余飞[1]（2020）在《添加剂对微波烧结超细晶WC-Co硬质合金组织与性能的影响研究》文中研究表明硬质合金是一种通过粉末冶金手段制备的具有高硬度高耐磨性的粉末冶金材料,被称作工业的牙齿。硬度和强度在传统硬质合金中是一对矛盾体:Co含量增加,合金强度增强的同时降低了合金的硬度和耐磨性;反之亦然。超细晶硬质合金具有很高的综合性能:高硬度、高耐磨性和良好的韧性和强度。控制WC烧结时的晶粒长大对于超细晶硬质合金制备至关重要,微波烧结以其独特的加热方式,在控制晶粒长大方面独具特色。此外,Co储量稀少,价格昂贵,采用Ni部分代替Co可以降低硬质合金生产成本的同时又满足合金韧性的要求。本研究采用微波烧结,制备出超细晶WC-10Co硬质合金,分别通过SEM、XRD、EDS等分析手段确定了硬质合金的物相构成、元素分布和微观组织;测量硬质合金的密度、钴磁、矫顽磁力、硬度、断裂韧性、抗弯强度;实验利用摩擦磨损仪以及三维轮廓仪确定了合金的耐磨性能;利用电化学工作站,分析合金的耐腐蚀性能。从而确定超细晶WC-10Co硬质合金微波烧结工艺参数。研究了统一微波烧结工艺条件下Ni部分取代Co对硬质合金微观组织与性能的影响。最后,实验通过添加稀土Y2O3、Cr3C2研究了稀土氧化物,以及金属碳化物作为晶粒长大抑制剂对掺杂Ni的超细晶硬质合金的影响。结果表明,在微波烧结条件下,升温速率为75℃/min,烧结温度1300℃,保温时间10 min,合金已经完全致密化,致密度达到99.7%,维氏硬度达1899.5 kg/mm2。WC晶粒细小,平均晶粒度500 nm,且晶粒之间分布均匀,只有少许异常长大碳化钨晶粒。当Ni添加量为1%时Ni部分取代钴时合金综合性能相对较好,耐腐蚀性能提升,但是合金力学性能部分降低。通过掺杂稀土Y2O3、Cr3C2,可以细化WC晶粒,强化粘结相,增强晶界强度,并且Y2O3、Cr3C2添加量都为0.5%时,合金WC晶粒度分别达到444 nm、450 nm,此时合金力学性能,耐磨性,耐腐蚀性能都得到最好的提升。
高姣姣[2]（2020）在《芯-壳与颗粒弥散共存型TiCN基陶瓷刀具及其切削性能研究》文中提出本文针对目前TiCN基陶瓷刀具材料的抗弯强度、断裂韧度和硬度难以协同提高且国产高性能TiCN基陶瓷刀具种类较少等问题,根据陶瓷刀具材料的设计原则,采用热压烧结技术,以Ni、Co、（Ni,Co）、（Ni,Mo）为金属相、Hf C、WC、Ti B2为添加相,通过优化材料组分和烧结工艺,成功研制了“芯-壳”与颗粒弥散共存型TiCN基陶瓷刀具TiCN-Hf C（THNM）、TiCN-Hf C-WC（THNMW）、TiCN-Hf C-Ti B2（THNMT）。研究了刀具材料的微观组织和力学性能,揭示了材料的增硬增韧机理;研究了刀具材料的高温抗氧化性能,建立了刀具材料的高温氧化模型,揭示了高温氧化机理,同时建立了氧化后的理想截面模型,揭示了层间裂纹的形成机制;研究了刀具的切削性能,揭示了其失效机理。基于TiCN基复合材料的设计原则,通过创新材料组成、设计微观结构研制“芯-壳”结构和颗粒弥散共存的低金属高性能新型TiCN基陶瓷刀具。研究了Hf C含量、金属相种类、烧结温度、保温时间、WC含量、Ti B2含量对TiCN基陶瓷刀具材料力学性能和微观组织的影响。结果表明,以上因素均对材料的力学性能和微观结构有显着影响。在TiCN基陶瓷刀具材料具有较好力学性能和微观组织时的Hf C、WC、Ti B2含量分别为20wt.%、32wt.%、25wt.%,金属相为（Ni,Mo）,烧结温度为1450℃和1600℃,保温时间为30min;在此条件下,Hf C以颗粒弥散的形式分布于基体中,且形成了以TiCN为芯、以（Ti,Hf,Mo）（C,N）或（Ti,Hf,W,Mo）（C,N）为壳的“芯-壳”结构。同时,研究了“芯-壳”结构与颗粒弥散协同增硬增韧机理,其主要包括致密化增硬、化学键增硬、强晶界增硬、颗粒弥散增韧、强晶界增韧。最终成功研制了三种新型高性能TiCN基陶瓷刀具材料:THNM陶瓷刀具的硬度为22.91GPa、抗弯强度为1346.41MPa、断裂韧度为8.46MPa·m1/2;THNMW陶瓷刀具的力学性能分别为21.06GPa、1270.56MPa、9.47MPa·m1/2;THNMT刀具的力学性能分别为21.49GPa、964.05MPa、6.65MPa·m1/2。研究了THNM、THNMW、THNMT刀具材料在800、900、1000、1100℃下氧化1、2、4、7、10h的氧化行为。结果表明:在1100℃下,THNMW和THNMT刀具材料的氧化增重与氧化时间基本符合抛物线规律;而THNM刀具材料的氧化增重与氧化时间呈直线规律。在温度低于1000℃时,三种刀具按抗氧化性由强到弱的次序为THNMT、THNM、THNMW;在温度达到1100℃时,三种刀具按抗氧化性由强到弱的次序为THNMT、THNMW、THNM。同时,建立了低金属TiCN基刀具材料的高温氧化模型,将其氧化过程分为四个阶段:第一阶段,完整致密氧化层的形成,氧化以界面反应为主;第二阶段,完整致密氧化层和基体的进一步氧化,形成过渡层和外氧化层,此阶段的氧化以传质氧化为主;第三阶段,THNMT刀具材料在高温下氧化反应生成液相B2O3可填充氧化层中的部分孔洞,形成致密度较高的氧化层,氧化以传质氧化为主;而THNM和THNMW刀具材料的氧化层增厚,在外氧化层和过渡层间形成了次氧化层,氧化主要以传质氧化和界面反应为主;第四阶段,氧化层发生开裂,氧化主要以界面反应和传质氧化为主。此外,建立了试样氧化后的理想横截面模型,基于热传导和热应力公式推导了氧化层间任意点处的径向应力差、周向应力差和轴向应力差计算式,揭示了层间裂纹形成机制。研究了THNM、THNMW、THNMT、AN5陶瓷刀具连续干切削淬硬奥氏体不锈钢0Cr18Ni9、淬硬模具钢H13、淬硬轴承钢GCr15时的性能。结果表明:在180m/min、0.1mm/r、0.2mm的切削参数下连续干切削淬硬0Cr18Ni9时,刀具按耐磨性由强到弱的顺序为THNM、THNMW、AN5、THNMT;其失效形式主要为前刀面月牙洼磨损和后刀面磨损,磨损机理主要是粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损。在110m/min、0.1mm/r、0.15mm下连续干切削淬硬H13时,刀具按耐磨性由强到弱的顺序为AN5、THNM、THNMW、THNMT;失效形式是前后刀面的微崩落及后刀面的磨损,磨损机理主要是磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损。在70m/min、0.1mm/r、0.15mm下连续干切削淬硬GCr15时,刀具按耐磨性由强到弱的顺序为THNMT、AN5、THNMW、THNM;失效形式是后刀面的微崩刃、后刀面的磨损及前刀面的破损,磨损机理主要是粘着磨损和氧化磨损。
王鹏,时凯华,顾金宝,曾伟,韩亚刚,董凯林[3]（2020）在《不同粘结相碳化钨基硬质合金的研究与应用（Ⅱ）》文中进行了进一步梳理硬质合金由高硬度、高熔点的硬质相和韧性好、熔点相对较低的粘结相组成。传统碳化钨基硬质合金的粘结相主要为金属基粘结相,如Co、Ni、Fe或钢基粘结相,因其能有效提高硬质合金的韧性,使合金具有较为优异的力学性能,已经在硬质合金工业中取得了广泛地应用。随着硬质合金工业的发展和工程应用需求的提高,具有潜在应用的新型粘结相引起广泛地科学研究。本文评述了金属间化合物粘结相、高熵合金粘结相及无粘结相硬质合金的制备方法、力学性能及最新研究成果,并将其优异特性与传统WC-Co进行对比,最后对各类粘结相硬质合金的成分、显微组织、力学性能之间的联系进行了简单的阐述。
张桐[4]（2019）在《基于第一性原理的过渡金属元素掺杂WCoB基金属陶瓷的计算与实验研究》文中研究表明随着信息技术的发展和材料研发的进步,传统的“试错法”研制新材料的方式出现了诸如研发时间长,成本高等一系列弊端。本文采用“材料基因组计划”和材料设计思想,选定具有替代WC-Co基金属陶瓷潜力的三元硼化物基金属陶瓷进行了微观组织、力学性能等性质的研究研究。利用第一性原理计算研究了不同过渡金属掺杂元素掺杂不同硬质相的力学性能和电子结构。利用SPS方法研究了烧结过程中和不同掺杂含量下的物相,组织和力学性能,并验证了第一性原理计算的结论。三元硼化物不仅具有二元硼化物高硬度的特性,还具有和金属基体的良好相容性的特点。根据元素周期表,在对ICSD数据库中26种存在的二元硼化物进行力学性能,韧性,硬度等的计算和对比分析。发现了具有良好研究前景的WCoB,MoCoB,Mo2FeB2,Mo2NiB2等三元硼化物。其中WCoB由于较高的力学性能和强度等,被选为研究本课题的研究目标。利用不同含量的过渡金属V（3s24p63d34s2）取代Co（3d74s2）进行了 V掺杂WCoB和W2CoB2的第一性原理计算。发现V掺杂后的WCoB和W2CoB2的稳定性下降,更难由单质反应形成。同时更弱的B-V共价键和W-V金属键的形成也导致来了 V掺杂后的力学性能和硬度的降低。但低含量V掺杂WCoB和W2CoB2的韧性得到提高。利用不同含量的过渡金属Cr（3s23p63d54s1）取代Co（3d74s2）进行了 Cr掺杂WCoB和W2CoB2的第一性原理计算。Cr掺杂WCoB和W2CoB2处于热力学稳定状态,也提高了晶格的稳定性。Cr掺杂会导致力学性能的下降,同时会提高材料的韧性。韧性增加是由于Cr掺杂导致2s（B）-3d（Co,Cr）-5d（W）之间的杂化作用提高。同时低含量Cr掺杂WCoB的硬度有提高。利用不同含量的过渡金属Mn（3d54s2）取代Co（3d74s2）进行了 Mn掺杂WCoB和W2CoB2的第一性原理计算。Mn掺杂结构均能保持良好的结构稳定性且晶胞稳定性略有增强。由于B-Mn共价键比B-Co共价键更弱,Mn掺杂导致力学性能和硬度的降低和韧性的提高。Mn掺杂含量达到最大值时的WMnB和W2MnB2结构的力学性能在下降后略有上升。对不同掺杂含量下的V,Cr,Mn掺杂WCoB和W2CoB2晶胞进行了第一性原理计算及对比分析。研究发现Cr,Mn掺杂后的WCoB和W2CoB2晶胞的稳定性较好且具有相对高的力学性能。Cr,V掺杂WCoB和W2CoB2的韧性有提高。利用四种不同的硬度模型,对比分析发现低含量的Cr掺杂WCoB晶胞的硬度有明显提高。因此Cr掺杂WCoB是WCoB基金属陶瓷进行材料改性较好的选择。利用第一性原理计算进一步研究了WCoB和Cr掺杂WCoB晶胞的在高压下的力学性能和电子结构。W4Co4B4和W4Co3CrB4晶胞在170GPa下是稳定状态。高压导致了晶胞参数和晶胞体积的降低和力学性能的增大。高压下也促使了晶胞韧性和硬度的增大。高压也促进了成键部分的电子离域化,导致了杂化程度的降低。同时晶胞结构在不同压力下磁性很小,接近于无。对600℃至1200℃下的WCoB基金属陶瓷进在SPS条件下的烧结,并综合分析微观组织和物相演变。发现WCoB硬质相在1000℃时由二元硼化物Co2B固相反应生成,此时孔隙较多,致密度较低。1150℃时开始出现液相,致密度大幅提高。维氏硬度在1200℃下达到最高1262Hv,TRS在1170℃下达到最高1212 MPa。对1150℃至1200℃下的WCoB基金属陶瓷进行SPS条件下不同含量Cr掺杂实验分析,发现Cr掺杂含量的上升导致了密度,抗弯强度等性能的下降。这主要由于Co含量的下降使未完全反应的W相含量上升,同时Cr元素没有掺杂进WCoB硬质相的残留部分导致了粘结相润湿性的降低。Cr掺杂使材料的硬度明显提升,最高硬度为1751Hv0.5。在Rietveld结构精修和EDS分析的基础上,利用0.025Kg载荷对硬质相硬度进行测量,发现与理论硬度模型吻合良好。
