一、应用新型复合陶瓷刀具改革传统机械加工工艺（论文文献综述）
王晓博,李璐璐,赵波,宋超胜[1]（2021）在《陶瓷基复合材料加工技术及其表面亚表面损伤机制研究进展》文中指出综述了陶瓷基复合材料的传统机械加工、超声辅助加工、激光加工、多能场复合加工等加工方式的研究进展,并简述了几种加工方式的优缺点。对陶瓷基复合材料的表面及亚表面损伤机制进行了总结和分析,包括材料表面亚表面损伤形式、材料表面亚表面理论及模型研究。提出了传统的陶瓷基复合材料加工技术需要进一步优化刀具材料、开发新的刀具结构、优化工艺参数等,以减少加工缺陷。研究了复合加工中材料去除率最大条件下的损伤容限条件、材料加工后的性能保持性等,同时探究了高效高质量的多能场复合加工新方法及其应用理论,以及研究探索了在复杂载荷及动载荷（如动态切削力、高温切削及超声动态冲击载荷）耦合作用下陶瓷基复合材料的内在损伤机理及演化问题。
田纪文[2]（2021）在《CMC-SiC激光辅助高速微切削温度场分析与试验研究》文中认为碳化硅陶瓷基复合材料（CMC-SiC）作为一种新型战略性热结构材料,具有耐高温、耐磨损、抗热震、抗疲劳和抗蠕变等优点,在航天飞行器的热防护系统、航空发动机、火箭发动机、高性能制动以及先进核能等高温热结构部件上具有良好的应用前景。但CMC-SiC的硬度高且材料各向异性,属于难加工材料,常规切削加工（CM）技术难以实现其高精度、高质量、高效率的加工。因此,探寻一种新型加工技术来改善其加工性能具有重要的研究意义。激光辅助切削加工（LAM）技术可以降低切削力和切削能量、延长刀具使用寿命、提高加工表面质量。目前国内将LAM技术应用到CMC-SiC加工方向分支当中的科研人员寥寥无几。本文对CMC-SiC中的3D针刺编织碳纤维增强碳化硅（Cf/Si C）陶瓷基复合材料进行了激光辅助高速微车削温度场分析与试验研究,具体研究内容包括以下几个方面:首先,构建了CMC-SiC激光加热温度场数学模型和有限元模型。通过试验与仿真相结合的方式验证了模型的正确性,分析了不同激光功率密度和工件转速对CMC-SiC激光加热表面、切削层以及径向温度场分布的影响,为后续切削过程仿真参数设置以及切削试验工艺参数选择提供了理论依据。其次,构建了CMC-SiC激光辅助高速微切削有限元模型。在CM和LAM的基础上,进行了不同工件转速对切屑以及刀尖温度场影响规律的对比研究,将仿真分析结果作为激光辅助高速微切削试验温度场优化控制的依据。再次,依据温度场模拟仿真结果得出试验所用的工艺参数范围,开展CMC-SiC激光辅助高速微切削试验研究。基于CM和LAM两种技术条件,展开了不同工件转速、进给速度、切削深度、激光功率密度对切削力以及刀具磨损影响规律的对比分析,得出LAM可以有效降低切削过程中的切削力大小,改善刀具磨损。最后,对CM和LAM条件下各加工参数对CMC-SiC表面质量的影响规律进行了对比研究。分析了表面粗糙度、表面形貌、表面残余应力变化规律,得到LAM可以明显改善CMC-SiC切削后的表面质量,证明了LAM技术的可行性与有效性。通过对以上内容的研究,最终达到控制CMC-SiC激光辅助高速微切削温度场、优化工艺参数、提高加工表面质量、降低切削力、减少刀具磨损等目的。
苟青山[3]（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》文中指出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。
白祎凡[4]（2021）在《基于微观结构演变模拟的陶瓷刀具工艺设计及制备》文中提出随着我国制造业的兴起,高速切削成为了发展的重点,对切削刀具的要求也随之增高,陶瓷刀具以其优异的力学性能成为了高速切削理想选择之一,而传统的“试凑法”设计陶瓷刀具时,需要耗费大量时间来优化烧结工艺,导致陶瓷刀具的更新换代迟滞。而通过计算机建模,从微观甚至纳观对陶瓷刀具材料的组织演变过程进行模拟,指导陶瓷刀具的设计和制备,能够较大程度节省人力、物力以及材料的损耗。元胞自动机法是一种通过元胞的变换来表达演变过程的数学模型,在具备高度随机性的同时又可通过变化规则来引导变化趋势,具有容易操作、变化方向可定以及识别错误少等优点,能够较好地反映陶瓷刀具材料微观结构演变过程。本论文研究的主要目的是通过改进元胞自动机模型的模拟方法,构建揭示烧结工艺参数对微观结构演变影响关系的模型,进而指导放电等离子体烧结法制备陶瓷刀具。在烧结过程中,晶粒的生长过程是一个与多种因素相关的复杂过程。晶界的迁移率与绝对温度相关;晶粒的粒径大小与绝对时间相关。影响晶粒生长过程的主要影响因素有气孔与烧结工艺参数等,因此在微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变模型的模拟过程中需要着重考虑这些影响因素。构建改进的元胞自动机模型,模拟带气孔的微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构的演变过程,并建立模拟系统。改进元胞自动机模型的中心元胞状态转变规则,解决了在模拟中出现晶界形态异常的问题;改进元胞状态值的赋值方法,解决了晶粒识别性错误异常增长的问题;模拟了微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变过程;模拟了有气孔的复合陶瓷刀具材料微观结构演变过程;基于Visual Studio平台建立了微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变模拟系统。将放电等离子体烧结法的各烧结参数耦合进所构建的模型,使所构建模型能够正确反映烧结参数对微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变的影响。由绝对温度与烧结速度的关系推出烧结温度因子的表达式,将烧结温度因子与元胞状态变换成功概率P相乘,使烧结温度耦合进所构建模型;由等温晶粒生长的抛物线定律推出时间步与实际时间的关系,将其关系式耦合进时间步计算模块中,使保温时间耦合进所构建模型;由轴向压应力与晶粒生长速度之间的关系式推出压力因子的表达式,将其与中心元胞变换成功概率P相乘,使烧结压力耦合进所构建的模型;根据所构建模型的演变结果得出当烧结温度1600℃,保温时间为7min,烧结压力为40MPa时,陶瓷刀具材料晶粒的粒径分布较为匀称,气孔含量较低,材料致密度较高,可以获得宏观力学性能较优的微纳米复合陶瓷刀具材料。以模型所得最佳的烧结参数通过放电等离子体烧结法制备A1203/TiB2/TiC微纳米复合陶瓷刀具,在TiB2占比为20%、TiC占比为10%时力学性能最优,硬度、断裂韧性、抗弯强度等分别为:20.3GPa、10.5MPa/m2及839.5MPa。在进行Al2O3/TiB2/TiC微纳米复合陶瓷刀具材料的制备时,当烧结工艺参数与模型设计的烧结工艺参数相同时,力学性能最优,分析其SEM照片,所构建模型能够正确反映微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构的演变过程。
