一、Dry friction and wear properties of intermetallics MoSi_2（论文文献综述）
李文虎[1]（2020）在《多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究》文中研究指明新型Mo-Si-B合金由于具有熔点高、硬度高和耐腐蚀性能好等优点,在航空航天、能源动力等领域用高温结构件具有良好的应用前景。目前,Mo-Si-B合金亦存在室温断裂韧性与高温强度之间负相关关系的问题,另外对其摩擦磨损行为的研究还很有限。为满足工程领域对高温结构材料综合性能的需求,不仅要其具有优良的综合力学性能,同时具备较好的抗氧化和摩擦磨损性能。本文借助La2O3所产生的稀土效应来改善和提高Mo-Si-B合金的微观组织与性能,通过对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织观察和性能测试,研究了不同α-Mo相含量和La2O3掺杂量对合金的微观组织、力学性能、高温氧化及摩擦磨损行为的影响规律,揭示了合金的强韧化机制、抗氧化和摩擦磨损机制。设计并制备了不同α-Mo相含量以及不同La2O3掺杂量的多相Mo-Si-B-La2O3合金,其中,使用液-液掺杂方法首先制备了 Mo-La2O3合金粉体,并以此为原料,与Si粉、B粉按照不同的化学计量配比进行配料,获得内含La2O3的Mo-Si-B混合粉体。结合机械合金化和热压烧结工艺分别制备了 α-Mo-Mo3Si-Mo5SiB2基和Mo3Si-Mo5SiB2-Mo5Si3基Mo-Si-B-La2O3合金。对所制备合金的微观组织观察发现,采用液-液掺杂的Mo-La2O3合金粉体能确保掺杂的La2O3颗粒最终以纳米尺寸分布在α-Mo、Mo3Si与Mo5SiB2相的晶粒内部,而且部分颗粒也分布在各相的相界面与晶界处。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的维氏硬度、断裂韧性、抗弯强度和抗压强度进行的分析和测试结果表明,随着Si和B含量的增加,合金的硬度、抗压强度逐渐增大,而抗弯强度和断裂韧性逐渐减小。在外加载荷作用下,试样没有发生明显的屈服与塑性变形,即试样在应力达到最大值时发生突然断裂,断口形貌具有脆性材料断裂的典型特征,表现出穿晶断裂和沿晶断裂的混合形貌。存在于金属α-Mo相中的纳米La2O3颗粒一方面能起到阻碍位错运动,强化合金的作用,另一方面,La2O3颗粒的拔出能消耗部分断裂能,并诱发α-Mo相的穿晶断裂,耗散裂纹扩展能,起到改善合金韧性的作用。然而,合金中硬脆性的Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3金属间化合物相随Si和B含量的增加而逐渐增多,具有较好延性的α-Mo相的含量则相应减少。由于较少的金属相无法完整的包裹La2O3颗粒,导致存在于金属间化合物或相界面处的La2O3颗粒数量显着增加,硬脆的第二相存在于界面处会导致其结合性降低,容易在外力作用下产生裂纹或应力集中,发生沿界面的解离。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能进行了测试和分析,结果表明,合金在1000℃与1100℃氧化时,Si和B含量较低的Mo-10Si-7B-La2O3合金与Mo-12Si-8.5B-La2O3合金的氧化失重速率呈典型的直线型或类直线型规律,而Si和B含量较高的Mo-14Si-9.8B-La2O3合金与Mo-25Si-8.5B-La2O3合金试样恒温氧化过程则包括氧化初期的快速失重和氧化中后期的相对稳定阶段。随La2O3含量的增加,各合金氧化失重降低,表现出更好的抗氧化性能。氧化试验后,各合金的氧化膜的形貌与组成表现出明显差异,Mo-10Si-7B-La2O3合金表面没有生成硼硅玻璃相,而是由垂直于合金表面方向生长的氧化物组成;Mo-12Si-8.5B-La2O3合金与Mo-14Si-9.8B-La2O3合金表面氧化层具有外层的硼硅玻璃相和内层的氧化物层双层结构;Mo-25Si-8.5B-La2O3合金表面形成的硼硅玻璃相与合金基体之间仅见少量的细小氧化物颗粒。抗氧化机制的分析表明,La2O3颗粒通过钉扎氧化产物MoO3,而抑制MoO3的挥发,并且通过阻止Mo4+、Si4+、B3+等离子通过晶界的扩散,降低氧化速度,促进硼硅玻璃相的形成,从而提高Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的摩擦磨损性能进行了测试和分析,结果表明,随着La2O3含量的增加,Mo-Si-B合金的摩擦系数均增大,内含α-Mo的多相Mo-Si-B-La2O3合金的体积磨损率逐渐增大,而Mo-25Si-8.5B-La2O3合金的体积磨损率则先增大后减小。室温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随载荷的增加而减小,随滑动速度的增加先减小后增大;体积磨损率随载荷和滑动速度的增加均增大。高温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随温度的升高而减小,体积磨损率随温度的升高不断增大。依据不同载荷和滑动速度条件下,α-Mo、Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3各相的磨损率及其在Mo-Si-B-La2O3合金中体积分数的不同,探讨了合金的磨损机制。室温下合金在低滑动速度低载荷时以轻微磨粒磨损和犁沟磨损为主;随滑动速度和载荷的增加,发生由轻微的磨粒磨损向疲劳磨损和磨粒磨损转变的趋势;在高滑动速度高载荷时,形成以包括疲劳磨损、磨粒磨损和剥落磨损在内的多种磨损机制共同作用。高温下合金的磨损开始以氧化磨损和犁沟磨损为主,伴随着氧化物颗粒的脱落和裂纹的萌生,转变为磨粒磨损和疲劳磨损,最后演变为较为严重的剥落磨损。
陈红霞[2]（2020）在《高性能金属硅化物层（Fe3Si和MoSi2）的熔盐渗制备及应用研究》文中研究表明含共价键和离子键的Fe-Si和Mo-Si金属间化合物材料,强度大、硬度高、耐腐蚀和抗磨损性能优、高温抗氧化能力强,但该类材料作为结构材料应用时存在脆性大、抗氧化性能有待改善等不足。从拓宽Fe-Si和Mo-Si材料的广泛应用角度出发,考虑作为膜层材料使用时,可实现对基材的防护,同时可有效降低硅化物脆性大的问题,从便于工程化应用角度出发,提出采用电镀（含复合电镀）联合熔盐非电解处理来制备高性能的Fe-Si和Mo-Si金属硅化物的新思路,对比研究了表面合金化Fe-Si和Mo-Si复合渗层制备对2Cr13钢材和钼合金表面抗蚀、耐磨性能和高温抗氧化性的影响,这一研究发展了熔盐非电解渗技术,并获得了复合电镀联合熔盐非电解处理制备高性能Fe-Si和Mo-Si金属硅化物复合渗层的新技术途径。研究取得的重要结果包括:（1）采用表面先电镀30?m的Ni层,再复合熔盐渗硅在800℃保温不同时长可制备出不同厚度的复合硅化物渗层,渗层形成经历了从表面Ni依次转变为Ni3Si,Ni2Si及出现Fe5Si3,最终为Fe5Si3和Ni2Si复合硅化物的演变过程,所形成的复合渗层能不同程度地增加表面硬度,提高耐磨性能起到防护作用。虽然熔盐渗硅层的耐蚀性不及表面电镀Ni层的耐蚀性,但均不同程度地具有一定的钝化特性,而在硫酸溶液中较为耐蚀,其中3 h渗硅复合处理渗层的耐蚀性最好,这归因于Fe5Si3在硫酸中具有比较好致钝和钝化作用,使具有Fe5Si3和Ni2Si的渗层的耐蚀性优于单纯的Ni2Si渗层。（2）通过先复合电镀3～5?m镍层,后在800℃保温4 h的条件下熔盐渗硅可制备出致密的Ni合金化的Fe3Si复合渗层,对比所制备出的4种Fe3Si渗层的抗腐蚀性能和耐磨性,发现3种Ni合金化Fe3Si渗层的耐磨性和耐腐蚀性均大于直接渗硅制备的Fe3Si渗层,其腐蚀速率数值和磨损体积损排序均为:Fe3Si<（N i）-Fe3Si<（Ni-CeO2）-Fe3Si<（N i-SiC）-Fe3Si,这一规律说明由于受不同合金化元素种类的作用使形成的合金化Fe3Si渗层具有不同结构,从而表现出不同的硬度、韧性和电化学腐蚀性能。这一复合技术具有操作简便、经济效益突出的,工程适用性强的优点。（3）在钼合金TZM表面采用电镀和中性熔盐渗硅复合处理技术制备出含有合金化元素（Ni）-、（Ni-SiC）-和（Ni-CeO2）-的MoSi2金属化合物。TZM直接渗硅后得到的渗层可以有效提高TZM的高温抗氧化性。且Ni-CeO2复合镀层和熔盐渗硅制备的镍合金化MoSi2/CeO2渗层的“pesting”抑制能力最强。但电镀N i层以提供合金化元素得到的合金化MoSi2渗层的高温抗氧化性不及直接渗硅得到的MoSi2渗层的抗氧化性。
刘升[3]（2019）在《复合搅拌铸造法制备纳米SiCp增强锌铝基复合材料及其力学性能研究》文中研究说明颗粒增强锌铝基复合材料是替代铜合金轴承和响应汽车轻量化发展起来的新一代轻合金材料,制备工艺和重载高速摩擦工况下的力学及耐磨性剧烈降低且不稳定限制了其大规模应用。同时,纳米增强体的浸润与分散及其对颗粒增强锌铝基复合材料在重载高速摩擦工况下的力学及耐磨性的影响机制尚未明晰。因此,本文基于球磨混合、高压喷粉、机械搅拌、熔体超声、快速凝固等技术优势,建立制备纳米SiCp增强锌铝基复合材料的复合搅拌铸造工艺体系,采用BP神经网络优化工艺体系参数,并研究不同纳米SiCp含量,以及在超重力凝固和稳定化工艺下纳米SiCp增强锌铝基复合材料微观组织、力学性能和摩擦磨损性能的变化规律,结合增强体-基体的界面结构特征,揭示纳米SiCp在超重力凝固和稳定化对复合材料重载高速摩擦工况下力学性能及摩擦磨损性能的增强机制。主要的研究结论如下:（1）建立了高压喷粉+机械搅拌+超声熔体+快速凝固联合的复合搅拌铸造工艺体系。并确定基体Al为38wt%,Cu为3.5wt%,Mg为1.2wt%,在熔体温度750℃,搅拌速度800rpm,熔体超声功率750w条件下,可成功制备出增强体均匀分散且力学及耐磨性较好的纳米SiCp/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料。（2）含0.20wt%纳米SiCp/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料性能最优,抗压强度和断裂应变分别为765MPa和12.96%,抗拉强度和延伸率分别为421.49MPa和5.16%,在1.41MPa和11.72m/s的重载高速摩擦时干摩擦磨损率为2.75×10-2mm3/m,较之基体的4.23×10-2mm3/m降幅达35%。在8.79m/s和0.84MPa时基体摩面温度为120℃而含0.50wt%纳米SiCp的复合材料为216℃。摩擦引起接触面塑性变形和断裂,摩面由犁痕和黏着层逐步向黏着层转变,磨损机制为黏着磨损。断裂机制是韧性断裂和脆性断裂兼具,且断裂起源于凝固过程中纳米SiCp团聚及其自身脆硬性所引起的解理断裂及其内部基体-增强体间的界面分离。（3）超重力凝固对复合材料中纳米SiCp的分散有所改善,且会引起性能的梯度分布。随重力加速度的增加,其力学和耐磨性均增加。6000g达到最优,其抗压强度和断裂应变分别为908MPa和27.16%,在1.41MPa和11.72m/s时干摩擦磨损率为1.033×10-2mm3/m,较之基体提高约183%。磨损机制主要为黏着磨损,而断裂机制是解理断裂和剪切断裂混合作用的结果。（4）经380℃×6h+170℃×48h稳定化后复合材料中纳米SiCp分布更加均匀且性能最优。其抗压强度和断裂应变分别为956MPa和16.82%,较之未处理时分别提高了24.98%和29.78%,在1.41MPa和11.72m/s重载高速下的磨损率为1.43×10-2mm3/m。其显微硬度随摩擦温度升高反增大,断裂特征是韧性断裂和脆性断裂双重作用的结果,稳定化所引起的纳米SiCp的分布和基体组织变化能抑制重载高速摩擦磨损时耐磨相转化而增强耐磨性。（5）不同纳米SiCp含量和超重力凝固时复合材料的增强体-基体界面变化不明显,而稳定化后变化较明显。晶界由α（Al,Zn）、η（Al,Zn）和ε（Cu,Zn）相互连接形成,纳米SiCp在α和η晶界内部及边缘,且SiCp聚集处ε较少,MgAl2O4在SiCp和α晶界之间起到界面桥接作用。在纳米SiCp增强锌铝基复合材料的强化机制中,Orowan强化增强量115.56MPa>热错配强化增强量74.28MPa>细晶强化增强量38.14MPa>直接强化的载荷传递强化。