孙文文[5]（2019）在《WC-8%Ni耐腐蚀硬质合金制备研究》文中指出WC-Ni硬质合金因其具有高硬度、高耐磨、良好的耐腐蚀和抗氧化性能,以及Ni的世界储藏量远高于稀缺资源Co,使得WC-Ni硬质合金广泛应用于矿山工具、模具、机械密封零件等,被誉为“21世纪的硬质合金”。但由于Ni与WC的润湿性较Co与WC的润湿性差、烧结温度高、烧结温度下WC在液相Ni中的溶解度大等原因,使得WC-Ni硬质合金性能波动范围大,生产质量不易控制。因此研究WC-Ni硬质合金的制备工艺对WC-Ni硬质合金性能非常重要。本文以WC-8%Ni硬质合金为研究对象,通过对比试验研究了湿磨时间、压制压强、烧结温度、烧结方式和添加剂Mo对WC-8%Ni耐腐蚀硬质合金性能与组织的影响。以此优化WC-8%Ni硬质合金的制备工艺。试验结果表明:对于WC-8%Ni硬质合金,随着球磨时间的增加,混合料粉末粒度减小,球磨36h所制得的合金,综合性能要优于其它球磨时间;在冷压成型方面,随着压制压强的升高,合金密度逐渐增加,且增加速度逐渐减小,在单向加压条件下压制压强为320MPa所制的合金的综合性能要优于其它压制压强;真空1480℃烧结制得合金综合性能要优于1460℃;加压烧结能够有效提高合金的致密度减少合金内部的显微孔隙;添加剂Mo能够在液相烧结阶段有效抑制合金晶粒的长大。成分为WC-8%Ni-0.4%Cr3C2-0.2%Mo混合料,球磨36h,320MPa压制成型,1480℃真空烧结制得的合金,相对密度为99.71%、抗弯强度为2260MPa,硬度达到89.3HRA。
柯德庆[6]（2019）在《WCoB-TiC基金属陶瓷的成分设计、组织调控与性能研究》文中研究指明WCoB基金属陶瓷具有很高的硬度、耐磨性和抗高温氧化性能,与铜、锌等有色金属的反应速率低,特别适用于有色金属加工工具。当前,以WC-Co-TiB2初始粉末体系制备的WCoB-TiC基金属陶瓷材料,不但原料成本低、节约战略钨资源,而且原位生成的TiC陶瓷相能一定程度改善材料的强韧性,成为制备高性能WCoB基金属陶瓷的常用原料。然而,该粉末体系制备的WCoB-TiC基金属陶瓷的脆性大,强度和韧性仍然不足。如何有效提高WCoB-TiC基金属陶瓷材料的强韧性成为当前研究WCoB-TiC基金属陶瓷材料亟待解决的关键问题。从三元硼化物基金属陶的研究发展进程可知,主要组元（包括粘接相含量和Mo/B原子比）、合金元素以及金属碳化物等对Mo2FeB2和Mo2NiB2基金属陶瓷的组织和性能影响较大。而对于WCoB基金属陶瓷在这些方面的研究还鲜有报道,所以有必要系统研究主要组元含量、合金元素和金属碳化物等对WCoB基金属陶瓷组织和性能影响。鉴于此,本论文重点研究组成成分对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和性能的影响规律。在具体实验之前,我们采用基于密度泛函理论的第一性原理做了部分理论计算,以此指导实验操作。第一性原理计算表明,WCoB和W2CoB2两种体系均为脆性材料,其中W2CoB2具有较好的热力学稳定性和综合力学性能。合金元素Ni和Cr将优先掺杂在W2CoB2的Co原子位置,且合金元素Ni和Cr微量掺杂时,均能提高材料的体弹模量,之后随着合金元素含量的增加,材料的体弹模量均减小。微量Ni掺杂能提高材料的硬度,而Cr能有效提高材料的韧性。主要组元（初始Co含量和W/B原子比）对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能有较大影响。当改变初始Co含量提高硬质相中W2CoB2含量时,材料硬度随之增加。随初始Co含量的增加,WCoB-TiC基金属陶瓷的硬度和抗弯强度先增加后减小,其在初始Co含量为18.2 wt.%时有最高硬度91.6HRA,在初始Co含量为19.6 wt.%时有最高抗弯强度853.6MPa。此外,WCoB-TiC基金属陶瓷高温氧化时的质量增长符合抛物线氧化动力学模型。WCoB-TiC基金属陶瓷的硬度和抗弯强度随W/B原子比的增加先升高后下降,当W/B原子比为0.6时有最高硬度92.3HRA,此时硬质相W2CoB2的含量也达最大值。而当W/B原子比为0.5时,WCoB-TiC基金属陶瓷有最大抗弯强度和最大断裂韧性,分别为853.6MPa和11.48MPa·m1/2。合金元素Ni和Cr对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能有较大影响。随着Ni含量的增加,反应硼化烧结时液态粘接相对硬质相的润湿性得到改善,并且白色硬质相颗粒细化,有利于抗弯强度和断裂韧性的提高。虽然Cr掺杂降低了WCoB-TiC基金属陶瓷的致密度,但少量Cr能细化硬质相晶粒,从而提高WCoB-TiC基金属陶瓷的综合力学性能。适量Ni-Cr共掺杂是提高WCoB-TiC基金属陶瓷力学性能的有效方法。当Ni和Cr含量分别为2.3 wt.%和2.0 wt.%时,WCoB-TiC基金属陶瓷的硬度、抗弯强度和断裂韧性均达最大值,分别为92.5HRA和912.3MPa和12.56MPa·m1/2。晶粒长大抑制剂VC和Cr3C2对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能有较大影响。VC主要与W2CoB2和TiC反应生成M3B2和（Ti,W,V）C固溶体,并聚集在W2CoB2/Co和TiC/Co界面上,降低了其界面能,导致W2CoB2在粘接相中的溶解度降低,使得W2CoB2颗粒长大驱动力减小,从而细化晶粒。而Cr3C2主要固溶在粘接相中,导致W2CoB2在粘接相中溶解度降低,使得W2CoB2颗粒长大驱动力减小,从而细化晶粒。适量的VC/Cr3C2复合添加能进一步抑制WCoB-TiC基金属陶瓷中硬质相晶粒长大,从而提高材料力学性能。当VC和Cr3C2含量分别为0.4 wt.%和0.5 wt.%时,试样有最高硬度为93.8HRA,而当VC和Cr3C2含量分别为0.4 wt.%和0.3 wt.%时,试样的抗弯强度和断裂韧性达最大值,分别为1108.3MPa和14.96MPa·m1/2。
孙加林[7]（2019）在《石墨烯/WC基梯度纳米复合刀具的微观结构调控及其切削性能研究》文中研究指明包括切削在内的“精密及超精密加工”为工业强基工程（中国制造2025五大工程之一）中十二项先进基础工艺重点突破口之一。高速切削刀具技术作为高速切削中的核心要素,对刀具材料的性能提出了更为严格的要求。硬质合金的硬度略低于金刚石、立方氮化硼和陶瓷,但显着高于高速钢,其韧性稍低于高速钢,但明显高于金刚石、立方氮化硼和陶瓷,使得硬质合金刀具在高速切削领域中具有不可替代的地位。本文针对传统硬质合金刀具材料硬度和韧性的矛盾以及传统金属粘结相Co引入的问题（例:硬度及高温性能下降,Co价格持续上升等）,设计制备了基于石墨烯改性的表面贫钴梯度硬质合金刀具、基于陶瓷粘结相的无钴梯度硬质合金刀具、基于石墨烯强韧化的陶瓷粘结相硬质合金刀具,进一步拓展了硬质合金刀具的应用领域。石墨烯具有二维层状结构,比表面积非常大,容易团聚,其在材料基体内分布的均匀程度对其作用效果具有重要影响。进行了分散介质及分散剂的优选,表明以极性非质子溶剂N-甲基-2-吡咯烷酮（NMP）作为分散介质,聚乙烯吡咯烷酮（PVP）作为分散剂,分散效果最佳,其分散机理为静电分散机理、空间位阻分散机理协同作用。提出以多层石墨烯纳米片（MLG）作为Co梯度液相烧结稳定相,制备了高硬度、高韧性MLG/WC-Co梯度硬质合金,研究发现当石墨烯梯度与Co梯度方向相反时可最大限度维持Co梯度在液相烧结过程中的完整性,其作用机理包括MLG取向分布-阻止Co迁移、MLG“导热片”-影响液相生成及MLG包裹基体颗粒-影响Co对WC润湿性。采用二步热压烧结工艺制备了致密的基于陶瓷粘结相的无钴梯度硬质合金（WC-A1203-TiC-Cr3C2-VC）,发现陶瓷粘结相 A1203/（A1203+TiC）比例为0.6,复式晶粒增长抑制剂Cr3C2/（Cr3C2+VC）为0.6时,可实现材料的高致密化及纳米第二相在WC基体内的均匀分布,材料综合力学性能最优。研究了致密化机理:纳米A1203及Cr3C2的加入通过产生少量液相实现液相强化烧结,显着促进致密化过程;纳米TiC的加入通过形成（Tio.8,W0.2）C固溶相,引入缺陷（例格位取代、位错等）,从而促进材料致密化过程。研究了强韧化机理:纳米第二相颗粒弥散强韧化、内晶型强韧化、微裂纹强韧化、二步烧结诱导产生少量板状wC强韧化,多元多尺度强韧化及梯度结构引入表层残余压应力强韧化,此外通过TEM发现大量位错的产生对材料的强韧化亦有一定贡献。采用二步热压烧结工艺制备了致密的MLG/WC-A1203-TiC梯度纳米复合刀具材料。将结构强韧化和组分强韧化相结合,提出了多级强韧化机制,将多级强韧化和减摩润滑效应相结合,构建了多级强韧化刀具理论体系。一级强韧化:梯度结构引入表面残余压应力强韧化;二级强韧化:石墨烯强韧化,包括石墨烯“Z字形”弯曲自增韧、石墨烯包裹基体颗粒、石墨烯“自纺织”墙与网、石墨烯桥接基体晶粒、强弱界面结合、石墨烯拔出、裂纹偏转、裂纹桥接、裂纹分叉、裂纹终止等;三级强韧化:多元纳米颗粒强韧化,包括细晶强韧化、亚结构强韧化、位错强韧化等。揭示了石墨烯作为润滑相的减摩抗磨机理:石墨烯自修复磨损表面、石墨烯自组织纳米润滑膜、石墨烯自构筑高效散热片、晶粒细化及强韧化等。研究了两种新型刀具MLG/WC-Co及WCAT0.6CrV高速切削纯铁材料的切削性能。研究表明相同切削条件下相对于YG6刀具,MLG/WC-Co及WCAT0.6CrV刀具产生的切削力、切削温度及刀-屑间平均摩擦系数较低,剪切角及刀具寿命较高。揭示了两种刀具的切削性能改善机理,一方面:两种刀具均因力学性能的显着提高而促进耐磨性的提高。另一方面:在切削过程中,MLG/WC-Co刀具可在刀-屑接触区形成石墨烯润滑叠膜,从而显着减轻了摩擦和粘结。WCAT0.6CrV 刀具较高的表层硬度减轻了刀-屑间摩擦。其他方面:MLG的热导率比金刚石还要高1.5倍,理论上可达6000W/（m-K）,均匀分散的MLG可以使得切削热及时传出,降低刀尖处的切削温度,显着提高MLG/WC-Co刀具寿命。WCAT0.6CrV刀具采用纳米A1203及纳米TiC作为陶瓷粘结相,相对于YG6刀具的低熔点金属Co粘结相,具有较好的抗粘结磨损和抗氧化磨损能力。