王棕世[5]（2021）在《以高熵合金作粘结剂的新型Ti（C,N）基金属陶瓷涂层刀具的制备及性能研究》文中研究指明当今社会对难加工高性能合金的需求和对切削加工技术的要求日益提高,关于高性能切削刀具材料的研究也是时代所趋。Ti（C,N）基金属陶瓷具有低密度、高室温硬度,高化学稳定性,高耐磨性和低摩擦系数,并且其原材料为Ti,Ni等非战略性资源,因此它也被视为WC基硬质合金的替代材料。然而,综合力学性能和高温性能不足是制约Ti（C,N）基金属陶瓷刀具广泛应用的主要瓶颈。近年来,相关研究大多数是通过细化硬质相结构和多元化硬质组分的方式来改善,而对于粘结相的优化研究相对有限且不理想。再加上,传统粘结相Co/Ni在酸性和高温切削环境下表现不稳定,刀具易崩刃,高速切削表现差。因此通过调控优化粘结相来提高Ti（C,N）基金属陶瓷材料性能的研究工作具有重要意义。此外,涂层技术也是提高刀具综合性能的关键技术之一,目前发达国家高精度机床用切削刀具90%以上都经过涂层处理。因此对涂层Ti（C,N）基金属陶瓷基体涂层间的匹配性研究也是十分必要的。本研究系统性地从切削刀具制造领域三大关键技术（切削刀具材料、涂层技术和切削加工工艺）出发,以机械合金化制备的五元高熵合金（HEA）CoCrCuFeNi作为粘结剂,成功制备具有高综合性能的Ti（C,N）-HEA金属陶瓷刀具材料,研究了CoCrCuFeNi HEA粘结剂对Ti（C,N）基金属陶瓷材料微观组织、基础力学性能和高温摩擦磨损性能的影响。并通过物理气相沉积（PVD）和化学气相沉积（CVD）涂层技术,研究了在成熟的涂层工艺和涂层材料的实验条件下新型金属陶瓷Ti（C,N）-HEA基体材料的可涂覆性。最后通过对H13模具钢的切削实验,研究了未涂层、PVD和CVD涂层Ti（C,N）-HEA金属陶瓷刀具的切削行为和磨损机理。新型Ti（C,N）-15HEA金属陶瓷具有优异的微观结构和综合力学性能。与Ni粘结剂相比,CoCrCuFeNi HEA粘结剂能抑制芯环晶粒生长并促进形成较细的白芯晶粒。这是由于CoCrCuFeNi的迟滞扩散作用能够抑制晶粒长大,并促进（Ti,W,Mo,Ta）（C,N）小颗粒作为独立形核核心长大为白芯晶粒。新型金属陶瓷Ti（C,N）-15HEA具有比传统金属陶瓷Ti（C,N）-15Ni更高的综合力学性能。其中硬度改善最显着,达到1726 HV30,能够在保持传统金属陶瓷的抗弯强度和韧性的同时,显着改善金属陶瓷的硬度,这也是传统粘结剂Ni、Co等无法比拟的。其高硬度可归因于细晶强化和高硬度CoCrCuFeNi粘结相的固溶强化效应。其良好的韧性得益于大量白芯晶粒和较少脆性相的析出。与典型的黑-白-灰芯环晶粒相比,白芯晶粒具有简单的微观相结构,界面数和界面复杂应力相对更小,韧性因而得到改善。CoCrCuFeNi粘结剂可显着改善Ti（C,N）基金属陶瓷的高温减摩和耐磨性能。新型金属陶瓷Ti（C,N）-15HEA的钢间摩擦系数远低于传统金属陶瓷Ti（C,N）-15Ni,其抗磨损能力是Ti（C,N）-15Ni金属陶瓷的2.4-2.6倍。Ti（C,N）-15HEA金属陶瓷在高温下的磨损机理主要是摩擦氧化层的形成和分层。在优良微观结构的前提下,CoCrCuFeNi粘结相可在高温下充分发挥高熵效应,一方面促进形成稳定的氧化润滑层,另一方面实现与硬质相的高强度结合,避免产生磨粒,从而显着改善了Ti（C,N）基金属陶瓷的高温摩擦磨损性能。Ti（C,N）-HEA金属陶瓷有较好的PVD TiAlN和CVD TiN/Al2O3/Ti CN/TiN可涂覆性,在相同试验方法下可获得与Ti（C,N）-Ni基体相似且能够被使用的刀具涂层。对于TiAlN涂层,Ti（C,N）-Ni和Ti（C,N）-HEA两种不同粘结相金属陶瓷基体表面涂层微观结构均呈现出致密的柱状晶结构。其中Ti（C,N）-HEA基体表面TiAlN涂层晶粒更细,这是因为在涂层过程中,更细微观结构的Ti（C,N）-HEA金属陶瓷基体上能够获得更多形核晶粒,最终形成更细的涂层。并且Ti（C,N）-HEA基体中大量粘结相元素Cr,Cu,Fe,Ni会与TiAlN涂层发生扩散,其中Cu元素在TiAlN涂层中含量和扩散距离最高,Fe和Ni在涂层中的含量和扩散距离次之,Cr扩散程度最低。细晶强化和固溶强化效应导致Ti（C,N）-HEA金属陶瓷基体表面的TiAlN涂层硬度较高,达到36.97 GPa。Ti（C,N）-Ni和Ti（C,N）-HEA金属陶瓷基体表面的TiAlN涂层结合力等级均为HF1。对于CVD TiN/Al2O3/Ti CN/TiN涂层,涂覆在不同基体上时,各相择优取向表现出一定差异。Ti（C,N）-HEA金属陶瓷基体表面CVD涂层中的Ti CN和Al2O3晶粒较细,五层涂层各层连接良好,界面清晰,无明显裂纹剥落等缺陷。并且Ti（C,N）-HEA金属陶瓷基体粘结相元素Co,Cr,Cu,Fe,Ni与CVD复合涂层发生扩散,其中Cu元素扩散程度最强,Co、Cr、Ni次之,Fe元素扩散程度最弱。细晶强化导致Ti（C,N）-HEA金属陶瓷基体表面的CVD复合涂层的硬度略高于Ti（C,N）-Ni基体表面涂层,达到22.62 GPa。Ti（C,N）-Ni和Ti（C,N）-HEA金属陶瓷基体表面的TiN/Al2O3/Ti CN/TiN复合涂层结合力等级均为HF1。在不同的切削速度（100、150、200 m/min）下,未涂层和涂层Ti（C,N）-15HEA金属陶瓷刀具磨损情况主要表现为前、后刀面磨损,且其抗切削磨损能力均优于对应Ti（C,N）-15Ni金属陶瓷刀具。未涂层Ti（C,N）-HEA金属陶瓷刀具的磨损形式主要是粘着磨损,扩散氧化磨损以及轻微的磨粒磨损。PVD涂层Ti（C,N）-HEA金属陶瓷刀具的磨损形式主要是粘着磨损,磨粒磨损以及轻微的扩散氧化磨损。CVD涂层Ti（C,N）-HEA金属陶瓷刀具磨损形式主要为:粘着磨损和轻微的磨粒磨损。