韩婷婷[4]（2018）在《镁合金表面Al-Mg3Sb2涂层的组织性能研究》文中认为随着汽车轻量化研究的进展,镁合金因其密度较低,而在汽车上的应用越来越广,但也因其耐蚀性较差,而限制了它在汽车上的进一步应用。本文利用热喷涂技术在AZ31B镁合金表面制备了Al-Mg3Sb2复相涂层,来提高镁合金的耐蚀耐磨性,从而扩大其应用范围。首先,利用机械合金化技术自制了金属间化合物Mg3Sb2粉末,并研究了3Mg（s）+2Sb（s）=Mg3Sb2（s）反应体系在机械合金化过程中的机械力化学行为,确定了在本实验条件下的最佳球磨工艺,为:原料配比n（Mg）:n（Sb）=3:2;球磨机转速=500 r/min;球料比=15:1;取样间隔=2 h/次。然后,利用热喷涂技术分别制备了不同成分配比的xAl-yMg3Sb2复相涂层,涂层中的主要物相为Mg3Sb2和Al,且涂层组织较致密,缺陷较少,并利用硬度计、电化学工作站、高速往复摩擦磨损试验仪,研究了涂层的基本性能,如硬度、电化学腐蚀、干摩擦磨损等;还根据镁合金在服役过程中的实际工况条件,利用改进的干摩擦磨损试验仪研究了涂层的腐蚀磨损性能,并通过改变其摩擦频率,对比分析了摩擦频率对涂层干摩擦磨损和腐蚀磨损性能的影响,进一步探讨了涂层的腐蚀磨损性能。结果表明:采用机械合金化的方法,可得到金属间化合物Mg3Sb2,而且3Mg（s）+2Sb（s）=Mg3Sb2（s）反应体系可发生自维持反应。Al-Mg3Sb2复相涂层的显微硬度随着Mg3Sb2含量的增加而逐渐增大,涂层硬度大于AZ31B镁合金基体的,（20%Al+80%Mg3Sb2）涂层的平均显微硬度为334.2 HV0.025,是AZ31B镁合金基体的4.14倍。Al-Mg3Sb2复相涂层在3.5%NaCl溶液中,随着Mg3Sb2含量的增加,涂层的耐腐蚀性逐渐提高,（20%Al+80%Mg3Sb2）成分的涂层耐蚀性最好。在干摩擦条件下,Al-Mg3Sb2复相涂层的磨损率随Mg3Sb2含量的增多而降低,AZ31B的磨损率介于40%Mg3Sb2和60%Mg3Sb2涂层之间,而（20%Al+80%Mg3Sb2）涂层的磨损率比AZ31B下降了约63.26%。在腐蚀磨损试验中,AZ31B的开路电位始终为一条直线,而不同成分涂层的开路电位加载后下降,卸载后上升,且Al-Mg3Sb2复相涂层的开路电位均高于AZ31B镁合金的;在加载期间,涂层开路电位下降的幅度随Mg3Sb2含量的增多而降低,（20%Al+80%Mg3Sb2）涂层的开路电位最高,腐蚀倾向最低;另外,涂层的腐蚀磨损率随Mg3Sb2含量的增多而降低,（20%Al+80%Mg3Sb2）涂层的体积磨损率为1.44 mm3?N-1?m-1,比AZ31B降低了73.43%;在此条件下,涂层的磨损率小于干摩擦条件下的,而AZ31B的磨损率却大于在干摩擦条件下的。改变摩擦频率后,涂层在两种条件下的磨损率均随着摩擦频率的增大而增大,但在3.5%NaCl溶液中的磨损率却小于干摩擦条件下的;涂层的开路电位随着摩擦频率的增大,降低的幅度增大,涂层磨损面的再钝化能力随着摩擦频率的增大而降低。
罗西希[5]（2018）在《激光熔覆铁铝基涂层的制备及其增韧和抗磨机理研究》文中提出Fe-Al金属间化合物,具有价格低廉、抗氧化、耐硫化腐蚀性能优异和比强度高等优势,可作为新一代的中高温结构材料,应用于化工、交通、机械和能源等众多领域中。然而,室温脆性大的缺点限制了其作为块材的加工成型,成为制约其实用化的关键问题和主要难题。本论文提出了在普通钢材表面制备Fe-Al涂层以及对涂层进行增韧改性的设计思路,以企实现有效规避Fe-Al金属间化合物存在的室温脆性大难以成型加工的缺点,充分发挥其耐磨损、抗氧化、耐腐蚀等优点的目的。采用新型表面技术———激光熔覆,在45#钢表面制备具有高结合力的铁铝基涂层,以及利用原位自生成Al2O3纳米颗粒和Cr合金化两种方式增韧改性Fe-Al涂层,降低涂层中裂纹萌生的可能性,且阻碍其扩展,促进位错交滑移。这不仅可充分发挥激光熔覆技术高效、易操作且变形小的优势,而且可在廉价基材表面形成与其具有良好界面相容性、综合力学性能和耐磨性优异的铁铝基涂层,对于拓宽Fe-Al金属间化合物应用,具有重要的现实意义和显着的经济效益。本文首先根据Fe-Al相图,结合激光熔覆技术特点,设计并确定金属粉体比例为Fe:Al=71:29 at%;并从推广应用角度着眼,选用高效、易操作的机械合金化技术制备前驱粉体。重点围绕球磨时间对Fe-Al粉体以及与之对应激光熔覆层的物相、形貌和组织的影响进行系统研究,提出球磨过程中Fe-Al粉体组织形态演变机制,以及在高能激光作用下粉体反应扩散模型。结果表明,球磨时间通过影响粉体冷焊和破碎机制,以及原子互扩散速度,实现改变粉体形貌、粒度分布和合金化程度;继而使得粉体对激光的吸收率、熔液流动性以及凝固成形件的组织产生差异。随粉体球磨时间延长,可实现颗粒细化、表面能增加、促进原子互扩散的目的,所形成的粉体物相为Fe（Al）固溶体。当达到理想球磨时间20h时,所得前驱粉体的晶粒尺寸为7.7692nm,平均颗粒尺寸D50为1.13μm,相对比表面积达到2016m2/kg,其尺寸分布最窄,此时粉体碎化和冷焊达到最佳动态平衡状态。此时Al在Fe中的固溶度达到近似饱和状态（28.2at%）。采用该粉体经激光熔覆扫描后形成Fe-Al涂层的物相以B2型Fe3Al为主,还有一定量有序DO3型Fe3Al。该熔覆层表面质量最佳,无“收缩球化”和开裂等缺陷。并与基材45#钢为冶金结合,其凝固组织沿截面方向由表及里按等轴树枝晶→柱状树枝晶→胞状晶逐渐演变,其中等轴晶比例较大,且枝晶较细。但若继续延长球磨时间,则造成粉体再次团聚和晶粒再长大,继而使得与之对应Fe-Al涂层表面存在裂纹,且凝固组织中枝晶粗化等现象发生。研究了前驱粉体球磨时间对Fe-Al激光熔覆层力学性能和耐磨性的影响规律。总体而言,当且仅当粉体球磨时间为20h时所对应Fe-Al涂层具有较理想的力学性能和耐磨性。其表面平均显微硬度值为527.2HV0.1,抵抗塑性变形功为0.677×10-9J。说明在此条件下所得Fe-Al涂层具有较高的硬度和一定的回弹性,这对于提高涂层在室温和高温（400℃）下的耐磨性是有利的。另外,本文针对Fe-Al涂层室温脆性大的问题,首次提出采用煅烧技术,在具有高活性和大畸变能的Fe-Al球磨粉体外表面原位生成Al2O3颗粒的方法;再利用纳米颗粒增韧,提高Fe-Al激光熔覆层塑、韧性。首次揭示了煅烧温度对前驱体原位生成Al2O3粒径以及与之对应Al2O3/Fe-Al复合涂层中物相、组织分布的影响规律,探讨增强相分布形态与涂层冶金缺陷的内在联系,重点研究熔池非平衡冶金凝固过程、增强相颗粒与基体相传热传质过程,实现对粉体“控形”和涂层“控性”的统一。研究结果表明,煅烧温度直接影响球磨粉体外表面原位生成的Al2O3颗粒的粒径及含量,继而影响复合涂层中增强相Al2O3对基体相Fe3Al的增韧补强效果。当煅烧温度升高至850℃时,原位生成Al2O3颗粒粒径达纳米级（50100nm）,其所对应Al2O3/Fe-Al复合涂层中Al2O3弥散分布于凝固组织中,抑制晶粒长大、细化组织。然而过高的煅烧温度导致原位生成的Al2O3过度生长至亚微米级（500nm1μm）,不仅造成前驱粉体发生“硬团聚”现象,而且导致涂层中增强相与基体相润湿性差,且在界面处存在裂纹等缺陷。在此基础上,重点分析原位生成Al2O3粒径和含量对Fe-Al激光熔覆层力学性能和耐磨性影响规律,通过试验证明纳米级（50100nm）Al2O3颗粒可通过阻碍裂纹萌生和扩展,明显改善涂层的塑、韧性,使其显微硬度提高至651.9HV0.1,抵抗塑性变形功减小至0.451×10-9J。并且由于纳米颗粒的钉扎强化作用,降低了涂层在室温下的磨粒磨损;加之,Al2O3“微滚珠”的自润滑作用,使涂层在高温下也具有减摩耐磨优势。总结提出:Al2O3纳米颗粒增韧Fe-Al涂层机制实为弥散强化、细晶强化、桥联增韧以及减缓环境氢脆等多种方式的耦合效应。除纳米颗粒增韧外,本论文研究Cr合金化增韧改性Fe-Al激光熔覆层技术,确定Cr理想固溶量为5at%。并结合理论计算结果,从电子结构、成键特性、位错滑移等多角度综合分析Cr增韧Fe-Al涂层机制,提出Cr通过改变Fe3Al中电荷密度、原子键,改善晶界结构以及降低反相畴界能,提高塑性和韧性。结果表明,Fe-Al-Cr激光熔覆层的物相组成以Fe3Al（Cr）为主,其凝固组织具有较高的致密度和力学性能,保证了其在室温和高温下均具有较好的耐磨性。然而,若Cr过量至7.5at%,超过Fe3Al的最大固溶度,则形成Cr2Al硬质相。这不仅造成凝固组织的粗化和偏析,而且严重影响Fe-Al涂层的力学性能和耐磨性的提高。
刘路生[6]（2017）在《热处理对Fe-Cr-B铸钢耐铝液腐蚀—磨损性能的影响》文中研究表明在铝合金的铸造成型和钢铁材料的热浸镀铝生产过程中,高温铝液当中承受载荷的零部件通常因为铝液腐蚀与磨损的交互作用而失效,这直接提高了企业的生产成本。高硼铸造铁基合金作为一种新型耐磨材料,具有优异的耐磨性能,且合金中的硼化物具有优异的耐铝液腐蚀性能,是一种非常有潜力的耐铝液腐蚀-磨损材料。热处理对高硼铸造铁基合金的组织、力学性能和耐磨性能有着重要的影响,但关于热处理对其耐铝液腐蚀及腐蚀-磨损性能的影响尚未见报道。本文以砂型铸造制备的Fe-Cr-B铸钢为研究对象,研究了不同热处理工艺对其组织、力学性能的影响;重点研究了热处理工艺对Fe-Cr-B铸钢耐铝液腐蚀以及耐铝液腐蚀-磨损性能的影响。主要结论如下:（1）Fe-Cr-B铸钢在1000℃-1050℃去稳处理配合200℃-300℃回火处理可获得较好的综合力学性能;在850℃-1100℃范围内,随着去稳处理温度的升高,Fe-Cr-B铸钢M1（16.2wt.%Cr-1.7wt.%B-1.7wt.%Mo）和铸钢M2（13.0wt.%Cr-1.8wt.%B-1.9wt.%Mo）中硼化物的连续性逐渐降低,二次硼碳化物的析出数量先增大后减小,并在900℃保温1h时达到最大值;M1和M2的硬度均随去稳处理温度的升高先增大后减小,而断裂韧性的变化趋势则相反;M1和M2在500℃回火处理时均有较强的二次硬化效果。（2）铸态铸钢M1和M2的耐铝液腐蚀性能分别约为H13钢的4.5倍和3.8倍,其组织中的M2B（M=Fe,Cr,Mo）型硼化物起到了延缓铝液腐蚀的作用;对铸钢M1进行去稳处理后,其腐蚀失重速率随去稳处理温度的升高先减小后增大,并在900℃时获得最小值;当腐蚀时间为8h时,铸钢M1经900℃保温1h去稳处理后腐蚀失重速率比铸态降低了约25.1%;去稳处理后析出的弥散分布的二次硼碳化物具有优异的耐铝液腐蚀性能,有效地阻碍了反应扩散的进行,提高了铸钢的耐铝液腐蚀性能。（3）在750℃铝液腐蚀-磨损条件下,铸钢M1在900℃-1050℃范围内去稳处理时,铝液腐蚀-磨损失重小于铸态铸钢M1,且在1000℃保温1h去稳处理后腐蚀-磨损失重达到最小值,比铸态条件下降低了约11%;在铝液腐蚀-磨损过程中,铝液腐蚀加速磨损的同时,磨损也加速了铝液的腐蚀,两者的交互作用是导致Fe-Cr-B铸钢铝液腐蚀-磨损失效的主要原因。
