一、硅化石墨的摩擦性能的试验研究（论文文献综述）
孙国栋,吕文炯,解静,李辉,罗伟华,贾研[1]（2021）在《液相渗硅法和原位反应法制备硅化石墨及性能研究》文中研究表明分别采用液相渗硅法和原位反应法制备了硅化石墨,讨论了石墨基体密度和渗硅方法对硅化石墨力学性能和摩擦性能的影响。结果表明:2种方法都能明显提升石墨的抗弯强度,液相渗硅法制得的硅化石墨表面有一层浓度梯度分布的SiC层,石墨基体的耐磨性能得到明显改善。综合力学性能和摩擦性能考虑,选择低密度的石墨通过石墨化处理并采用液相渗硅法可以制备得到性能更优的硅化石墨。
吕文炯[2]（2021）在《液相渗硅法和原位反应法制备硅化石墨及性能研究》文中研究说明硅化石墨作为一种碳化硅增强石墨复合材料,既具有碳化硅的高硬度、高耐磨性和抗高温氧化性,又具有石墨良好的自润滑性能、热传导能力和较低的热膨胀系数,可以应用到机械密封等高精密零部件上。硅化石墨密封材料的性能表现很大程度上取决于石墨基体的物化特征和渗硅方法,因此研究石墨基体密度和孔隙率、高温处理以及渗硅方法对硅化石墨的力学性能、热物理性能和摩擦性能的影响十分必要,可以为提高硅化石墨性能提供一定的理论依据。以不同密度的商品石墨为基体,通过热处理和石墨化处理改善商品石墨的结构和性能,并以碳化硅、硅粉为硅源,碳粉为碳源,氧化铝作为烧结助剂,通过液相渗硅法和原位反应法两种方法对石墨进行硅化处理得到硅化石墨,研究石墨基体密度和孔隙率、高温处理和渗硅方法对硅化石墨的力学性能、热物理性能和摩擦性能的影响,研究发现:（1）液相渗硅法得到的硅化石墨里的碳化硅主要存在于石墨表面以及内部的孔隙中,原位反应法制得的硅化石墨表面有一层较厚的碳化硅层。硅化石墨的渗硅深度或者碳化硅层的厚度受到石墨基体内的密度和开气孔率影响,低密度或高开气孔率的石墨基体更容易获得更深的渗硅深度或者较厚的碳化硅层。（2）4号石墨具有更加适合渗硅的孔隙率大小及分布特征,以4号石墨为基体制备得到的硅化石墨碳化硅晶粒小,分布均匀,力学强度较高,其中最大抗压强度为106.7MPa,较原始石墨提升了70.1%;抗弯强度最大为109.9 MPa,较原石墨提升了142.6%。（3）与1200℃热处理石墨相比,经过2400℃石墨化处理的石墨具有更高的石墨化度,在硅化处理过程中可以保持体积稳定性,得到的硅化石墨力学性能表现更加稳定。（4）石墨经过石墨化处理和液相渗硅法处理后,热膨胀系数有一定减小,热扩散性能明显提升,硅化石墨的热物理性能良好。（5）液相渗硅法可以很好保留石墨良好的自润滑性能,碳化硅网络的引入可以提高材料的耐磨性能,其磨损机制以疲劳磨损为主;原位反应法对石墨的耐磨性能提升不明显,其磨损形式以磨粒磨损为主。
韩源[3]（2021）在《金刚石涂层激光表面微织构与石墨的协同减摩机理研究》文中研究说明CVD金刚石具有高硬度、高耐磨性、低摩擦系数等优点,广泛应用于涂层刀具的制备,以提高其切削加工性能。刀具表面的微织构具有容纳磨屑的作用,能在一定程度上降低刀具的摩擦系数。随着激光微织构技术的不断发展,以及金刚石涂层刀具在工业生产中的大规模运用,为提高金刚石涂层刀具的摩擦学性能,金刚石涂层织构化处理技术应运而生。本文以改善CVD金刚石涂层刀具的摩擦磨损性能为目的,开展硬质合金衬底金刚石涂层激光表面微织构与石墨协同减摩机理的研究。本文的研究结果对于拓展金刚石涂层的应用范围,提高金刚石涂层刀具使用寿命和加工精度,具有较高的理论意义和实用价值。主要研究内容如下:（1）在国内外文献的基础上综述了CVD金刚石涂层摩擦磨损性能研究进展和刀具表面减摩织构的研究现状。分析了CVD金刚石涂层摩擦磨损机理,提出金刚石涂层激光表面微织构与石墨协同减摩的方法。（2）开展激光诱导金刚石涂层刀具表面微织构形成机制的研究。构建了纳秒激光刻蚀金刚石涂层的温度场仿真模型,根据模型推算出了金刚石涂层石墨化阈值和气化阈值。分析了金刚石和石墨的晶体结构与其物理性能的关系,研究了石墨的减摩、润滑机理。（3）金刚石涂层表面微织构参数的优化设计。以仿生摩擦学理论为基础采用先涂层再织构的方法在金刚石涂层表面制备了不同形貌（菱形肋条、六边形、同心圆）的微织构,分析不同织构形貌、面密度和深度对金刚石涂层石墨化程度的影响规律。试验结果表明金刚石涂层表面同心圆微织构的石墨化程度最高,其次是六边形微织构,菱形肋条微织构的石墨化程度最低;随着微织构面密度的增大,金刚石涂层的石墨化程度增加;织构深度对涂层石墨化程度影响不大,织构深度越深,石墨化程度缓慢增加。（4）通过对微织构后的金刚石涂层摩擦磨损试验研究,揭示了涂层表面微织构与石墨的协同减摩机理。研究表明微织构表面的石墨层能够显着改善摩擦表面的干摩擦性能。微织构可以减小刀-屑接触面积,降低切削力,微织构表面的石墨化能在摩擦初期使摩擦系数迅速降低并稳定,稳定后金刚石涂层的摩擦系数随石墨化程度的增加而降低。金刚石涂层的磨损程度受多种机制的影响,微织构能够储存磨粒,有效降低磨粒磨损,但金刚石在激光辐照和摩擦热的双重作用下产生的石墨层会导致涂层黏着磨损程度增加。其中微织构的石墨化程度是影响涂层磨损程度的主要因素,微织构石墨化程度越高,金刚石涂层的磨损程度越大。图[63]表[11]参[112]
郑博文[4]（2020）在《原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为》文中进行了进一步梳理钛基复合材料（TMCs）因具有高的比强度、大的比刚度、良好的高温力学性能及高温蠕变性能,在航空航天、先进武器系统及汽车制造等领域引起人们广泛的关注。与绝大部分金属材料一致,摩擦磨损性能是影响钛基复合材料使用性能和寿命的重要因素,尤其是在高温及高速重载等恶劣的工况环境下,对钛基复合材料摩擦磨损性能提出了更高的要求。本文采用原位自生熔铸法制备了以Ti6Al4V（TC4）为基体,TiC、TiB为增强相的钛基复合材料,通过添加稀土元素La及热处理进行组织调控,从而改善组织与结构,进而提升力学性能及摩擦性能。本文系统研究了不同条件下钛基复合材料的摩擦磨损行为,深入分析钛基复合材料组织结构、摩擦层及摩擦产物在磨损过程中的形成规律及产生机理,为钛基复合材料在摩擦领域中应用及磨损控制提供了科学依据和理论储备。研究结果表明:对于单一TiC与单一TiB增强钛基复合材料,随着增强相含量增加,TiC相的形貌由颗粒状变为近等轴状,最后变为枝晶状;TiB的长径比增加,形状由短针状变为长针状。对于（TiB+TiC）混合增强钛基复合材料,两增强相相互依附生长,TiB的存在抑制了TiC的生长,均匀分布在基体中并且细化了基体组织。（TiB+TiC）混合增强钛基复合材料具有更好的强度和塑性,这主要归因于增强相的承载强化、基体组织的细晶强化和固溶强化协同作用。TiB、TiC增强相的存在提高了材料的表面及亚表面硬度和强度,能够防止滑动磨损过程中微裂纹的萌生,耐磨性得到大幅提升。摩擦过程形成的致密连续的摩擦层防止接触表面的直接相互作用,从而提高了钛基复合材料的耐磨性。随着增强相含量的增加,磨损机理由严重的粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损转变为轻微的粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损。由于受到摩擦剪切力的影响,细晶TiC颗粒比等轴晶TiC颗粒更容易从基体上脱落,细长针状TiB的结合力强于短针状TiB,具有较好的钉扎效果。研究了6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料在干滑动摩擦系统中,不同摩擦条件下的摩擦行为。比磨损率随载荷增大呈上升趋势,随滑动速度从0.11m/s升至1.10m/s,磨损机理为轻微至严重磨损。高温摩擦条件下,磨损机理转变存在临界点,在临界点温度300℃以下摩擦,比磨损率随温度及载荷的升高而增加,磨损机理主要是严重的粘着磨损和磨粒磨损,而在临界温度以上摩擦,比磨损率保持较低值,并且载荷影响降低,以轻微磨损为主。与三种不同材料组成的干滑动摩擦体系中,其中与Cr12Mo V及GCr15对磨时,不同摩擦条件下均具有较低的磨损率,与Cu对磨时,呈现最低的磨损率。在摩擦过程中,磨面形成致密连续的摩擦层,由增强相、Fe O、Ti O2和Fe2O3的磨损产物组成,阻止了摩擦副之间的直接接触,从而降低了摩擦系数和比磨损率。这种致密稳定的摩擦层降低了摩擦副表面的抗剪强度,限制了接触表面的直接相互作用,从而提高了钛基复合材料的耐磨性。为了进一步提高钛基复合材料的力学、热力学及摩擦性能,制备了La2O3/6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料。随着La2O3含量的增加,大角度晶界的比例逐渐增加,α晶粒明显细化,晶粒取向分布更加随机。同时,La2O3颗粒、TiB晶须和TiC颗粒的分布更加均匀,TiB晶须和TiC颗粒的尺寸减小,但La2O3颗粒略有长大。添加La2O3后钛基复合材料具有更稳定、更高的导热系数和更低的热膨胀系数。