朱积慧[6]（2020）在《金属间化合物Ni3Al强韧化Al2O3基陶瓷刀具材料的制备及其性能研究》文中研究说明金属相的添加使得陶瓷刀具材料的塑韧性与高温稳定性难以得到有效的兼顾,为了保证陶瓷刀具材料具有出色的综合性能,提出了将金属间化合物替代金属相的方法。基于陶瓷刀具材料的设计准则,确定了本材料系统的基体相为Al2O3,强化相为Ti B2,选择金属间化合物Ni3Al替代金属相,拟通过（Ni/25at.%Al）反应烧结制备Al2O3/Ti B2/Ni3Al（ABN）陶瓷刀具材料;以及Ni3Al直接烧结制备Al2O3/Ti B2/Ni3Al（ABNA）陶瓷刀具材料。对以上材料体系进行了物理化学相容性分析,各主相之间具有良好的化学相容性及物理相容性,部分原材料之间存在的化学反应是本课题所需的。对Al2O3/Ti B2/Ni3Al陶瓷刀具材料进行了烧结制备,研究了不同组分配比及制备方法对其力学性能及微观组织的影响,结果表明:不同方法制备的ABN、ABNA陶瓷刀具材料在力学性能方面表现出相似的变化趋势,随着粘结相的增加,材料抗弯强度、断裂韧性和致密度逐渐上升,而维氏硬度逐渐降低。ABN4陶瓷刀具材料的抗弯强度、断裂韧性、维氏硬度和致密度分别为1242.84MPa、13.02MPa·m1/2、16.03GPa、99.37%;ABNA4陶瓷刀具材料的分别为1156.13MPa、15.98MPa·m1/2、15.55GPa、99.38%。相比基体和增强相相同的牌号LP1刀具材料,ABN4、ABNA4的抗弯强度和断裂韧性分别提高了55.36%和150.38%、44.52%和206.92%。材料的粘结相有效的填充到了基体和增强相的间隙中,晶粒没有异常长大的现象。随粘结相含量的增加,晶粒得到一定程度的细化,断裂行为以沿晶断裂为主,同时存在大量晶粒拔出、裂纹偏转和韧窝断裂现象。对ABN、ABNA陶瓷刀具材料进行了摩擦磨损试验,研究了不同对磨材料、转速、载荷对其摩擦磨损性能的影响,研究表明:ABN、ABNA陶瓷刀具材料对磨Si3N4球时,试样的平均摩擦系数和磨损率均逐渐上升,磨损方式主要是磨粒磨损。对磨GCr15轴承钢球时,ABN、ABNA陶瓷刀具材料的平均摩擦系数变化相反,而磨损率变化一致,磨损机理均表现为磨粒磨损和黏着磨损,材料在对磨Si3N4球与GCr15轴承钢球的磨损率存在数量级上的差距,对磨GCr15轴承钢球时表现出更加优良的摩擦磨损性能。转速的变化对ABN1、ABNA3陶瓷刀具材料摩擦磨损性能的影响要大于载荷的影响,ABN1陶瓷刀具材料在600r/min时平均摩擦系数最小,在400r/min时磨损率最低,50N载荷下摩擦磨损性能最佳;而ABNA3陶瓷刀具材料分别在600r/min、50N下表现出最佳的摩擦磨损性能。
张永鹏[7]（2020）在《石墨烯增韧复合陶瓷刀具材料微观断裂行为模拟研究》文中指出石墨烯具有优异的力学性能,通常被作为增强相添加到材料基体中,用以提高刀具综合力学性能。目前石墨烯复合陶瓷刀具材料的增韧机理主要为裂纹偏转、裂纹分支和裂纹桥联以及石墨烯的拔出等。但在界面结构、成分以及结合强度等方面少有研究。本文主要建立了石墨烯增韧Al2O3复合陶瓷刀具材料（GA）微观组织模型并对裂纹扩展进行模拟研究。主要研究内容如下:1、模拟研究了GA复合陶瓷刀具材料微观组织以及裂纹扩展行为。分析了Al2O3和石墨烯相界面的结合强度、石墨烯的体积大小、石墨烯的体积含量对陶瓷刀具微观裂纹扩展行为的影响。模拟结果中得到了裂纹偏转、裂纹钉扎、晶粒桥联、石墨烯拉断等增韧机理。（1）分析了Al2O3和石墨烯相界面的结合强度对GA复合陶瓷刀具材料力学性能的影响。随着Al2O3和石墨烯相界面结合强度的提高裂纹扩展路径沿着石墨烯扩展变为绕开石墨烯发生偏转。强界面对裂纹扩展起到抵抗作用,弱界面容易形成微裂纹缓解主裂纹的应力集中。随着相界面结合强度不断提高,表征刀具材料断裂韧性的平均能量释放率呈现先升高后下降的趋势。但相界面强度太低或太高均会弱化材料,降低材料的断裂韧性。（2）分析了石墨烯的体积大小对GA复合陶瓷刀具材料力学性能的影响。石墨烯短径对刀具材料力学性能的影响,平均能量释放率呈现出先增后减的趋势。石墨烯短径较小时有助于增韧作用。在强界面处石墨烯的粒径越大裂纹越容易被钉扎,石墨烯的粒径越小裂纹越容易发生偏转,裂纹扩展路径更加曲折。在弱界面处当石墨烯的长径大于Al2O3基体平均晶粒直径时,裂纹容易发生桥联。随着石墨烯长径的不断增加,能量耗散和裂纹扩展长度都呈现下降的趋势。石墨烯较大时会弱化材料,降低刀具材料的断裂韧性。（3）分析了石墨烯体积含量对GA复合陶瓷刀具材料力学性能的影响。随着石墨烯体积含量的增加,平均能量释放率都呈现出了先升高后下降的趋势。当其体积含量为0.50vol%时,平均能量释放率最高,断裂韧性最好。当体积含量为1vol%时,平均能量释放率降幅较大,所以过量的石墨烯会弱化材料。2、模拟研究了GA复合陶瓷刀具材料的残余应力场,并耦合残余应力对裂纹扩展行为进行了模拟分析。通过模拟分析可知,石墨烯内部的残余应力主要为压应力,对应的Al2O3基体内则存在较大范围的拉应力。石墨烯内的压应力场对其断裂韧性的提高能够起到显着作用（1）模拟研究了耦合残余应力场和外载作用下不同晶界强度对GA复合陶瓷刀具材料裂纹扩展的影响。石墨烯内部的压应力区数值从中间向两端逐渐减小。随着晶界强度的不断提高,石墨烯内部的压应力区数值和范围也不断增加,而拉应力区从靠近石墨烯中间部位的基体部分扩展到整个石墨烯周围的基体部分。此时,裂纹更倾向于沿着残余拉应力的区域进行扩展。压应力对裂纹的扩展具有抵抗作用。在外载作用下刀具材料的平均能量释放率随着晶界强度的增加而不断提高。（2）模拟研究了石墨烯体积含量分别为0.25vol%、0.50vol%、0.75vol%和1vol%时,GA复合陶瓷刀具材料微观组织中的残余应力场。残余压应力随着石墨烯体积含量的增大呈现上升的趋势。耦合残余应力微观组织在外载的作用下,弱界面的裂纹扩展主要以沿着石墨烯偏转和晶粒桥联为主。强界面的裂纹扩展主要是以绕开石墨烯偏转和晶粒桥联为主。残余拉应力能够削弱部分相界面的强度。在外载作用时,耦合残余应力的陶瓷刀具材料的平均能量释放率高于未耦合残余应力时的数值,这表明扩展同样程度的裂纹需要消耗更多的能量。因此,残余应力的存在能够起到增韧的目的。