肖华强,陈维平[7]（2017）在《H13钢在铝液中的熔蚀-磨损行为与交互作用机理》文中研究表明通过对比分析H13钢在高温干摩擦磨损及熔蚀-磨损两种条件下的磨痕形貌、磨损产物及材料流失特征,研究H13钢在铝液中的熔蚀-磨损行为以及腐蚀与磨损的交互作用机理。结果表明:H13钢在铝液中熔蚀-磨损的材料流失量远高于其单纯腐蚀及单纯磨损条件下材料流失量之和。在本实验条件下,熔蚀与磨损的交互作用率均不小于93.9%。对已生成界面金属间化合物为典型腐蚀特征的这一类材料而言,其在铝液中的熔蚀-磨损性能主要由界面金属间化合物的性质、生成速度及其与基体的界面结合情况所决定。
隋育栋[8]（2016）在《Al-Si-Cu-Ni-Mg系铸造耐热铝合金组织及其高温性能研究》文中研究说明铸造铝合金作为轻质金属结构材料,具有密度小,比强度、比刚度高,切削加工性好,铸造性能优良和易于回收等优点,符合当前社会对材料轻量化和绿色环保的要求。近年来,随着汽车工业对发动机功率密度的要求不断提高,现有铸造耐热铝合金的高温性能已不能满足工业发展的需要,因此,开发新型铸造耐热铝合金,使合金能够应用于工作温度在250℃以上的发动机缸体和活塞等汽车关键部件,已经成为亟待解决的重要课题。本文以Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg（M174）（wt.%）合金为基础,研究了合金元素和热处理工艺参数对显微组织和性能的影响规律,优化出了一种综合性能,尤其是高温性能优异的铸造耐热铝硅合金。采用微机数据采集系统、电感耦合等离子直读光谱仪（ICP）、光学显微镜（OM）、定量金相分析软件、X射线衍射仪（XRD）、差示扫描量热仪（DSC）、动态热机械分析仪（DMA）、热膨胀仪（DIL）、带能谱分析（EDX）的扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等分析手段,通过硬度、室温和高温瞬时拉伸性能、热物理性能、压缩蠕变性能及干/油润滑条件下的摩擦磨损性能等试验,系统研究了M174、M174-xSr（x=0.006,0.02,0.03,0.04）、M174-（0,0.1）Ti-（0,0.02）Sr、M174-xGd（x=0.1,0.2,0.5,1.0,3.0）、M174-xY（x=0.1,0.2,1.0）、M174-xNd（x=0.2,0.4,1.0,3.0）、M174-xSm（x=1.0,3.0）和M174-xCe（x=1.0,3.0）（wt.%）等合金的铸态显微组织及其室温和高温拉伸性能,获得了优化合金——M174-0.2Gd（wt.%）合金;研究了T6热处理（固溶+人工时效）工艺对合金组织和力学性能的影响规律,优化出T6热处理工艺参数;探讨了合金在热暴露后室温拉伸性能的时变降低机制、高温蠕变机制以及干/油润滑条件下的摩擦磨损机理,为高性能铸造耐热铝合金的进一步开发和应用提供理论和实践依据。研究结果如下:1、铸造M174合金的铸态显微组织由α-Al基体和分布于基体上的初晶Si、共晶Si、δ-Al3CuNi、γ-Al7Cu4Ni、Q-Al5Cu2Mg8Si6、Al11（MnFeNiCu）4Si以及θ-Al2Cu相等多种金属间化合物组成。这些金属间化合物在合金凝固过程中的析出顺序依次为初晶Si,α-Al,共晶Si,δ-Al3CuNi,γ-Al7Cu4Ni,Q-Al5Cu2Mg8Si6和θ-Al2Cu。2、通过研究铸造M174-xSr（x=0,0.006,0.02,0.03,0.04）合金的铸态显微组织和室温拉伸性能可以发现:Sr可以减小铸态组织中共晶Si和Al11（MnFeNiCu）4Si相的尺寸,提高合金的室温伸长率。随着合金中Sr含量的增加,Al11（MnFeNiCu）4Si相的体积分数逐渐降低,α-Al的二次枝晶间距先减小后增大。当Sr含量为0.02 wt.%时,二次枝晶间距达到最低值13μm,合金的室温拉伸性能相对较好。3、通过研究铸造M174-（0,0.1）Ti-（0,0.02）Sr合金的铸态显微组织和室温及高温瞬时拉伸性能,可以发现:Sr与B发生反应形成SrB6相,该相可以作为形核核心提高细化剂的细化效果。Al-5Ti-1B中间合金的加入可以提高铸态合金的高温瞬时拉伸性能,而Al-10Sr中间合金的加入则会降低铸态合金的高温瞬时拉伸性能。4、通过研究M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金在单步和双步固溶处理和时效处理过程中的组织演变规律和力学性能变化,可以优化出合金的固溶处理工艺为500℃×2h+540℃×3h,在该工艺条件下,初晶Si相边缘钝化、共晶Si相熔断且球化、θ-Al2Cu和Q-Al5Cu2Mg8Si6等金属间化合物完全溶入基体中。优化后的时效处理工艺为175℃×5h。5、稀土元素Gd对铸态、T4态和T6态M174合金的显微组织有以下影响:1)在铸态合金组织中,随着Gd含量的增加（≤0.5 wt.%）,Al11（MnFeNiCu）4Si和δ-Al3CuNi相的尺寸逐渐减小,组织中出现富Gd相且其形貌逐渐由块状演化为细长条状。2)在T4态合金组织中,随着Gd含量的增加（≤0.2 wt.%）,骨骼状的δ-Al3CuNi相逐渐分为两部分:一部分为δ-Al3CuNi相,其形貌保持骨骼支架状;另一部分则是被碎化的金属间化合物,由尺寸约510μm的Al3CuNi相以及尺寸≤5μm的富Gd相组成。3)在T6态合金组织中,Gd抑制了时效过程中θ-Al2Cu相的析出。峰值时效态M174-0.2Gd合金显微组织中主要存在两种析出相:一种为出现在晶粒内部的球状Q-Al5Cu2Mg8Si6相,其直径≤200nm;另一种为存在于晶界处的Al3CuGd相,其晶格常数为a=b=4.157?,c=10.651?,尺寸≤200nm。6、对铸态、T4态和T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金室温和高温瞬时拉伸性能的研究表明,随着Gd含量的增加,合金的室温和高温瞬时拉伸性能先增加后降低。当拉伸测试温度低于200℃时,同一热处理态的M174-0.1Gd合金拉伸性能较好;当拉伸测试温度高于300℃时,同一热处理态的M174-0.2Gd合金抗拉强度较优。7、研究了铸态和T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金室温和高温物理性能的变化趋势,结果表明:在同样的热处理条件下,随着Gd含量的增加,合金的热膨胀系数逐渐降低而弹性模量逐渐增加。8、探讨了T6态M174-0.2Gd（wt.%）合金热暴露后室温拉伸性能的时变降低机制,结果表明:热暴露后合金室温拉伸性能随热暴露时间逐渐下降的原因在于θ-Al2Cu和Q-Al5Cu2Mg8Si6相的二次析出并长大。当热暴露温度为250℃时,随着热暴露时间由0h逐渐增加至200h,θ-Al2Cu相析出且尺寸逐渐增加至100250nm,局部区域的析出相长度甚至达到约500nm,相邻θ-Al2Cu相之间的距离也由20100nm增加至200nm以上,晶粒内部逐渐出现尺寸为12 nm,其长轴平行于<100>α-Al的点状Q-Al5Cu2Mg8Si6相。9、对T6态M174-0.2Gd（wt.%）合金高温压缩蠕变行为的研究表明,晶界处存在热稳定性较高的Al3CuGd稀土相可以有效固定晶界,提高合金的蠕变性能。在低应力（σ≤50MPa）低温（T≤250℃）的条件下,n=1.32.5,Q=32.074.6kJ/mol,蠕变受扩散蠕变或析出相阻碍的晶界滑动控制;在高应力（σ≥80MPa）高温区,n=3.75.6,Q=18.079.0kJ/mol,蠕变受晶界滑动和位错攀移控制。对于T6态M174-0.2Gd合金而言,服役温度T≤300℃,应力σ≤80MPa。10、对铸态和T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金在室温和高温条件下干摩擦磨损行为的研究表明,随着Gd含量的增加,合金的体积磨损率和动态摩擦磨损系数逐渐降低,高温或者高载荷作用下的磨损机制逐渐由磨粒磨损和剥层磨损相结合的方式向剥层磨损转变。11、研究了T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金在室温油润滑条件下的摩擦磨损行为,结果表明:对磨副表面形成的油膜层会显着提高合金的耐磨性,同一合金油在润滑条件下的体积磨损率比干摩擦磨损时的体积磨损率降低了一个数量级,而动态摩擦系数约为干摩擦磨损的1/5。油润滑条件下合金的磨损形貌主要以金属间化合物的破碎和脱落为主。