La2O3颗粒的加入显着提高了钛基复合材料的细晶强化、固溶强化和颗粒的改善效果。此外,大量的大角度晶界也能有效地阻止位错运动,提高钛基复合材料的强度,并且由于晶粒细化,钛基复合材料的塑性有所提高。钛基复合材料的比磨损率和摩擦系数降低,并提高了摩擦系数的滑动时间稳定性。耐磨性提高主要是由于两方面的原因:一方面,钛基复合材料的硬度和强度显着提高,从而增强了钛基复合材料的表面耐磨性。另一方面,致密的摩擦层中含有Ti O2、Fe O和Fe2O3氧化物,起着减摩、保护基体的作用。添加La2O3颗粒的钛基复合材料的磨面上存在较少的犁沟,磨损机理为轻微的磨粒磨损和氧化磨损。研究了固溶时效:1050℃/3h（AC）+500℃/4h（AC）（HT1）及两种β三段热处理工艺:1050℃/1h（AC）+950℃/1h（AC）+500℃/4h（AC）（HT2）和1150℃/1h（AC）+950℃/1h（AC）+500℃/4h（AC）（HT3）对钛基复合材料的组织及性能的影响。经过不同的热处理后,基体晶粒有不同程度的细化,大角度晶界所占比例增加。随固溶温度的升高,TiC颗粒逐渐等轴化,TiB及La2O3形态没有明显变化,与基体界面结合良好。经过不同热处理后,硬度有轻微提升,抗压强度均有一定的提升。对于6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料,经过HT1、HT2、HT3热处理后,平均摩擦系数分别为0.259、0.258、0.262,比磨损率分别为2.45x10-7mm3/N mm、2.48x10-7mm3/N mm、2.46x10-7mm3/N mm。对于0.4vol.%La2O3+6vol.%（TiB+TiC）/TC4复合材料,经过HT1、HT2、HT3热处理后,平均摩擦系数分别为0.262、0.215、0.236,比磨损率分别为2.30x10-7mm3/N mm、2.28x10-7mm3/N mm、2.30x10-7mm3/N mm,均优于铸态耐磨性,磨损机理均为轻微磨损。
刘志宏[5]（2020）在《等离子熔化沉积Cr3Si/TiC/Inconel 718复合材料组织及性能研究》文中指出发动机涡轮盘涡轮叶片榫头部位在承受复杂应力的同时长期承受高温微动磨损,要求叶片应同时具备优异的高温持久强度及良好的高温耐磨性。单一高温合金材料不具备如此多优良性能,开发综合高温力学性能优异及高温耐磨性良好的先进高温合金基复合材料成为必然选择。本文以成分配比（wt.%）分别为Inconel 718-Cr50.4-Si9.6,Inconel 718-Cr58.8-Si11.2,Inconel 718-Cr58.8-Si11.2-Ti8.3-镍包石墨1.7,Inconel 718-Cr54.6-Si10.4-Ti12.5-镍包石墨2.5和Inconel 718-Cr50.4-Si9.6-Ti16.7-镍包石墨3.3的系列混合粉末为原料,利用等离子熔化沉积快速成形技术制备了以具有高熔点、高模量、高温硬度高、高温耐磨性优异的过渡族金属硅化物Cr3Si为高温耐磨增强相,以具有高熔点、较负的吉布斯自由能、适中的密度、高硬度、高模量、优异的耐磨性及热稳定性的金属陶瓷相Ti C为联合增强相,以镍基高温合金Inconel 718为基体的高温高强耐磨高温合金基复合材料,以期满足涡轮叶片苛刻的服役环境。本文采用XRD、OM、SEM、EDS等手段分析了粉末原材料和复合材料的物相组成及复合材料的显微组织结构,探讨了混合粉末成分配比及等离子熔化沉积工艺参数对复合材料显微组织的影响规律;利用显微硬度计测试了复合材料的平均显微硬度;利用SRV型高温磨损试验机测试了复合材料的高温干滑动摩擦磨损性能,利用SEM、EDS及三维白光干涉表面形貌仪观察分析了复合材料磨损表面成分及形貌和三维磨痕形貌,探讨了复合材料的高温磨损机理。结果表明:采用粉末成分为Inconel 718、Cr粉、Si粉所制备复合材料的显微组织主要由Cr3Si、Cr13Ni5Si2和γ（Ni,Fe）组成;采用粉末成分为Inconel 718、Cr粉、Si粉、Ti粉、镍包石墨粉所制备复合材料的显微组织主要由初生Ti C、Cr3Si、Cr13Ni5Si2及γ-（Ni,Fe）固溶体组成。当粉末成分配比为Inconel 718-Cr50.4-Si9.6（wt.%）和Inconel 718-Cr58.8-Si11.2（wt.%）时,复合材料的显微组织特征为不规则片状、鱼骨状、十字花瓣状Cr3Si增强相均匀分布在Cr13Ni5Si2/γ（Ni,Fe）共晶基体上。当粉末成分配比为Inconel 718-Cr58.8-Si11.2-Ti8.3-镍包石墨1.7（wt.%）、Inconel718-Cr54.6-Si10.4-Ti12.5-镍包石墨2.5（wt.%）和Inconel 718-Cr50.4-Si9.6-Ti16.7-镍包石墨3.3（wt.%）时,复合材料的显微组织中观察到颗粒状、不规则团簇状以及雪花状的先析出Ti C,以先析出Ti C颗粒为形核核心,在其周围析出了不规则片状、鱼骨状、十字花瓣状Cr3Si,Ti C和Cr3Si弥散分布在Cr13Ni5Si2/γ（Ni,Fe）共晶基体上。与等离子熔化沉积Inconel 718对比样相比,复合材料的平均显微硬度显着提高,粉末成分配比为Inconel 718-Cr50.4-Si9.6（wt.%）、Inconel 718-Cr58.8-Si11.2（wt.%）、Inconel 718-Cr58.8-Si11.2-Ti8.3-镍包石墨1.7（wt.%）、Inconel 718-Cr54.6-Si10.4-Ti12.5-镍包石墨2.5（wt.%）和Inconel 718-Cr50.4-Si9.6-Ti16.7-镍包石墨3.3（wt.%）的复合材料的平均显微硬度分别为对比样的2.40倍、2.55倍、2.82倍、2.97倍和3.20倍。在相同高温干滑动磨损条件试验下,采用不同粉末成分配比所制备的5种复合材料的摩擦系数和磨损失重均显着低于等离子熔化沉积Inconel 718对比样,其中粉末成分配比为Inconel 718-Cr50.4-Si9.6-Ti16.7-镍包石墨3.3（wt.%）的复合材料表现出最低的摩擦系数和最小的磨损失重;随着复合材料中Cr3Si含量的增加,复合材料的相对耐磨性相应提高;复合材料磨损机理为较轻的磨粒磨损、氧化磨损和黏着磨损,其良好的高温耐磨性得益于高温耐磨增强相Cr3Si和Ti C的高温抗磨骨干作用以及高温强韧性优异的Inconel 718基体的粘结和支撑作用。同时,复合材料具有良好的高温抗氧化性能。
刘晶晶[6]（2020）在《汽轮机轴端端面无间隙新型汽封的研究》文中认为汽轮机作为火电厂三大核心设备之一,其工作状态能够直接影响整个火电企业的经济效益,因此,提高其相对内效率,能够有效达到节能减排的目的。但是,现有的汽轮机轴封系统存在着许多缺陷,例如,容易对转子造成磨损、漏汽量大等,这些缺陷也造成了汽轮机组相对效率降低、经济性变差等影响。在这个背景下,某文献提出一种轴端端面无间隙接触式新型汽封,能够有效减少漏汽量,甚至达到零漏汽量的效果。针对这种新型汽封,本文介绍了其工作原理,并在结构上对其进行较为细致的设计,通过理论分析和有限元法数值模拟,对新型汽封自身以及安装了新型汽封后转子的运行稳定性进行分析计算,对新型汽封碰磨的可靠性,以及新型汽封对转子产生的模态影响进行模拟分析,以验证该新型汽封的可实施性。通过模拟计算结果得出,密封副碰磨后的温度分布、应力分布均匀合理,不会引起汽轮机大轴弯曲变形,验证了新型汽封的可靠性;在转子轴端的圆盘处增加具有一定轴向端面比压的石墨环后,转子的阻尼频率和相应的临界转速与原始转子相比发生的变化在允许范围内,说明新型汽封的使用对汽轮机不会产生破坏其运行稳定性的影响。同时也为该汽封的运行特性、可靠性分析以及之后的实际验证提供了理论基础。