丁伟民[8]（2019）在《Ti（C,N）基金属陶瓷的原位碳热还原制备技术研究》文中研究指明本文基于TiO2原位碳热还原法,在真空环境下通过液相烧结制备出了Ti（C,N）基金属陶瓷。利用DTA、XRD、SEM、EDS等分析测试手段系统地研究了烧结工艺、化学成分、显微组织、力学性能以及耐冲蚀腐蚀性能之间的内在联系。本文首先研究了主要烧结工艺参数对基于原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:基于原位碳热还原法制备出的Ti（C,N）基金属陶瓷,与常规方法制备的金属陶瓷相比,其显微组织中白芯-灰环结构硬质相和没有明显包覆相的灰色硬质相的体积占比均明显增加,而黑芯-灰环结构硬质相的体积占比明显减小;经1400℃烧结,保温60min,材料的组织均匀性较好,环形相厚度适中,且具有最佳的力学性能:抗弯强度为2516 MPa,硬度为88.6 HRA,断裂韧性为18.4 MPa·m1/2。研究了纳米TiO2的添加量对金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:不同添加量的纳米TiO2对金属陶瓷的相组成没有明显影响;随纳米TiO2添加量的增加,硬质相晶粒不断细化;当纳米TiO2添加量为TiO2总量的100%时,硬质相晶粒细化的最明显,并且组织均匀性较好,材料具有最佳的力学性能:抗弯强度达2800 MPa,硬度达88.6 HRA,断裂韧性达17.8 MPa·m1/2。研究了晶粒长大抑制剂Cr3C2、VC对金属陶瓷组织和性能的影响。结果表明:添加Cr3C2、VC对金属陶瓷的相组成没有明显影响,并且组织仍然致密,没有出现明显的显微孔洞;Cr3C2和VC能抑制合金元素的沉积过程,使白芯-灰环结构硬质相细化;VC能提高材料的强度,韧性略有提高,硬度有所下降;Cr3C2会降低材料的强度和韧性,但能提高材料的硬度;当复合添加0.5wt.%VC和1wt.%Cr3C2时,材料具有最佳的力学性能:抗弯强度达2710 MPa,硬度大88.9 HRA,断裂韧性达15.4 MPa·m1/2。最后研究了Ti（C,N）基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀性能。结果表明:在冲蚀腐蚀过程中,Ti（C,N）基金属陶瓷首先发生的是粘结相的腐蚀破坏,随后,硬质相逐渐暴露出来,并在固态颗粒的冲击下产生微裂纹或者直接脱离基体,产生冲蚀破坏;基于原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷,通过引入纳米TiO2或复合添加Cr3C2和VC能有效提高材料的耐冲蚀腐蚀性能;与常规制备方式相比,原位碳热还原法制备的Ti（C,N）基金属陶瓷尽管具有更佳的综合力学性能,但耐冲蚀腐蚀性能有所降低。
周伟[9]（2018）在《高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷脱氮行为及强韧化机理的研究》文中研究表明针对目前Ti（C,N）基金属陶瓷中的含氮化合物在真空烧结过程中容易产生脱氮并导致最终烧结体难以致密的问题,本文采用X射线衍射仪、热分析仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、能谱仪等分析测试手段,系统研究了高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮行为以及工艺参数、化学成分和制备方法对其脱氮率、显微组织和力学性能影响,并得到了相关的脱氮机理和强韧化机理,最终制备出综合性能优良的Ti（C,N）基金属陶瓷。首先,研究了Ti(C1-x,Nx)固溶体稳定性的影响因素及其成分与金属陶瓷的脱氮率和显微组织之间的关系。结果表明:Ti(C1-x,Nx)固溶体的稳定性与成分和烧结气氛密切相关,最终烧结体的相组成取决于固溶体的N/C比以及烧结气氛中的氮分压。Ti(C1-x,Nx)固溶体的脱氮率随着温度的升高而增加,随着Ti(C1-x,Nx)固溶体中N/C比的增加而下降。当以不同Ti(C1-x,Nx)固溶体作为含氮硬质相制备Ti（C,N）基金属陶瓷时,最终烧结体的脱氮率随着N/C比的降低而逐渐增大。但是,在一定范围内脱氮率的增大不会明显降低金属陶瓷的致密度。以Ti(C0.6,N0.4)固溶体作为含氮硬质相所制备金属陶瓷的显微组织更加均匀,硬质相颗粒表面的环形相包覆更完整且厚度适中。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程中的典型脱氮过程以及主要烧结工艺参数对金属陶瓷脱氮行为的影响规律。主要得出以下结论:在整个烧结过程中,升温阶段的脱氮率要明显大于保温阶段,1240℃-1400℃升温阶段的脱氮率最大,而降温阶段的脱氮率最小。金属陶瓷的脱氮过程主要受氧化脱氮、分解脱氮和溶解脱氮三种机理控制。当1000℃-1240℃和1240℃-1450℃阶段的升温速率分别为3℃/min和2℃/min,并在1450℃保温1h后所得Ti（C,N）基金属陶瓷的脱氮率相对较低,显微组织较佳。而升温速率过快或终烧温度较低时,金属陶瓷烧结体将不能完全致密,环形相包覆也变得不完整,从而使得脱氮率明显增大。研究了主要化学成分对高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷中的显微组织、力学性能以及脱氮行为影响规律。实验发现:当Ni含量从15 wt.%增加到45 wt.%时,金属陶瓷的脱氮率逐渐增加,抗弯强度呈现出先增加后降低的趋势,材料的硬度逐渐降低,而断裂韧性逐渐增大;当Mo含量从6 wt.%增加到18 wt.%时,硬质相颗粒的尺寸逐渐细化,金属陶瓷的脱氮率逐渐降低,抗弯强度和硬度呈现出先增加后降低的趋势,而断裂韧性则逐渐下降;WC的含量对高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷的显微组织有比较明显的影响,随着WC含量从0 wt.%增加到9 wt.%时,黑色硬质相所占的比例以及黑芯表面环形相的厚度有所降低,白芯-灰壳结构硬质相的数量逐渐增加,金属陶瓷脱氮率逐渐增加,但是增加幅度较小,抗弯强度和硬度逐渐降低,而断裂韧性则逐渐增加。研究了以MoO3为钼源并添加适量碳粉,通过原位碳热还原的方法制备高氮含量Ti（C,N）基金属陶瓷。主要实验结论如下:原位碳热还原法所制备的Ti（C,N）基金属陶瓷的快速致密化过程进行得更早,体积收缩率更大,有气体生成的碳热还原反应均在液相出现之前完成,最终烧结体致密度达到99.85%。显微组织中无肉眼可见的孔洞,陶瓷硬质相既有大颗粒也有大量小颗粒,两种硬质相均以“黑芯-灰壳”结构为主,且金属粘结相分布也比较均匀。硬质相芯部、内外环形相以及金属粘结相之间的界面均存在共格关系,这些共格界面的存在有利于金属陶瓷界面结合强度的提高,从而明显改善金属陶瓷的力学性能。成分为Ti(C0.6,N0.4)-21.0MoO3-35.0Ni-6.2C（wt.%）并通过原位碳热还原法所制备Ti（C,N）基金属陶瓷的硬度、抗弯强度和断裂韧性分别达到88.0±0.1HRA、2461±62MPa和22.3±0.4MPa·m1/2。研究了高氮量Ti（C,N）基金属陶瓷在烧结过程的脱氮行为所造成的环形相中非金属原子空位与其强韧化之间的关系。分析结果表明:当环形相中表征非金属原子空位浓度的z值从1.0逐渐减小到0.5时,（-11-1）环形相/（110）粘结相之间的界面电子密度差呈现出线性单调递减的趋势,而当z值从0.5逐渐减小到0.25时,则呈现出指数递减的趋势。当z值处于1.00.25之间时,环形相仍能够保持NaCl结构晶型不变,而当z值处于0.640.25之间时,环形相的（111）晶面与金属粘结相的（110）晶面之间的最小电子密度差可降低至10%以下的水平,使得界面上电子密度保持连续并明显改善界面结合强度,从而提高含氮金属陶瓷的强韧性。最后,采用粒径不同、N/C比也不同的两种Ti(C1-x,Nx)固溶体作为硬质相,通过原位碳热还原法制备了混晶结构高氮量无钴Ti（C,N）基金属陶瓷并研究了其显微组织和力学性能特点。主要得出以下结论:混晶结构金属陶瓷显微组织中的陶瓷硬质相有粗细两种尺寸,其中大颗粒硬质相仍为典型的黑芯-灰壳结构,而小颗粒硬质相则为白芯-灰壳结构和黑芯-无壳结构。随着粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体添加量的增加,金属陶瓷显微组织中黑芯-灰壳结构的大颗粒硬质相数量逐渐增加,白芯-灰壳结构的小颗粒硬质相数量先增加后减少,而抗弯强度和断裂韧性均是先增加后减小,硬度则是逐渐降低。当粗颗粒Ti(C0.6,N0.4)固溶体和细颗粒Ti(C0.3,N0.7)固溶体的重量比为50%∶50%时,混晶结构Ti（C,N）基金属陶瓷的力学性能较佳,其硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为92.0±0.2HRA、2332±45MPa和11.2±0.4MPa·m1/2。
