 4.4.2 CNTs掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的微观结构 |
| 4.4.3 CNTs掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的密度和力学性能 |
| 4.4.4 CNTs掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的断口形貌 |
| 4.4.5 CNTs掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的强韧化机理 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 La_2O_3-CNTs共掺杂对Mo_2NiB_2基金属陶瓷的组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验与表征 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 La_2O_3-CNTs共掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷物相分析 |
| 5.3.2 La_2O_3-CNTs共掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷显微结构 |
| 5.3.3 La_2O_3-CNTs共掺杂Mo_2NiB_2基金属陶瓷的密度和力学性能 |
| 5.4 La_2O_3-CNTs共掺杂对Mo_2NiB_2金属陶瓷的作用机理分析 |
| 5.5 小结 |
| 第6 章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 摘要 |
| Abstract |
（4）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 |
（5）(Ti,Zr)C固溶体粉末的制备及其调幅分解特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷概述 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的发展历程 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷微结构 |
| 1.2.3 集成计算材料工程(ICME)在金属陶瓷的应用 |
| 1.3 Ti(C,N)基金属陶瓷增韧研究 |
| 1.3.1 Ti(C,N)基金属陶瓷常用增韧方法 |
| 1.3.2 调幅分解对材料开发的意义 |
| 1.3.3 (Ti,Zr)C调幅分解的研究进展 |
| 1.4 固溶体的制备方法 |
| 1.4.1 碳热还原法 |
| 1.4.2 机械球磨法 |
| 1.4.3 热压烧结法 |
| 1.4.4 预合金化碳化法 |
| 1.5 研究目的、内容与方法 |
| 1.5.1 本文研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 工艺路线 |
| 1.5.4 论文创新点 |
| 第二章 实验方法、设备及性能表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验所需原料及设备 |
| 2.3 制备工艺 |
| 2.3.1 固溶体粉末制备 |
| 2.3.2 固溶体粉末时效处理 |
| 2.3.3 金属陶瓷制备 |
| 2.4 样品检测 |
| 2.4.1 密度 |
| 2.4.2 钴磁 |
| 2.4.3 矫顽磁力 |
| 2.4.4 显微硬度 |
| 2.4.5 抗弯强度 |
| 2.4.6 显微组织结构 |
| 2.4.7 X射线衍射分析 |
| 第三章 (Ti_x,Zr_(1-x))C固溶体制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验制备 |
| 3.2.1 (Ti,Zr)C原料混料工艺研究 |
| 3.2.2 (Ti_x,Zr_(1-x))C固溶体的制备 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 混料方式对(Ti,Zr)C固溶体的影响 |
| 3.3.2 (Ti_x,Zr_(1-x))C固溶体 |
| 3.4 (Ti_x,Zr_(1-x))C固溶体的第一性原理计算 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 (Ti,Zr)C时效处理后微结构演变及分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验制备 |
| 4.2.1 (Ti,Zr)C制备 |
| 4.2.2 时效温度对(Ti,Zr)C固溶体调幅分解的影响 |
| 4.2.3 时效时间对(Ti,Zr)C固溶体调幅分解的影响 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 试验检测 |
| 4.3.2 XRD衍射结果与分析 |
| 4.3.3 SEM结果与分析 |
| 4.4 (Ti,Zr)C固溶体调幅分解成分测试 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 WC含量对(W,Ti,Zr)C固溶体调幅分解和显微结构的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 成分设计及固溶体制备 |
| 5.3 WC对(W,Ti,Zr)C固溶体调幅分解的影响 |
| 5.4 WC对(W,Ti,Zr)C复式碳化物显微结构的影响 |
| 5.5 相场法模型 |
| 5.5.1 化学自由能 |
| 5.5.2 弹性应变能 |
| 5.5.3 方程数值求解 |
| 5.5.4 程序的设计 |
| 5.6 模拟结果分析 |
| 5.6.1 不计弹性能作用效果的Ti-Zr-C与 Ti-Zr-W合金调幅分解模拟 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 问题与展望 |
| 参考文献 |
| 读硕士学位期间主要研究成果 |
| 致谢 |
（6）基于专利数据挖掘的关键共性技术识别及预测研究 ——以3D打印为例（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 论文研究的背景、目的及意义 |
| 1.1.1 论文研究的背景 |
| 1.1.2 论文研究的目的及意义 |
| 1.2 国内外研究动态 |
| 1.2.1 国外研究动态 |
| 1.2.2 国内研究动态 |