罗洪峰[9]（2014）在《金属的铝液熔蚀—磨损及新型合金铸铁研究》文中研究表明铝液熔蚀-磨损常见于铝合金熔炼、成形及热浸镀铝生产中，不仅造成部件使用寿命的降低，而且可能会造成铝液的污染，使铝及其合金产品性能的下降，甚至报废。本文采用自制高温金属熔蚀-磨损试验装置研究了不同金属材料在铝液中的熔蚀-磨损特性，提出铝液熔蚀-磨损工况下材料设计原则，在此基础之上，设计制备新型耐铝液熔蚀-磨损合金铸铁并与304不锈钢进行复合。采用750℃×24h静态铝液浸没试验研究了QT350、HT300、高铬铸铁、合金HT、Q235、H13、Cr13、SKH51、W、Mo、Nb、Ta和Zr在铝液中的熔蚀行为。结果表明：Zr因在铝液中熔解度大而完全熔解，其余金属材料与铝液发生互扩散形成金属间化合物。钢铁中碳以石墨形式存在时，具有阻隔铝液腐蚀金属的作用，其效果与石墨形态、大小和分布有关；以碳化物形式存在时，其耐铝液熔蚀性能不如石墨，但远较铁基体优异，对基体具有保护作用。钢铁中石墨或碳化物的数量越多、间隙越小则其耐铝液熔蚀性能越好。难熔金属与铝液形成的金属间化合物和金属基体的结合强度很差，无法起扩散屏障作用，但难熔金属在铝液中的熔解度很小，因而具有优异的耐铝液熔蚀性能。为了研究金属材料在铝液中的熔蚀-磨损行为，研制了高温金属熔蚀-磨损试验机，该设备实现了金属液熔蚀-磨损工况的模拟，并具有金属液用量少、载荷施加准确及摩擦力准确传递与测量的特点，为研究材料在熔融金属中的熔蚀-磨损机理，开发新型耐高温金属液熔蚀-磨损材料提供了技术支持。采用自制高温金属熔蚀-磨损试验装置研究了QT350、HT300、高铬铸铁、Q235、H13、Cr13、SKH51、W、Mo在750℃铝液中的熔蚀-磨损行为。结果表明：金属材料在铝液中熔蚀-磨损所形成的金属间化合物的相组成与其在铝液中的熔蚀所形成的金属间化合物的相组成相同。由于铝液熔蚀形成的脆硬金属间化合物在摩擦磨损的切削作用下与金属基体分离形成磨粒对金属基体产生犁削，金属材料在铝液中的磨损机制以磨粒磨损为主。熔蚀-磨损交互作用量占熔蚀-磨损总量的比例均在95%以上，熔蚀与磨损的交互作用造成材料损伤急剧增大。在金属材料铝液熔蚀-磨损行为研究基础上，提出了铝液熔蚀-磨损工况下材料设计原则：以铸铁为基体，加入足够数量的碳化物形成元素如Cr、W，以在基体中获得具有较好耐铝液熔蚀性能并在熔蚀-磨损过程中起支撑作用的高硬度碳化物，此外，加入少量其它合金元素如Mo、V等改善材料的组织与性能。在铝液熔蚀-磨损工况下材料设计原则提出的基础上，以高铬铸铁为基体，添加W、Mo、V、B合金元素，成功研制一种新型耐铝液熔蚀-磨损合金铸铁。结果表明：与H13钢相比，新型合金铸铁耐铝液熔蚀性能提升3倍以上，耐铝液熔蚀-磨损性能提升12倍以上。为使新型合金铸铁可用于大尺寸部件的制备，利用瞬时液相扩散连接成功制得304不锈钢/新型合金铸铁复合材料。研究了连接温度、保温时间及连接压力对接头组织和力学性能的影响。当连接温度为1080℃，连接压力为6MPa，保温时间为6min时，获得了具有良好组织和力学性能的接头，接头的拉伸强度超过新型合金铸铁的拉伸强度，剪切强度达317.5MPa。
肖华强[10]（2013）在《TiAl3/Ti3AlC2/Al2O3复合材料制备及其耐铝液熔蚀—磨损性能研究》文中认为在冶金、化工、航空航天及汽车等领域，高温腐蚀性环境当中承受动载的关键零部件往往因腐蚀-磨损的作用而失效，从而造成巨大的经济损失。当前，对于腐蚀-磨损的研究多集中于材料在腐蚀性气体、溶液或颗粒冲刷条件下的加速流失，而对于材料在高温金属熔体当中的熔蚀-磨损失效行为研究鲜有报道。本文针对材料在腐蚀性极强的高温铝液当中的熔蚀-磨损失效现象，采用机械球磨+反应热压工艺制备出Ti3AlC2+Al2O3两相原位内生增强的TiAl3基复合材料，并利用自行研制的高温熔蚀-磨损试验机对H13钢及TiAl3/Ti3AlC2/Al2O3复合材料在750℃铝液当中的熔蚀-磨损行为进行了对比研究，同时，探讨了材料在高温铝液当中的熔蚀-磨损机理。主要研究结果和创新如下：1.复合材料的原位合成机理：反应热压过程中当Al熔化以后，Al与TiO2即迅速发生放热反应生成TiAl3与中间产物TiO，随着温度升高Al2O3逐渐在TiAl3晶界上析出，当到达高温段后TiAl3与TiC反应逐渐生成Ti3AlC2。其总的反应式为：3TiO2+11Al+2TiC→2TiAl3+Ti3AlC2+2Al2O3反应热压过程中由于瞬间放热而产生部分液相，导致试样内部出现瞬时的颗粒重排及熔体浸渗，从而实现瞬间液相致密。球磨50h后的Al/TiO2/TiC复合粉末经1250℃/50MPa保温10min烧结后可以得到组织均匀细小、致密的TiAl3/Ti3AlC2/Al2O3复合材料。2.复合材料中TiAl3与Al2O3呈两相互贯通的空间网络状增强结构，同时Ti3AlC2相的引入极大地提升了复合材料的综合力学性能：室温三点弯曲强度、断裂韧性及压缩强度分别为658.9MPa、7.9MPa/m1/2和1742.0MPa，且在1000℃下的高温压缩强度为604.1MPa。Ti3AlC2+Al2O3协同增强的TiAl3复合材料存在多种增韧机制：包括Ti3AlC2和Al2O3颗粒的剥离，Ti3AlC2相导致的裂纹偏转及桥接，以及Ti3AlC2颗粒的变形及层裂。3.在700900℃下循环氧化50h后，复合材料表面只生成Al2O3单层膜，而在1000℃下氧化时其表面氧化膜为Al2O3与金红石型TiO2的混合物。尽管氧化膜并不致密，复合材料在7001000℃温度区间内仍表现出优异的抗高温循环氧化性能。4.铝液熔蚀-磨损行为研究表明：对“以生成界面金属间化合物为典型腐蚀特征”的典型耐磨材料如H13钢这一类材料，界面金属间化合物的生成速度、性质及其与基体界面的结合情况对其在铝液当中的熔蚀-磨损性能的影响很大。H13钢在铝液当中熔蚀-磨损的材料流失量远高于其单纯腐蚀与单纯磨损条件下材料流失量之和。在本文不同实验条件下，其熔蚀-磨损体积损失约为133407mm3/h，熔蚀与磨损二者的交互作用率均不小于93.9%。5.相对H13钢而言，TiAl3/Ti3AlC2/Al2O3复合材料的耐铝液熔蚀-磨损性能提高了几十甚至上百倍，其在750℃铝液当中的熔蚀-磨损体积损失仅为0.847.53mm3/h。在低载荷或者低转速条件下，复合材料甚至表现出负的交互作用，其最大交互作用率约为47.5%。这一方面是由于复合材料在铝液当中腐蚀时不生成其它界面产物，而仅为极少量Ti元素的溶解；另一方面则是由于TiAl3基体与Al2O3二者所形成的空间网络状结构改善了复合材料在铝液当中的耐磨损性能。
二、Dry friction and wear properties of intermetallics MoSi_2（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、Dry friction and wear properties of intermetallics MoSi_2（论文提纲范文）
（1）多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金的研究进展 |
| 1.2.1 高温合金的分类及强化机理 |
| 1.2.2 高温合金的制备工艺研究 |
| 1.3 Mo-Si-B合金的研究进展 |
| 1.3.1 Mo-Si-B合金的相组成与结构 |
| 1.3.2 Mo-Si-B合金的力学性能研究 |
| 1.3.3 Mo-Si-B合金的高温抗氧化与摩擦磨损性能研究 |
| 1.3.4 Mo-Si-B合金的制备 |
| 1.4 研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究的目的和意义 |
| 1.4.2 研究的主要内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金成分设计 |
| 2.2.1 合金成分的确定依据 |
| 2.2.2 试验成分设计 |
| 2.3 Mo-Si-B合金的制备与技术路线 |
| 2.3.1 原始粉料选择 |
| 2.3.2 粉料球磨处理 |
| 2.3.3 真空热压烧结 |
| 2.4 性能测试与表征 |
| 2.4.1 粉体粒度测试 |
| 2.4.2 密度测试 |
| 2.4.3 硬度测试 |
| 2.4.4 抗弯强度测试 |
| 2.4.5 抗压强度测试 |
| 2.4.6 断裂韧性测试 |
| 2.4.7 高温抗氧化性能测试 |
| 2.4.8 摩擦磨损性能测试与表征 |
| 2.5 物相检测与结构分析 |
| 2.5.1 热分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 X射线光电子能谱分析 |
| 2.5.5 微观结构分析 |
| 3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的制备与组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 机械合金化过程中的主要相变 |
| 3.2.1 原始粉末形貌分析 |
| 3.2.2 机械合金化制备粉末的粒度分析 |
| 3.2.3 机械合金化处理和热处理对粉末物相的影响 |
| 3.3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的组织结构 |
| 3.3.1 相组成与晶体结构 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.4 真空热压烧结机理分析和讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Mo-Si-B-La_2O_3合金的力学性能与强韧化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的密度与硬度 |
| 4.3 合金的抗弯强度与断裂韧性 |
| 4.4 合金的抗压强度 |
| 4.5 合金的强韧化机制讨论 |
| 4.5.1 强化机制 |
| 4.5.2 韧化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Mo-Si-B-La_2O_3合金的高温氧化行为与抗氧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 恒温氧化动力学曲线 |
| 5.3 氧化膜的结构与微观形貌 |
| 5.3.1 氧化膜的物相组成 |
| 5.3.2 氧化膜的组织形貌 |
| 5.4 氧化过程与抗氧化机理 |
| 5.4.1 氧化膜的形成过程 |
| 5.4.2 合金的抗氧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦学行为与磨损机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金大气环境下摩擦磨损性能的研究 |
| 6.2.1 不同成分Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦磨损性能 |
| 6.2.2 载荷对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.3 滑动速度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.4 温度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 室温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.3.1 不同载荷与滑动速度下单相合金的摩擦系数 |
| 6.3.2 载荷与滑动速度对单相合金磨损率的影响 |
| 6.3.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.3.4 室温条件下合金的磨损机制探讨 |
| 6.4 高温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.4.1 高温时单相合金的摩擦系数与磨损率 |
| 6.4.2 高温时单相合金的磨损形貌 |
| 6.4.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.4.4 高温条件下合金的氧化磨损耦合机制探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（2）高性能金属硅化物层（Fe3Si和MoSi2）的熔盐渗制备及应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 Fe-Si、Mo-Si金属间化合物材料的研究进展 |
