一、WC/FY-1烧结锻造钢基复合材料性能（论文文献综述）
赵伟[1]（2021）在《稀土掺杂对WC颗粒增强钢基复合材料的界面及力学性能的影响》文中提出金属基复合材料的界面润湿性、界面反应机制及稳定性等都是国内外研究工作者长期以来研究的重点工作。研究发现,界面的主要作用为传递载荷、调节应力分布、阻止裂纹扩展;以及在金属基复合材料中,稀土元素可以改善金属基体与增强体之间的润湿性。因此,本文通过粉末冶金烧结工艺和界面重熔工艺的方法成功制备了掺杂稀土Y、La、Ce、Nd的WC颗粒增强钢基复合材料。通过XRD、SEM、EDS、显微硬度、纳米压痕、压缩实验等测试方法分析了在烧结工艺和重熔工艺条件下稀土掺杂对复合材料的界面及力学性能的影响;通过第一性原理计算稀土元素掺杂对Fe3W3C的体积模量（B）、剪切模量（G）、杨氏模量（E）、泊松比（σ）等力学性能的影响。分析得出结论如下。稀土元素Y、La、Ce、Nd的掺杂可以加快复合材料的Fe、C、W元素的相互扩散,从而促使复合材料的界面反应区提前形成,并增加界面反应区的宽度。在不同烧结温度和不同的重熔温度条件下,稀土掺杂的复合材料的物相组成主要为α-Fe、W2C、WC、Fe3W3C,稀土掺杂并没有促使界面反应区产生新的物相。随着重熔温度的增加,稀土Y和Nd的掺杂复合材料的Fe3W3C含量增加。稀土元素Y、Ce、La、Nd掺杂可以降低Fe3W3C的体积模量、剪切模量、杨氏模量。同时稀土元素的掺杂可以增加Fe3W3C的各向异性,以及增加Fe3W3C的脆性和硬度。根据纳米压痕实验结果得到,掺杂稀土后复合材料的界面反应相的硬度增加,杨氏模量减小。计算结果与实验结果的趋势相同。稀土掺杂使复合材料的界面反应区的硬度降低,界面反应区周围的基体的硬度增加,从而降低了界面反应区与基体之间的硬度差。在重熔工艺条件下,在掺杂稀土元素Y和Nd元素后,复合材料的界面反应区的显微硬度降低且随着重熔温度的增加而减小。1350℃烧结条件下,掺杂稀土后复合材料的抗压强度由296.7MPa提高到659.2MPa。1450℃烧结条件下,复合材料的抗压强度由571MPa提高到858MPa;掺杂稀土的复合材料的压缩率由30%最高提高到42.2%。掺杂Y和Nd元素的复合材料的抗压强度最好。在重熔工艺条件下,稀土元素Y和Nd的掺杂增加了复合材料的抗压强度,在1340℃的重熔工艺条件下,复合材料的抗压缩能力最强。分别为332MPa、588MPa、555MPa。烧结温度从1350℃增加到1450℃时,不同稀土掺杂的复合材料的在压缩时裂纹的产生与扩展由界面反应区与基体之间的结合界面向界面反应区偏移,从而增加了复合材料的抗压强度。复合材料的界面反应区与基体之间的硬度差值降低,复合材料的抗压强度增加,则界面的结合更好。因此稀土掺杂可以增加复合材料的界面结合强度。
李刚[2]（2021）在《WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料显微组织与磨损性能的研究》文中研究指明随着我国信息技术的发展,用于加工信息产业中PCB板的微型钻头使用量越来越大。传统的用于制造微钻头的材料多为碳化钨（WC）或单一的高速钢材质,在信息产业有着广泛的应用。WC拥有良好的硬度等优异性能,但其韧性较差,在使用的过程中容易出现脆性断裂,且硬质合金的成本较高,而高速钢硬度以及耐磨性能相比较于WC存在一定的差距。因此本文以真空烧结,冷压成型的方式,实现粉末与固体结合制备WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料,利用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、能谱仪（EDS）、X射线衍射分析仪（XRD）、摩擦磨损仪等检测设备,研究了不同烧结温度、不同保温时间等实验参数对WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料的显微组织、界面的元素扩散、维氏硬度以及耐磨性的影响。主要研究成果如下:（1）研究了不同烧结温度对WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料显微组织、硬度以及耐磨性能的影响。研究结果表明,随着烧结温度升高,WC-Ni-Co组织存在的微间隙的数量越来越少。当烧结温度为1320℃时,致密度达到86.40%,此时复合材料界面处的缺陷较少,界面结合层比较的平整,说明界面的结合程度较好。在此烧结温度下,WC-Ni-Co侧的平均硬度达到1501HV0.1,WC-Ni-Co/不锈钢复合材料的磨损量也最小,说明其耐磨性最好。（2）分析了不同烧结温度对WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料界面处元素扩散的影响。结果表明,提高烧结温度,有利于元素扩散现象的发生。当烧结温度达到1320℃时,Fe、Cr、Co、Ni四种元素有明显的扩散现象发生,W元素也有一定程度的扩散。在此烧结温度下不锈钢基体与WC-Ni-Co增强体发生了冶金反应生成了Cr4Ni15W、Co Cx、Fe3C等新的物相。（3）研究了不同保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料显微组织、硬度的影响。结果表明,随着保温时间的增加,WC-Ni-Co侧组织的致密度越来越高。当保温时间为120min时,WC-Ni-Co侧组织的致密度达到89.01%,组织的硬度达到最高的1500 HV0.1,由于合金元素的相互扩散而产生的界面结合层变得越来越好。随着保温时间的增加,Fe、Cr、Co、Ni四种元素发生明显的扩散,W元素的也有一定程度的扩散。当保温时间为90min时,WC-Ni-Co与基体不锈钢发生冶金结合,生成了Fe7W6、Cr2Fe14C等新的物相。（4）研究了不同保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料耐磨性的影响。结果表明,随着保温时间的增加,复合材料的耐磨性得到了显着的提高。当保温时间为120min时,磨损量最少,复合材料的耐磨性最好。
李明宇[3]（2020）在《预制体烧结对Al2O3p/高锰钢复合材料常压浸渗深度的影响》文中研究表明Al2O3颗粒增强钢铁基复合材料（Al2O3/Fe）由于原材料来源广泛,价格低廉,具有较高的强度和优异的耐磨性,作为一种新兴的耐磨材料得到了广泛的研究和应用。液态浸渗法制备Al2O3/Fe复合材料具有成本低,可成形大型制件以及复杂制件的特点,得到了广泛关注。然而由于Al2O3颗粒与钢液之间的润湿性较差,在无外加压力的条件下,浸渗困难,因此,本研究旨在提高高锰钢对Al2O3颗粒预制体常压浸渗深度,从而为Al2O3颗粒增强复合材料的制备及界面结合能力的提高奠定基础。基于提升高锰钢对Al2O3颗粒预制体浸渗能力的目的,本文拟通过烧结的手段,在Al2O3颗粒与高锰钢之间制备界面反应层,使高锰钢熔体在浸渗过程中与界面反应层产生反应,从而达到提高浸渗深度及改善界面结合的目的。通过差热分析及拉曼光谱等手段,研究了水玻璃粘接剂在烧结过程中与Al2O3颗粒的相互作用,并在基于水玻璃而形成的界面反应层中添加不同的陶瓷微粉,探究陶瓷微粉对预制体烧结过程以及高锰钢熔体的浸渗过程产生的影响。通过设计浸渗实验,对分析不同烧结温度及不同陶瓷微粉的添加对浸渗深度产生的影响,并探究了不同烧结温度及不同种类陶瓷微粉对预制体制备过程及浸渗过程产生作用的机理,从而达到大幅提高浸渗深度并改善界面结合的目的。通过差热分析的方法,分析预制体烧结前后水玻璃与Al2O3的作用,选取800℃作为预制体的烧结温度。采用X射线衍射以及Raman光谱,对Al2O3颗粒预制体在烧结过程中的变化进行了分析。结果显示,在预制体的制备过程中,水玻璃溶液形成液膜均匀包裹在Al2O3陶瓷颗粒周围,在后续的烘干和烧结过程中对Al2O3颗粒形成有效的粘接作用。在烧结至800℃后,Al2O3与表面的水玻璃作用形成Na2O-Al2O3-Si O2微晶玻璃相。