李剑峰[10]（2019）在《特殊组成与结构硬质合金及钨基材料的制备和组织性能研究》文中提出WC-Co基硬质合金是以WC作为硬质相,金属Co作为粘结相,通过粉末冶金工艺生产的一类合金。它拥有高的强度、硬度、耐磨性,良好的导电导热性以及耐酸碱和抗氧化性等,在切削、车削、凿岩、铣削工具中广泛应用。传统的均质WC-Co基硬质合金的硬度与韧性之间往往难以兼顾,当合金的硬度提高时韧性下降,韧性提高时硬度则下降,反之亦然。而现代工业技术的发展,硬质合金的服役条件更加苛刻,对合金的性能也提出了更高的要求,如在要求高硬度的同时还需兼有良好的韧性。为了实现上述目标,制备超细及纳米晶硬质合金、改进硬质合金粘结相、稀土元素掺杂硬质合金以及设计梯度结构硬质合金等途径被大量尝试来提高合金的性能。本论文主要以WC-Co基硬质合金为研究对象,通过使用新颖的烧结工艺、粘结相的部分替代、对合金结构的设计以及稀土元素掺杂等来获得高性能硬质合金材料。同时,在稀土掺杂WC-Co基硬质合金研究结果的基础上,对稀土氧化物掺杂W基材料的制备与性能进行了探索性的研究。主要研究结果如下:（1）采用微波快速加热的方式来烧结制备硬质合金。以球磨方式制备WC-10Co粉末混合料,经压制成形、脱粘预烧及微波烧结制得WC-10Co硬质合金烧结体。结果表明,经24 h球磨可制得粉体尺寸细小且成分分布均匀的WC-10Co粉末混合料。1350℃下微波烧结20 min可制得相对密度高达99.5%且WC平均晶粒尺寸为291 nm的WC-10Co硬质合金,合金的硬度、抗弯强度及断裂韧性分别达90.7 HRA、2044 MPa和11.3 MPa?m1/2。（2）通过溶液燃烧合成法制得了Co-Cu复合粉体,将其与WC粉球磨混合后,经压制成形和1350℃微波烧结制得WC-10（Co/Cu）硬质合金烧结体。组织性能测试结果表明,在粘结相中以少量的Cu替代Co可以改善烧结性能,抑制烧结体中WC晶粒的长大并提高合金的力学性能。烧结体中Cu以单质或固溶于富Co粘结相中的形式存在。当烧结体中Cu加入量为0.5 wt.%时,合金的硬度和断裂韧性分别达90.7 HRA和14.3 MPa?m1/2。抗弯强度则在Cu加入量为1 wt.%时达到最高值2544.7 MPa。（3）通过控制球磨时间,制得了不同粉体粒度和Co含量的WC-xCo粉末混合料,经叠层压制和1350℃微波烧结制得具有层状结构的WC-Co梯度硬质合金烧结体。实验结果表明,当球磨时间由6 h延长到24 h,粉末混合料的粒度由0.31μm减小到0.11μm。烧结后的样品相对密度高于99.7%,且合金中不存在?相。此外,烧结体中Co含量仍呈层状分布,层间界面结合良好。烧结体表层的WC平均晶粒为274 nm而芯部为529 nm。由于合金内外层WC晶粒尺寸以及Co含量的差异,合金的表层硬度达到90.75 HRA,而芯部韧性达到18.12 MPa?m1/2,合金具有外硬内韧的梯度性能。（4）采用球磨混合得到La2O3/WC-Co粉末混合料,经压制和1350℃微波烧结获得烧结体。组织性能测试结果表明,适量La2O3添加可以改善WC-Co合金的组织均匀性,减小WC的晶粒尺寸。La2O3以几十纳米的单颗粒或团聚成约200nm的大颗粒存在于烧结体中。La2O3与WC相之间存在着两种界面关系,一种界面间具有半共格的界面关系,另一种界面间共格性较差,两相界面间存在着1-3 nm的无序结构。这种无序结构却不存在于La2O3与Co的相界面处。La2O3的添加对烧结体的致密度无明显影响。当La2O3的含量为0.8 wt.%（按La2O3在Co中的质量）时,合金的硬度和断裂韧性分别达到最大值,为91.8 HRA和13.44MPa?m1/2。抗弯强度则在La2O3的含量为1.2 wt.%时达到最大值2359 MPa。（5）通过湿化学法制备了具有核壳结构的W包覆La2O3复合粉体,粉体呈多面体状,颗粒尺寸约100-200 nm。复合粉体经压制成形后,在2200℃下于氩气气氛中烧结2 h获得了La2O3/W复合材料。测试结果表明,随着La2O3含量的增加,烧结后的样品中W晶粒尺寸变小,且微观组织中仍然保留着核壳结构。当La2O3加入量为0.6 wt.%时,烧结块体的相对密度高达96.93%,抗弯强度和洛氏硬度分别为434 MPa和70.3 HRA。
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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。
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。
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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。
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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。
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 硬质合金概述 |
| 1.1.1 硬质合金的发展历程 |
| 1.1.2 硬质合金的性能 |
| 1.1.3 硬质合金的分类及其应用 |
| 1.2 超细晶硬质合金的制备 |
| 1.2.1 WC粉的制备 |
| 1.2.2 超细Co粉的制备 |
| 1.2.3 WC-Co复合粉末的制备 |
| 1.2.4 超细晶硬质合金的成型 |
| 1.2.5 硬质合金的烧结 |
| 1.3 硬质合金掺杂 |
| 1.3.1 掺杂过渡金属 |
| 1.3.2 掺杂稀土 |
| 1.3.3 其他元素的掺杂 |
| 1.3.4 掺杂金属代钴 |
| 1.4 研究背景、意义及内容 |
| 1.4.1 研究背景 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 1.4.3 研究内容 |
| 第二章 实验与合金制备 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 WC粉末 |
| 2.1.2 Co粉 |
| 2.1.3 其他粉末 |
| 2.1.4 成型剂 |
| 2.2 实验流程 |
| 2.2.1 实验工艺流程 |
| 2.2.2 实验物料配比 |
| 2.3 合金制备及相关设备 |
| 2.3.1 制粉、粉末成型及相关设备 |
| 2.3.2 压坯脱脂及烧结及其设备 |
| 2.4 检测 |
| 2.4.1 粉末粒度分析 |
| 2.4.2 微观形貌观察与物相分析 |
| 2.4.3 合金性能测试 |
| 第三章 Ni部分取代钴对合金的影响 |
| 3.1 微波烧结工艺确定 |
| 3.1.1 烧结温度的影响 |
| 3.1.2 升温速率的影响 |
| 3.1.3 保温时间的影响 |
| 3.2 Ni部分取代Co的研究 |
| 3.2.1 合金物相分析与微观结构观察 |
| 3.2.2 合金性能 |
| 3.3 合金摩擦磨损性能 |
| 3.4 电化学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 抑制剂的影响 |
| 4.1 掺杂Y_2O_3 |
| 4.1.1 微观组织与物相分析 |
| 4.1.2 性能检测 |
| 4.1.3 掺杂稀土Y_2O_3小结 |
| 4.2 掺杂Cr_3C_2 |
| 4.2.1 微观组织与物相分析 |
| 4.2.2 性能检测 |
| 4.2.3 掺杂Cr_3C_2小结 |
| 4.3 摩擦磨损 |
| 4.4 电化学腐蚀 |
| 4.4.1 在HCl中耐腐蚀性能的影响 |
| 4.4.2 在NaOH的耐腐蚀性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论及展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 陶瓷刀具的研究现状 |
| 1.2 TiCN基陶瓷刀具的研究现状 |
| 1.2.1 TiCN基陶瓷材料的性能 |
| 1.2.2 TiCN基陶瓷刀具的发展概况 |
| 1.2.3 TiCN基陶瓷刀具材料力学性能的研究现状 |
| 1.2.4 TiCN基陶瓷刀具材料微观组织的研究现状 |
| 1.2.5 TiCN基陶瓷刀具材料增韧和增硬机理的研究现状 |
| 1.2.6 TiCN基陶瓷刀具材料抗氧化性能的研究现状 |
| 1.2.7 TiCN基陶瓷刀具切削性能的研究现状 |
| 1.3 TiCN基陶瓷刀具研究中存在的问题 |
| 1.4 本文研究的目的、意义及主要研究内容 |
| 1.4.1 研究目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 TiCN基陶瓷刀具材料的设计和制备 |
| 2.1 陶瓷刀具材料的设计 |
| 2.1.1 陶瓷刀具材料的设计原则 |
| 2.1.2 设计思路 |
| 2.2 材料组分的确定 |
| 2.2.1 TiCN基体材料的确定 |
| 2.2.2 增强相及其含量的确定 |
| 2.2.3 金属相及其含量的确定 |
| 2.3 添加相与基体相的物理化学相容性研究 |
| 2.3.1 添加相与基体相的物理相容性 |
| 2.3.2 添加相与基体相的化学相容性 |
| 2.4 制备工艺 |
| 2.4.1 坯体制备工艺 |
| 2.4.2 烧结工艺 |
| 2.4.3 刀具试样制备工艺 |
| 2.5 TiCN基陶瓷刀具材料性能测试方法 |
| 2.5.1 密度的测试 |
| 2.5.2 抗弯强度的测试 |
| 2.5.3 硬度的测试 |
| 2.5.4 断裂韧性的测试 |
| 2.5.5 微观组织的测试 |
| 2.5.6 抗氧化性能的测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 TiCN基陶瓷刀具材料的力学性能与微观组织研究 |
| 3.1 HfC含量的优化 |
| 3.1.1 实验设计 |
| 3.1.2 HfC含量对TiCN-HfC陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.1.3 HfC含量对TiCN-HfC陶瓷刀具材料微观组织的影响 |
| 3.2 金属相种类的优化 |
| 3.2.1 实验设计 |
| 3.2.2 不同金属相对TiCN-HfC陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.2.3 不同金属相对TiCN-HfC陶瓷刀具材料微观组织的影响 |