周昊[7]（2020）在《MAX相固溶材料的制备与机械性能研究》文中认为MAX相材料具有优异的高温抗氧化性能,较好的高温摩擦学性能,是潜在的高温结构/润滑材料。但MAX相材料的硬度与强度较低,同时在高温摩擦条件下,其摩擦表面形成的摩擦氧化膜以M、A氧化物为主要成分,导致其摩擦因数仍较高。针对上述问题,本研究提出利用固溶改性手段,选择能够在高温条件下氧化生成具有较低剪切系数氧化物的金属元素作为固溶元素,同时提升MAX相的力学性能与高温摩擦学性能。本论文的主要研究工作如下:（1）以Cr-Al-C体系为原料,利用热压烧结工艺制备了块体Cr2AlC材料。对其力学性能测试表明,材料的维氏硬度、抗弯强度、断裂韧性分别为3.83GPa、289.3MPa和4.7MPa·m1/2。对其摩擦学性能的研究表明,室温条件下,严重的磨粒磨损导致了较高的摩擦因数与磨损率。随着试验温度的提高,Cr2AlC的摩擦因数与磨损率均呈现下降趋势。800℃时,表面摩擦氧化膜的出现使其拥有较为优异的高温摩擦学性能。（2）通过在Cr2AlC的制备原料中掺杂单质V、Mo,制备了含少量V2C的（Cr1-x,Vx）2AlC（x=0.25,0.5）和纯度较高的（Cr1-x,Mox）2AlC（x=0.1～0.5）固溶材料。V、Mo的固溶在一定程度上提高了 Cr2AlC的力学性能,其中（Cr0.5,V0.5）2AlC、（Cr0.6,Mo0.4）2AlC具有最优的综合力学性能,两种固溶材料的维氏硬度、抗弯强度、断裂韧性较Cr2AlC分别提升了 40%、34%、61%和35%、85%、61%。800℃条件下,以固溶形式存在的V能够与基体中的Cr、Al等元素反应生成CrVO4和AlVO4等钒酸盐,这些三元氧化物的剪切系数较低,起到了良好的润滑减磨作用,因此（Cr0.5,V0.5）2AlC固溶材料表现出优异的高温摩擦学性能,其摩擦因数与磨损率仅为0.37与8.3 × 10-6mm3/N·m。而以固溶形式存在Mo却难以氧化,未能有效改善摩擦氧化膜成分,固溶材料（Cr1-x,Mox）2AlC的高温摩擦学性能较差。（3）研究了 Mo掺杂对Ti3SiC2制备以及室温摩擦学性能的影响。结果表明,Mo掺杂影响了原材料体系中Ti3SiC2的生成,Mo掺杂的样品主要由（Ti0.8M0.2）Si2、Mo4.8Si3C0.6和TiC等相组成。随着Mo掺杂量的提高,材料的密度、维氏硬度以及抗弯强度均呈现先增加后减小的趋势,掺杂16.67at%Mo的样品拥有最优的综合力学性能。与Ti3SiC2相比,Mo掺杂量为8.33at%和16.77at%的样品由于硬质相的出现,拥有较低的磨损率,但摩擦因数相对较高。Mo掺杂量为25at%和33.33at%的试样摩擦因数较低,但由于样品致密度较差而表现出较高的磨损率。本研究的结果表明,Mo、V元素的固溶可以在一定程度上提升Cr2AlC的力学性能。同时,适量V元素的固溶有效地降低了 Cr2AlC的高温摩擦因数与磨损率,为其在高温润滑领域的应用奠定了基础。
郝志涛[8]（2019）在《FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊连接工艺及机理研究》文中提出随着雷达技术不断发展,对其冷却系统的要求也越来越高。可靠性强,密封性好的机械动密封式水铰链成为目前发展的主要趋势。该水铰链需高硬高耐磨性陶瓷作为摩擦副材料,加工性良好的金属材料作为壳体材料。SiC陶瓷因其硬度高,耐磨损和耐腐蚀性能良好的特点,是摩擦副的理想材料;FeNi42合金因其与SiC陶瓷相匹配的低热膨胀系数,是水铰链壳体的理想材料。将两者进行可靠连接是水铰链密封性和力学性能的有效保障。本文使用Ag-Cu-Ti钎料实现FeNi42合金和SiC陶瓷的钎焊连接,研究Ti含量和钎焊温度变化对界面组织和接头力学性能的影响。针对SiC陶瓷表面反应和内部溶解现象进行分析,并对陶瓷反应过程进行分析。探究Ti,Fe,Ni三元素对陶瓷溶解的影响,并设计复合中间层抑制陶瓷溶解,实现对钎焊接头组织和性能的控制。采用Ag-Cu-2.5wt.%Ti钎料钎焊连接FeNi42合金和SiC陶瓷时,当钎焊温度超过900℃时,SiC陶瓷在溶解于液态钎料的Fe和Ni元素作用下发生溶解,这导致接头力学强度急剧下降。而采用Ag-Cu-4.5wt.%Ti钎料时,溶解于液态钎料的Fe和Ni元素主要和钎料中的Ti元素反应生成Fe-Ni-Ti化合物,SiC陶瓷和Fe,Ni元素反应程度较弱,在840℃-920℃温度范围内不发生溶解。在钎焊温度为880℃,钎料Ti含量为2.5wt.%时,钎焊接头取得60MPa的最大抗剪强度。将组织演变过程分为三个阶段,Ti优先和陶瓷反应的表面反应阶段,Fe和Ni优先和陶瓷反应的表面反应阶段,陶瓷溶解阶段。Ti含量的增加可促进陶瓷界面TiC层的形成,从而阻碍陶瓷溶解。陶瓷基体表面SiC颗粒的脱离可降低陶瓷基体界面TiC层的形成,从而促进陶瓷溶解。通过FeNi42/Ag-Cu/SiC钎焊试验可知,Fe和Ni元素向钎料中溶解以及和SiC的反应与Ti元素无关。在本实验钎焊温度范围内,而Fe/Ag-Cu-Ti/SiC发生陶瓷表面反应,Ni/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊接头发生陶瓷溶解。推测FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊接头组织演变第二阶段为Fe元素主导,第三阶段为Ni元素主导。使用Ag-Cu/Cu/Ag-Cu-Ti复合中间层可有效阻隔FeNi42合金的溶解扩散和SiC陶瓷的溶解。在840℃-920℃的钎焊工艺窗口内其钎焊接头抗剪强度均可达50MPa。
吴西士[9]（2019）在《Cf/SiC复合材料陶瓷连接层的设计、制备与连接性能研究》文中研究表明碳纤维增强碳化硅陶瓷基（Cf/SiC）复合材料结合了SiC陶瓷和碳纤维的耐高温、耐腐蚀、高比刚度、高热导率及低密度等优点,作为高温结构材料被广泛应用于航空航天、军事、能源等领域。复杂内型面结构以及大尺寸Cf/SiC复合材料结构件提出了迫切的应用需求是一种发展趋势,其一次整体成型难度非常大。采用特定的连接技术把结构相对简单的复合材料构件可靠连接起来是制备复杂结构Cf/SiC复合材料构件及大尺寸Cf/SiC复合材料结构件行之有效的方法。因此,Cf/SiC复合材料的可靠连接技术是实现复杂内型面结构以及大尺寸Cf/SiC复合材料工程化应用需要解决的关键技术。本课题旨在开发能够实现稳定连接的反应连接技术,利用有机树脂作为碳源和粘结剂,通过在复合材料之间制备与Cf/SiC复合材料热物性和物理相匹配的碳化硅基陶瓷中间层,实现复合材料的稳定连接,对推进Cf/SiC复合材料工程化应用具有重要的意义。孔径可控的多孔碳素坯是高致密、强结合反应连接层的基础和前提。本文使用酚醛树脂-醇溶剂体系,采用聚合相分离技术,系统研究了活性物质二价金属盐和硼酸对多孔碳微观结构和孔径分布的影响,成功制备出有效平均孔径可在nm-μm级可控的多孔碳。其中:（a）随着FeCl2含量的增加,获得多孔碳的孔径呈现先增加后减少的趋势,最大有效平均孔径为190nm;金属离子作为催化剂并能够与树脂化合物发生络合反应,促进酚醛树脂固化度的增加,调控多孔碳孔结构。（b）将H3BO3引入酚醛树脂,结果表明,在树脂混合物中加入H3BO3可以改变树脂-乙二醇混合物固化过程中的聚合动力学。硼酸参与络合反应,并参与形成聚合物骨架,促进固化程度的增加,由于硼酸与酚醛树脂化合物的络合,在树脂混合物固化过程中产生的富含乙二醇的相的尺寸随着H3BO3含量的增加而增大。同样,裂解后多孔碳的孔径随着H3BO3含量的增加而增加。随着H3BO3含量的增加,所得多孔碳的平均孔径从13±5增加到2754±66nm。利用反应连接技术与反应烧结法制备Cf/SiC复合材料的工艺过程的相似性,提出Cf/SiC复合材料的致密化与连接同步完成的一步硅熔渗法反应连接,简化制备工艺,降低多次高温处理过程带来的变形、开裂风险。研究了多孔碳预制体密度、孔径以及添加惰性填料对连接层微观结构和连接性能的影响,并对比分析了常规连接和一步硅熔渗法反应连接的微观结构和力学性能。研究发现:（a）多孔碳预制体密度对连接层中游离硅含量影响较大,适宜选用在0.70.9 g·cm-3;多孔碳预制体孔径主要影响连接层中的游离硅尺寸,适宜选用0.20.6μm左右;（b）惰性填料α-SiC的加入有效降低多孔C/SiC预制体体积收缩,降低因收缩带来的裂纹等缺陷,在1600℃下连接后,连接层厚度在2085μm,连接层中SiC/Si两相分布均匀,界面处不明显,且无明显缺陷;SiC含量为50wt.%时,最高室温连接强度可以达到216±44MPa,强度保留率为98%;（c）与常规反应连接相比,一步硅熔渗法反应连接所获得连接层具有更均匀的微观组织结构,接头弯曲强度增加至203MPa,强度保留率为96%,并且该工艺可实现一次成型烧结,节约成本。连接机理:在连接层与Cf/SiC衬底之间形成23μm过渡层的过渡层,其由约0.51μm的SiC晶粒组成,过渡层的形成是由于基体与连接层之间碳密度的差别导致Si-C反应过程中碳的扩散。采用短切碳纤维Csf/树脂-醇/SiC混合物作为填料来连接Cf/SiC复合材料。研究结果表明,通过使用Csf/树脂-醇/SiC混合物作为填充材料,可以获得具有良好界面结合和高连接强度的连接层。碳纤维的加入后多孔碳素坯由于形成多孔碳-碳纤维骨架而表现出更均匀的微观结构,有利于熔融硅的渗入。1600℃反应连接后,硅熔渗反应将短切碳纤维转化为纤维状SiC。另外,添加短切碳纤维有利于降低中间层的残留硅含量。残余硅含量的减少主要是由于新形成的β-SiC相的增多以及碳纤维与熔融硅之间的Si-C反应期间发生的高体积膨胀。当碳纤维含量达到30wt%时,连接试样的抗弯强度增加到232±33MPa,强度保留率为100%。连接性能的改善主要是因为残余硅含量的减少和纳米尺寸SiC颗粒的形成。