在预制体中加入碳化物和氧化物陶瓷微粉,探究不同的陶瓷微粉添加对界面反应层的相组成及高锰钢浸渗作用的影响。结果显示,氧化物存在会降低Na2O、Si O2和Al2O3之间的三元共晶反应的熔点,使Al2O3表面玻璃化程度提高,粘度降低。添加碳化物陶瓷的预制体在烧结至800℃时,有Na2O-Al2O3-Si O2微晶相产生。其生成的微晶相中的Al元素含量与添加Si C颗粒的预制体不同。通过浸渗深度实验界面反应层的元素分析,讨论了高锰钢对预制体的浸渗机理。结果显示,经800℃烧结的Al2O3颗粒预制体,高锰钢熔体对其的浸渗深度为2.6 mm,对于添加碳化物陶瓷粉的预制体,其浸渗深度进一步提高,最高达到12.5 mm以上。对于Al2O3颗粒预制体,高锰钢浸渗以高锰钢与界面反应层之间的相互作用为主。氧化物陶瓷能提高界面反应层的玻璃化程度并与Al2O3颗粒及Fe元素相互作用。碳化物的作用体现为在烧结过程中促使界面反应层中微晶相的产生,并改变微晶相中Al元素的含量。高锰钢与界面反应层的浸渗作用受界面反应层玻璃网格链接度与元素分布两种因素的影响,玻璃网格链接程度越低浸渗越容易;界面反应层中的微晶相出现,微晶相中Al元素含量的降低,均有利于Mn元素向内扩散从而使浸渗深度提高。本文通过烧结预制体并添加陶瓷微粉的方式,为提高高锰钢与Al2O3颗粒预制体之间的浸渗能力提供了思路,丰富了复合材料浸渗理论,为Al2O3/高锰钢基复合材料的应用提供了理论依据和实验基础。
张冬兰[4]（2020）在《第一性原理研究稀土对WCp/铁复合材料界面原子构型及形成机制的影响》文中研究指明界面作为颗粒增强金属基复合材料的重要组成结构,在颗粒增强金属基复合材料中起着传递载荷、调节应力分布和连接增强相和基体的重要作用。在颗粒增强金属基复合材料的制备过程中,界面的形成受到制备工艺、制备参数、增强颗粒与基体的润湿性和颗粒的分布形态等众多因素的影响,界面反应难以控制,界面结构复杂,界面相组成元素多且细小而弥散,给界面的研究工作带来了很多难题,导致至今对于颗粒增强金属基复合材料的界面反应机制仍然不太清楚。同时有很多文献报道,在复合材料中添加适量的稀土元素可以有效地改善材料的界面结合强度,并提高其强度和韧性。由于稀土元素活性极大,通常以氧化物或金属间化合物的形式吸附于界面处,这就使得有稀土添加的颗粒增强金属基复合材料的界面组织更为复杂,对稀土改性复合材料界面性能的实验研究更为不便。因此,本文以颗粒增强金属基复合材料中典型的碳化钨颗粒增强铁基复合材料为研究对象,采用第一性原理计算并结合实验分析和性能表征的方法,建立未掺杂和掺杂稀土元素的界面晶胞结构,研究界面相和界面晶胞的电子结构和热力学性质。丰富现阶段对碳化钨颗粒增强铁基复合材料界面研究的大数据库,为提高颗粒增强铁基复合材料的界面结合强度的研究提供理论基础,为稀土改性颗粒增强铁基复合材料的研究奠定基础。本论文的主要研究内容与结果如下:（1）对两种体相切取低指数面,并通过结构优化、计算表面能和界面错配度,建立Fe（110）/WC（0001）-c界面。对界面进行电荷密度分析,发现在界面处Fe-C原子间呈较强的离子键性,同时还有共价键的作用,使得Fe（110）/WC（0001）-c具有较强的界面结合强度和较稳定的界面构型。（2）碳化钨颗粒增强铁基复合材料界面相的主要组成包含Fe3W3C、Fe、WC、W2C、W和少量的C。主要界面相Fe3W3C的生成有助于调节基体Fe与增强颗粒WC之间热物理性能的差异,从而减缓基体Fe与增强颗粒交界处热裂纹的产生。（3）碳化钨颗粒增强铁基复合材料主要界面相Fe3W3C最可能的生成反应机制是3Fe+2WC+W2C→Fe3W3C+2C+W,该预测可为碳化钨颗粒增强铁基复合材料的界面反应研究工作提供参考依据。（4）当取代W原子时,掺杂界面晶胞模型中掺杂稀土Nd的界面结合强度最大且界面最稳定,当取代Fe原子时,掺杂界面晶胞模型中掺杂稀土Ce界面结合强度最大且最稳定。只考虑替代式掺杂界面的情况下,稀土原子Nd和Pr更倾向于取代W原子,而稀土原子Y、La和Ce更倾向于取代Fe原子。（5）掺杂稀土原子使得复合材料界面性能改善的原因是,稀土元素的掺杂加强了界面处Fe、W和C原子之间的电荷转移,同时不仅使得界面处成键方式发生改变,还使原子与原子之间成键加强,最终表现为稀土掺杂WCP/铁基复合材料界面结合强度增加。（6）成功的从六种稀土元素Nd、Y、La、Ce、Pr和Pm中筛选出两种,在向WCP/铁基复合材料中添加稀土元素以改善界面性能时,可优先选择Nd或者Ce元素,对界面的改善效果会更为明显。
曹洪治[5]（2020）在《ZTAp-WCp/Ni基复合材料的制备及冲蚀磨损性能研究》文中研究指明陶瓷颗粒增强金属基复合材料以其同时兼具陶瓷材料的高强度、高硬度、耐腐蚀和金属材料高韧性的综合性能而备受关注。由于金属基复合材料基体硬度低,浆体冲蚀工况下易过早过度流失而失去对增强颗粒的有效支撑,降低了复合材料的耐磨性。而添加适量的增强颗粒可以在提高金属基复合材料基体硬度和耐磨性的同时,提高复合材料的整体耐磨性能。本文运用复合材料设计原理和颗粒增强金属基复合材料的强化机理,设计了以基体固溶强化、小颗粒弥散强化和大颗粒承载强化相结合的混杂颗粒增强金属基复合材料。以粒径分别为F12（2.0-2.5 mm）,F14（1.5-2.0 mm）,F20（0.5-1.0mm）的大尺寸不规则ZTA颗粒（体积分数为30%）以及铸造WC颗粒（体积分数分别为3%、5%、10%）为增强相,镍基自熔合金Ni55为基体,采用粉末冶金方法,制备了ZTAp-WCp/Ni55系列复合材料。研究了ZTA颗粒尺寸、WC颗粒含量对复合材料组织结构、密度、硬度、断裂韧性等力学性能的影响,深入研究了复合材料的冲蚀磨损性能及冲蚀磨损机理。获得以下主要结论:（1）设计了以大颗粒承载强化和小颗粒弥散强化相结合的混杂颗粒增强复合材料结构。以固体石蜡为粘结剂,无水乙醇为分散剂,通过机械搅拌等方式,分批向基体粉末中加入不同增强颗粒的二次造粒工艺有效解决了制备过程中增强颗粒的“偏聚”和“团聚”问题。采用分级加载、“三段保温法”工艺制备的ZTAp-WCp/Ni55复合材料收缩均匀,ZTA、WC在基体中均匀分布。复合材料的相对密度平均值为96.5%,基体硬度在HRC50-60之间。（2）研究了ZTA粒度、WC含量对ZTAp-WCp/Ni55复合材料密度、致密度和硬度的影响。烧结过程中,WC通过扩散、反应形成固溶体和析出第二相强化了复合材料基体,提高了基体硬度。当WC体积分数为5%时,复合材料基体的硬度最高,达到HRC60。当WC含量为10%时,复合材料中增强相总体积分数达到40%,导致复合材料致密度下降,基体硬度降低。随着ZTA粒度的减小（总体积分数固定）,单位体积内的ZTA颗粒数量增加,与基体的接触面积增大,由于ZTA与基体润湿性差,缺陷密度增加,导致复合材料致密度下降和基体硬度降低。复合材料的相对密度与其基体硬度值呈显着正相关,其相关系数为0.6747。（3）ZTAp-WCp/Ni55复合材料主要由γ-Ni（Cr、Fe）、Al2O3、Zr O2、WC、W2C、M23C6以及部分硅化物和硼化物组成。ZTA颗粒与Ni55基体之间的界面结合良好,未发生明显元素扩散,界面为机械结合;WC颗粒与Ni55基体发生元素扩散、反应而形成冶金结合界面,产成“核-壳”结构:其中的“核”为未溶解的WC,“壳”由γ-Ni固溶体（含Cr、W、Fe）、M23C6、W2C、WC及（W、Cr）与Si形成的硅化物共同构成的。WC分解后产生的W与基体相互扩散,形成固溶体,与Cr、C生成M23C6型碳化物,M23C6中W、Cr的成分比例与其和W的相对远近位置有关。通过热力学计算,发现扩散区内的W还与Si生成了低熔点的W5Si3等硅化物,使得Si元素在扩散区内富集。“核-壳”结构的存在使自WC芯部到基体的显微硬度呈由高到低的梯度变化。（4）ZTA颗粒、WC颗粒的添加未能改善复合材料的韧性。增强颗粒的添加割裂了复合材料基体的连续性,使得复合材料内部的界面数量增多,虽然界面处析出细小颗粒能够通过偏转或终止裂纹,阻止由热应力引起的开裂,但无法弥补宏观的界面缺陷所引起的开裂。