季良刚[8]（2020）在《具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具的研制》文中提出陶瓷刀具由于其耐高温、耐腐蚀和高硬度等优点,成为新型高速切削刀具的重要发展方向。本文针对陶瓷刀具干切削加工时摩擦系数大和裂纹扩展的问题,提出了通过向陶瓷刀具基体内添加具有特定功能的组分,使刀具具有裂纹修复与自润滑的功能,从而满足干切削加工需求。通过向Al2O3/Ti C陶瓷基体中添加不同含量的修复剂Ti B2,利用真空热压烧结制备了具有自修复能力的Al2O3/Ti C/Ti B2陶瓷刀具材料。力学性能测试表明,当Ti B2含量为10 vol%时,Al2O3/Ti C/Ti B2刀具材料综合力学性能最好,其抗弯强度为703 MPa,维氏硬度为18.3 GPa,断裂韧性为6.23 MPa·m1/2,相比于Al2O3/Ti C陶瓷刀具材料分别提升了12.6%、2.3%、19.8%。刀具材料断口微观结构显示,添加适量的Ti B2能够抑制Al2O3晶粒异常长大,有效细化晶粒,并且能够诱发穿晶断裂,显着改善刀具材料力学性能。通过压痕法在Al2O3/Ti C/Ti B2自修复陶瓷刀具材料表面预制了不同尺寸的裂纹,分别研究了不同热处理条件下的裂纹修复情况。结果表明,当热处理温度在600-800℃之间时,随着温度的升高,陶瓷裂纹试样强度呈现出先升高后降低的趋势。其中700℃热处理60 min时,与未热处理裂纹试样相比,裂纹修复后的试样强度恢复到光滑试样的91.6%,最大裂纹修复长度达到500μm。研究表明,裂纹修复机理为在高温空气环境下刀具材料中的Ti B2氧化生成熔融状态的玻璃相B2O3和Ti O2,在毛细作用下流向裂纹区域并填充裂纹,产生粘合作用,恢复试样强度。同时Ti O2和B2O3在刀具材料表面和裂纹内壁上形成保护膜,以防止材料被过度氧化。利用非均匀成核法制备了纳米h-BN@Al2O3包覆型固体润滑剂,将其添加到Al2O3/Ti C/Ti B2自修复陶瓷基体中制备了具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具材料Al2O3/Ti C/Ti B2/h-BN@Al2O3。力学性能测试表明,当h-BN@Al2O3含量为5 vol%时,其综合力学性能最好,抗弯强度为610 MPa、维氏硬度为17.9 GPa、断裂韧性为5.17 MPa·m1/2,相比于直接添加5 vol%h-BN的Al2O3/Ti C/Ti B2/h-BN刀具材料力学性能分别提升了15.96%、17.31%、10.7%。断口微观结构显示,纳米h-BN@Al2O3均匀分布在材料内部,无团聚现象,且h-BN表面的Al2O3外壳与基体材料一致,在烧结过程中与基体材料熔融形成纳米晶内结构,减少了残余应力的产生,有利于提升刀具材料力学性能。研究还发现,在裂纹破坏Al2O3外壳后,h-BN暴露在高温空气中氧化生成的B2O3也会对裂纹起到修复作用。裂纹试样在空气环境中700℃处理60 min后,刀具材料的抗弯强度恢复到光滑试样的98.20%。分别以Al2O3/Ti C和Al2O3/Ti C/10 vol%Ti B2/5 vol%h-BN@Al2O3为刀具材料制备了陶瓷刀具AT和具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具AT10B@5。研究了AT和AT10B@5陶瓷刀具在不同切削条件下的切削性能。研究表明,相比于AT刀具,AT10B@5刀具能够有效降低加工工件表面粗糙度和前刀面摩擦系数。其中切削过程中的主切削力降低了20.8%,切削温度降低了22.2%,且AT10B@5刀具的有效切削距离增加。切削过程中AT刀具前刀面主要的磨损形式为粘结磨损,同时伴随微崩刃现象,后刀面主要为磨粒磨损。AT10B@5刀具前刀面磨损形式为粘结磨损,后刀面磨损较浅且面积相对较小,主要磨损形式为粘结磨损、氧化磨损和轻微的磨粒磨损。
吴光永[9]（2020）在《镍包覆六方氮化硼自润滑陶瓷刀具及其性能研究》文中指出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[10]（2020）在《晶须和高熵合金协同强韧化Ti（C,N）基金属陶瓷研究》文中指出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。
二、应用新型复合陶瓷刀具改革传统机械加工工艺（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、应用新型复合陶瓷刀具改革传统机械加工工艺（论文提纲范文）
（1）陶瓷基复合材料加工技术及其表面亚表面损伤机制研究进展（论文提纲范文）
| 1 陶瓷基复合材料传统加工技术研究进展 |
| 1.1 传统机械加工工艺 |
| 1.2 激光加工 |
| 1.3 超声加工 |
| 1.4 水射流加工 |
| 1.5 电火花加工 |
| 2 陶瓷基复合材料多能场复合加工技术研究现状 |
| 2.1 水射流激光复合加工技术 |
| 2.2 超声电火花复合加工技术 |
| 2.3 其他类复合加工技术 |
| 2.4 小结 |
| 3 陶瓷基复合材料表面亚表面损伤机制 |
| 3.1 损伤形式 |
| 3.2 理论及模型 |
| 4 结语 |
（2）CMC-SiC激光辅助高速微切削温度场分析与试验研究（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 国内外研究现状 |
| 1.2.1 CMC-SiC加工技术研究现状 |
| 1.2.2 激光辅助切削技术研究现状 |
| 1.3 本文主要研究内容 |
| 第2章 CMC-SiC激光加热温度场分析 |
| 2.1 CMC-SiC激光加热温度场模型构建 |
| 2.1.1 激光加热温度场数学模型构建 |
| 2.1.2 激光加热温度场有限元模型构建 |
| 2.2 CMC-SiC有限元模型验证与激光吸收率确定 |