| 1.1.1 Fe-Si金属间化合物材料 |
| 1.1.2 Mo-Si化合物材料 |
| 1.1.3 Fe-Si化合物材料的耐蚀、抗磨性能研究现状 |
| 1.1.4 Mo-Si化合物材料的抗氧化性研究现状 |
| 1.2 Fe/Mo-Si金属间化合物涂层制备技术的研究进展 |
| 1.2.1 化学气相沉积法 |
| 1.2.2 粉末包渗法 |
| 1.2.3 熔盐法 |
| 1.3 实现Fe/Mo-Si渗层改性制备的表面复合电沉积技术 |
| 1.4 本论文研究内容及意义 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 2 Fe/Mo-Si金属间化合物涂层制备及性能分析方法 |
| 2.1 实验材料与试剂 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验研究技术路线 |
| 2.4 分析表征方法 |
| 2.4.1 渗层的微结构表征方法 |
| 2.4.2 耐蚀性能评价方法 |
| 2.4.3 耐磨性能测试 |
| 2.4.4 高温氧化性评价 |
| 3 2Cr13钢表面电沉积厚镍和熔盐渗硅复合表面处理层的研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 渗层的制备 |
| 3.2.1 镀层的制备 |
| 3.2.2 渗层的制备 |
| 3.3 复合处理制备的硅化物渗层物相分析 |
| 3.4 复合处理制备的Fe-Si渗层的剖面形貌及结构演化过程 |
| 3.5 复合处理制备的Fe-Si渗层的性能测试 |
| 3.5.1 复合处理制备的Fe-Si渗层在硫酸溶液中的电化学腐蚀行为 |
| 3.5.2 复合处理制备的Fe-Si渗层硬度 |
| 3.5.3 复合处理制备的Fe-Si渗层耐磨性能 |
| 3.6 小结 |
| 4 复合镀镍与熔盐渗硅复合处理对2Cr13钢耐磨抗蚀性能影响研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 复合镀Ni层与N i合金化的Fe_3Si复合渗层的制备 |
| 4.2.1 复合镀Ni层的制备 |
| 4.2.2 Ni合金化的Fe_3Si复合渗层制备 |
| 4.3 渗层结构表征 |
| 4.4 Ni合金化的Fe_3Si复合渗层的摩擦学性能 |
| 4.5 Ni合金化的Fe_3Si复合渗层在10%硫酸溶液中的电化学腐蚀行为 |
| 4.6 小结 |
| 5 复合渗层对TZM合金高温抗氧化性能影响研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 复合涂层的制备 |
| 5.3 改性MoSi_2渗层的结构与性能 |
| 5.3.1 电镀处理制备的镍镀层形貌及元素分析 |
| 5.3.2 改性MoSi_2渗层的剖面、表面形貌和物相分析 |
| 5.3.3 MoSi_2渗层氧化后物相分析 |
| 5.3.4 MoSi_2渗层氧化后动力学行为 |
| 5.3.5 MoSi_2渗层氧化后的抗氧化性能对比 |
| 5.4 小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果 |
| 致谢 |
（3）复合搅拌铸造法制备纳米SiCp增强锌铝基复合材料及其力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强锌铝基复合材料 |
| 1.2.1 锌铝合金基体 |
| 1.2.2 基体合金元素 |
| 1.2.3 基体稀土元素 |
| 1.2.4 颗粒增强体 |
| 1.3 纳米颗粒增强金属基复合材料制备 |
| 1.3.1 原位内生法 |
| 1.3.2 熔体浸渗法 |
| 1.3.3 喷射沉积法 |
| 1.3.4 粉末冶金法 |
| 1.3.5 熔体超声法 |
| 1.3.6 搅拌铸造法 |
| 1.4 搅拌铸造工艺参数对增强体颗粒分散影响 |
| 1.4.1 搅拌桨形状和位置 |
| 1.4.2 搅拌温度 |
| 1.4.3 搅拌时间 |
| 1.4.4 搅拌速度 |
| 1.5 超重力凝固颗粒增强金属基复合材料 |
| 1.5.1 超重力凝固技术 |
| 1.5.2 超重力凝固增强理论 |
| 1.6 SiC_p增强锌铝基复合材料界面及强化机制 |
| 1.6.1 SiC_p与锌铝合金基体界面 |
| 1.6.2 颗粒增强金属基复合材料强化机制 |
| 1.7 本文研究目的、意义和内容 |
| 第2章 试验方法与性能测试 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 制备方法 |
| 2.2.1 纳米SiC_p添加 |
| 2.2.2 机械搅拌联合熔体超声处理 |
| 2.2.3 超重力铸造 |
| 2.2.4 稳定化处理 |
| 2.3 试样的组织结构表征和性能测试 |
| 2.3.1 密度和孔隙率测定 |
| 2.3.2 光学显微镜、扫描电镜和能谱分析 |
| 2.3.3 X射线衍射分析 |
| 2.3.4 透射电镜分析 |
| 2.3.5 差热分析 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 压缩试验 |
| 2.3.8 拉伸试验 |
| 2.3.9 摩擦磨损性能测试 |
| 第3章 纳米SiC_p/Zn-χAl-μCu-νMg复合材料制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同方式添加纳米SiC_p分散性对比 |
| 3.2.1 铝箔包裹纳米SiC_p |
| 3.2.2 中间载体携带纳米SiC_p |
| 3.2.3 高压气流喷射纳米SiC_p |
| 3.3 复合材料基体合金成分和制备工艺参数正交试验 |
| 3.3.1 正交试验方案 |
| 3.3.2 正交试验结果 |
| 3.3.3 正交试验结果极差分析 |
| 3.3.4 BP神经网络进一步优化工艺参数 |
| 3.4 最优工艺参数及其实验结果与分析 |
| 3.4.1 最优工艺参数及其实验结果 |
| 3.4.2 试样的抗压强度和微观组织 |
| 3.4.3 磨损率与磨损表面形貌及亚表面微观组织 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SiC_p含量对纳米SiC_p/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料力学性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纳米SiC_p含量和复合材料微观组织 |
| 4.3 纳米SiC_p含量和复合材料力学性能 |
| 4.3.1 复合材料的显微硬度 |
| 4.3.2 纳米SiC_p含量与复合材料抗压性能 |
| 4.3.3 纳米SiC_p含量与复合材料拉伸性能 |
| 4.3.4 压缩与拉伸断口微观形貌分析 |
| 4.4 纳米SiC_p含量与复合材料摩擦磨损性能 |
| 4.4.1 纳米SiC_p含量对摩擦磨损率影响 |
| 4.4.2 纳米SiC_p含量对摩擦磨损温度影响 |
| 4.4.3 基体与复合材料的差热分析 |
| 4.4.4 纳米SiC_p含量与摩擦磨损微观形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 超重力对纳米SiC_p/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料力学性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 超重力凝固对纳米SiC_p在复合材料中浸润与分布影响 |
| 5.2.1 超重力凝固和复合材料密度 |
| 5.2.2 超重力凝固和微观组织 |
| 5.3 超重力凝固对含纳米SiC_p的复合材料力学性能影响 |
| 5.3.1 超重力凝固和显微硬度 |
| 5.3.2 超重力凝固和压缩性能 |
| 5.3.3 超重力凝固条件下压缩断口形貌分析 |
| 5.4 超重力凝固对含纳米SiC_p的复合材料摩擦性能影响 |
| 5.4.1 超重力凝固下复合材料的摩擦磨损率 |
| 5.4.2 超重力凝固和摩擦磨损微观形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 稳定化对纳米SiC_p/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料力学性能影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 稳定化对纳米SiC_p在复合材料内部分布的影响 |
| 6.2.1 稳定化后复合材料的微观组织 |
| 6.2.2 稳定化后复合材料的物相分析 |
| 6.2.3 稳定化后复合材料内部纳米SiC_p分布特征 |
| 6.3 稳定化对纳米SiC_p增强锌铝基复合材料力学性能影响 |
| 6.3.1 稳定化复合材料的显微硬度 |
| 6.3.2 稳定化复合材料的压缩性能 |
| 6.3.3 稳定化复合材料的压缩断口形貌 |
| 6.4 稳定化对纳米SiC_p增强锌铝基复合材料摩擦磨损性能影响 |
| 6.4.1 稳定化复合材料摩擦磨损特性 |
| 6.4.2 稳定化复合材料摩擦磨损表面形貌 |
| 6.4.3 稳定化复合材料摩擦磨损断面微观组织 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 纳米SiC_p/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料界面及强化机制 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 纳米SiC_p/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料界面 |
| 7.2.1 复合材料的界面反应 |
| 7.2.2 纳米SiC_p/Zn-38Al-3.5Cu-1.2Mg复合材料界面结构 |
| 7.3 纳米SiC_p对复合材料力学性能强化机制 |
| 7.3.1 纳米SiC_p对复合材料的直接强化 |
| 7.3.2 纳米SiC_p对复合材料力学性能的间接强化 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 结论、创新点与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 8.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（4）镁合金表面Al-Mg3Sb2涂层的组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 镁合金表面热喷涂Al基涂层的研究现状 |