ZTAp-WCp/Ni55复合材料的基体、ZTA和WC均表现为沿晶断裂和穿晶断裂混合的脆性断裂。复合材料的冲击功与相对密度具有显着正相关性,相关系数为0.8434。复合材料的相对密度即复合材料的致密度是影响复合材料冲击性能的关键因素。（5）ZTA颗粒、WC颗粒的添加显着提升了ZTAp-WCp/Ni55复合材料的抗冲蚀磨损性能。ZTA颗粒发挥了大尺寸增强颗粒的承载作用和阴影效应,对复合材料基体形成了有效的保护;WC颗粒通过扩散、反应形成的固溶体和析出相强化了基体,提高了复合材料基体的耐磨性。冲蚀角度决定了浆体中Si C颗粒对复合材料表面的作用方式。30°时,浆体中的Si C颗粒同时对材料表面的产生切向和法向作用,磨损表面主要表现为基体的犁沟和增强颗粒因疲劳剥落形成的剥落坑;90°冲蚀时,冲蚀磨损机理主要为法向载荷的持续冲击导致的疲劳剥落,材料表面的磨损形貌以疲劳断裂而形成的剥落坑为主。酸性腐蚀介质加剧了复合材料的磨损进程,冲蚀磨损过程中,磨损和腐蚀相互作用,相互耦合,导致酸性条件下的冲蚀磨损率远大于中性条件。（6）通过对冲蚀过程中ZTAp-WCp/Ni55复合材料表面形貌的连续记录观察,直观揭示了复合材料的冲蚀磨损过程和机理。冲蚀磨损首先发生在ZTA颗粒与基体的结合界面处和组织缺陷处。酸性环境中,ZTA颗粒内部Al2O3与Zr O2的晶界处腐蚀磨损现象严重。WC颗粒由于扩散反应形成的“核-壳”结构即与基体之间形成的良好的界面有效提升了复合材料的抗冲蚀磨损性能,同时也使得增强后的基体为ZTA颗粒提供了有效的支撑作用,为ZTA颗粒稳定发挥承载作用提供了基础,使复合材料表现出良好稳定的抗冲蚀磨损性能。ZTA颗粒与WC颗粒通过承载强化、固溶强化、弥散强化的协同作用使ZTAp-WCp/Ni55复合材料具备良好的抗冲蚀磨损性能。
张航[6]（2019）在《激光增材制造WCp增强Fe基复合材料增韧工艺与机理研究》文中研究表明将颗粒增强金属基复合材料应用于磨损领域,能够解决复杂恶劣工况下传统材料磨损性能差的问题,具有广阔的应用前景和可观的经济效益。但是,颗粒增强金属基复合材料较差的韧性,限制了其在磨损领域的发展。因此,研究颗粒增强金属基复合材料的增韧工艺与韧化机理具有重要的理论和实际意义。本文利用激光增材制造技术和锻造处理工艺,实现了WCp增强Fe基复合材料的结构增韧和锻造增韧。在对复合材料微观组织、力学性能和断裂行为研究的基础上,分析了两种增韧工艺下颗粒增强金属基复合材料的增韧机理。通过激光增材制造技术,制备了空间夹层分布的WC/H13-Inconel625结构韧化复合材料。增强区为20%体积分数WC/H13复合材料,韧化区为Inconel625合金。增强区硬度由强韧界面向中心区域呈梯度变化,韧化区平均硬度为230.5HV。结构韧化复合材料在平面磨损中表现出“宏观阴影效应”,具有与相同体积分数的传统WC/H13复合材料相当的耐磨性和更好的减摩效果。需要指出的是,结构韧化复合材料冲击韧性大幅度提高,为传统WC/H13复合材料的5.5倍,达到13.8J/cm2。在激光增材制造WC/18Ni300复合材料的基础上,通过单向热锻实现了Fe基复合材料的锻造增韧,利用OM、SEM、EBSD、TEM等手段分析了锻造处理前后WC/18Ni300复合材料的组织演变机制。研究发现,锻造处理之后复合材料基体发生了部分马氏体相变,晶界网状碳化物被打碎并形成流线,基体上析出了200300nm的（W,Mo）2C和520nm的Ni3（Mo,Ti）。经过锻造处理,复合材料抗拉强度和耐磨性略有降低,但冲击韧性增加了71%,由5.5J/cm2提高到9.4J/cm2。通过对复合材料微观组织和断裂行为的分析,阐明了结构增韧和锻造增韧两种工艺的增韧机理,结果表明,激光增材制造WC/H13-Inconel625结构韧化复合材料表现出区域性的混合断裂方式,通过Inconel625的韧性断裂吸收冲击能量。同时,裂纹扩展前沿在增强区与韧化区界面处发生偏折和分叉,增加了裂纹扩展所吸收的总能量,冲击韧性大幅度提高。对于WC/18Ni300复合材料,锻造处理能够打碎复合材料中的网状碳化物,提高基体塑性和碳化物协调变形能力。同时,基体晶粒内部产生大量位错和亚结构,经过静态再结晶后基体平均晶粒尺寸由107μm减小到17μm。基体晶粒细化和碳化物碎化是复合材料锻造韧化的主要增韧机制。
孟令浩[7]（2019）在《微钻头用WC-Ni/高强钢复合界面显微组织及扩散行为研究》文中认为随着电子行业的不断发展,电子产品对轻、薄和小型化精细部件的需求不断增加,用于加工印刷电路板的微钻头的用量和性能要求不断提高。WC是目前加工微钻头的使用比较广泛的材料,WC微钻头在硬度和耐磨性等方面表现出优异的性能。但这种材料断裂韧性较差且价格昂贵,因此开发性能优异和成本低的复合微钻头材料具有重要意义。本文通过“冷压成型-真空烧结”的方法采用特制模具制备了一种用于微钻头以Ni为粘结剂的WC/高强钢复合材料。研究了WC/高强钢复合材料、WC-Ni/高强钢复合材料在不同烧结温度、不同保温时间的条件下的显微组织、硬度、复合材料界面的元素扩散和物相组成。所得结论如下:（1）随着烧结温度的升高WC组织致密度提高,烧结温度为1340℃时致密度最高,未添加Ni元素的WC组织致密度为76.75%,添加Ni元素的WC组织致密度为96.19%。当烧结温度达到1320℃后,继续提升烧结温度对致密度的提升效果降低。（2）随着保温时间的增加WC组织致密度提高,保温时间为120min时致密度最高,未添加Ni元素的WC组织致密度为77.31%,添加Ni元素的WC组织致密度为88.79%。当保温时间超过90min后,继续增加保温时间对致密度的提升效果降低。（3）1320℃烧结温度、保温90min制备的WC与高强钢复合材料得到相对较好的综合性能,未添加Ni元素的WC组织硬度可达1968HV,添加Ni元素的WC组织硬度可达1076HV。添加Ni元素对芯部高强钢的硬度影响变化较小。（4）WC与高强钢复合材料在复合界面处发生了元素扩散,在复合界面处形成了一定宽度的过渡层,复合材料的结合为冶金结合。Fe元素扩散现象较为明显,W元素扩散现象不明显。添加Ni元素的复合材料中,Ni元素发生扩散,观察界面线扫描图发现Ni元素对Fe元素的扩散有促进作用。（5）在WC与高强钢复合材料制备过程中形成了Cr2Fe14C、（Fe,C）等相。添加Ni元素的复合材料比未添加Ni元素的复合材料增加了Fe3Ni2、Ni17W3等新相,新相的生成导致复合材料中游离的C元素增加,降低了复合材料中WC组织硬度。
彭家健[8]（2017）在《Mo-Fe-B硬面堆焊材料的制备及堆焊层组织与性能的研究》文中研究指明鉴于Mo2FeB2基金属陶瓷优异的综合力学性能,制备成本低,以及与钢相近的热膨胀系数、热导率和密度,特适合做覆层材料。在此基础之上,研究采用堆焊的方法在钢基表面原位合成Mo2FeB2基金属陶瓷堆焊涂层材料,以期提高材料表面的耐磨性能和使用寿命。以钼粉、还原铁粉、硼铁粉以及碳化钨粉等为基础原料,自制成堆焊用Mo-Fe-B系管状焊丝,在45钢表面采用氧-乙炔焰及氩弧进行堆焊制备堆焊涂层。通过焊接冶金原理、吉布斯自由能判据和Mo-Fe-B相图分析推断堆焊的冶金过程及堆焊层的物相组成,然后以堆焊层硬度、耐磨性以及堆焊界面硬度梯度等作为性能指标,采用金相显微镜、扫描电子显微镜及XRD衍射仪作为显微组织的分析方法,研究WC在不同的堆焊工艺下对堆焊层组织与性能的影响,研究Mo/B以及堆焊电流在氩弧堆焊条件下对堆焊层组织与性能的影响。并对比了Mo-Fe-B与市售铸造碳化钨管状焊丝在氧-乙炔焰堆焊条件下堆焊层及界面的组织与性能。结果表明:堆焊制备Mo2FeB2基金属陶瓷涂层是切实可行的,堆焊层组织较均匀,致密度高;组织中硬质相主要包括Mo2FeB2、MoB、Fe2B、Cr B、（Fe,Cr）7C3等,Mo2FeB2相能显着的提高钢表面的硬度及耐磨性;在氧-乙炔焰堆焊时,WC烧损少,能抑制熔池凝固时树枝晶的析出,有利于Mo2FeB2相的生成,对堆焊层组织影响较大。在WC添加量为25%时,堆焊层组织由细小均匀的Mo2FeB2颗粒、共晶硼化物硬质相、块状WC和Fe基固溶体构成,堆焊层硬度最高,耐磨性最好;氩弧堆焊电流为110A时,Mo/B原子比和WC添加量对堆焊层组织与性能影响不大,组织主要由胞状或者胞状树枝晶及共晶的Fe基固溶体和共晶的硼化物、碳化物或硼碳化物硬质相构成。在堆焊电流为80A时,堆焊层表面组织中出现块状和细小的颗粒状Mo2FeB2相,但在界面处没有发现Mo2FeB2相。堆焊层硬度及耐磨性显着提高;Mo-Fe-B氧-乙炔焰及氩弧试样堆焊层界面处都存在一个宽度小于100μm的硬度过渡区,呈冶金结合,无缺陷。铸造碳化钨的氧-乙炔焰试样堆焊层组织由球形、颗粒状的WC以及Fe基体构成,且在堆焊层及其界面处都存有裂纹缺陷。