| 2.3 激光加热温度场分析 |
| 2.3.1 功率密度对CMC-SiC表面温度场影响规律 |
| 2.3.2 工件转速对CMC-SiC表面温度场影响规律 |
| 2.3.3 切削层温度场分析 |
| 2.3.4 CMC-SiC径向温度场变化规律 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 CMC-SiC激光辅助高速微切削温度场分析 |
| 3.1 CMC-SiC切削加工基本理论 |
| 3.2 CMC-SiC切削模型构建 |
| 3.2.1 CMC-SiC切削模型属性 |
| 3.2.2 CMC-SiC模型预定义温度场处理 |
| 3.3 激光辅助高速微切削温度场分析 |
| 3.3.1 CMC-SiC切屑温度场分析 |
| 3.3.2 刀尖温度场分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 CMC-SiC激光辅助高速微切削试验研究 |
| 4.1 激光辅助高速微切削试验系统 |
| 4.2 切削试验工艺参数选择与方案设计 |
| 4.2.1 工艺参数选择 |
| 4.2.2 试验方案设计 |
| 4.2.3 检测流程 |
| 4.3 不同工艺参数对切削力影响规律研究 |
| 4.3.1 切削力数据采集与处理 |
| 4.3.2 工件转速对切削力的影响规律 |
| 4.3.3 进给速度对切削力的影响规律 |
| 4.3.4 切削深度对切削力的影响规律 |
| 4.3.5 功率密度对切削力的影响规律 |
| 4.3.6 切削力正交试验设计及极差优化分析 |
| 4.4 不同工艺参数下刀具磨损变化规律研究 |
| 4.4.1 不同工件转速下刀具磨损变化规律分析 |
| 4.4.2 不同进给速度下刀具磨损变化规律分析 |
| 4.4.3 不同切削深度下刀具磨损变化规律分析 |
| 4.4.4 不同功率密度下刀具磨损变化规律分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 激光辅助高速微切削试验表面质量研究 |
| 5.1 不同工艺参数对表面粗糙度影响规律研究 |
| 5.1.1 CMC-SiC表面粗糙度评定方法 |
| 5.1.2 工件转速对表面粗糙度的影响规律 |
| 5.1.3 进给速度对表面粗糙度的影响规律 |
| 5.1.4 切削深度对表面粗糙度的影响规律 |
| 5.1.5 功率密度对表面粗糙度的影响规律 |
| 5.1.6 表面粗糙度正交试验设计及极差优化分析 |
| 5.2 激光辅助高速微切削表面形貌研究 |
| 5.2.1 CMC-SiC加工缺陷表现形式 |
| 5.2.2 CMC-SiC宏观表面形貌分析 |
| 5.2.3 不同纤维方向下CMC-SiC微观表面形貌分析 |
| 5.3 不同工艺参数对表面残余应力影响规律研究 |
| 5.3.1 工件转速对残余应力的影响规律 |
| 5.3.2 进给速度对残余应力的影响规律 |
| 5.3.3 切削深度对残余应力的影响规律 |
| 5.3.4 功率密度对残余应力的影响规律 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
（3）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 |
（4）基于微观结构演变模拟的陶瓷刀具工艺设计及制备（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 背景及意义 |
| 1.2 微纳米复合陶瓷刀具材料 |
| 1.3 材料微观结构演变的计算机模拟方法 |
| 1.4 放电等离子体烧结 |
| 1.5 存在的问题 |
| 1.6 论文安排与主要工作 |
| 2 陶瓷刀具材料晶粒的生长的影响因素 |
| 2.1 晶粒生长驱动力 |
| 2.2 晶界迁移率 |
| 2.3 正常晶粒生长理论 |
| 2.4 异常晶粒生长理论 |
| 2.5 微纳米复合陶瓷刀具材料晶粒生长的影响因素 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 微纳米复合陶瓷刀具材料演变模拟 |
| 3.1 元胞自动机的方法 |
| 3.2 元胞自动机的选型 |
| 3.2.1 网格形状 |
| 3.2.2 邻接类型 |
| 3.2.3 边界条件 |
| 3.3 元胞自动机模型的中心元胞变换规则 |
| 3.4 元胞自动机模型的改进 |
| 3.4.1 晶粒去直角规则的建立 |
| 3.4.2 构建改进的Q值赋予方法 |
| 3.5 微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变模拟 |
| 3.5.1 纳米相颗粒对陶瓷刀具材料微观结构的影响 |
| 3.5.2 微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变模拟 |
| 3.6 陶瓷刀具材料气孔模拟 |
| 3.6.1 陶瓷材料的烧结致密化过程 |
| 3.6.2 含有气孔的陶瓷刀具材料微观结构演变模拟 |
| 3.7 微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变模拟系统的建立 |
| 3.8 本章小结 |
| 4 基于微纳米复合陶瓷刀具材料微观结构演变模拟的工艺设计 |
| 4.1 烧结温度的设计 |
| 4.1.1 烧结温度对晶粒生长的影响 |
| 4.1.2 烧结温度耦合 |
| 4.1.3 烧结温度与微观结构演变关系 |
| 4.2 保温时间的设计 |
| 4.2.1 保温时间对晶粒生长的影响 |
| 4.2.2 保温时间耦合 |
| 4.2.3 保温时间与微观结构演变关系 |
| 4.3 烧结压力的设计 |
| 4.3.1 烧结压力对晶粒生长的影响 |
| 4.3.2 烧结压力耦合 |
| 4.3.3 烧结压力与微观结构演变关系 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al_2O_3/TiB_2/TiC微纳米复合陶瓷刀具材料制备 |
| 5.1 Al_2O_3/TiB_2/TiC微纳米复合陶瓷刀具材料的制备 |