赵小峰[10]（2019）在《Cu-Fe-Si合金材料的组织及其耐磨性研究》文中认为本论文采用非自耗真空电弧熔炼法制备了Cu-Fe-Si合金材料,借助HSR-2M型高速往复摩擦磨损试验机,采用单因素变量法进行分组实验,分析了硅含量、摩擦载荷、摩擦转速、摩擦系数四者之间的关系,以“球-面”摩擦副摩擦的方式考察了不同硅含量的铜铁硅合金的摩擦磨损性能的影响,深入分析了硅含量对铜铁硅合金材料力学性能的影响规律,采用扫描电子显微镜（SEM）、超景深显微系统、能谱仪以及X射线衍射仪（XRD）等仪器对试件和对偶磨球摩擦副表面的磨损特性进行了微观组织、相结构与成分的分析,得到以下主要结论:（1）铜铁硅合金的抗压性能随着硅含量增加先增加有降低。硅含量为5%时,铜铁硅合金具有极高的屈服强度;随着硅含量的增加,材料的抗压性能逐渐提高,硅含量为13%时,铜合金的抗压强度达到最大值,为1168.58MPa,随着硅含量继续增加,材料的抗压强度又开始逐渐降低。（2）Cu-Fe-Si体系中,当硅含量低于18wt%时,体系中所有的硅能全与铜、铁反应完全,形成金属硅化物。适量的高硬度金属硅化物能显着提高了铜合金的硬度、抗腐蚀性能和耐磨性能。同时可以减小组织孔隙度,提高表面光洁度,起到降低摩擦面的损伤程度,达到降低铜基合金的摩擦因数和磨损率的作用。（3）同一转速下,摩擦载荷越高、摩擦系数越低;在同一载荷下,转速与摩擦系数之间成线性关系;定速定载荷时,随着硅含量的提高,摩擦系数先降低后上升,体积磨损率呈现出先降低而后增加的趋势。有效掌握硅含量、摩擦载荷、摩擦速度和摩擦系数四者之间的平衡区域,能使铜铁硅合金材料的摩擦磨损性能达到最佳状态。（4）Cu-Fe-Si合金材料的耐磨性主要取决于基体组织。硅的质量分数超过18%时,组织中形成过多的脆性金属硅化物导致材料组织疏松,力学性能急剧降低,宏观上表现为材料体积磨损率显着增加。应当视具体工况条件来确定Cu-Fe-Si中硅的含量,以达到强度与耐磨性的有机平衡。（5）不同的工况条件下,磨损机制也不相同。以40N-600r/min工况为例说明,硅占比5%的试样,磨损机理以严重的粘着磨损为主,硅占比10%的试样,其磨损机理主要以轻微的粘着磨损和磨粒磨损为主,硅含量13%的试样,摩擦过程中表面磨损机理以轻微的磨粒磨损为主,含硅15%的试样,其磨损机理以表面疲劳磨损和磨粒磨损为主,含硅含量18%的试样,主要发生严重的磨粒磨损。
二、硅化石墨的摩擦性能的试验研究（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、硅化石墨的摩擦性能的试验研究（论文提纲范文）
（1）液相渗硅法和原位反应法制备硅化石墨及性能研究（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 硅化石墨的体积密度及孔隙率 |
| 2.2 硅化石墨的物相组成及微观形貌 |
| 2.3 硅化石墨的机械强度 |
| 2.4 硅化石墨的摩擦磨损性能 |
| 3 结论 |
（2）液相渗硅法和原位反应法制备硅化石墨及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 机械密封材料概述 |
| 1.2 机械密封材料的发展趋势 |
| 1.3 石墨的结构及改性石墨 |
| 1.3.1 石墨的结构及性能 |
| 1.3.2 石墨的制备过程 |
| 1.3.3 石墨的改性 |
| 1.4 硅化石墨 |
| 1.4.1 硅化石墨简介 |
| 1.4.2 硅化石墨的制备方法 |
| 1.5 硅化石墨的研究进展 |
| 1.6 本文的选题依据和研究目标 |
| 1.6.1 选题依据 |
| 1.6.2 研究目标 |
| 1.6.3 研究内容 |
| 第二章 实验与测试方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原料及仪器 |
| 2.3 硅化石墨的制备 |
| 2.3.1 原料准备 |
| 2.3.2 石墨的高温处理 |
| 2.3.3 硅化处理 |
| 2.4 硅化石墨测试方法 |
| 2.4.1 硅化石墨孔隙率和体积密度 |
| 2.4.2 硅化石墨力学性能 |
| 2.4.3 硅化石墨热物理性能 |
| 2.4.4 硅化石墨摩擦性能 |
| 2.4.5 硅化石墨物相组成和微观形貌表征 |
| 第三章 硅化石墨的结构特征及渗硅机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 硅化石墨的体积密度及孔隙率 |
| 3.3 硅化石墨的物相组成及微观形貌 |
| 3.4 渗硅机理 |
| 3.4.1 液相渗硅法渗硅机理 |
| 3.4.2 原位反应法渗硅机理 |
| 3.4.3 渗硅驱动力 |
| 3.4.4 渗硅动力学分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 硅化石墨的力学性能及热物理性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 硅化石墨的力学性能 |
| 4.2.1 抗压强度 |
| 4.2.2 抗弯强度 |
| 4.3 高温处理对硅化石墨力学性能的影响 |
| 4.3.1 高温处理对石墨的石墨化度的影响 |
| 4.3.2 高温处理对硅化石墨的力学性能的影响 |
| 4.4 硅化石墨的热膨胀性能 |
| 4.5 硅化石墨的热扩散性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 硅化石墨的摩擦磨损性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 硅化石墨的摩擦系数及磨损量 |
| 5.3 硅化石墨的磨痕形貌 |
| 5.4 硅化石墨的磨损机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（3）金刚石涂层激光表面微织构与石墨的协同减摩机理研究（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 化学气相沉积金刚石涂层制备与研究现状 |
| 1.2.1 形膜过程 |
| 1.2.2 制备方法 |
| 1.2.3 研究现状及发展前景 |
| 1.3 CVD金刚石涂层摩擦磨损性能研究进展 |
| 1.3.1 CVD金刚石涂层摩擦磨损机理 |
| 1.3.2 CVD金刚石涂层摩擦学性能影响因素 |
| 1.3.3 降低CVD金刚石涂层摩擦力的措施 |
| 1.4 刀具表面织构的研究进展及应用现状 |
| 1.4.1 减摩织构的研究进展 |
| 1.4.2 涂层刀具表面微织构的应用现状 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第二章 CVD金刚石涂层微织构减摩理论基础 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 CVD金刚石涂层表面微织构的纳秒激光加工 |
| 2.2.1 纳秒激光与物质相互作用原理 |
| 2.2.2 激光诱导金刚石涂层石墨化机理 |
| 2.2.3 纳秒激光刻蚀CVD金刚石涂层材料去除机制 |
| 2.3 石墨化阈值与气化阈值研究 |
| 2.3.1 纳秒激光刻蚀金刚石涂层温度场仿真模型的建立及求解 |
| 2.3.2 石墨化和气化阈值的理论推算 |
| 2.4 微织构刀具切削性能的研究 |
| 2.4.1 微织构刀具的切削力理论分析 |
| 2.4.2 微织构对刀具摩擦磨损特性的影响 |
| 2.5 石墨的减摩性能 |
| 2.5.1 金刚石和石墨的区别与联系 |
| 2.5.2 石墨减摩机理 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 CVD金刚石涂层微织构制备及摩擦试验方案设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CVD金刚石涂层制备过程 |
| 3.2.1 涂层的表面形貌 |
| 3.2.2 涂层的表面粗糙度 |
| 3.2.3 涂层的拉曼光谱检测 |
| 3.2.4 涂层膜基结合力检测 |
| 3.3 CVD金刚石涂层微织构的参数设计 |
| 3.3.1 加工设备及工艺介绍 |
| 3.3.2 表面织构形貌设计 |
| 3.3.3 表面织构参数设计 |
| 3.4 摩擦学试验设计 |
| 3.4.1 试验方案 |
| 3.4.2 加工设备及工艺介绍 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 CVD金刚石涂层微织构摩擦磨损试验 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 织构参数对金刚石涂层石墨化程度的影响 |
| 4.2.1 织构形貌和织构密度对金刚石涂层石墨化程度的影响 |
| 4.2.2 织构深度对金刚石涂层石墨化程度的影响 |
| 4.3 织构参数对金刚石涂层摩擦系数的影响 |
| 4.3.1 织构形貌和织构面密度对摩擦系数的影响 |
| 4.3.2 织构深度对摩擦系数的影响 |