| 1.2.3 国内外研究动态综述 |
| 1.3 论文的总体思路、主要内容及研究方法 |
| 1.3.1 论文的总体思路 |
| 1.3.2 论文的研究内容 |
| 1.3.3 论文的研究方法 |
| 1.4 论文的创新之处 |
| 第2章 关键共性技术识别与预测的研究基础及框架 |
| 2.1 相关概念界定 |
| 2.1.1 专利文献的基本概念和内涵 |
| 2.1.2 数据挖掘的基本概念和内涵 |
| 2.1.3 关键共性技术的基本概念和内涵 |
| 2.2 关键共性技术识别与预测的理论基础 |
| 2.2.1 专利计量理论 |
| 2.2.2 共现理论 |
| 2.2.3 技术生命周期理论 |
| 2.3 关键共性技术识别与预测的框架构建及解析 |
| 2.3.1 关键共性技术识别与预测的框架构建 |
| 2.3.2 关键共性技术识别与预测框架的解析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 专利文献采集及聚类 |
| 3.1 专利文献采集及聚类方案设计 |
| 3.1.1 专利文献数据获取方案 |
| 3.1.2 专业术语识别方案 |
| 3.1.3 专利文献预处理方案 |
| 3.1.4 专利文献技术主题聚类方案 |
| 3.2 专利文献数据采集处理 |
| 3.2.1 案例产业选择 |
| 3.2.2 专利文献数据获取 |
| 3.2.3 专利文献预处理 |
| 3.3 专利文献数据技术主题聚类分析 |
| 3.3.1 LDA模型迭代次数确定 |
| 3.3.2 LDA模型主题数量确定 |
| 3.3.3 LDA模型结果及分析 |
| 3.3.4 技术主题分类准确性评价 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 技术主题演化机理及关键共性技术特征分析 |
| 4.1 技术主题演化机理分析 |
| 4.1.1 技术主题演变的微观基础 |
| 4.1.2 技术主题演变的宏观表现 |
| 4.2 关键共性技术主题特征分析 |
| 4.2.1 技术主题共现主题词分布 |
| 4.2.2 技术主题混淆关系分析 |
| 4.2.3 技术主题转移关系分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 基于专利文献挖掘的关键共性技术主题识别 |
| 5.1 关键共性技术识别模型构建 |
| 5.1.1 关键共性技术识别模型构建原则 |
| 5.1.2 关键技术识别模型构建 |
| 5.1.3 共性技术识别模型构建 |
| 5.1.4 关键共性技术识别模型构建 |
| 5.2 关键共性技术主题识别 |
| 5.2.1 关键技术主题识别 |
| 5.2.2 共性技术主题识别 |
| 5.2.3 关键共性技术主题识别 |
| 5.3 关键共性技术主题识别结果评估 |
| 5.3.1 关键共性技术识别评估数据来源 |
| 5.3.2 关键共性技术识别评估结果分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 基于专利文献挖掘的关键共性技术主题预测 |
| 6.1 关键共性技术预测模型构建 |
| 6.1.1 关键共性技术预测模型假设条件 |
| 6.1.2 关键共性技术预测初始HMM建立 |
| 6.2 关键共性技术主题预测实证分析 |
| 6.2.1 技术主题研发趋势预测 |
| 6.2.2 技术主题研发结构预测 |
| 6.2.3 关键共性技术构成预测 |
| 6.3 关键共性技术主题预测准确性和稳健性评估 |
| 6.3.1 关键共性技术主题预测准确性评估 |
| 6.3.2 关键共性技术主题稳健性评估 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 促进关键共性技术发展的对策建议 |
| 7.1 关键共性技术发展的国家制度层面对策 |
| 7.1.1 构建促进关键共性技术发展的制度体系 |
| 7.1.2 完善关键共性技术研发的配套服务工作 |
| 7.1.3 建立政企以及非盈利性组织的合作机制 |
| 7.2 关键共性技术发展的企业层面对策 |
| 7.2.1 企业应重视关键共性技术战略布局 |
| 7.2.2 以长期视角看待关键共性技术发展 |
| 7.2.3 促进企业间关键共性技术共研共享 |
| 7.3 关键共性技术发展的特定技术领域层面对策 |
| 7.3.1 攻克当前关键共性技术中的重点领域 |
| 7.3.2 布局未来关键共性技术中的新兴领域 |
| 7.3.3 增进关键共性技术的多样性和长期性 |
| 7.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
| 图表目录 |
（7）纳米多层材料去除机制和亚表面损伤机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究的目的和意义 |
| 1.2 基于分子动力学仿真的纳米机械加工技术国内外研究简介 |
| 1.2.1 国外分子动力学仿真的应用概况 |
| 1.2.2 国内分子动力学仿真的应用概况 |
| 1.3 纳米多层材料的概述及其研究概况 |
| 1.3.1 Cu/Ni纳米多层材料的研究现状 |
| 1.3.2 Al/Si纳米多层材料的研究现状 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 1.5 本文的主要创新点 |
| 第2章 纳米机械加工分子动力学仿真建模 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 分子动力学仿真基本原理 |
| 2.2.1 经典牛顿运动方程的求解方法 |
| 2.2.2 势函数的选择 |
| 2.2.3 系综选择与能量最小化 |
| 2.2.4 其他设置 |
| 2.3 纳米多层材料建模 |
| 2.3.1 晶体结构 |
| 2.3.2 纳米多层材料建模 |
| 2.4 缺陷分析方法 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 磨削过程中材料去除理论分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 磨削过程中材料的去除应力分析 |
| 3.3 材料去除体积分析 |
| 3.3.1 材料的韧性去除体积分析 |
| 3.3.2 材料的脆性断裂去除体积分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ni/Cu双金属纳米多层材料机械加工机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ni/Cu纳米多层材料切削模型的建立 |
| 4.2.1 模拟方法 |