王志[9]（2017）在《TiC-CrMo钢钢结硬质合金的制备与性能研究》文中指出钢结硬质合金硬度高、比重小、耐磨性好,广泛应用于工模具、量具和耐磨零件。目前,与国外同类材料相比,国产钢结硬质合金常常存在孔隙率过高、强度低以及不均匀等问题。本文采用传统粉末冶金方法制备含铬低合金钢钢结硬质合金,通过对TiC粉和钢基体原料粉的优选,以及工艺的优化,以期提高钢结硬质合金的性能。本文首先基于GT35钢结硬质合金对球磨工艺、烧结工艺和热处理工艺进行优化。结果表明,球磨44小时、烧结温度为1440℃C、600 ℃C后升温速度为1 ℃C ·min-1,热处理后能得到密度和强度较高的样品:密度为6.40 g·cm-3、抗弯强度为1602 MPa。使用不同配碳量以及不同化合碳含量的碳化钛作为原料,结果发现配碳量（原料总碳）为7.50 wt%的时候,钢结合金得到最好的综合性能。使用化合碳含量较高（19.15 wt%）的碳化钛能得到较高的综合性能:硬度为68 HRC左右、抗弯强度为1726 MPa。采用不同的铁粉（还原铁粉、电解铁粉、羰基体粉）制备钢结硬质合金,其中使用还原铁粉制备的合金的性能最低,使用电解铁粉作次之,使用羰基铁粉制备的钢结合金的性能最高:硬度70 HRC、抗弯强度2120 MPa。利用微碳铬铁粉作为铬源用于制备钢结硬质合金,并和纯铬粉以及冶金用铬铁粉进行了对比。微碳铬铁粉具有较小的颗粒尺寸及较高的纯度使得制备的合金具有较高的性能:硬度68 HRC、抗弯强度1893 MPa;利用微碳铬铁粉为铬源,制备铬含量为2.34、6、10 wt%的钢结硬质合金。随着铬含量的增加,样品的强度逐渐下降,硬度先升高后降低。在相同的条件下,铬含量为6 wt%的样品的耐磨性能最好,其次是铬含量为10 wt%的样品,铬含量为2.34 wt%的样品的耐磨性能最差。使用微碳铬铁粉制备的铬含量为2.34 wt%的样品的耐磨性能较高碳铬铁制备的样品提高了大约39.3%,大约是YG25钢结硬质合金耐磨性的2.1倍。我们对用量较大的铬含量为2.34 wt%的钢结硬质合金进行了优化实验。采用羰基铁粉、化合碳含量为19.15 wt%的碳化钛粉、微碳铬铁粉为原料,其中配碳量为7.5 wt%、球磨时间为44 h、烧结温度为1440 ℃、600 ℃-烧结温度的升温速度为1 ℃>min-1。经过热处理后样品的硬度为70 HRC、抗弯强度为2286 MPa、冲击韧性为7.2 J/cm2。
张宁,强颖怀,杨莉,陆兴华[10]（2016）在《热处理对复合电冶熔铸WC颗粒增强钢基复合材料力学性能的影响》文中认为采用复合电冶熔铸工艺制备了以5CrNiMo钢为基体、WC颗粒为增强相的颗粒增强钢基复合材料,通过宏微观硬度试验、三点弯曲试验和冲击韧性试验对比分析并综合评定复合材料和5CrNiMo钢的各项力学性能,同时采用扫描电子显微镜观察断口形貌并判定断裂机理。结果表明:大量WC颗粒增强体分布在较软的钢基体上,提高了复合材料的整体硬度,淬透性和淬硬性也较好,但塑性比5CrNiMo钢稍差。在950℃到1050℃淬火时,复合材料的洛氏硬度达到6066 HRC,抗弯强度达到16001650 MPa,均呈现先上升后下降的波动趋势,而冲击韧度变化不明显。对比基体和中小块WC颗粒聚集区,大块硬质相的显微硬度值变化幅度较小。在锻造退火状态下,复合材料为准解理+韧窝的复合断裂机理,而在淬火回火态时,则转变为解理断裂机制。
二、WC/FY-1烧结锻造钢基复合材料性能（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、WC/FY-1烧结锻造钢基复合材料性能（论文提纲范文）
（1）稀土掺杂对WC颗粒增强钢基复合材料的界面及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 颗粒增强金属基复合材料的简介 |
| 1.3 WC颗粒增强钢铁基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 WC颗粒增强钢铁基复合材料的制备工艺 |
| 1.3.2 WC颗粒增强钢铁基复合材料的组织与界面 |
| 1.3.3 WC颗粒增强钢铁基复合材料的力学性能 |
| 1.4 稀土元素在金属基复合材料中的作用 |
| 1.5 课题的提出及研究内容 |
| 1.5.1 课题的提出 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验过程及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 增强颗粒的选择 |
| 2.1.2 基体材料的选择 |
| 2.1.3 稀土元素及粘结剂的选择 |
| 2.2 稀土元素掺杂WC颗粒增强钢基复合材料的制备工艺 |
| 2.2.1 稀土粉末附着WC颗粒表面制备工艺 |
| 2.2.2 WC颗粒与基体混合制备工艺 |
| 2.2.3 预制坯成形压制工艺 |
| 2.2.4 预制坯的烧结工艺 |
| 2.2.5 预制坯的重熔工艺 |
| 2.3 第一性原理计算方法 |
| 2.4 测试方法 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 稀土元素掺杂对复合材料的界面的影响 |
| 3.1 不同烧结温度下稀土掺杂对复合材料界面的影响 |
| 3.1.1 复合材料的物相组成 |
| 3.1.2 复合材料的界面 |
| 3.2 重熔工艺条件下稀土掺杂对复合材料界面的影响 |
| 3.2.1 复合材料的物相组成 |
| 3.2.2 复合材料的界面 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 稀土元素掺杂对复合材料的力学性能的影响 |
| 4.1 Fe_3W_3C力学性质的计算 |
| 4.1.1 计算模型及参数 |
| 4.1.2 计算结果 |
| 4.2 稀土掺杂对界面反应相的力学性能影响 |
| 4.2.1 界面反应相的硬度 |
| 4.2.2 界面反应相的杨氏模量 |
| 4.3 稀土掺杂对复合材料的显微硬度的影响 |
| 4.3.1 不同温度烧结下复合材料的显微硬度 |
| 4.3.2 重熔工艺条件下复合材料的显微硬度 |
| 4.4 稀土掺杂对复合材料的压缩能的影响 |
| 4.4.1 不同烧结温度下复合材料的压缩性能 |
| 4.4.2 重熔工艺条件下复合材料压缩性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读硕士学位期间的研究成果 |
| 附录B 攻读硕士学位期间的获奖情况 |
（2）WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料显微组织与磨损性能的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 课题的研究背景 |
| 1.2 以Co、Ni粘结剂WC硬质合金研究现状 |
| 1.3 颗粒增强钢基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 颗粒增强金属基复合材料概述 |
| 1.3.2 颗增强金属基颗粒复合材料的制备工艺 |