| 1.3 金属间化合物Mg_3Sb_2的研究现状 |
| 1.4 本课题研究目的及内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料、设备及过程 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验用基材 |
| 2.1.2 喷涂用材料 |
| 2.1.3 实验所用其他试剂 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 机械合金化设备 |
| 2.2.2 涂层制备设备 |
| 2.3 分析检测设备 |
| 2.3.1 物相(XRD)及组织(SEM)检测 |
| 2.3.2 球磨粉末差热分析(DSC) |
| 2.3.3 电化学腐蚀性能测试 |
| 2.3.4 干摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.5 腐蚀摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.6 磨痕深度、宽度及体积测试 |
| 2.3.7 硬度测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 2.5 实验过程 |
| 第3章 Mg_3Sb_2金属间化合物粉末的制备 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 工艺参数的选择 |
| 3.3 机械合金化过程中的物相变化 |
| 3.4 机械合金化过程中的热力学分析与计算 |
| 3.5 粉末DSC差热分析与激活能计算 |
| 3.5.1 DSC差热分析 |
| 3.5.2 激活能的计算 |
| 3.6 机械合金化过程中颗粒形貌变化 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Al-Mg_3Sb_2复相涂层基本性能检测与分析 |
| 4.1 Mg_3Sb_2相的性质 |
| 4.2 涂层的制备 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 喷涂材料的准备 |
| 4.2.3 涂层的制备 |
| 4.3 涂层性能测试方法 |
| 4.3.1 涂层形貌及物相的检测 |
| 4.3.2 涂层硬度的测试 |
| 4.3.3 涂层电化学腐蚀性能的测试 |
| 4.3.4 涂层干摩擦磨损性能的测试 |
| 4.4 涂层的性能测试结果与分析 |
| 4.4.1 涂层的组织与物相 |
| 4.4.2 涂层的显微硬度 |
| 4.4.3 涂层的电化学腐蚀性能 |
| 4.4.4 涂层的干摩擦磨损性能 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Al-Mg_3Sb_2复相涂层的腐蚀磨损性能 |
| 5.1 不同成分涂层的腐蚀磨损性能 |
| 5.1.1 涂层的开路电位 |
| 5.1.2 涂层的磨损性能 |
| 5.1.3 涂层的腐蚀磨损形貌 |
| 5.2 本章小结 |
| 第6章 摩擦频率对Al-Mg_3Sb_2复相涂层在两种环境下磨损性能的影响 |
| 6.1 摩擦频率对涂层开路电位的影响 |
| 6.2 摩擦频率对涂层摩擦学性能的影响 |
| 6.3 摩擦频率对磨痕形貌的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（5）激光熔覆铁铝基涂层的制备及其增韧和抗磨机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 注释表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 金属间化合物概述 |
| 1.2 铁铝金属间化合物概述 |
| 1.2.1 Fe_3Al和 FeAl合金的晶体结构 |
| 1.2.2 Fe_3Al和 FeAl合金的性能特点 |
| 1.3 铁铝合金制备方法 |
| 1.4 铁铝合金存在问题及解决方法 |
| 1.4.1 存在的主要问题——室温脆性大 |
| 1.4.2 解决方法——强韧化 |
| 1.5 铁铝基合金涂层制备方法 |
| 1.5.1 热浸镀技术 |
| 1.5.2 热喷涂技术 |
| 1.5.3 堆焊技术 |
| 1.5.4 双辉等离子表面冶金技术 |
| 1.6 激光熔覆技术 |
| 1.7 课题的提出 |
| 1.8 研究的主要内容和技术路线 |
| 1.8.1 研究的主要内容 |
| 1.8.2 技术路线图 |
| 第二章 试验材料、设备及分析方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 机械合金化技术制备粉体 |
| 2.2 激光熔覆技术制备涂层 |
| 2.3 试验分析设备与方法 |
| 2.3.1 XRD物相分析 |
| 2.3.2 粉体粒度分布及表面积测定 |
| 2.3.3 透射电镜分析 |
| 2.3.4 X射线光电子能谱分析 |
| 2.3.5 扫描电镜测试 |
| 2.3.6 膜基结合力测试 |
| 2.3.7 显微硬度测试 |
| 2.3.8 纳米压入测试 |
| 2.3.9 摩擦磨损性能测试 |
| 2.4 试验工艺 |
| 2.4.1 激光功率 |
| 2.4.2 扫描速度 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 激光熔覆Fe-Al涂层设计与制备 |
| 3.1 高能球磨技术制备Fe-Al粉体 |
| 3.1.1 粉末参数设计 |
| 3.1.2 机械合金化工艺 |
| 3.2 Fe-29Al粉体特性 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 颗粒尺寸及其形貌分析 |
| 3.2.3 Fe-29Al粉体显微组织演变规律和合金化机制 |
| 3.3 Fe-Al激光熔覆层的制备工艺 |
| 3.4 Fe-Al激光熔覆层组织结构 |
| 3.4.1 物相分析 |
| 3.4.2 表面形貌表征 |
| 3.4.3 截面形貌和元素分布 |
| 3.4.4 组织形态演变及形成机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 激光熔覆Fe-Al涂层力学性能研究 |
| 4.1 涂层显微硬度测试 |
| 4.2 涂层膜基结合力测试 |
| 4.3 涂层纳米压入力学性能测试 |
| 4.4 Fe-Al激光熔覆层室温摩擦磨损性能 |
| 4.4.1 摩擦系数 |
| 4.4.2 磨痕形貌和比磨损率 |
| 4.5 Fe-Al激光熔覆层高温摩擦磨损性能 |
| 4.5.1 摩擦系数 |
| 4.5.2 磨痕形貌和比磨损率 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 激光熔覆Al_2O_3/Fe-Al复合涂层设计与制备 |
| 5.1 原位生成Al_2O_3/Fe-Al复合粉体 |
| 5.2 Al_2O_3/Fe-Al粉体特性 |
| 5.2.1 物相分析 |
| 5.2.2 XPS表征 |
| 5.2.3 颗粒形貌分析 |
| 5.2.4 粉体表面原位生成Al_2O_3颗粒组织演变规律及形成机制 |
| 5.3 Al_2O_3/Fe-Al激光熔覆层制备 |
| 5.4 Al_2O_3/Fe-Al激光熔覆层组织结构 |
| 5.4.1 物相分析 |
| 5.4.2 截面形貌和元素分布 |
| 5.4.3 复合涂层组织形态演变及形成机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 激光熔覆Al_2O_3/Fe-Al复合涂层力学性能及强韧机制研究 |
| 6.1 涂层显微硬度测试 |
| 6.2 涂层膜基结合力测试 |
| 6.3 涂层纳米压入力学性能测试 |
| 6.4 纳米Al_2O_3增韧Fe-Al涂层机制分析 |
| 6.5 Al_2O_3/Fe-Al激光熔覆层室温摩擦磨损性能 |
| 6.5.1 摩擦系数 |
| 6.5.2 磨痕形貌和比磨损率 |
| 6.6 Al_2O_3/Fe-Al激光熔覆层高温摩擦磨损性能 |
| 6.6.1 摩擦系数 |
| 6.6.2 磨痕形貌和比磨损率 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 激光熔覆Fe-Al-Cr涂层设计与制备 |
| 7.1 Fe-Al-Cr合金粉体制备 |
| 7.2 Fe-Al-Cr合金粉体特性 |
| 7.2.1 物相分析 |
| 7.2.2 颗粒尺寸及其形貌分析 |
| 7.2.3 Fe-29Al-xCr粉体合金化机制 |
| 7.3 Fe-Al-Cr激光熔覆层制备 |
| 7.4 Fe-Al-Cr激光熔覆制备层组织结构 |
| 7.4.1 物相分析 |
| 7.4.2 截面形貌和元素分布 |
| 7.4.3 Fe-Al-Cr激光熔覆层组织的热力学分析 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 Fe-Al-Cr激光熔覆层力学性能及强韧机制研究 |
| 8.1 涂层显微硬度测试 |
| 8.2 涂层膜基结合力测试 |
| 8.3 涂层纳米压入力学性能测试 |
| 8.4 Cr增韧Fe-Al涂层机制分析 |
| 8.5 Fe-Al-Cr激光熔覆层室温摩擦磨损性能 |
| 8.5.1 摩擦系数 |
| 8.5.2 磨痕形貌和比磨损率 |
| 8.6 Fe-Al-Cr激光熔覆层高温摩擦磨损性能 |
| 8.6.1 摩擦系数 |
| 8.6.2 磨痕形貌和比磨损率 |
| 8.7 本章小结 |
| 第九章 结论与展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 主要创新点 |
| 9.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
（6）热处理对Fe-Cr-B铸钢耐铝液腐蚀—磨损性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 耐铝液腐蚀-磨损材料研究进展 |
| 1.2.1 金属材料 |
| 1.2.2 陶瓷和石墨材料 |
| 1.2.3 金属间化合物 |
| 1.2.4 复合材料 |
| 1.3 高硼铸造铁基合金研究进展 |
| 1.3.1 高硼铸造铁基合金的特点 |
| 1.3.2 硼化物形态控制的研究现状 |
| 1.3.3 高硼铸造铁基合金耐熔融金属腐蚀性能 |
| 1.4 研究意义及主要研究内容 |
| 1.5 课题来源 |
| 第二章 研究方案与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 成分设计 |
| 2.1.2 铸钢的熔炼 |
| 2.2 热处理工艺 |
| 2.3 组织结构分析与性能测试方法 |