| 3.3 烧结温度的优化 |
| 3.3.1 实验设计 |
| 3.3.2 烧结温度对TiCN-HfC陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.3.3 烧结温度对TiCN-HfC陶瓷刀具材料微观组织的影响 |
| 3.4 保温时间的优化 |
| 3.4.1 实验设计 |
| 3.4.2 保温时间对TiCN-HfC陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.4.3 保温时间对TiCN-HfC陶瓷刀具材料微观组织的影响 |
| 3.5 WC含量的优化 |
| 3.5.1 实验设计 |
| 3.5.2 WC含量对TiCN-HfC-WC陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.5.3 WC含量对TiCN-HfC-WC陶瓷刀具材料微观组织的影响 |
| 3.6 TiB_2含量的优化 |
| 3.6.1 实验设计 |
| 3.6.2 TiB_2含量对TiCN-HfC-TiB_2陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.6.3 TiB_2含量对TiCN-HfC-TiB_2陶瓷刀具材料微观组织的影响 |
| 3.6.4 烧结温度对TiCN-HfC-TiB_2陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 3.6.5 烧结温度对TiCN-HfC-TiB_2陶瓷刀具材料微观组织的影响 |
| 3.7 “芯-壳”结构与颗粒弥散协同增硬增韧机理研究 |
| 3.7.1 增硬机理 |
| 3.7.2 增韧机理 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 TiCN基陶瓷刀具材料的抗氧化性能研究 |
| 4.1 氧化实验设计 |
| 4.2 TiCN基陶瓷刀具材料的高温氧化增重行为 |
| 4.3 TiCN基陶瓷刀具材料氧化后的微观组织 |
| 4.3.1 THNM陶瓷刀具材料氧化后的微观组织 |
| 4.3.2 THNMW陶瓷刀具材料氧化后的微观组织 |
| 4.3.3 THNMT陶瓷刀具材料氧化后的微观组织 |
| 4.4 TiCN基陶瓷刀具材料的高温氧化机制 |
| 4.5 高温氧化过程中TiCN基陶瓷材料的热断裂 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 新型TiCN基陶瓷刀具切削性能及失效机理研究 |
| 5.1 TiCN基陶瓷刀具切削性能的研究路线 |
| 5.2 实验条件 |
| 5.3 连续干切削淬硬奥氏体不锈钢0Cr18Ni9的切削性能 |
| 5.3.1 淬硬奥氏体不锈钢0Cr18Ni9的特点 |
| 5.3.2 实验设计 |
| 5.3.3 实验结果与分析 |
| 5.3.4 刀具失效机理 |
| 5.4 连续干切削淬硬模具钢H13的切削性能 |
| 5.4.1 淬硬模具钢H13的特点 |
| 5.4.2 实验设计 |
| 5.4.3 实验结果与分析 |
| 5.4.4 刀具失效机理 |
| 5.5 连续干切削淬硬轴承钢GCr15的切削性能 |
| 5.5.1 淬硬轴承钢GCr15的特点 |
| 5.5.2 实验设计 |
| 5.5.3 实验结果与分析 |
| 5.5.4 刀具失效机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 论文创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
| 1 金属间化合物粘结相 |
| 1.1 Ni-Al粘结相 |
| 1.2 Fe-Al粘结相 |
| 3 高熵合金粘结相 |
| 3.1 高熵合金粘结相研究现状 |
| 3.2 高熵合金粘结相面临的挑战 |
| 4 无粘结相硬质合金 |
| 4.1 超细/纳米晶无粘结相硬质合金 |
| 4.2 无粘结相硬质合金的增韧 |
| 5 结语 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 序 |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 金属陶瓷发展概况与现状 |
| 2.1.1 WC-Co系硬质合金 |
| 2.1.2 金属陶瓷的组成和分类 |
| 2.1.3 硼化物基金属陶瓷的发展现状 |
| 2.1.4 WCoB基金属陶瓷 |
| 2.2 结构材料的第一性原理计算分析 |
| 2.2.1 材料计算概述 |
| 2.2.2 求解Schrodinger方程及近似处理 |
| 2.2.3 密度泛函理论 |
| 2.2.4 交换-关联能量泛函 |
| 2.2.5 计算软件 |
| 2.3 粉末冶金制备工艺发展与应用现状 |
| 2.3.1 常见粉末制备方法 |
| 2.3.2 常见的粉末成形 |
| 2.3.3 常见粉末冶金制备硬质合金的烧结方式 |
| 2.4 需求分析与本文研究思路 |
| 3 研究内容及技术路线 |
| 3.1 硬质相,粘结相与掺杂元素的选择 |
| 3.1.1 硬质相与粘结相的选择: |
| 3.1.2 掺杂元素选择: |
| 3.2 利用第一性原理计算的建模与分析 |
| 3.2.1 建模与优化 |
| 3.2.2 参数概念及设置 |
| 3.3 实验原料与分析方法 |
| 3.3.1 实验设备 |
| 3.3.2 性能测试方法 |
| 4 V掺杂WCoB和W_2CoB_2的力学性能和电子结构的计算 |
| 4.1 理论模型 |
| 4.2 计算参数 |
| 4.3 计算结果 |
| 4.3.1 稳定性与晶格参数分析 |
| 4.3.2 弹性常数与力学性能分析 |
| 4.3.3 布居数与硬度分析 |
| 4.3.4 态密度分析 |
| 4.3.5 差分电荷密度分析 |
| 4.4 小结 |
| 5 Cr掺杂WCoB和W_2CoB_2的力学性能和电子结构的计算 |
| 5.1 理论模型 |
| 5.2 计算参数 |
| 5.3 计算结果与讨论 |
| 5.3.1 稳定性与晶格参数分析 |
| 5.3.2 弹性常数与力学性能分析 |
| 5.3.3 布居数与硬度分析 |
| 5.3.4 态密度分析 |
| 5.3.5 差分电荷密度分析 |
| 5.4 小结 |
| 6 Mn掺杂WCoB和W_2CoB_2的力学性能和电子结构的计算 |
| 6.1 理论模型 |
| 6.2 计算参数 |
| 6.3 计算结果与讨论 |
| 6.3.1 稳定性与晶格参数分析 |
| 6.3.2 弹性常数与力学性能分析 |
| 6.3.3 布居数和硬度分析 |
| 6.3.4 态密度分析 |
| 6.3.5 差分电荷密度分析 |
| 6.4 不同含量V,Cr,Mn掺杂WCoB和W_2CoB_2的影响 |
| 6.4.1 V,Cr,Mn掺杂对WCoB和W_2CoB_2能量和晶格的影响 |
| 6.4.2 V,Cr,Mn掺杂对WCoB和W_2CoB_2力学性能的影响 |
| 6.4.3 V,Cr,Mn掺杂对WCoB和W_2CoB_2硬度的影响 |
| 6.4.4 过渡金属元素和掺杂含量筛选结果 |
| 6.5 小结 |
| 7 高压下的Cr掺杂WCoB的力学性能和电子结构的计算 |
| 7.1 高压下的Cr掺杂WCoB的第一性原理计算模型与参数 |
| 7.1.1 理论模型 |
| 7.1.2 计算参数 |
| 7.2 高压下的Cr掺杂WCoB的第一性原理计算结果 |
| 7.2.1 稳定性与晶格参数分析 |
| 7.2.2 弹性常数与力学性能分析 |
| 7.2.3 布居数与硬度分析 |
| 7.2.4 态密度分析 |
| 7.3 高压下的Cr掺杂WCoB的第一性原理计算总结 |
| 8 SPS烧结WCoB-Co金属陶瓷的微观组织和相演变 |
| 8.1 成分设计与样品制备 |
| 8.1.1 实验原料的制备 |
| 8.1.2 SPS烧结制备工艺 |
| 8.2 烧结结果与讨论 |
| 8.2.1 不同烧结温度下的致密化分析 |
| 8.2.2 不同烧结温度下的相演变 |
| 8.2.3 不同烧结温度下的组织形貌 |
| 8.2.4 不同烧结温度下的力学性能 |
| 8.3 小结 |
| 9 Cr掺杂WCoB基金属陶瓷的实验与第一性原理计算对比 |
| 9.1 成分设计与样品制备 |
| 9.1.1 烧结成分设计 |
| 9.1.2 SPS烧结制备工艺 |
| 9.2 SPS实验与第一性原理计算的对比分析 |
| 9.2.1 硬质相硬度的测定 |
| 9.2.2 硬质相中Cr掺杂含量的确定 |
| 9.2.3 致密化分析 |
| 9.2.4 不同Cr掺杂含量下的相组成 |
| 9.2.5 不同Cr掺杂含量下的显微组织 |
| 9.3 小结 |
| 10 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 硬质合金概述 |
| 1.1.1 硬质合金的发展简述 |
| 1.1.2 硬质合金的分类 |
| 1.1.3 硬质合金添加剂的种类及作用 |
| 1.1.4 硬质合金的烧结理论 |
| 1.1.5 硬质合金的烧结方法 |
| 1.1.6 硬质合金的研究现状 |
| 1.2 硬质合金的腐蚀 |
| 1.2.1 硬质合金的腐蚀机理 |
| 1.2.2 影响硬质合金耐腐蚀性能的因素 |
| 1.2.3 提高合金耐蚀性的合金元素 |
| 1.2.4 耐腐蚀硬质合金的研究现状 |
| 1.3 WC-Ni硬质合金 |
| 1.3.1 WC-Ni硬质合金的发展及研究现状 |
| 1.3.2 WC-Ni硬质合金的应用 |
| 1.4 本文选题的来源及主要研究内容 |
| 1.4.1 研究背景与意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验原料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 研究技术路线 |
| 2.4 研究工艺选择 |
| 2.4.1 合金总碳含量的确定 |
| 2.4.2 烧结工艺的设计 |
| 2.5 合金的性能检测 |
| 2.5.1 密度 |