| 1.3.3 金属基复合材料设计的基本准则 |
| 1.3.4 金属基复合材料界面反应 |
| 1.4 碳化钨颗粒增强钢基复合材料的研究现状 |
| 1.4.1 碳化钨颗粒增强钢基复合材料的概述以及成型方式 |
| 1.4.2 碳化钨/钢基表层复合材料界面问题 |
| 1.5 碳化钨颗粒增强钢基复合材料耐磨性研究概况 |
| 1.6 本课题研究意义及内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2.实验方案与实验设备 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 实验流程图 |
| 2.3 WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料样品的研制过程 |
| 2.3.1 WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料模具的研制 |
| 2.3.2 WC-Co-Ni粉末的混合 |
| 2.3.3 样品装压成型 |
| 2.3.4 样品的真空烧结 |
| 2.4 实验的检测方法与设备 |
| 2.4.1 金相显微镜(OM)分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.4.3 X射线衍射分析 |
| 2.4.4 显微硬度分析 |
| 2.4.5 耐磨性试验分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 3.烧结温度对WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料显微组织和硬度的影响 |
| 3.1 烧结温度对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料显微组织的影响 |
| 3.1.1 初选烧结温度 |
| 3.1.2 烧结温度对WC-Ni-Co组织致密度的影响 |
| 3.1.3 烧结温度对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料结合界面的影响 |
| 3.1.4 烧结温度对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料界面元素扩散分析 |
| 3.1.5 不同的烧结温度下WC-Ni-Co/不锈钢复合材料XRD物相分析 |
| 3.2 烧结温度对碳化钨/不锈钢复合材料维氏硬度的影响 |
| 3.3 本章总结 |
| 4.保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料显微组织和硬度的影响 |
| 4.1 保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料显微组织的影响 |
| 4.1.1 保温时间对WC-Ni-Co组织致密化的分析 |
| 4.1.2 保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料结合界面的影响 |
| 4.1.3 保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料界面元素扩散分析 |
| 4.2 不同保温时间下WC-Ni-Co/不锈钢复合材料XRD物相分析 |
| 4.3 保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料维氏硬度的影响 |
| 4.4 本章总结 |
| 5.WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料摩损性能的研究 |
| 5.1 烧结温度与保温时间对WC-Ni-Co/不锈钢复合材料磨损性能的研究 |
| 5.1.1 不同烧结温度与不同保温时间下的磨损失重量的分析 |
| 5.1.2 WC-Ni-Co/不锈钢复合材料的磨痕形貌的分析 |
| 5.1.3 磨损机理的分析 |
| 5.2 本章总结 |
| 6.结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（3）预制体烧结对Al2O3p/高锰钢复合材料常压浸渗深度的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的研究概况 |
| 1.2.1 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的分类 |
| 1.2.2 陶瓷颗粒增强金属基复合材料的制备与应用 |
| 1.2.3 Al_2O_3p/钢铁基复合材料的研究现状 |
| 1.3 Al_2O_3p/钢铁基复合材料铸渗工艺研究 |
| 1.3.1 液态浸渗法制备Al_2O_3p/钢铁基复合材料的研究现状 |
| 1.3.2 添加活性物质对铸渗法制备Al_2O_3p/钢铁基体复合材料的作用 |
| 1.3.3 颗粒尺寸对金属基复合材料性能的影响 |
| 1.4 研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 复合材料成分选择 |
| 2.2.1 金属基体的选择 |
| 2.2.2 增强颗粒的选用 |
| 2.2.3 粘接剂的选择 |
| 2.2.4 陶瓷微粉的选用 |
| 2.3 预制体的制备方法 |
| 2.3.1 预制体的成形过程 |
| 2.3.2 预制体烧结 |
| 2.4 浸渗深度实验方法 |
| 2.5 材料组织表征 |
| 2.5.1 差示量热分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 Raman光谱分析 |
| 2.5.4 扫描电镜显微分析 |
| 2.5.5 金相组织观察 |
| 第三章 烧结过程对水玻璃粘接Al_2O_3预制体的影响 |
| 3.1 预制体烧结过程中的热效应分析 |
| 3.2 不同温度烧结后的预制体的物相分析 |
| 3.2.1 不同温度烧结后的预制体的X射线衍射分析 |
| 3.2.2 经过800℃烧结的预制体的结晶度计算 |
| 3.3 不同烧结温度预制体的化学键表征 |
| 3.4 经过不同温度烧结的Al_2O_3表面形貌和颗粒元素分布的变化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 碳化物和氧化物陶瓷粉添加对于预制体在烧结组织的影响 |
| 4.1 添加氧化物陶瓷微粉的预制体烧结组织的变化 |
| 4.1.1 添加氧化物陶瓷微粉的预制体在升温过程中的热效应 |
| 4.1.2 不同温度烧结后的添加氧化物陶瓷粉的预制体的物相分析 |
| 4.1.3 不同温度烧结后的添加氧化物陶瓷粉的预制体的微观形貌及元素分布 |
| 4.2 添加碳化物陶瓷微粉的预制体在烧结过程中的变化 |
| 4.2.1 添加碳化物陶瓷微粉的预制体在升温过程中的热效应 |
| 4.2.2 不同温度烧结后的添加碳化物陶瓷微粉的预制体的物相分析 |
| 4.3 添加不同种类陶瓷微粉对预制体烧结过程的影响机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Al_2O_3p/高锰钢复合材料的浸渗深度 |
| 5.1 复合材料的宏观浸渗深度 |
| 5.1.1 经不同温度烧结的Al_2O_3颗粒预制体的宏观浸渗深度 |
| 5.1.2 添加陶瓷微粉的Al_2O_3颗粒预制体的宏观浸渗深度 |
| 5.2 复合材料的浸渗组织分析 |
| 5.2.1 经不同温度烧结的Al_2O_3颗粒预制体的浸渗组织 |
| 5.2.2 添加氧化物陶瓷微粉的Al_2O_3颗粒预制体的浸渗组织 |
| 5.2.3 添加碳化物陶瓷微粉的Al_2O_3颗粒预制体的浸渗组织 |