| 4.4 织构参数对金刚石涂层和对磨钢球磨损形貌的影响 |
| 4.4.1 织构形貌和织构面密度对金刚石涂层及钢球磨损形貌的影响 |
| 4.4.2 织构深度对金刚石涂层和钢球磨损形貌的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间取得成果 |
（4）原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 钛基复合材料基体和增强相的选择 |
| 1.2.1 基体选择 |
| 1.2.2 增强相的选择 |
| 1.3 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 钛基复合材料研究进展 |
| 1.3.2 钛基复合材料热处理研究现状 |
| 1.3.3 稀土元素对钛基复合材料组织及性能的影响 |
| 1.4 钛基复合材料摩擦行为研究 |
| 1.4.1 钛基复合材料的干滑动磨损影响因素 |
| 1.4.2 钛基复合材料的摩擦磨损研究现状 |
| 1.5 课题研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 课题研究目的及意义 |
| 1.5.2 课题研究内容 |
| 第2章 材料的制备及实验方法 |
| 2.1 样品制备及热处理工艺 |
| 2.1.1 样品制备 |
| 2.1.2 热处理工艺 |
| 2.2 成分和结构表征 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜 |
| 2.2.3 电子探针 |
| 2.2.4 电子背散射衍射 |
| 2.2.5 透射电子显微镜 |
| 2.3 力学性能与热物性能检测 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 室温压缩性能测试 |
| 2.3.3 热导率测试 |
| 2.3.4 热膨胀性能测试 |
| 2.4 摩擦磨损实验 |
| 2.4.1 样品制备与实验参数 |
| 2.4.2 摩擦系数和比磨损率 |
| 2.4.3 磨面三维形貌和粗糙度检测 |
| 2.4.4 磨面亚表层纳米压痕测试 |
| 2.4.5 磨面产物检测 |
| 第3章 铸态TiB、TiC/TC4 复合材料组织与摩擦磨损性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiB、TiC/TC4 复合材料相组成及显微组织 |
| 3.2.1 原位反应体系的热力学分析 |
| 3.2.2 钛基复合材料的相组成 |
| 3.2.3 钛基复合材料的显微组织 |
| 3.3 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料力学性能的影响 |
| 3.3.1 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料硬度的影响 |
| 3.3.2 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料室温压缩性能的影响 |
| 3.4 TiB、TiC增强相含量对TC4 复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3.4.1 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的比磨损率 |
| 3.4.2 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 3.4.3 不同含量TiB、TiC增强TC4 复合材料的磨损表面形貌 |
| 3.4.4 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料剖面形貌和EPMA分析 |
| 3.4.5 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料的磨损面XRD及 XPS分析 |
| 3.4.6 (TiB+TiC)混合增强TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 铸态6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 压力和速度对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料摩擦行为的影响 |
| 4.2.1 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料及对磨盘的比磨损率 |
| 4.2.2 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 4.2.3 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 4.2.4 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.2.5 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 4.2.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.2.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 4.2.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.3 压力和温度对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料摩擦行为的影响 |
| 4.3.1 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料及对磨盘的比磨损率 |
| 4.3.2 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦系数 |
| 4.3.3 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 4.3.4 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面形貌和EDS分析 |
| 4.3.5 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 4.3.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.3.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面纳米压痕行为 |
| 4.3.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.4 对磨材料对6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的摩擦行为的影响 |
| 4.4.1 与不同材料对磨的比磨损率 |
| 4.4.2 与不同材料对磨的摩擦系数 |
| 4.4.3 与Cr12Mo V对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.4 与GCr15 对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.5 与Cu对磨的磨面形貌和EDS分析 |
| 4.4.6 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 4.4.7 6vol.%(TiB+TiC)/TC4 复合材料的磨损表面XRD分析 |
| 4.4.8 对磨盘的磨损形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 La_2O_3含量对钛基复合材料组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 La_2O_3含量对钛基复合材料相组成及组织影响 |
| 5.2.1 原位反应体系的热力学分析 |
| 5.2.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的相组成 |
| 5.2.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的显微组织 |
| 5.3 La_2O_3含量对钛基复合材料热物性与力学性能的影响 |
| 5.3.1 不同La_2O_3含量钛基复合材料的热膨胀性能 |