| 5.1.1 材料的制备 |
| 5.1.2 Al_2O_3/TiB_2/TiC陶瓷刀具材料试样的制备 |
| 5.2 材料性能测试与表征 |
| 5.2.1 抗弯强度的测量 |
| 5.2.2 硬度的测量 |
| 5.2.3 断裂韧性的测量 |
| 5.3 组分优化 |
| 5.4 烧结工艺对材料力学性能及微观结构的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
（5）以高熵合金作粘结剂的新型Ti（C,N）基金属陶瓷涂层刀具的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题来源 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷刀具材料概述 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的发展历史 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的组织结构与性能特点 |
| 1.2.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的应用现状及前景 |
| 1.2.4 粘结剂影响Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的研究现状 |
| 1.3 高熵合金概述 |
| 1.3.1 高熵合金组织性能及制备方法 |
| 1.3.2 高熵合金粘结剂的研究现状 |
| 1.4 刀具涂层概述 |
| 1.4.1 刀具涂层制备方法及种类 |
| 1.4.2 粘结相影响涂层性能的研究现状 |
| 1.5 本课题的研究意义、研究内容及技术路线 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 技术路线 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 CoCrCuFeNi高熵合金粉末的制备 |
| 2.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备 |
| 2.3.1 混料球磨 |
| 2.3.2 掺胶造粒 |
| 2.3.3 压制烧结 |
| 2.4 PVD TiAlN涂层的制备 |
| 2.5 CVD TiN/Ti CN/Al_2O_3/TiN复合涂层的制备 |
| 2.6 金属陶瓷基体材料微观结构表征及性能检测 |
| 2.6.1 微观组织形貌及物相表征 |
| 2.6.2 密度和相对密度 |
| 2.6.3 基础力学性能 |
| 2.6.4 摩擦磨损实验 |
| 2.7 涂层金属陶瓷材料微观结构表征及性能检测 |
| 2.7.1 涂层的表面形貌、断面形貌、元素扩散检测 |
| 2.7.2 涂层的物相组成、择优取向、晶粒尺寸 |
| 2.7.3 涂层结合力 |
| 2.8 切削实验 |
| 第三章 以高熵合金作粘结剂的新型Ti(C,N)基金属陶瓷刀具基体材料研究 |
| 3.1 CoCrCuFeNi高熵合金(HEA)粉末的制备及表征 |
| 3.1.1 机械合金化过程的相演变分析 |
| 3.1.2 机械合金化过程的形貌分析 |
| 3.1.3 CoCrCuFeNi高熵合金粉末的成分分析 |
| 3.2 高熵合金粘结剂对Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 3.2.1 HEA粘结剂在Ti(C,N)-HEA中的存在状态 |
| 3.2.2 HEA粘结剂对Ti(C,N)-HEA微观组织的影响 |
| 3.2.3 HEA粘结剂对Ti(C,N)-HEA成分分布的影响 |
| 3.2.4 HEA粘结剂对Ti(C,N)-HEA基础力学性能的影响 |
| 3.3 不同CoCrCuFeNi粘结剂含量对Ti(C,N)基金属陶瓷组织性能的影响 |
| 3.3.1 不同粘结剂含量Ti(C,N)-HEA的物相分析 |
| 3.3.2 不同粘结剂含量Ti(C,N)-HEA的微观组织分析 |
| 3.3.3 不同粘结剂含量Ti(C,N)-HEA的基础力学性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷刀具PVD和 CVD涂层研究 |
| 4.1 PVD TiAlN涂层的微观组织及性能 |
| 4.1.1 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体表面TiAlN涂层的微观组织 |
| 4.1.2 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体表面TiAlN涂层的性能 |
| 4.2 CVD TiN/Ti CN/Al_2O_3/TiN涂层的微观组织及性能 |
| 4.2.1 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体表面CVD涂层的微观组织 |
| 4.2.2 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷基体表面CVD涂层的性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷材料的高温摩擦磨损行为和刀具切削行为表征 |
| 5.1 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷材料的高温摩擦磨损行为表征 |
| 5.1.1 HEA粘结剂对金属陶瓷基体材料摩擦系数的影响 |
| 5.1.2 HEA粘结剂对金属陶瓷基体材料磨损率的影响 |
| 5.1.3 HEA粘结剂对金属陶瓷基体材料磨损机制的影响 |
| 5.2 Ti(C,N)-HEA金属陶瓷PVD、CVD涂层刀具切削行为表征 |
| 5.2.1 未涂层和涂层Ti(C,N)-HEA刀具切削过程研究 |
| 5.2.2 未涂层和涂层Ti(C,N)-HEA金属陶瓷刀具磨损机理研究 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间公开发表的论文 |