| 5.3 烧结预制体制备复合材料的浸渗机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果目录 |
（4）第一性原理研究稀土对WCp/铁复合材料界面原子构型及形成机制的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 颗粒增强金属基复合材料的发展及现状 |
| 1.3 WCP/铁基复合材料 |
| 1.3.1 WCP/铁基复合材料简介 |
| 1.3.2 WCP/铁基复合材料的制备工艺 |
| 1.3.3 WCP/铁基复合材料的界面 |
| 1.4 稀土改性复合材料的研究 |
| 1.4.1 稀土改性复合材料的发展及现状 |
| 1.4.2 稀土元素对WCP/铁基复合材料性能的影响 |
| 1.5 研究目的及内容 |
| 1.5.1 拟解决的关键问题 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 计算方法及实验设计 |
| 2.1 界面性质的计算方法 |
| 2.1.1 计算方法 |
| 2.1.2 计算软件 |
| 2.1.3 计算步骤 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 增强颗粒的选取 |
| 2.2.2 基体的选取 |
| 2.2.3 稀土元素的选取 |
| 2.3 稀土分散附着WCP/铁基复合材料的制备 |
| 2.3.1 预制坯结构设计 |
| 2.3.2 稀土分散附着WCP的制备 |
| 2.3.3 球磨及粉末压制 |
| 2.3.4 预制坯烧结 |
| 2.4 测试方法 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 WCP/铁基复合材料理想界面原子构型与电子结构分析 |
| 3.1 晶胞模型及参数设置 |
| 3.2 体相Fe的结构和性质 |
| 3.2.1 晶胞优化 |
| 3.2.2 电子结构 |
| 3.2.3 成键布局 |
| 3.2.4 自由表面 |
| 3.3 体相WC的结构和性质 |
| 3.3.1 晶胞优化 |
| 3.3.2 电子结构 |
| 3.3.3 成键布局 |
| 3.3.4 自由表面 |
| 3.4 WC/Fe的理想界面性质 |
| 3.4.1 构建界面模型 |
| 3.4.2 电子结构 |
| 3.4.3 成键布局 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 WCP/铁基复合材料非理想界面界面相形成热力学分析 |
| 4.1 WCP/铁基复合材料的界面相组成 |
| 4.2 界面相晶胞结构 |
| 4.3 界面相声子谱和声子态密度 |
| 4.4 界面相热应力分析 |
| 4.5 界面相热力学性质分析 |
| 4.5.1 界面相热力学稳定性 |
| 4.5.2 界面相反应吉布斯能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 稀土对WC/Fe理想界面原子构型和界面结合的影响 |
| 5.1 稀土元素分布 |
| 5.2 稀土掺杂WC(0001)/Fe(110)界面结合性质 |
| 5.2.1 掺杂界面构建 |
| 5.2.2 掺杂界面结合强度分析 |
| 5.2.3 掺杂界面热力学稳定性分析 |
| 5.3 稀土掺杂WC(0001)/Fe(110)界面电子结构 |
| 5.3.1 掺杂界面电子结构 |
| 5.3.2 掺杂界面电荷密度及布局分析 |
| 5.4 稀土掺杂WCP/铁基复合材料界面组织 |
| 5.5 稀土元素择优选择 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读硕士学位期间的研究成果 |
| 附录 B 攻读硕士学位期间的获奖情况 |
（5）ZTAp-WCp/Ni基复合材料的制备及冲蚀磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 序言 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 颗粒增强金属基耐磨复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 氧化铝(Al_2O_3) |
| 1.2.2 碳化钨(WC) |
| 1.2.3 其他陶瓷颗粒 |
| 1.2.4 镍基自熔性合金 |
| 1.3 颗粒增强金属基复合材料强化机制 |
| 1.3.1 Orowan强化 |
| 1.3.2 位错强化 |
| 1.3.3 颗粒承载强化 |
| 1.4 颗粒增强金属基复合材料的制备方法 |
| 1.4.1 非原位合成技术 |
| 1.4.2 原位合成技术 |
| 1.4.3 存在问题和拟解决方法 |
| 1.5 研究意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.6 本章小结 |
| 2 混杂颗粒增强金属基复合材料的设计 |
| 2.1 设计原理 |
| 2.2 成分设计 |
| 2.2.1 基体材料 |
| 2.2.2 ZTA颗粒 |
| 2.2.3 WC颗粒 |
| 2.3 结构设计 |
| 2.4 成型工艺设计 |
| 2.5 技术路线图 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 ZTAp-WCp/Ni55复合材料的制备 |
| 3.1 混料工艺 |
| 3.1.1 粘结剂 |
| 3.1.2 混料工艺 |
| 3.2 冷压生坯成型 |
| 3.3 真空烧结 |
| 3.3.1 烧结温度 |
| 3.3.2 升温速度 |
| 3.3.3 保温时间 |
| 3.4 烧结性能测试及分析 |
| 3.4.1 表观形貌 |
| 3.4.2 烧结试样密度测试 |
| 3.4.3 复合材料硬度测试 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 ZTAp-WCp/Ni55组织结构分析 |
| 4.1 复合材料的组织形貌分析 |
| 4.2 相结构分析 |
| 4.2.1 Ni55基体材料 |
| 4.2.2 ZTAp-WCp/Ni55混杂复合材料 |
| 4.3 复合材料界面研究 |
| 4.3.1 复合材料的界面微观结构及成分分析 |
| 4.3.2 WCp/Ni55界面厚度及硬度 |
| 4.3.3 复合材料冲击韧性 |
| 4.3.4 断裂机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 ZTAp-WCp/Ni55复合材料冲蚀磨损研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验参数 |
| 5.3 冲蚀磨损性能 |
| 5.3.1 中性条件下(pH=7)的冲蚀磨损性能 |
| 5.3.2 酸性条件下(pH=2)的冲蚀磨损性能 |
| 5.3.3 冲蚀过程中的腐蚀与磨损的交互作用 |
| 5.4 冲蚀磨损过程的动态研究 |
| 5.4.1 冲蚀过程中的ZTAp-WCp/Ni55复合材料的冲蚀磨损性能 |
| 5.4.2 ZTAp/Ni55复合材料在冲蚀磨损过程中的连续变化 |
| 5.4.3 ZTAp-3%WC/Ni55复合材料在冲蚀磨损过程中的连续变化 |
| 5.4.4 ZTAp-5%WC/Ni55复合材料在冲蚀磨损过程中的连续变化 |
| 5.4.5 ZTAp-10%WC/Ni55复合材料在冲蚀磨损过程中的连续变化 |
| 5.5 冲蚀磨损过程中的WC与基体间的界面变化 |
| 5.6 冲蚀磨损过程中的增强颗粒的力学作用研究 |
| 5.6.1 ZTA颗粒 |
| 5.6.2 WC颗粒 |
| 5.7 冲蚀磨损机理 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 在学期间发表的学术论文 |