| 2.5.2 硬度 |
| 2.5.3 抗弯强度 |
| 2.5.4 孔隙与非化合碳 |
| 2.5.5 矫顽磁力 |
| 2.5.6 金相 |
| 2.5.7 断口形貌 |
| 2.5.8 合金物相分析 |
| 2.5.9 平均线收缩系数 |
| 3 制备工艺对WC-8%Ni硬质合金组织和性能的影响 |
| 3.1 球磨时间对WC-8%Ni硬质合金组织和性能的影响 |
| 3.1.1 试样的制备 |
| 3.1.2 球磨时间对粉末粒度的影响 |
| 3.1.3 球磨时间对合金密度的影响 |
| 3.1.4 球磨时间对合金组织及物相的影响 |
| 3.1.5 球磨时间对合金性能的影响 |
| 3.2 压制压强对WC-8%Ni硬质合金性能的影响 |
| 3.2.1 试验试样的制备 |
| 3.2.2 压制压强对合金致密化的影响。 |
| 3.2.3 压制压强对合金性能的影响 |
| 3.3 小结 |
| 4 烧结工艺对WC-8%Ni硬质合金性能的影响 |
| 4.1 烧结工艺 |
| 4.2 合金试样的制备过程 |
| 4.3 烧结温度对WC-8%Ni硬质合金性能及组织的影响 |
| 4.3.1 烧结温度对合金组织的影响 |
| 4.3.2 烧结温度对合金密度及性能的影响 |
| 4.4 烧结方式对WC-8%Ni硬质合金性能及组织的影响 |
| 4.5 小结 |
| 5 添加剂Mo对 WC-8%Ni硬质合金组织及性能的影响 |
| 5.1 合金试样的制备 |
| 5.2 Mo含量对合金相对密度的影响 |
| 5.3 Mo含量对合金组织及物相的影响 |
| 5.4 Mo含量对合金力学性能的影响 |
| 5.5 小结 |
| 6 全文总结 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文与研究成果 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 硼化物金属陶瓷研究进展 |
| 1.2.1 二元向三元演变 |
| 1.2.2 三元硼化物基金属陶瓷概述 |
| 1.3 三元硼化物基金属陶瓷研究进展 |
| 1.3.1 Mo_2FeB_2 基金属陶瓷研究进展 |
| 1.3.2 Mo_2NiB_2 基金属陶瓷研究进展 |
| 1.3.3 WCoB基金属陶瓷研究进展 |
| 1.4 晶粒长大抑制剂的研究现状及其作用机理 |
| 1.5 第一性原理计算方法在金属陶瓷材料中的应用 |
| 1.6 本论文的提出及主要研究内容 |
| 第2章 W-Co-B系合金的结构和力学性能的第一性原理计算 |
| 2.1 结构模型及计算方法 |
| 2.1.1 结构模型构建 |
| 2.1.2 计算方法 |
| 2.2 WCoB和 W_2CoB_2 的结构稳定性 |
| 2.3 WCoB和 W_2CoB_2 的力学性能 |
| 2.4 WCoB和 W_2CoB_2 的电子结构 |
| 2.4.1 态密度 |
| 2.4.2 布居分析 |
| 2.4.3 差分电荷密度 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 主要组元对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验原材料 |
| 3.2.2 制备工艺 |
| 3.2.3 检测与分析方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 初始Co含量对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.3.2 W/B原子比对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 合金掺杂W_2CoB_2 相结构和力学性能的第一性原理计算 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金掺杂位置对W_2CoB_2 力学性能影响 |
| 4.2.1 结构模型及计算方法 |
| 4.2.2 合金掺杂W_2CoB_2 的稳定性比较 |
| 4.2.3 合金掺杂对W_2CoB_2 力学性能的影响 |
| 4.2.4 合金元素掺杂前后W_2CoB_2 的电子结构 |
| 4.3 合金掺杂浓度对W_2CoB_2 力学性能影响 |
| 4.3.1 结构模型及计算方法 |
| 4.3.2 合金掺杂浓度对W_2CoB_2 力学性能的影响 |
| 4.3.3 合金元素掺杂前后W_2CoB_2 的电子结构 |
| 4.4 Ni-Cr共掺杂对W_2CoB_2 力学性能的影响 |
| 4.4.1 结构模型及计算方法 |
| 4.4.2 Ni-Cr共掺杂对W_2CoB_2 力学性能的影响 |
| 4.4.3 Ni-Cr共掺杂前后W_2CoB_2 的电子结构 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 合金元素对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验原材料 |
| 5.2.2 制备工艺 |
| 5.2.3 检测与分析方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Ni含量对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能的影响 |
| 5.3.2 Cr含量对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能的影响 |
| 5.3.3 Ni-Cr共掺杂对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 金属碳化物对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 实验原材料 |
| 6.2.2 制备工艺 |
| 6.2.3 检测与分析方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 VC对 WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能的影响 |
| 6.3.2 Cr_3C_2对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能的影响 |
| 6.3.3 VC/Cr_3C_2 复合添加对WCoB-TiC基金属陶瓷组织和力学性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
| 致谢 |
| 附件 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 本课题的研究背景 |
| 1.2 陶瓷基纳米复合刀具材料研究现状 |
| 1.2.1 陶瓷基纳米复合材料概述 |
| 1.2.2 陶瓷基纳米复合材料的制备 |
| 1.2.3 陶瓷基纳米复合材料的力学性能 |
| 1.2.4 陶瓷基纳米复合材料的切削性能 |
| 1.2.5 陶瓷基纳米复合材料的强韧化机理研究 |
| 1.3 功能梯度刀具材料研究现状 |
| 1.3.1 功能梯度硬质合金刀具 |
| 1.3.2 功能梯度金属陶瓷刀具 |
| 1.3.3 功能梯度陶瓷刀具 |
| 1.3.4 功能梯度材料热-力学性能研究 |
| 1.4 无粘结相WC基复合刀具材料研究现状 |
| 1.4.1 无粘结相WC基复合刀具材料致密性研究 |
| 1.4.2 无粘结相WC基复合刀具材料断裂韧性研究 |
| 1.5 本课题研究意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 基于石墨烯改性的表面贫钴梯度硬质合金刀具材料研究 |
| 2.1 实验步骤 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 WC及MLG的分散 |
| 2.1.3 材料设计及制备工艺 |
| 2.1.4 显微组织观察及物相分析 |
| 2.1.5 密度及力学性能测试 |
| 2.2 实验结果与讨论 |
| 2.2.1 相组成与微观组织 |
| 2.2.2 烧结后Co梯度完整性 |
| 2.2.3 致密度及力学性能 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 基于陶瓷粘结相的无钴梯度硬质合金刀具材料研究 |
| 3.1 复合粉体制备及烧结工艺 |
| 3.2 组分优化 |
| 3.2.1 陶瓷“粘结相”比例优化 |
| 3.2.2 复式晶粒增长抑制剂比例优化 |
| 3.3 二步烧结工艺优化 |
| 3.3.1 二步烧结温度的确定 |
| 3.3.2 相组成与微观组织 |
| 3.3.3 致密度及力学性能 |
| 3.4 强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 基于石墨烯强韧化的陶瓷粘结相硬质合金刀具材料研究 |
| 4.1 复合粉体制备及烧结工艺 |
| 4.2 相组成与微观组织 |
| 4.3 致密度及力学性能 |
| 4.4 多级强韧化机理 |
| 4.4.1 梯度结构引入表面残余压应力强韧化(一级强韧化) |
| 4.4.2 石墨烯强韧化(二级强韧化) |
| 4.4.3 多元纳米颗粒强韧化(三级强韧化) |
| 4.5 摩擦磨损性能 |
| 4.5.1 实验介绍 |
| 4.5.2 摩擦系数 |
| 4.5.3 磨损率 |
| 4.5.4 磨损形貌及石墨烯减摩抗磨机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 石墨烯/WC基梯度纳米复合刀具切削性能研究 |
| 5.1 车削实验 |
| 5.1.1 纯铁的切削性能 |
| 5.1.2 实验刀具 |
| 5.1.3 实验条件 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 切削力 |
| 5.2.2 刀-屑接触区摩擦系数 |
| 5.2.3 剪切角 |
| 5.2.4 切削温度 |
| 5.2.5 刀面磨损形貌 |
| 5.2.6 刀具切削性能改善机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文、参与项目及获得的奖励 |