| 5.3.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的热导率 |
| 5.3.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的硬度 |
| 5.3.4 不同La_2O_3含量钛基复合材料的压缩性能 |
| 5.4 La_2O_3含量对钛基复合材料摩擦行为的影响 |
| 5.4.1 不同La_2O_3含量钛基复合材料的摩擦系数 |
| 5.4.2 不同La_2O_3含量钛基复合材料的比磨损率 |
| 5.4.3 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损形貌和EDS分析 |
| 5.4.4 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损表面粗糙度及三维形貌 |
| 5.4.5 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 5.4.6 不同La_2O_3含量钛基复合材料的磨损表面XRD和 XPS分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 热处理对钛基复合材料组织及摩擦性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理对钛基复合材料组织的影响 |
| 6.2.1 热处理工艺制定 |
| 6.2.2 不同热处理后钛基复合材料的相组成 |
| 6.2.3 不同热处理后钛基复合材料的组织 |
| 6.3 热处理对钛基复合材料力学性能的影响 |
| 6.3.1 不同热处理后钛基复合材料的硬度 |
| 6.3.2 不同热处理后钛基复合材料的压缩性能 |
| 6.4 热处理对钛基复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.4.1 不同热处理后钛基复合材料的摩擦系数 |
| 6.4.2 不同热处理后钛基复合材料的比磨损率 |
| 6.4.3 不同热处理后钛基复合材料的磨损表面形貌 |
| 6.4.4 不同热处理后钛基复合材料的磨损剖面形貌和EDS分析 |
| 6.4.5 不同热处理后钛基复合材料的磨面形貌XRD分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 钛基复合材料摩擦磨损机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 钛基复合材料微观组织对耐磨性的影响 |
| 7.3 钛基复合材料亚表面结构对耐磨性的影响 |
| 7.4 室温环境下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.4.1 摩擦层和摩擦氧化物的形成及作用 |
| 7.4.2 不同速度、压力下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.5 高温环境下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.5.1 摩擦层和摩擦氧化物的形成及作用 |
| 7.5.2 高温条件下钛基复合材料磨损机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）等离子熔化沉积Cr3Si/TiC/Inconel 718复合材料组织及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 复合材料基本构成相选择 |
| 1.2.1 复合材料基体相选择 |
| 1.2.2 复合材料高温耐磨增强相选择 |
| 1.2.3 复合材料联合增强相选择 |
| 1.3 等离子熔化沉积快速成形技术简介 |
| 1.4 研究目的 |
| 1.5 研究内容 |
| 2 试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料的选择 |
| 2.1.2 粉末原材料的选择及成分配比 |
| 2.2 等离子熔化沉积复合材料试验 |
| 2.2.1 等离子熔化沉积系统构成 |
| 2.2.2 等离子熔化沉积复合材料试验 |
| 2.3 复合材料显微组织表征 |
| 2.3.1 金相试样制备 |
| 2.3.2 复合材料显微组织表征 |
| 2.4 复合材料显微硬度及高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.4.3 高温抗氧化性能测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 等离子熔化沉积复合材料显微组织表征及原位自生凝固过程分析 |
| 3.1 等离子熔化沉积Inconel718显微组织表征 |
| 3.2 等离子熔化沉积Inconel718-50.4Cr-9.6Si显微组织表征及原位自生凝固过程分析 |
| 3.3 等离子熔化沉积Inconel718-58.8Cr-11.2Si显微组织表征及原位自生凝固过程分析 |
| 3.4 等离子熔化沉积Inconel718-58.8Cr-11.2Si-1.7Ni包石墨-8.3Ti显微组织表征及原位自生凝固过程分析 |
| 3.5 等离子熔化沉积Inconel718-54.6Cr-10.4Si-2.5Ni包石墨-12.5Ti显微组织表征及原位自生凝固过程分析 |
| 3.6 等离子熔化沉积Inconel718-50.4Cr-9.6Si-3.3Ni包石墨-16.7Ti显微组织表征及原位自生凝固过程分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 等离子熔化沉积复合材料性能测试及分析 |
| 4.1 显微硬度测试及分析 |
| 4.2 高温干滑动摩擦磨损性能测试及分析 |
| 4.2.1 高温干滑动摩擦磨损性能测试及分析 |
| 4.2.2 高温干滑动磨损机理分析 |
| 5 等离子熔化沉积复合材料高温抗氧化性能测试及分析 |
| 5.1 氧化热力学分析 |
| 5.2 复合材料恒温氧化增重曲线及拟合结果 |
| 5.3 高温氧化机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）汽轮机轴端端面无间隙新型汽封的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 现有汽封的研究现状及发展趋势 |
| 1.2.1 已有汽封形式及优缺点 |
| 1.2.2 国内外研究现状 |
| 1.2.3 未来发展趋 |
| 1.3 本文主要内容 |
| 1.4 本章小结 |
| 2 汽轮机轴端新型汽封的结构设计 |
| 2.1 新型汽封提出原因 |
| 2.2 新型汽封的基本结构及工作原理 |
| 2.3 新型汽封的设计条件 |
| 2.4 新型汽封的结构尺寸设计 |
| 2.5 密封面膜静压力计算 |
| 2.5.1 载荷系数 |
| 2.5.2 弹簧比压的选取 |
| 2.5.3 端面比压 |
| 2.6 PV值 |
| 2.6.1 使用PV值 |
| 2.6.2 工作P_cV值 |
| 2.6.3 允许(P_cV)值 |
| 2.7 新型汽封设计及最优材质选择 |
| 2.7.1 新型汽封静环选择 |
| 2.7.2 新型汽封动环设计 |
| 2.7.3 新型汽封弹性元件的设计 |
| 2.8 新型汽封整体设计方案 |
| 2.8.1 方案一及相关设计要求 |
| 2.8.2 方案二及相关设计要求 |
| 2.9 本章小结 |
| 3 新型汽封的热力学计算 |
| 3.1 新型汽封碰磨有限元模型的建立 |
| 3.2 热稳态仿真分析原理及边界条件的确定 |
| 3.2.1 热稳态仿真分析原理 |
| 3.2.2 密封副及转子的物性参数 |
| 3.2.3 密封副的摩擦力和发热量的确定 |
| 3.3 有限元计算结果分析 |
| 3.3.1 温度场分布及分析 |
| 3.3.2 等效热应力场分布 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 安装新型汽封后转子的模态分析计算 |
| 4.1 模态分析模型的建立及网格划分 |
| 4.2 施加新型汽封的转子运动微分方程的建立及边界条件 |
| 4.2.1 施加新型汽封后转子运动微分方程的建立 |
| 4.2.2 模型约束条件 |
| 4.3 有限元计算结果与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点摘要 |
| 5.3 未来工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）MAX相固溶材料的制备与机械性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 MAX相及其固溶材料介绍 |