| 致谢 |
（6）金属间化合物Ni3Al强韧化Al2O3基陶瓷刀具材料的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 陶瓷刀具材料分类 |
| 1.2.2 陶瓷刀具材料的强韧化方式 |
| 1.2.3 Al_2O_3基陶瓷材料的研究现状 |
| 1.2.4 金属间化合物-陶瓷复合材料的研究现状 |
| 1.3 课题的研究目的和意义 |
| 1.4 论文的主要研究内容 |
| 第2章 金属间化合物粘结陶瓷刀具材料的设计 |
| 2.1 陶瓷刀具材料的设计原则 |
| 2.2 金属间化合物粘结陶瓷刀具材料体系确定 |
| 2.2.1 基体的材料选择 |
| 2.2.2 强化相的材料选择 |
| 2.2.3 粘结相的材料选择 |
| 2.3 化学相容性分析 |
| 2.4 物理相容性分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Al_2O_3/TiB_2/Ni_3Al陶瓷刀具材料的制备及性能 |
| 3.1 Al_2O_3/TiB_2/Ni_3Al陶瓷刀具材料的制备 |
| 3.1.1 原材料细节 |
| 3.1.2 复合粉体制备 |
| 3.1.3 烧结成型工艺 |
| 3.2 力学性能测试方法 |
| 3.2.1 致密度的测量 |
| 3.2.2 维氏硬度的测量 |
| 3.2.3 断裂韧度的测量 |
| 3.2.4 抗弯强度的测量 |
| 3.3 反应烧结制备的ABN陶瓷刀具材料的性能 |
| 3.3.1 不同(Ni/25at.%Al)含量的ABN陶瓷刀具材料物相分析 |
| 3.3.2 (Ni/25at.%Al)含量对ABN陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.3.3 ABN陶瓷刀具材料初始粉末及复合粉末显微形貌分析 |
| 3.3.4 (Ni/25at.%Al)含量对ABN陶瓷刀具材料显微结构的影响 |
| 3.3.5 (Ni/25at.%Al)含量对ABN陶瓷刀具材料断口形貌的影响 |
| 3.4 直接烧结制备ABNA陶瓷刀具材料的性能 |
| 3.4.1 不同Ni_3Al含量的ABNA陶瓷刀具材料物相分析 |
| 3.4.2 Ni_3Al含量对ABNA陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.4.3 ABNA陶瓷刀具材料初始粉末及复合粉末显微形貌分析 |
| 3.4.4 Ni_3Al含量对ABNA陶瓷刀具材料显微结构的影响 |
| 3.4.5 Ni_3Al含量对ABNA陶瓷刀具材料断口形貌的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Al_2O_3/TiB_2/Ni_3Al陶瓷刀具材料的摩擦磨损特性 |
| 4.1 摩擦磨损试验 |
| 4.1.1 试验条件 |
| 4.1.2 试验方案 |
| 4.1.3 测试方法 |
| 4.2 ABN陶瓷刀具材料的摩擦磨损性能 |
| 4.2.1 ABN陶瓷刀具材料对磨Si_3N_4 的摩擦磨损性能 |
| 4.2.2 ABN陶瓷刀具材料对磨GCr15 轴承钢的摩擦磨损性能 |
| 4.3 ABNA陶瓷刀具材料及的摩擦磨损性能 |
| 4.3.1 ABNA陶瓷刀具材料对磨Si_3N_4 的摩擦磨损性能 |
| 4.3.2 ABNA陶瓷刀具材料对磨GCr15 轴承钢的摩擦磨损性能 |
| 4.4 不同转速及载荷对ABN、ABNA陶瓷刀具材料的摩擦磨损性能影响 |
| 4.4.1 转速、载荷对ABN1摩擦系数和磨损率的影响 |
| 4.4.2 转速、载荷对ABNA3摩擦系数和磨损率的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及研究成果 |
（7）石墨烯增韧复合陶瓷刀具材料微观断裂行为模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 陶瓷刀具的研究现状 |
| 1.1.1 Al_2O_3基陶瓷刀具材料 |
| 1.1.2 Si_3N_4基陶瓷刀具材料 |
| 1.1.3 Sialon陶瓷刀具材料 |
| 1.2 石墨烯及其复合材料研究 |
| 1.2.1 石墨烯 |
| 1.2.2 石墨烯复合材料研究 |
| 1.2.3 石墨烯复合陶瓷刀具研究 |
| 1.3 陶瓷刀具材料研究存在的问题 |
| 1.4 计算机模拟技术 |
| 1.4.1 计算机模拟技术在材料中的应用 |
| 1.4.2 计算机模拟技术方法 |
| 1.5 本课题研究目的、意义及主要内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 陶瓷刀具材料断裂力学理论与建模方法 |
| 2.1 断裂力学理论 |
| 2.1.1 裂纹断裂模式 |
| 2.1.2 Giffith-Irwin裂纹扩展准则 |
| 2.1.3 裂纹扩展长度 |
| 2.2 微观组织模型构建方法 |
| 2.2.1 蒙特卡洛 |
| 2.2.2 微观组织照片法 |
| 2.2.3 Voronoi网格 |
| 2.3 微观断裂行为模拟 |
| 2.3.1 经典有限元法 |
| 2.3.2 扩展有限元法 |
| 2.3.3 内聚力单元法 |
| 2.4 内聚力单元本构关系 |
| 2.4.1 双线性本构关系 |
| 2.4.2 初始损伤判据 |
| 2.4.3 损伤演化准则 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 GA复合陶瓷刀具材料微观断裂模拟研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Voronoi网格有限元模型构建 |
| 3.3 内聚力单元 |
| 3.4 边界条件及本构模型参数设置 |
| 3.4.1 边界条件 |
| 3.4.2 内聚力单元本构参数设置 |
| 3.5 陶瓷刀具材料微观断裂行为模拟分析 |
| 3.5.1 Al_2O_3与石墨烯相界面结合强度的影响 |
| 3.5.2 石墨烯颗粒尺寸的影响 |
| 3.5.3 石墨烯体积分数的影响 |