| 在学期间参加科研项目 |
（6）激光增材制造WCp增强Fe基复合材料增韧工艺与机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题意义 |
| 1.2 颗粒增强金属基复合材料 |
| 1.3 激光增材制造PMMCs研究现状 |
| 1.4 课题主要研究内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 试验设备 |
| 2.2 试验材料与工艺 |
| 2.3 组织结构分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 3 激光增材制造Fe基复合材料的结构韧化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 结构韧化复合材料微观组织 |
| 3.3 结构韧化复合材料力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 激光增材制造Fe基复合材料的锻造韧化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻造韧化复合材料微观组织 |
| 4.3 锻造韧化复合材料力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 激光增材制造PMMCs的增韧机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 结构韧化复合材料增韧机理 |
| 5.3 锻造韧化复合材料增韧机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文 |
（7）微钻头用WC-Ni/高强钢复合界面显微组织及扩散行为研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 WC的研究现状 |
| 1.2.1 少粘结剂WC硬质合金研究进展 |
| 1.2.2 Ni粘结剂WC硬质合金研究进展 |
| 1.2.3 其他粘结剂种类 |
| 1.3 WC颗粒增强钢铁基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 WC颗粒增强钢铁基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 WC颗粒增强钢铁基复合材料的界面 |
| 1.4 微成形理论及工艺研究 |
| 1.5 本课题的研究意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2.实验材料及实验内容 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.3.1 实验流程 |
| 2.3.2 样品制备 |
| 2.3.3 样品烧结 |
| 2.4 样品检测 |
| 2.4.1 显微组织观察及物相分析 |
| 2.4.2 维氏硬度 |
| 3.烧结温度和保温时间对WC/高强钢复合材料显微组织和硬度的影响 |
| 3.1 烧结温度对WC/高强钢复合材料显微组织的影响 |
| 3.1.1 WC显微组织形貌 |
| 3.1.2 WC晶粒形貌 |
| 3.1.3 WC显微硬度 |
| 3.1.4 WC/高强钢复合材料结合界面 |
| 3.2 保温时间对WC/高强钢复合材料显微组织的影响 |
| 3.2.1 WC显微组织形貌 |
| 3.2.2 WC晶粒形貌 |
| 3.2.3 WC组织显微硬度 |
| 3.2.4 WC/高强钢复合材料结合界面 |
| 3.3 WC/高强钢复合材料界面处元素分布 |
| 3.4 本章小结 |
| 4.烧结温度和保温时间对WC-Ni/高强钢复合材料显微组织和硬度的影响 |
| 4.1 烧结温度对WC-Ni/高强钢复合材料显微组织的影响 |
| 4.1.1 WC-Ni显微组织形貌 |
| 4.1.2 WC-Ni晶粒形貌 |
| 4.1.3 WC-Ni组织显微硬度 |
| 4.1.4 WC-Ni/高强钢复合材料结合界面 |
| 4.2 保温时间对WC-Ni/高强钢复合材料显微组织的影响 |
| 4.2.1 WC-Ni显微组织形貌 |
| 4.2.2 WC-Ni晶粒形貌 |
| 4.2.3 WC-Ni组织显微硬度 |
| 4.2.4 WC-Ni/高强钢复合材料结合界面 |
| 4.3 WC-Ni/高强钢复合材料界面处元素分布 |
| 4.4 本章小结 |
| 5.添加Ni元素对WC高强钢复合材料界面显微组织及扩散的影响 |
| 5.1 添加Ni元素对WC显微组织的影响 |
| 5.1.1 添加Ni元素对WC组织致密度的影响 |
| 5.1.2 添加Ni元素对WC组织晶粒的影响 |
| 5.2 添加Ni元素对WC高强钢复合材料界面的影响 |
| 5.2.1 对复合材料界面形貌的影响 |
| 5.2.2 对复合材料界面元素扩散的影响 |
| 5.3 添加Ni元素对WC高强钢复合材料显微硬度的影响 |
| 5.4 添加Ni元素对不同烧结温度XRD相成分的影响 |
| 5.5 激光共聚焦实验结果 |
| 5.6 本章小结 |
| 6.结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）Mo-Fe-B硬面堆焊材料的制备及堆焊层组织与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 多元硼化物基金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.1 多元硼化物基金属陶瓷的概述 |
| 1.2.2 Mo_2FeB_2基金属陶瓷的性能 |
| 1.2.3 Mo_2FeB_2基金属陶瓷的液相烧结机理 |
| 1.2.4 合金元素对Mo_2FeB_2基金属陶瓷的影响 |
| 1.2.5 Mo_2FeB_2基金属陶瓷的覆层应用研究 |
| 1.3 堆焊技术的研究进展 |
| 1.3.1 堆焊的概述 |
| 1.3.2 堆焊材料 |
| 1.3.3 堆焊材料过渡形式 |
| 1.3.4 常用的堆焊方法 |
| 1.4 本文研究的内容、目的及意义 |
| 第2章 Mo-Fe-B硬面材料堆焊过程分析 |
| 2.1 堆焊的冶金过程 |
| 2.1.1 化学冶金 |
| 2.1.2 熔化金属的结晶 |
| 2.2 堆焊过程热力学分析 |
| 2.2.1 经典热力学计算方法 |
| 2.2.2 物质吉布斯自由能函数法(Ф函数) |
| 2.2.3 热力学分析 |
| 2.3 Mo-Fe-B相图分析 |
| 第3章 试验原料及方法 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料 |
| 3.2.1 试验用基体材料 |
| 3.2.2 钼粉的选择 |
| 3.2.3 硼铁粉的选择 |
| 3.2.4 铁粉的选择 |
| 3.2.5 WC粉的选择 |
| 3.2.6 试验用管材 |
| 3.3 Mo-Fe-B系管丝的制备 |
| 3.3.1 球磨 |
| 3.3.2 干燥过筛与造粒 |
| 3.3.3 粉料填充 |
| 3.4 堆焊工艺 |
| 3.4.1 堆焊参数 |
| 3.4.2 堆焊前准备及堆焊 |
| 3.5 性能检测 |
| 3.5.1 金相组织观察 |
| 3.5.2 硬度 |
| 3.5.3 耐磨性 |
| 3.5.4 物相分析 |
| 3.5.5 微区成分分析 |
| 第4章 Mo-Fe-B系管丝氧-乙炔焰硬面堆焊的研究 |
| 4.1 试验配方设计及管丝的填充率 |
| 4.2 结果与分析 |
| 4.4.1 堆焊层金相组织 |
| 4.4.2 堆焊层能谱及物相分析 |
| 4.4.3 结合界面显微组织 |