| 1.2.1 MAX相及其固溶材料的结构、分类与性能 |
| 1.2.2 MAX相及其固溶材料的应用 |
| 1.3 MAX相及其固溶材料研究进展 |
| 1.3.1 MAX相及其固溶材料的制备方法 |
| 1.3.2 MAX相陶瓷力学性能与强化方法 |
| 1.3.3 MAX相陶瓷摩擦学性能 |
| 1.3.4 存在问题与改进方式 |
| 1.4 研究思路、内容及意义 |
| 1.4.1 研究思路与内容 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 2 实验 |
| 2.1 原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 试样制备及测试设备 |
| 2.2 实验流程及测试方法 |
| 2.2.1 实验流程 |
| 2.2.2 物相及微观结构表征 |
| 2.2.3 物理与力学性能测试 |
| 2.2.4 摩擦学性能测试 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC的制备及机械性能研究 |
| 3.1 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的制备 |
| 3.1.1 原料配比 |
| 3.1.2 制备工艺 |
| 3.2 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC的物相分析 |
| 3.2.1 加压方式对Cr_2AlC制备的影响 |
| 3.2.2 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶体的物相分析 |
| 3.3 Cr_2AlC与(Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的力学性能 |
| 3.4 Cr_2AlC的摩擦学性能及磨损机理分析 |
| 3.4.1 Cr_2AlC的摩擦学性能 |
| 3.4.2 Cr_2AlC的磨损机理分析 |
| 3.5 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能与磨损机理分析 |
| 3.5.1 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能 |
| 3.5.2 (Cr_(1-x),V_x)_2AlC固溶材料的磨损机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC的制备及机械性能研究 |
| 4.1 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的制备 |
| 4.1.1 原料配比 |
| 4.1.2 制备工艺 |
| 4.2 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料反应机制与物相分析 |
| 4.2.1 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料反应机制 |
| 4.2.2 (Cr_(1-x.)Mo_x)_2AlC固溶材料的物相分析 |
| 4.3 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的力学性能 |
| 4.4 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能与磨损机理分析 |
| 4.4.1 (Cr_(1-x),Mo_x)_2AlC固溶材料的摩擦学性能 |
| 4.4.2 (Cr_(1-x),Mo_x)_(2AlC)固溶材料的磨损机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Mo掺杂对Ti_3SiC_2制备及机械性能的影响 |
| 5.1 Mo掺杂的Ti_3SiC_2样品制备 |
| 5.1.1 Ti_3SiC_2原料体系的选择 |
| 5.1.2 原料配比 |
| 5.1.3 制备工艺 |
| 5.2 Mo掺杂对Ti_3SiC_2制备的影响 |
| 5.3 Mo掺杂对Ti_3SiC_2力学性能的影响 |
| 5.4 Mo掺杂对Ti_3SiC_2摩擦学性能影响 |
| 5.4.1 不同Mo掺杂量样品的摩擦学性能 |
| 5.4.2 不同Mo掺杂量样品的磨损机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（8）FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊连接工艺及机理研究（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 SiC陶瓷与液态钎料之间的相互作用 |
| 1.2.1 液态钎料在SiC陶瓷表面润湿性研究 |
| 1.2.2 纯金属和SiC陶瓷之间的反应性研究 |
| 1.2.3 钎料和SiC陶瓷之间的反应性研究 |
| 1.3 SiC陶瓷活性钎焊连接研究 |
| 1.3.1 采用Ag-Cu-Ti钎料钎焊连接SiC陶瓷 |
| 1.3.2 采用Fe与 Ni基钎料钎焊连接SiC陶瓷 |
| 1.4 SiC陶瓷和金属连接研究现状 |
| 1.5 本课题研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及工艺过程 |
| 2.2.1 试验设备 |
| 2.2.2 试验工艺过程 |
| 2.3 接头界面组织与力学性能表征 |
| 2.3.1 接头界面组织分析 |
| 2.3.2 接头力学性能测试 |
| 第3章 FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊接头组织性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钎焊温度对FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC接头组织的影响 |
| 3.2.1 FeNi42/Ag-Cu-4.5wt.%Ti/SiC接头组织 |
| 3.2.2 FeNi42/Ag-Cu-2.5wt.%Ti/SiC接头组织 |
| 3.3 FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊接头界面组织演变过程 |
| 3.4 FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊接头力学性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SiC陶瓷反应机理分析及中间层设计 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC陶瓷反应过程分析 |
| 4.2.1 SiC陶瓷表面反应过程 |
| 4.2.2 SiC陶瓷内部溶解过程 |
| 4.2.3 FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊体系下SiC陶瓷界面反应模型 |
| 4.3 Ti元素对SiC陶瓷溶解的影响 |
| 4.3.1 FeNi42 合金的溶解机制 |
| 4.3.2 FeNi42/Ag-Cu/SiC钎焊组织 |
| 4.4 Fe和 Ni元素对SiC陶瓷溶解的影响 |
| 4.4.1 Fe和Ni的溶解机制 |
| 4.4.2 纯金属(Fe,Ni)/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊组织 |
| 4.5 复合阻隔中间层设计及组织性能分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（9）Cf/SiC复合材料陶瓷连接层的设计、制备与连接性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 碳纤维增强碳化硅复合材料性能及其应用 |
| 2.1.1 碳纤维增强碳化硅复合材料简介 |
| 2.1.2 碳纤维增强碳化硅复合材料制备工艺 |
| 2.1.3 碳纤维增强碳化硅复合材料应用领域 |
| 2.2 C_f/SiC复合材料连接技术研究进展 |
| 2.2.1 物理连接法 |
| 2.2.2 活性金属钎焊 |
| 2.2.3 固态扩散连接 |
| 2.2.4 瞬时液相扩散连接 |
| 2.2.5 MAX相连接 |
| 2.2.6 自蔓延高温合成连接 |
| 2.2.7 玻璃钎料连接 |
| 2.2.8 有机前驱体连接 |