| 3.5.4 速度载荷的影响 |
| 3.6 与实验结果对比 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 GA复合陶瓷刀具材料残余应力场下的微观断裂模拟研究 |
| 4.1 模拟流程 |
| 4.2 残余应力场对微观断裂的影响 |
| 4.2.1 参数设置 |
| 4.2.2 Al_2O_3与石墨烯相界面结合强度的影响 |
| 4.2.3 石墨烯颗粒尺寸的影响 |
| 4.2.4 石墨烯体积分数的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间主要科研成果 |
（8）具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具的研制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 自润滑陶瓷刀具的研究现状 |
| 1.2 表面包覆技术在陶瓷材料中的应用 |
| 1.2.1 粉体表面包覆技术 |
| 1.2.2 粉体表面包覆工艺 |
| 1.3 自修复陶瓷材料的研究现状 |
| 1.3.1 裂纹自修复的研究进展 |
| 1.3.3 陶瓷材料裂纹自修复机理研究 |
| 1.4 陶瓷裂纹自修复的影响因素 |
| 1.4.1 热处理温度与时间的影响 |
| 1.4.2 裂纹自修复气氛条件的影响 |
| 1.4.3 裂纹最大尺寸的影响 |
| 1.5 本课题的研究目的意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 Al_2O_3/TiC/TiB_2陶瓷刀具材料的制备表征及裂纹自修复行为 |
| 2.1 实验原料及制备工艺 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 力学性能测试方法 |
| 2.2.1 试样制备 |
| 2.2.2 测试方法 |
| 2.3 力学性能和微观结构的分析 |
| 2.3.1 刀具材料的物相组成 |
| 2.3.2 TiB_2含量对刀具材料力学性能的影响 |
| 2.3.3 TiB_2含量对刀具材料微观结构的影响 |
| 2.4 刀具材料裂纹自修复行为的研究 |
| 2.4.1 裂纹自修复研究方法 |
| 2.4.2 刀具材料表面预制裂纹 |
| 2.4.3 热处理条件对刀具材料抗弯强度的影响 |
| 2.4.4 热处理条件对刀具材料裂纹微观形貌的影响 |
| 2.4.5 热处理条件对刀具裂纹试样断裂位置的影响 |
| 2.5 Al_2O_3/TiC/TiB_2 陶瓷裂纹自修复机理分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具的制备及表征 |
| 3.1 固体润滑剂与包覆材料的选择 |
| 3.2 包覆型固体润滑剂的制备及表征 |
| 3.2.1 实验原料与仪器 |
| 3.2.2 h-BN@Al_2O_3 包覆型固体润滑剂的制备 |
| 3.2.3 分析与表征 |
| 3.2.4 物相分析与微观形貌 |
| 3.3 具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具材料的制备 |
| 3.3.1 实验原料 |
| 3.3.2 制备工艺 |
| 3.4 刀具材料力学性能和微观结构分析 |
| 3.4.1 h-BN@Al_2O_3 的添加量对刀具材料力学性能的影响 |
| 3.4.2 物相分析和微观结构 |
| 3.5 h-BN@Al_2O_3 对刀具材料裂纹修复性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具切削性能的研究 |
| 4.1 切削试验与方法 |
| 4.2 刀具材料的切削性能分析 |
| 4.2.1 切削速度的影响 |
| 4.2.2 进给量的影响 |
| 4.2.3 背吃刀量的影响 |
| 4.2.4 切削力的影响 |
| 4.2.5 切削温度的影响 |
| 4.3 刀具磨损形式分析 |
| 4.3.1 前刀面磨损 |
| 4.3.2 后刀面磨损 |
| 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 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间主要研究成果 |
| 一、发表学术论文 |
| 二、发明专利 |
| 三、获得奖励 |
（9）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 |
（10）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 |
四、应用新型复合陶瓷刀具改革传统机械加工工艺（论文参考文献）
- [1]陶瓷基复合材料加工技术及其表面亚表面损伤机制研究进展[J]. 王晓博,李璐璐,赵波,宋超胜. 表面技术, 2021(12)
- [2]CMC-SiC激光辅助高速微切削温度场分析与试验研究[D]. 田纪文. 长春理工大学, 2021(02)
- [3]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)
- [4]基于微观结构演变模拟的陶瓷刀具工艺设计及制备[D]. 白祎凡. 西安工业大学, 2021(02)
- [5]以高熵合金作粘结剂的新型Ti（C,N）基金属陶瓷涂层刀具的制备及性能研究[D]. 王棕世. 四川大学, 2021(02)
- [6]金属间化合物Ni3Al强韧化Al2O3基陶瓷刀具材料的制备及其性能研究[D]. 朱积慧. 湘潭大学, 2020(02)
- [7]石墨烯增韧复合陶瓷刀具材料微观断裂行为模拟研究[D]. 张永鹏. 齐鲁工业大学, 2020(02)
- [8]具有自修复能力的自润滑陶瓷刀具的研制[D]. 季良刚. 齐鲁工业大学, 2020(02)
- [9]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)
- [10]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)