| 2.3.1 XRD衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电镜分析 |
| 2.3.3 硬度 |
| 2.3.4 断裂韧性 |
| 2.4 铝液腐蚀及腐蚀-磨损实验 |
| 2.4.1 新型腐蚀-磨损试验机简介 |
| 2.4.2 静态铝液腐蚀性能测试 |
| 2.4.3 高温干摩擦磨损性能测试 |
| 2.4.4 铝液腐蚀-磨损性能测试 |
| 第三章 Fe-Cr-B铸钢的热处理工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Fe-Cr-B铸钢的铸态组织 |
| 3.3 不同热处理工艺对Fe-Cr-B铸钢微观组织的影响 |
| 3.3.1 去稳处理温度及时间对Fe-Cr-B铸钢微观组织的影响 |
| 3.3.2 回火工艺对Fe-Cr-B铸钢微观组织的影响 |
| 3.4 不同热处理工艺对Fe-Cr-B铸钢力学性能的影响 |
| 3.4.1 去稳处理工艺对Fe-Cr-B铸钢力学性能的影响 |
| 3.4.2 回火工艺对Fe-Cr-B铸钢力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 热处理对Fe-Cr-B铸钢耐铝液腐蚀性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸态Fe-Cr-B铸钢的耐铝液腐蚀性能 |
| 4.2.1 腐蚀界面形貌及组分 |
| 4.2.2 腐蚀失重速率 |
| 4.3 热处理工艺对Fe-Cr-B铸钢铝液腐蚀行为的影响 |
| 4.3.1 腐蚀界面形貌 |
| 4.3.2 腐蚀失重速率 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 热处理对Fe-Cr-B铸钢耐铝液腐蚀-磨损性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铸态Fe-Cr-B铸钢干摩擦磨损性能 |
| 5.3 热处理工艺对Fe-Cr-B铸钢干摩擦磨损性能的影响 |
| 5.3.1 干摩擦系数 |
| 5.3.2 干摩擦磨损失重 |
| 5.3.3 干摩擦磨损形貌 |
| 5.4 热处理工艺对Fe-Cr-B铸钢耐铝液腐蚀-磨损性能的影响 |
| 5.4.1 腐蚀-磨损摩擦系数 |
| 5.4.2 腐蚀-磨损失重 |
| 5.4.3 腐蚀-磨损界面形貌 |
| 5.4.4 铝液腐蚀-磨损的交互作用 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 一、主要研究结论 |
| 二、本文特色及创新点 |
| 三、对进一步研究的建议 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附表 |
（7）H13钢在铝液中的熔蚀-磨损行为与交互作用机理（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 熔蚀-磨损行为 |
| 2.1.1 摩擦曲线 |
| 2.1.2 磨损量及磨损速率 |
| 2.2 磨损表面形貌 |
| 2.2.1 氧化磨损及熔蚀-磨损形貌对比 |
| 2.2.2 不同转速下熔蚀-磨损表面形貌 |
| 2.2.3 不同载荷下熔蚀-磨损表面形貌 |
| 2.3 磨痕表面产物分析 |
| 2.4 熔蚀-磨损交互作用机理 |
| 3 结论 |
（8）Al-Si-Cu-Ni-Mg系铸造耐热铝合金组织及其高温性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铸造耐热铝合金的研究现状 |
| 1.2.1 Al-Si系铸造耐热合金 |
| 1.2.2 Al-Cu系铸造耐热合金 |
| 1.2.3 其他体系铸造耐热铝合金 |
| 1.3 铸造铝硅系合金组织调控 |
| 1.3.1 Si相变质 |
| 1.3.2 晶粒细化 |
| 1.3.3 微合金化 |
| 1.3.4 热处理 |
| 1.4 铸造铝硅系合金的性能研究 |
| 1.4.1 高温力学性能 |
| 1.4.2 高温蠕变行为 |
| 1.4.3 热稳定性 |
| 1.4.4 摩擦磨损性能 |
| 1.5 本课题研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 合金成分 |
| 2.2.2 原材料 |
| 2.2.3 熔炼工艺及凝固曲线 |
| 2.3 合金的热处理 |
| 2.4 合金的显微组织分析 |
| 2.4.1 金相观察(OM) |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD) |
| 2.4.3 定量金相 |
| 2.4.4 示差扫描量热法(DSC) |
| 2.4.5 扫描电镜(SEM) |
| 2.4.6 透射电镜(TEM) |
| 2.5 合金的性能测试 |
| 2.5.1 室温力学性能 |
| 2.5.2 高温瞬时拉伸性能 |
| 2.5.3 热物理性能 |
| 2.5.4 摩擦磨损性能 |
| 2.5.5 压缩蠕变性能 |
| 2.6 热暴露实验 |
| 参考文献 |
| 第三章 Al-Si-Cu-Ni-Mg系合金铸态组织及其性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 M174 合金铸态显微组织 |
| 3.2.1 铸造合金凝固过程分析 |
| 3.2.2 合金的铸态显微组织 |
| 3.3 合金元素对M174 合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.3.1 Sr对铸造M174 合金铸态组织和室温力学性能的影响 |
| 3.3.2 Sr、Ti和 B的协同作用对合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.3.3 Gd对铸造M174 合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.3.5 Nd对铸造M174 合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 铸造Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金热处理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸造M174 合金固溶工艺优化 |
| 4.2.1 铸造M174 合金固溶过程中的组织演变 |
| 4.2.2 铸造M174 合金固溶处理后的性能变化 |
| 4.3 铸造M174-Gd合金固溶工艺优化 |
| 4.3.1 铸造M174-Gd合金固溶过程中组织演变 |
| 4.3.2 Gd对 T4 态合金相演变的影响 |
| 4.3.3 铸造M174-Gd合金固溶处理后的性能变化 |
| 4.3.4 铸造M174-Gd合金的固溶强化 |
| 4.4 T4态M174(-Gd)合金的时效硬化曲线 |
| 4.4.1 T4态M174 合金的时效硬化曲线 |
| 4.4.2 铸造T4态M174-0.1Gd合金的时效硬化曲线 |
| 4.4.3 铸造T4态M174-0.2Gd合金的时效硬化曲线 |
| 4.5 T6态M174(-Gd)合金的组织及力学性能 |
| 4.5.1 T6态M174(-Gd)合金峰值时效析出相 |
| 4.5.2 T6态M174(-Gd)合金室温及高温拉伸性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 铸造Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金高温稳定性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 M174-0.2Gd合金热暴露后的微观组织 |
| 5.2.1 热暴露不同时间后M174-0.2Gd合金的金相组织变化 |
| 5.2.2 热暴露不同时间后M174-0.2Gd合金时效析出相的变化 |
| 5.2.3 Gd对 Al_2Cu相析出的抑制作用 |
| 5.3 M174(-Gd)合金热暴露后的室温拉伸性能 |
| 5.3.1 热暴露后合金的室温拉伸性能变化 |
| 5.3.2 热暴露后合金室温拉伸性能变化的经验公式 |
| 5.3.3 热暴露后合金的组织演化与屈服强度之间的关系 |
| 5.4 M174(-Gd)合金高温尺寸稳定性 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金高温压缩蠕变 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金的压缩蠕变性能 |
| 6.2.1 温度对压缩蠕变行为的影响 |
| 6.2.2 应力对压缩蠕变行为的影响 |
| 6.3 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金的蠕变组织 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 蠕变激活能和应力指数 |
| 6.4.2 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金时效析出相的蠕变强化机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 铸造Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金摩擦磨损行为 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 T6态M174(-Gd)合金干摩擦磨损行为 |
| 7.2.1 T6 热处理前后M174 合金的磨损性能 |
| 7.2.2 载荷和温度对T6态M174(-Gd)合金磨损率的影响 |
| 7.2.3 载荷和温度对T6态M174(-Gd)合金摩擦系数的影响 |
| 7.2.4 载荷和温度对T6态M174 合金磨损行为的影响 |
| 7.2.5 Gd对 T6态M174 合金磨损行为的影响 |
| 7.3 油润滑条件下T6态M174(-Gd)合金的摩擦磨损行为 |
| 7.3.1 T6态M174(-Gd)合金的磨损率变化 |
| 7.3.2 T6态M174(-Gd)合金摩擦系数的变化 |
| 7.3.3 油润滑条件下合金的磨损机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第八章 结论 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的研究成果及荣誉奖励 |
| 学术论文 |
| 申请专利 |
| 荣誉奖励 |
| 附1 铸造Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金铸造性能 |