| 附录: 已发表的英文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的组织、结构与性能 |
| 1.3 合金元素及添加剂对Ti(C,N)基金属陶瓷组织与性能的影响 |
| 1.3.1 C、N元素 |
| 1.3.2 Ni、Co |
| 1.3.3 添加剂 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷制备技术的发展概况 |
| 1.4.1 原始粉末的制备 |
| 1.4.2 混料方式 |
| 1.4.3 成形方式 |
| 1.4.4 烧结方法 |
| 1.5 碳热还原制备技术的研究现状 |
| 1.5.1 碳热还原法制备粉体材料的研究 |
| 1.5.2 碳热还原制备技术在硬质合金中的应用 |
| 1.5.3 碳热还原制备技术在Ti(C,N)基金属陶瓷中的应用 |
| 1.6 Ti(C,N)基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀特性 |
| 1.7 本文研究目的和意义 |
| 1.8 本文技术路线 |
| 第二章 试验材料的制备及表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 制备流程 |
| 2.3 测试与表征 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 物相分析 |
| 2.3.3 差热分析 |
| 2.3.4 显微组织形貌观测及微区成分分析 |
| 2.3.5 硬质相晶粒尺寸分布的统计 |
| 第三章 原位碳热还原法制备Ti(C,N)基金属陶瓷的烧结工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷烧结过程中的相变及显微组织演变 |
| 3.3.1 烧结过程中的相变 |
| 3.3.2 烧结过程中的显微组织演变 |
| 3.4 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.4.1 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷相组成的影响 |
| 3.4.2 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.4.3 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.4.4 烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 3.5 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 3.5.1 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.5.2 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 3.5.3 保温时间对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 3.6 原位碳热还原法制备Ti(C,N)基金属陶瓷的烧结工艺的确定 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 原位碳热还原法制备纳米复合金属陶瓷的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 原位碳热还原法制备的纳米复合金属陶瓷的组织与性能 |
| 4.3.1 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷相组成的影响 |
| 4.3.2 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.3 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 4.3.4 纳米TiO_2添加量对金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 晶粒长大抑制剂在原位碳热还原法制备的金属陶瓷中的作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 Cr_3C_2、VC对原位碳热还原法制备的金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 5.3.1 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷相组成的影响 |
| 5.3.2 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 5.3.3 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 5.3.4 Cr_3C_2和VC的加入量对Ti(C,N)基金属陶瓷断口形貌的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 原位碳热还原法制备的Ti(C,N)基金属陶瓷的耐冲蚀腐蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 原位碳热还原法制备的金属陶瓷耐冲蚀腐蚀特性 |
| 6.3.1 侵蚀时间对Ti(C,N)基金属陶瓷冲蚀腐蚀失重率的影响 |
| 6.3.2 侵蚀时间对Ti(C,N)基金属陶瓷表面形貌的影响 |
| 6.3.3 原始粉料尺寸及化学成分对Ti(C,N)基金属陶瓷耐冲蚀腐蚀性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 本文主要结论 |
| 7.2 本文创新之处 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分和典型组织 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的基本成分 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的典型组织 |
| 1.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的研究进展 |
| 1.3.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备技术 |
| 1.3.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的合金化 |
| 1.3.3 Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面结构特点 |
| 1.3.4 Ti(C,N)基金属陶瓷的特殊性能 |
| 1.4 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性及脱氮行为的研究现状 |
| 1.4.1 Ti(C,N)基金属陶瓷稳定性的研究 |
| 1.4.2 Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 1.5 Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化技术的研究现状 |
| 1.5.1 晶须增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.2 碳纳米管增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.3 碳纤维增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.5.4 纳米颗粒增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 1.6 固体与分子经验电子理论及其在材料中的应用 |
| 1.6.1 固体与分子经验电子理论概述 |
| 1.6.2 固体与分子经验电子理论在材料中的应用 |
| 1.7 本文研究的目的和意义 |
| 1.8 本文研究的主要内容 |
| 第二章 试验材料的制备及测试表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验所用原料及其初始条件 |
| 2.3 试验材料的制备工艺流程 |
| 2.4 试验材料的测试与表征 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.2 密度的测定 |
| 2.4.3 孔隙度的测定 |
| 2.4.4 烧结体中的氮氧含量分析 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 差热分析 |
| 2.4.7 显微组织形貌观察及成分分析 |
| 第三章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方法 |
| 3.3 Ti(C_(1-x),N_x)固溶体的热力学稳定性 |
| 3.4 Ti(C_(1-x),N_x)固溶的N/C比对金属陶瓷稳定性的影响 |
| 3.4.1 N/C比对金属陶瓷脱氮率的影响 |
| 3.4.2 N/C比对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 3.5 Ti(C,N)基金属陶瓷典型脱氮过程和脱氮机理研究 |
| 3.5.1 烧结过程中各温度区间的脱氮率 |
| 3.5.2 烧结过程中的相变和组织演化 |
| 3.5.3 烧结过程中的脱氮机理 |