| 4.2.2 缺陷分析 |
| 4.3 磨削速度效应 |
| 4.4 刀具半径效应 |
| 4.5 切削深度效应 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Al/Si金属陶瓷纳米多层材料机械加工机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al/Si金属陶瓷多层材料切削模型建立 |
| 5.3 刀具半径效应 |
| 5.4 切削深度效应 |
| 5.5 磨削速度效应 |
| 5.6 本章小结 |
| 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
（8）Ti（C,N）基金属陶瓷的原位碳热还原制备技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的组织、结构与性能 |
| 1.3 合金元素及添加剂对Ti(C,N)基金属陶瓷组织与性能的影响 |
| 1.3.1 C、N元素 |
| 1.3.2 Ni、Co |
| 1.3.3 添加剂 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷制备技术的发展概况 |
| 1.4.1 原始粉末的制备 |
| 1.4.2 混料方式 |
| 1.4.3 成形方式 |
| 1.4.4 烧结方法 |
| 1.5 碳热还原制备技术的研究现状 |
| 1.5.1 碳热还原法制备粉体材料的研究 |
| 1.5.2 碳热还原制备技术在硬质合金中的应用 |
| 1.5.3 碳热还原制备技术在Ti(C,N)基金属陶瓷中的应用 |
| 1.6 Ti(C,N)基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀特性 |
| 1.7 本文研究目的和意义 |
| 1.8 本文技术路线 |
| 第二章 试验材料的制备及表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 制备流程 |
| 2.3 测试与表征 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 物相分析 |
| 2.3.3 差热分析 |
| 2.3.4 显微组织形貌观测及微区成分分析 |
| 2.3.5 硬质相晶粒尺寸分布的统计 |
| 第三章 原位碳热还原法制备Ti(C,N)基金属陶瓷的烧结工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷烧结过程中的相变及显微组织演变 |
| 3.3.1 烧结过程中的相变 |
| 3.3.2 烧结过程中的显微组织演变 |
| 3.4 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.4.1 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷相组成的影响 |
| 3.4.2 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.4.3 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.4.4 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 3.5 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.5.1 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.5.2 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.5.3 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 3.6 原位碳热还原法制备Ti(C,N)基金属陶瓷的烧结工艺的确定 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 原位碳热还原法制备纳米复合金属陶瓷的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 原位碳热还原法制备的纳米复合金属陶瓷的组织与性能 |
| 4.3.1 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷相组成的影响 |
| 4.3.2 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.3 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 4.3.4 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 晶粒长大抑制剂在原位碳热还原法制备的金属陶瓷中的作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 Cr_3C_2、VC对原位碳热还原法制备的金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 5.3.1 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷相组成的影响 |
| 5.3.2 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 5.3.3 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 5.3.4 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 原位碳热还原法制备的Ti(C,N)基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 原位碳热还原法制备的金属陶瓷耐冲蚀腐蚀特性 |
| 6.3.1 侵蚀时间对Ti(C,N)基金属陶瓷冲蚀腐蚀失重率的影响 |
| 6.3.2 侵蚀时间对Ti(C,N)基金属陶瓷表面形貌的影响 |
| 6.3.3 原始粉料尺寸及化学成分对Ti(C,N)基金属陶瓷耐冲蚀腐蚀性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 本文主要结论 |
| 7.2 本文创新之处 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（9）高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分和典型组织 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的典型组织 |