| 2.2.9 反应连接 |
| 2.3 课题研究提出的意义与研究内容 |
| 第3章 测试与表征 |
| 3.1 实验原料和设备 |
| 3.2 样品的测试和表征 |
| 3.2.1 多孔碳样品性能表征 |
| 3.2.2 烧结体和连接件性能表征 |
| 第4章 孔径可控的多孔碳素坯的制备与研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 制备工艺过程 |
| 4.2.2 PIPS制备多孔碳的影响因素 |
| 4.3 树脂凝胶体系组成对多孔碳孔结构的影响 |
| 4.3.1 不同有机溶剂对多孔碳孔结构的影响 |
| 4.3.2 乙二醇含量对多孔碳形成的影响 |
| 4.4 金属离子催化剂对多孔碳孔结构的影响 |
| 4.4.1 氯化亚铁催化剂对多孔碳孔结构的影响 |
| 4.4.2 氯化亚铁促进孔结构形成的机理分析 |
| 4.4.3 氯化亚铁催化剂对多孔碳相组成和磁学性能的影响 |
| 4.4.4 二价金属离子种类对多孔碳的孔径分布和微观结构的影响 |
| 4.5 硼酸对多孔碳孔结构的调控 |
| 4.5.1 制备过程 |
| 4.5.2 硼酸与树脂-乙二醇体系之间的相互作用 |
| 4.5.3 硼酸含量对多孔碳孔结构的影响 |
| 4.6 二价金属盐与硼酸协同作用对多孔碳孔结构调控 |
| 4.7 结论 |
| 第5章 一步硅熔渗法连接C_f/SiC复合材料 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 一步硅熔渗法反应连接C_f/SiC复合材料的制备过程 |
| 5.2.1 实验原料 |
| 5.2.2 一步硅熔渗法连接过程 |
| 5.3 不同密度的多孔碳素坯连接微观结构与性能 |
| 5.4 不同孔径的多孔碳预制体反应连接接头微观结构与力学性能 |
| 5.4.1 不同孔径多孔碳预制体反应烧结样品微观形貌及力学性能 |
| 5.4.2 不同孔径制备的连接接头微观结构和力学性能 |
| 5.5 SiC惰性填料的加入对反应连接连接层微观结构和力学性能的影响 |
| 5.5.1 SiC惰性填料的加入对多孔碳预制体微观结构的影响 |
| 5.5.2 SiC含量对连接层微观结构的影响 |
| 5.5.3 不同SiC含量对接头力学性能的影响 |
| 5.6 一步硅熔渗法接头微观结构与力学性能 |
| 5.6.1 一步硅熔渗法接头微观结构 |
| 5.6.2 一步硅熔渗法接头力学性能 |
| 5.6.3 一步硅熔渗法连接机理分析 |
| 5.7 结论 |
| 第6章 短切碳纤维加入对C_f/SiC连接微观结构和性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.2.1 实验原料 |
| 6.2.2 连接所用浆料制备及连接过程 |
| 6.3 碳纤维对树脂/醇/SiC浆料体系裂解后的微观结构 |
| 6.4 短切碳纤维为反应熔渗后烧结样品的微观结构与力学性能的影响 |
| 6.4.1 短切碳纤维对反应熔渗后烧结样品的相组成与微观结构的影响 |
| 6.4.2 短切碳纤维对反应熔渗后烧结样品的体积密度和游离硅含量的影响 |
| 6.5 短切碳纤维对反应连接法连接C_f/SiC复合材料连接层微观结构和力学性能的影响 |
| 6.5.1 C_f/SiC复合材料连接件连接层的微观结构 |
| 6.5.2 短切碳纤维对C_f/SiC复合材料连接件的连接层力学性能的影响 |
| 6.6 小结 |
| 第7章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文和研究成果 |
（10）Cu-Fe-Si合金材料的组织及其耐磨性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 课题背景 |
| 1.2.1 轧轨材料的概述 |
| 1.2.2 实验原料 |
| 1.2.3 材料的减摩耐磨机制 |
| 1.3 Cu-Fe系合金的研究现状及应用 |
| 1.3.1 Cu-Fe系二元合金的研究现状 |
| 1.4 Cu-Fe-Si系合金的制备方法 |
| 1.4.1 电子束熔炼法 |
| 1.4.2 感应熔炼法 |
| 1.4.3 真空电弧熔炼法 |
| 1.4.4 激光熔炼法 |
| 1.4.5 其他技术 |
| 1.5 摩擦机制 |
| 1.5.1 摩擦的分类 |
| 1.5.2 摩擦定义概述 |
| 1.5.3 影响摩擦系数的因素 |
| 1.6 磨损机理 |
| 1.6.1 磨损定义 |
| 1.6.2 磨损机理 |
| 1.7 本论文研究意义及内容 |
| 1.7.1 研究的目的及意义 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料的设计 |
| 2.1.1 基体的设计 |
| 2.1.2 熔炼工艺的设计 |
| 2.2 工艺流程及工艺方案 |
| 2.2.1 工艺流程 |
| 2.2.2 试样制备 |
| 2.3 组织结构分析及性能测试方法 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 密度测试 |
| 2.3.3 硬度测试 |
| 2.3.4 抗压性能测试 |
| 2.3.5 显微组织及物相分析测试 |
| 2.3.6 摩擦磨损性能测试 |
| 2.4 试验设备 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 硅含量对Cu-Fe-Si合金材料组织和物理性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 硅含量对材料显微组织的影响 |
| 3.3.2 硅含量对材料硬度的影响 |
| 3.3.3 硅含量对材料基体密度的影响 |
| 3.3.4 硅含量对材料抗压强度的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 硅含量对Cu-Fe-Si合金材料摩擦磨损性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.3 硅含量对铜基合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.3.1 硅含量对摩擦系数的影响 |
| 4.3.2 硅含量对磨痕形貌的影响 |
| 4.4 摩擦速度对摩擦磨损性能的影响 |
| 4.4.1 摩擦转速对对磨件的摩擦系数的影响规律 |
| 4.4.2 摩擦转速对对磨件的体积磨损率的影响规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 摩擦载荷对Cu-Fe-Si合金材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 摩擦载荷对不同硅含量试样摩擦系数的影响 |
| 5.3 摩擦载荷对不同硅含量试样磨损体积率的影响 |
| 5.4 对偶钢球的磨损形貌分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 总结 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 研究工作的展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间参与课题及公开发表的论文和专利 |
四、硅化石墨的摩擦性能的试验研究（论文参考文献）
- [1]液相渗硅法和原位反应法制备硅化石墨及性能研究[J]. 孙国栋,吕文炯,解静,李辉,罗伟华,贾研. 稀有金属材料与工程, 2021
- [2]液相渗硅法和原位反应法制备硅化石墨及性能研究[D]. 吕文炯. 长安大学, 2021
- [3]金刚石涂层激光表面微织构与石墨的协同减摩机理研究[D]. 韩源. 安徽建筑大学, 2021(08)
- [4]原位自生TiC、TiB/Ti6Al4V复合材料组织调控与摩擦行为[D]. 郑博文. 沈阳工业大学, 2020(02)
- [5]等离子熔化沉积Cr3Si/TiC/Inconel 718复合材料组织及性能研究[D]. 刘志宏. 北京交通大学, 2020(03)
- [6]汽轮机轴端端面无间隙新型汽封的研究[D]. 刘晶晶. 沈阳工程学院, 2020(02)
- [7]MAX相固溶材料的制备与机械性能研究[D]. 周昊. 陕西科技大学, 2020(02)
- [8]FeNi42/Ag-Cu-Ti/SiC钎焊连接工艺及机理研究[D]. 郝志涛. 天津大学, 2019(01)
- [9]Cf/SiC复合材料陶瓷连接层的设计、制备与连接性能研究[D]. 吴西士. 中国科学院大学(中国科学院上海硅酸盐研究所), 2019(03)
- [10]Cu-Fe-Si合金材料的组织及其耐磨性研究[D]. 赵小峰. 湘潭大学, 2019