| 附1.1 铸造Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金流动性 |
| 附1.2 铸造Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金热裂性 |
| 附2 冷却速度对Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金组织影响 |
| 附表1 铸造耐热铝合金室温及高温拉伸性能对比 |
（9）金属的铝液熔蚀—磨损及新型合金铸铁研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 材料在铝液中的失效 |
| 1.1.1 金属在铝液中的熔蚀 |
| 1.1.2 陶瓷在铝液中的熔蚀 |
| 1.1.3 表面涂层在铝液中的失效 |
| 1.2 耐铝液熔蚀材料 |
| 1.2.1 整体耐铝液熔蚀材料 |
| 1.2.2 表面处理工艺 |
| 1.3 课题的提出 |
| 1.3.1 选题的意义 |
| 1.3.2 主要研究内容和拟解决的关键问题 |
| 1.3.3 技术路线 |
| 1.3.4 课题来源 |
| 第二章 金属材料在铝液中的熔蚀行为 |
| 2.1 试验材料与方法 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验方法 |
| 2.2 试验结果与分析 |
| 2.2.1 铸铁在铝液中的熔蚀行为 |
| 2.2.2 钢在铝液中的熔蚀行为 |
| 2.2.3 难熔金属在铝液中的熔蚀行为 |
| 2.2.4 金属钨在铝液中熔蚀的反应动力学 |
| 2.2.5 铝液熔蚀条件下金属材料的选择 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 金属材料在铝液中的熔蚀-磨损行为 |
| 3.1 试验材料与方法 |
| 3.1.1 试验设备 |
| 3.1.2 试验材料 |
| 3.1.3 试验方法 |
| 3.2 试验结果与分析 |
| 3.2.1 熔蚀-磨损产物 |
| 3.2.2 表面磨损形貌 |
| 3.2.3 摩擦系数 |
| 3.2.4 熔蚀-磨损速率 |
| 3.2.5 熔蚀-磨损交互作用 |
| 3.2.6 铝液熔蚀-磨损过程解析 |
| 3.2.7 铝液熔蚀-磨损模型 |
| 3.2.8 铝液熔蚀-磨损条件下金属材料的选择 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 新型耐铝液熔蚀-磨损合金铸铁的研制 |
| 4.1 铝液熔蚀-磨损工况下材料成分设计原则 |
| 4.2 制备工艺 |
| 4.3 试验内容和方法 |
| 4.4 实验结果与分析 |
| 4.4.1 铝液熔蚀试验 |
| 4.4.2 铝液熔蚀-磨损试验 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 新型耐铝液熔蚀-磨损材料复合工艺研究 |
| 5.1 复合工艺的选择 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 工艺参数选择 |
| 5.2.3 实验方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 连接温度对 304 不锈钢/新型合金铸铁 TLP 接头组织性能的影响 |
| 5.3.2 保温时间对 304 不锈钢/新型合金铸铁 TLP 接头组织性能的影响 |
| 5.3.3 连接压力对 304 不锈钢/新型合金铸铁 TLP 接头组织性能的影响 |
| 5.3.4 304 不锈钢/新型合金铸铁 TLP 连接工艺参数优化 |
| 5.4 本章小结 |
| 全文结论与创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（10）TiAl3/Ti3AlC2/Al2O3复合材料制备及其耐铝液熔蚀—磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 材料的高温熔蚀-磨损行为及机理 |
| 1.3 耐高温熔蚀-磨损材料的基本性能要求 |
| 1.4 耐铝液熔蚀-磨损材料的研究现状 |
| 1.4.1 金属材料 |
| 1.4.2 陶瓷材料 |
| 1.4.3 金属间化合物 |
| 1.4.4 复合材料 |
| 1.5 TiAl_3金属间化合物及其复合材料的研究现状 |
| 1.5.1 TiAl_3金属间化合物及其L12型变异合金 |
| 1.5.2 TiAl_3基复合材料 |
| 1.5.3 反应热压制备TiAl_3基复合材料 |
| 1.5.4 TiAl_3材料复合强韧化设计存在的问题 |
| 1.6 研究意义和主要内容 |
| 1.7 课题来源 |
| 第二章 材料制备与测试方法 |
| 2.1 试验原材料 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 机械球磨 |
| 2.2.2 反应热压烧结 |
| 2.3 物相及组织结构分析 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微镜分析 |
| 2.3.3 扫描电镜分析 |
| 2.3.4 透射电镜分析 |
| 2.4 材料性能测试及表征方法 |
| 2.4.1 密度 |
| 2.4.2 硬度 |
| 2.4.3 室温三点抗弯强度 |
| 2.4.4 断裂韧性 |
| 2.4.5 压缩性能 |
| 2.4.6 抗循环氧化性能测试 |
| 2.4.7 差热分析 |
| 2.5 材料在铝液当中的熔蚀-磨损试验 |
| 2.5.1 新型耐高温熔蚀-磨损试验机简介 |
| 2.5.3 摩擦磨损性能测试 |
| 2.5.4 高温熔蚀-磨损性能测试 |
| 第三章 反应热压制备TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3原位内生复合材料及其合成机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 机械球磨制备Al/TiO_2/TiC复合粉体 |
| 3.3 Al/TiO_2/TiC体系的原位放热反应分析 |
| 3.4 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料的原位合成机理 |
| 3.5 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料的反应热压烧结致密化行为 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料的组织结构与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料的组织结构 |
| 4.2.1 微观组织 |
| 4.2.2 界面结构 |
| 4.3 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料的力学性能 |
| 4.4 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料的高温循环氧化性能 |
| 4.4.1 循环氧化动力学曲线 |
| 4.4.2 氧化膜的表面宏观形貌 |
| 4.4.3 氧化膜的显微形貌及其物相分析 |
| 4.4.4 氧化膜的界面形貌 |
| 4.4.5 高温氧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 H13 钢在铝液中的腐蚀失效及典型熔蚀-磨损现象 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 几类常用材料在铝液当中的腐蚀行为 |
| 5.2.1 腐蚀表面形貌 |
| 5.2.2 腐蚀界面形貌及腐蚀产物 |
| 5.2.3 腐蚀失重及腐蚀速率 |
| 5.2.4 腐蚀机理 |
| 5.3 H13 钢在铝液当中的熔蚀-磨损行为 |
| 5.3.1 高温干摩擦磨损 |
| 5.3.2 750℃铝液当中的熔蚀-磨损失效 |
| 5.3.3 熔蚀-磨损失效机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料在铝液中的熔蚀-磨损行为及其机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料在铝液当中的腐蚀行为 |
| 6.3 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料的干摩擦磨损行为 |
| 6.3.1 速度的影响 |
| 6.3.2 载荷的影响 |
| 6.3.3 温度的影响 |
| 6.3.4 干摩擦磨损行为 |
| 6.4 TiAl_3/Ti_3AlC_2/Al_2O_3复合材料在 750℃铝液当中的熔蚀-磨损 |
| 6.4.1 速度的影响 |
| 6.4.2 载荷的影响 |
| 6.4.3 熔蚀-磨损行为分析 |
| 6.5 复合材料在铝液当中的熔蚀-磨损机理分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 一 主要的研究结论 |
| 二 创新之处 |
| 三 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
四、Dry friction and wear properties of intermetallics MoSi_2（论文参考文献）
- [1]多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究[D]. 李文虎. 西安理工大学, 2020(01)
- [2]高性能金属硅化物层（Fe3Si和MoSi2）的熔盐渗制备及应用研究[D]. 陈红霞. 西安建筑科技大学, 2020(01)
- [3]复合搅拌铸造法制备纳米SiCp增强锌铝基复合材料及其力学性能研究[D]. 刘升. 武汉科技大学, 2019(08)
- [4]镁合金表面Al-Mg3Sb2涂层的组织性能研究[D]. 韩婷婷. 湖北工业大学, 2018(01)
- [5]激光熔覆铁铝基涂层的制备及其增韧和抗磨机理研究[D]. 罗西希. 南京航空航天大学, 2018(01)
- [6]热处理对Fe-Cr-B铸钢耐铝液腐蚀—磨损性能的影响[D]. 刘路生. 华南理工大学, 2017(07)
- [7]H13钢在铝液中的熔蚀-磨损行为与交互作用机理[J]. 肖华强,陈维平. 中国有色金属学报, 2017(01)
- [8]Al-Si-Cu-Ni-Mg系铸造耐热铝合金组织及其高温性能研究[D]. 隋育栋. 上海交通大学, 2016(03)
- [9]金属的铝液熔蚀—磨损及新型合金铸铁研究[D]. 罗洪峰. 华南理工大学, 2014(11)
- [10]TiAl3/Ti3AlC2/Al2O3复合材料制备及其耐铝液熔蚀—磨损性能研究[D]. 肖华强. 华南理工大学, 2013(11)