| 1.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的研究进展 |
| 1.3.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备技术 |
| 1.3.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的合金化 |
| 1.3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面结构特点 |
| 1.3.4 Ti(C,N)基金属陶瓷的特殊性能 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性及脱氮行为的研究现状 |
| 1.4.1 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性的研究 |
| 1.4.2 Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 1.5 Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化技术的研究现状 |
| 1.5.1 晶须增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.2 碳纳米管增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.3 碳纤维增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.4 纳米颗粒增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.6 固体与分子经验电子理论及其在材料中的应用 |
| 1.6.1 固体与分子经验电子理论概述 |
| 1.6.2 固体与分子经验电子理论在材料中的应用 |
| 1.7 本文研究的目的和意义 |
| 1.8 本文研究的主要内容 |
| 第二章 试验材料的制备及测试表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验所用原料及其初始条件 |
| 2.3 试验材料的制备工艺流程 |
| 2.4 试验材料的测试与表征 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.2 密度的测定 |
| 2.4.3 孔隙度的测定 |
| 2.4.4 烧结体中的氮氧含量分析 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 差热分析 |
| 2.4.7 显微组织形貌观察及成分分析 |
| 第三章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 Ti(C_(1-x),N_x)固溶体的热力学稳定性 |
| 3.4 Ti(C_(1-x),N_x)固溶的N/C比对金属陶瓷稳定性的影响 |
| 3.4.1 N/C比对金属陶瓷脱氮率的影响 |
| 3.4.2 N/C比对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.5 Ti(C,N)基金属陶瓷典型脱氮过程和脱氮机理研究 |
| 3.5.1 烧结过程中各温度区间的脱氮率 |
| 3.5.2 烧结过程中的相变和组织演化 |
| 3.5.3 烧结过程中的脱氮机理 |
| 3.6 烧结工艺参数对Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.1 1000 ℃-1240℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.2 1240 ℃-1400℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.3 终烧温度对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 化学成分对高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.3.1 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.2 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.4 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.4.1 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.4.2 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.5 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.5.1 WC对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和显微组织的影响 |
| 4.5.2 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 原位碳热还原法制备高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 测试与分析 |
| 5.3 原位碳热还原过程中的致密化行为和相变 |
| 5.3.1 烧结过程中的致密化行为 |
| 5.3.2 烧结过程中的主要相变 |
| 5.4 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 5.4.1 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织 |
| 5.4.2 原位碳热还原法所制备金属陶瓷中的界面特点 |
| 5.5 原位碳热还原法所制备Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 研究方法 |
| 6.3 陶瓷硬质相和金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.3.1 陶瓷硬质相的价电子结构计算 |
| 6.3.2 金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.4 陶瓷硬质相/金属粘结相界面的价电子密度差计算 |