| 3.6 烧结工艺参数对Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.1 1000 ℃-1240℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.2 1240 ℃-1400℃阶段升温数率对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.6.3 终烧温度对金属陶瓷脱氮行为的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 化学成分对高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.3.1 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.2 Ni含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.4 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.4.1 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织的影响 |
| 4.4.2 Mo含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.5 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 4.5.1 WC对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和显微组织的影响 |
| 4.5.2 WC含量对高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷脱氮率和力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 原位碳热还原法制备高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 测试与分析 |
| 5.3 原位碳热还原过程中的致密化行为和相变 |
| 5.3.1 烧结过程中的致密化行为 |
| 5.3.2 烧结过程中的主要相变 |
| 5.4 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 5.4.1 原位碳热还原法所制备金属陶瓷的显微组织 |
| 5.4.2 原位碳热还原法所制备金属陶瓷中的界面特点 |
| 5.5 原位碳热还原法所制备Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷强韧化机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 研究方法 |
| 6.3 陶瓷硬质相和金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.3.1 陶瓷硬质相的价电子结构计算 |
| 6.3.2 金属粘结相的价电子结构计算 |
| 6.4 陶瓷硬质相/金属粘结相界面的价电子密度差计算 |
| 6.4.1 陶瓷硬质相((?)1(?))晶面的价电子密度 |
| 6.4.2 金属粘结相(110)晶面的价电子密度 |
| 6.4.3 相界面价电子密度差计算 |
| 6.5 计算结果 |
| 6.6 高氮量Ti(C,N)基金属陶瓷的强韧化机理分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 混晶结构高氮量无钴Ti(C,N)基金属陶瓷的研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验方法 |
| 7.3 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的主要粉料形貌和物相组成 |
| 7.4 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织及界面特点 |
| 7.4.1 高氮量碳混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织 |
| 7.4.2 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷中的界面特点 |
| 7.5 高氮量混晶结构Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能 |
| 7.6 粗/细硬质相比例对高氮量混晶结构金属陶瓷组织和性能的影响 |
| 7.6.1 粗/细硬质相比例对金属陶瓷显微组织的影响 |
| 7.6.2 粗/细硬质相比例对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 7.7 本章小结 |
| 第八章 全文总结 |
| 8.1 本文主要结论 |
| 8.2 本文创新之处 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
| 附录 价电子计算程序 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 硬质合金概述 |
| 1.1.1 硬质合金的组成及性能特点 |
| 1.1.2 硬质合金的分类 |
| 1.1.3 硬质合金的发展历史 |
| 1.1.4 硬质合金的生产工艺 |
| 1.1.5 硬质合金的应用 |
| 1.1.6 硬质合金的发展趋势 |
| 1.2 超细及纳米晶硬质合金 |
| 1.2.1 概述 |
| 1.2.2 超细及纳米晶硬质合金原料粉体的制备 |
| 1.2.3 超细及纳米晶硬质合金的烧结 |
| 1.2.4 超细及纳米晶硬质合金中晶粒长大抑制剂的应用 |
| 1.2.5 超细及纳米晶硬质合金的应用 |
| 1.3 硬质合金粘结相的改进 |
| 1.3.1 概述 |
| 1.3.2 镍和铁用作硬质合金粘结相 |
| 1.3.3 铜用作硬质合金粘结相 |
| 1.3.4 金属间化合物用作硬质合金粘结相 |
| 1.4 梯度硬质合金 |
| 1.4.1 概述 |
| 1.4.2 梯度硬质合金的制备方法 |
| 1.4.3 梯度硬质合金的应用 |
| 1.5 稀土元素掺杂硬质合金 |
| 1.5.1 概述 |
| 1.5.2 稀土元素掺杂硬质合金的制备方法 |
| 1.5.3 稀土元素掺杂硬质合金的强化机理 |
| 1.6 稀土氧化物掺杂钨基材料 |
| 1.6.1 概述 |
| 1.6.2 稀土氧化物掺杂钨基材料制备 |
| 1.6.3 稀土氧化物掺杂钨基材料的强化机理 |
| 1.7 本论文的研究目的及主要研究内容 |
| 第二章 微波烧结制备WC-10Co超细晶硬质合金的研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 原料及仪器设备 |
| 2.2.2 材料的制备 |
| 2.2.3 测试与分析 |
| 2.3 实验结果与分析 |
| 2.3.1 粉体的表征 |
| 2.3.2 烧结温度对WC-10Co硬质合金组织性能的影响 |
| 2.3.3 WC-10Co硬质合金粘结相组成以及微观界面结构 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 WC-10(Co/Cu)超细晶硬质合金的制备和组织性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 原料及仪器设备 |
| 3.2.2 材料的制备 |
| 3.2.3 组织性能测试与分析 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 粉体的表征 |
| 3.3.2 烧结致密化及烧结体的显微组织分析 |
| 3.3.3 Cu添加对WC-10(Co/Cu)硬质合金力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 具有Co成分和WC晶粒尺寸双重梯度结构的WC-Co硬质合金的研制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 原料及仪器设备 |
| 4.2.2 材料的制备 |
| 4.2.3 组织性能测试与分析 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 粉体的表征 |
| 4.3.2 WC-Co梯度硬质合金的烧结致密化 |
| 4.3.3 烧结体的显微组织结构和演化过程 |
| 4.3.4 WC-Co梯度硬质合金的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 La_2O_3 掺杂超细晶WC-10Co硬质合金的研制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.2.1 原料及仪器设备 |
| 5.2.2 材料的制备 |
| 5.2.3 组织性能测试与分析 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 粉体的表征 |
| 5.3.2 烧结体的烧结致密化过程及显微组织 |
| 5.3.3 La_2O_3 在烧结体中的分布以及界面关系 |
| 5.3.4 La_2O_3 /WC-10Co硬质合金力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 La_2O_3 掺杂W基复合材料的制备和组织性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.2.1 原料及仪器设备 |
| 6.2.2 La_2O_3 /W复合材料的制备 |
| 6.2.3 组织性能测试与分析 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 粉体的表征 |
| 6.3.2 烧结体的显微组织演变及烧结致密化分析 |
| 6.3.3 La_2O_3 /W复合材料烧结体的力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 全文总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的学术活动及成果情况 |