| 4.4.4 硬度及耐磨性 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 Mo-Fe-B系管丝氩弧硬面堆焊的研究 |
| 5.1 试验配方及管丝填充率 |
| 5.2 Mo/B比对堆焊层的组织与性能的影响 |
| 5.2.1 堆焊层金相组织 |
| 5.2.2 堆焊层能谱及物相分析 |
| 5.2.3 结合界面显微组织 |
| 5.2.4 硬度及耐磨性 |
| 5.3 堆焊电流对堆焊层组织性能的影响 |
| 5.3.1 堆焊层金相组织 |
| 5.3.2 堆焊层能谱及物相分析 |
| 5.3.3 结合界面显微组织 |
| 5.3.4 硬度及耐磨性 |
| 5.4 WC对堆焊层组织与性能的影响 |
| 5.4.1 堆焊层金相组织 |
| 5.4.2 堆焊层能谱及物相分析 |
| 5.4.3 结合界面显微组织 |
| 5.4.4 硬度及耐磨性 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Mo-Fe-B管丝与铸造碳化钨管丝的堆焊组织性能 |
| 6.1 金相组织观察与对比 |
| 6.2 扫描电镜形貌分析 |
| 6.3 堆焊层界面处的硬度梯度 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（9）TiC-CrMo钢钢结硬质合金的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 钢结硬质合金的研究现状 |
| 2.1.1 钢结硬质合金发展特点 |
| 2.1.2 新型钢结硬质合金 |
| 2.2 钢结硬质合金的制备 |
| 2.2.1 硬质相的制备 |
| 2.2.2 钢结硬质合金整体材料的制备 |
| 2.2.3 钢结硬质合金表面材料的制备 |
| 2.2.4 钢结硬质合金的后期处理 |
| 2.3 钢结硬质合金的应用 |
| 2.3.1 钢结硬质合金在工模具方面的应用 |
| 2.3.2 钢结硬质合金在耐磨零件与机器零件方面的应用 |
| 2.3.3 钢结硬质合金在量卡具和刃具方面的应用 |
| 2.3.4 钢结硬质合金在其他方面的应用 |
| 2.4 钢结硬质合金材料的磨损 |
| 2.4.1 磨损的定义 |
| 2.4.2 磨损的分类 |
| 2.4.3 磨损的评定方法 |
| 2.4.4 钢结硬质合金的磨损 |
| 2.5 选题意义及研究内容 |
| 2.5.1 课题来源 |
| 2.5.2 选题意义及研究内容 |
| 3 研究方案及检测方法 |
| 3.1 研究方案 |
| 3.2 实验原料及实验设备 |
| 3.2.1 实验原料 |
| 3.2.2 实验设备 |
| 3.3 样品的制备 |
| 3.4 检测方法 |
| 3.4.1 密度测试 |
| 3.4.2 硬度测试 |
| 3.4.3 抗弯强度测试 |
| 3.4.4 冲击韧性测试 |
| 3.4.5 磨损实验 |
| 3.4.6 X射线衍射分析 |
| 3.4.7 显微组织观察 |
| 4 制备工艺对钢结硬质合金的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 球磨时间对钢结硬质合金的影响 |
| 4.2.1 球磨时间对混合粉的形态及粒径的影响 |
| 4.2.2 球磨时间对混合粉氧含量的影响 |
| 4.2.3 球磨时间对密度的影响 |
| 4.2.4 球磨时间对显微组织的影响 |
| 4.2.5 球磨时间对性能的影响 |
| 4.3 烧结温度对钢结硬质合金的影响 |
| 4.3.1 烧结温度对密度的影响 |
| 4.3.2 烧结温度对显微组织的影响 |
| 4.3.3 烧结温度对性能的影响 |
| 4.4 升温速度对钢结硬质合金的影响 |
| 4.4.1 升温速度对密度的影响 |
| 4.4.2 升温速度对显微组织的影响 |
| 4.4.3 升温速度对性能的影响 |
| 4.5 热处理对钢结硬质合金的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 配碳量以及不同TiC对钢结硬质合金的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 配碳量对钢结硬质合金的影响 |
| 5.2.1 配碳量对密度的影响 |
| 5.2.2 配碳量对显微组织的影响 |
| 5.2.3 配碳量对力学性能的影响 |
| 5.3 不同化合碳的TiC对钢结硬质合金的影响 |
| 5.3.1 不同TiC对密度的影响 |
| 5.3.2 不同TiC对显微组织的影响 |
| 5.3.3 不同TiC对力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 铁粉种类对钢结硬质合金的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 铁粉种类对密度的影响 |
| 6.3 铁粉种类对显微组织的影响 |
| 6.4 铁粉种类对力学性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 铬对钢结硬质合金的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 不同铬源对钢结硬质合金的影响 |
| 7.2.1 不同铬源对密度的影响 |
| 7.2.2 不同铬源对显微组织的影响 |
| 7.2.3 不同铬源对力学性能的影响 |
| 7.2.4 不同铬源对断口形貌的影响 |
| 7.3 铬含量对钢结硬质合金的影响 |
| 7.3.1 铬含量对烧结温度的影响 |
| 7.3.2 铬含量对密度的影响 |
| 7.3.3 铬含量对显微组织的影响 |
| 7.3.4 铬含量对力学性能的影响 |
| 7.3.5 铬含量对断口形貌的影响 |
| 7.3.6 铬含量对摩擦磨损性能的影响 |
| 7.4 钢结硬质合金性能的优化 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）热处理对复合电冶熔铸WC颗粒增强钢基复合材料力学性能的影响（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 试验结果及分析 |
| 2.1 WC颗粒增强钢基复合材料的洛氏硬度 |
| 2.2 WC颗粒增强钢基复合材料的显微硬度 |
| 2.3 WC颗粒增强钢基复合材料的弯曲性能 |
| 2.4 WC颗粒增强钢基复合材料的冲击性能 |
| 3 结论 |
四、WC/FY-1烧结锻造钢基复合材料性能（论文参考文献）
- [1]稀土掺杂对WC颗粒增强钢基复合材料的界面及力学性能的影响[D]. 赵伟. 昆明理工大学, 2021(02)
- [2]WC-Ni-Co/不锈钢微钻复合材料显微组织与磨损性能的研究[D]. 李刚. 辽宁科技大学, 2021
- [3]预制体烧结对Al2O3p/高锰钢复合材料常压浸渗深度的影响[D]. 李明宇. 昆明理工大学, 2020(05)
- [4]第一性原理研究稀土对WCp/铁复合材料界面原子构型及形成机制的影响[D]. 张冬兰. 昆明理工大学, 2020(05)
- [5]ZTAp-WCp/Ni基复合材料的制备及冲蚀磨损性能研究[D]. 曹洪治. 中国矿业大学(北京), 2020(01)
- [6]激光增材制造WCp增强Fe基复合材料增韧工艺与机理研究[D]. 张航. 华中科技大学, 2019(03)
- [7]微钻头用WC-Ni/高强钢复合界面显微组织及扩散行为研究[D]. 孟令浩. 辽宁科技大学, 2019(01)
- [8]Mo-Fe-B硬面堆焊材料的制备及堆焊层组织与性能的研究[D]. 彭家健. 武汉科技大学, 2017(01)
- [9]TiC-CrMo钢钢结硬质合金的制备与性能研究[D]. 王志. 北京科技大学, 2017(07)
- [10]热处理对复合电冶熔铸WC颗粒增强钢基复合材料力学性能的影响[J]. 张宁,强颖怀,杨莉,陆兴华. 金属热处理, 2016(11)