| 6.4.1 陶瓷硬质相((?)1(?))晶面的价电子密度 |
| 6.4.2 金属粘结相(110)晶面的价电子密度 |
| 6.4.3 相界面价电子密度差计算 |
| 6.5 计算结果 |
| 6.6 高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷的强韧化机理分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 混晶结构高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验方法 |
| 7.3 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的主要粉料形貌和物相组成 |
| 7.4 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 7.4.1 高氮量碳混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织 |
| 7.4.2 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面特点 |
| 7.5 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 7.6 粗/细硬质相比例对高氮量混晶结构金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 7.6.1 粗/细硬质相比例对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 7.6.2 粗/细硬质相比例对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 7.7 本章小结 |
| 第八章 全文总结 |
| 8.1 本文主要结论 |
| 8.2 本文创新之处 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
| 附录 价电子计算程序 |
（10）多元复合Ti（C,N）金属陶瓷粉体的快速合成及表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)金属陶瓷材料概况 |
| 1.2.1 Ti(C,N)的结构与性质 |
| 1.2.2 Ti(C,N)粉体的应用 |
| 1.2.3 Ti(C,N)金属陶瓷的发展及应用 |
| 1.3 Ti(C,N)金属陶瓷粉末的制备 |
| 1.3.1 高温扩散 |
| 1.3.2 Ti粉的碳氮化法 |
| 1.3.3 化学法 |
| 1.3.4 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.5 机械合金化法 |
| 1.3.6 碳热还原法 |
| 1.4 热处理方式 |
| 1.4.1 真空热处理 |
| 1.4.2 微波辅助制备法 |
| 1.4.3 放电等离子辅助制备法 |
| 1.5 研究意义及内容 |
| 2 材料制备与分析测试方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验仪器 |
| 2.1.3 制备工艺流程 |
| 2.2 材料分析与测试方法 |
| 2.2.1 综合热分析 |
| 2.2.2 X射线衍射分析 |
| 2.2.3 扫描电镜分析 |
| 2.2.4 能量色散X射线光谱 |
| 3 金属氧化物碳热氮化反应热力学 |
| 3.1 TiO_2的碳热还原氮化反应 |
| 3.2 WO_3的碳热还原反应 |
| 3.3 MoO_3的碳热还原反应 |
| 3.4 NiO的碳热还原反应 |
| 3.5 Co_3O_4的碳热还原反应 |
| 3.6 小结 |
| 4 二元复合Ti(C,N)金属陶瓷粉体的快速合成 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 不同原料组分碳热氮化反应热分析 |
| 4.3.2 不同组分对金属陶瓷粉体物相的影响 |
| 4.3.3 不同组分对金属陶瓷粉体显微结构的影响 |
| 4.4 小结 |
| 5 三元复合T (C,N)金属陶瓷粉体的快速合成 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 合成温度对(Ti,W, Mo)(C,N)金属陶瓷粉体物相的影响 |
| 5.3.2 合成温度对制备(Ti,W,Mo)(C,N)金属陶瓷粉体反应率的影响 |
| 5.3.3 合成温度对(Ti,W, Mo)(C,N)金属陶瓷粉体微观结构和成分的影响 |
| 5.4 小结 |
| 6 碳源对复合Ti(C,N)金属陶瓷粉体合成的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 不同碳源对复合(Ti W, Mo)(C,N)金属陶瓷粉体物相的影响 |
| 6.3.2 不同碳源对复合(Ti,W, Mo)(C,N)金属陶瓷粉体微观结构的影响 |
| 6.4 小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
四、金属陶瓷工具应用纳米材料取得重大突破（论文参考文献）
- [1]双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究[D]. 雷聪. 北京交通大学, 2021(02)
- [2]NbC添加量对粘结相高熵化的涂层金属陶瓷刀片材料的微观组织及机械性能的影响研究[D]. 苟青山. 四川大学, 2021(02)
- [3]稀土与CNTs对原位生成Mo2NiB2金属陶瓷的协同强韧化[D]. 潘颖慧. 武汉科技大学, 2021(01)
- [4]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)
- [5](Ti,Zr)C固溶体粉末的制备及其调幅分解特性研究[D]. 田智豪. 湖南工业大学, 2020(02)
- [6]基于专利数据挖掘的关键共性技术识别及预测研究 ——以3D打印为例[D]. 林超然. 哈尔滨工程大学, 2020(04)
- [7]纳米多层材料去除机制和亚表面损伤机理研究[D]. 王琼. 湖南大学, 2019(07)
- [8]Ti（C,N）基金属陶瓷的原位碳热还原制备技术研究[D]. 丁伟民. 南京航空航天大学, 2019(02)
- [9]高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究[D]. 周伟. 南京航空航天大学, 2018(01)
- [10]多元复合Ti（C,N）金属陶瓷粉体的快速合成及表征[D]. 李慧. 海南大学, 2018(08)