一、立方Si_3N_4（论文文献综述）
龚江宏[1]（2021）在《陶瓷材料脆性断裂的显微结构效应》文中研究表明本文系统地回顾了自Griffith的经典性工作发表一个世纪以来在陶瓷材料断裂行为方面所取得的研究进展,着重强调了脆性断裂的显微结构效应。
任一鹏[2]（2020）在《Si3N4/BN复合陶瓷的制备及其力学性能和热导率的研究》文中进行了进一步梳理氮化硅（Si3N4）陶瓷是一种性能优异的先进陶瓷,因为其具有较高的强度、在高温下仍可以保持好的力学性能、优异的耐化学腐蚀性,在工程领域有着广泛的应用。然而氮化硅陶瓷的硬度高,加工成复杂形状的零件,提高了其在工业领域应用的成本。常见的氮化硼（BN）有六方氮化硼（h-BN）和立方氮化硼（c-BN）两种晶型,六方氮化硼有着类似于石墨的结构和性质,硼原子和氮原子通过强的sp2共价键结合在一起,相邻的层通过较弱的范德华力结合在一起。这种特殊的晶体结构为h-BN提供了一系列独特的性能,包括低介电系数、低正切损耗、约3000°C（非氧化气氛）的极高分解温度、优异的抗热震性能、高热导率和良好的可加工性。在Si3N4/BN复合陶瓷中,随着BN含量增加,层状结构的h-BN粒子的解理行为使复合材料具有良好的可加工性。本文用c-BN和α-Si3N4作为起始粉末,采用热压烧结在1800℃的氮气气氛下制备了Si3N4/BN复合陶瓷,利用c-BN转换成h-BN的相变膨胀机理,提高复合陶瓷的致密度,改变其力学性能。（1）研究了助烧剂（Si O2-B2O3、Y2O3-Al2O3、Y2O3-Al2O3）和起始粉末的类型（c-BN、a-BN）对Si3N4/BN复合陶瓷力学性能的影响,发现以Mg O-Y2O3作为烧结助剂,c-BN/α-Si3N4作为起始粉末制备的复合陶瓷有着较高的致密度,力学性能较好。以Mg O-Y2O3作为烧结助剂,研究了BN的含量对Si3N4/BN复合陶瓷力学性能的影响。发现Si3N4/BN复合陶瓷的强度和韧性随着BN含量的增加先提高后降低,在加入5wt.%的BN时具有最高的强度和韧性,相对于纯Si3N4,分别从852.43MPa、7.4 MPa·m1/2提高到878.26MPa、11.2 MPa·m1/2。加入30wt.%的BN时,Si3N4/BN复合陶瓷仍保持较高的韧性(7.01 MPa·m1/2)。Si3N4/BN复合陶瓷的硬度则随着BN含量的升高迅速降低,当氮化硼含量从0提高到30wt.%,复合陶瓷硬度从16.42 GPa降到7.57 GPa。（2）研究了氮化硼颗粒的增韧机理,认为其主要通过柱状β-Si3N4晶粒自增韧,片状BN嵌入增韧,氮化硼颗粒层状碎裂增韧和压应力增韧这几种机理提高了复合陶瓷的韧性,其中β-Si3N4晶粒的自增韧和压应力增韧为主要增韧机制,片状BN嵌入增韧,氮化硼颗粒层状碎裂增韧为次要增韧机制。（3）研究了BN含量对Si3N4/BN复合陶瓷热导率的影响,然后用ANSYS有限元分析了材料的各向异性以及氮化硼晶粒大小对Si3N4/BN复合陶瓷热导率的影响。复合陶瓷的热导率随着BN含量的增加先降低后提高,在加入30%的c-BN时在垂直于热压方向的热导率可达75.1 W·K-1·m-1,与纯Si3N4的热导率(76.9W·K-1·m-1)相比相差不大,BN含量的增加会提高Si3N4/BN复合陶瓷热导率的各向异性。用ANSYS有限元分析研究了各向异性以及氮化硼晶粒大小对Si3N4/BN复合陶瓷热导率的影响,发现BN晶粒尺寸越大,其各向异性对热导率的影响就越大;在不考虑颗粒间玻璃相的理想条件下,BN晶粒尺寸对热导率的影响不是很明显,晶粒尺寸越小,Si3N4/BN复合陶瓷热导率越小。
孙坤[3]（2019）在《聚晶立方氮化硼的制备及机械性能研究》文中认为聚晶立方氮化硼具有高硬度、高耐磨性、良好的化学稳定性和良好的热导性,适合加工各种球墨铸铁、高温合金等难加工材料,但是其韧性较差、难以烧结等问题也限制了聚晶立方氮化硼的应用。因此,本文旨在解决上述问题,使用国产六面顶压机在高温高压下制备聚晶立方氮化硼,并研究了结合剂体系、含量和烧结制度对聚晶立方氮化硼性能的影响,包括采用XRD探究其物相组成,SEM探究微观结构,并分析了聚晶立方氮化硼的机械性能,研究结果表明:以Al-Ni-Si3N4为结合剂体系的聚晶立方氮化硼的主要性能为:当烧结温度为1550℃,致密度达到最大值为99.57%;抗弯强度、维氏硬度分别达到了最大值为456.9 MPa,43.71 GPa;断裂韧性最大为7.45 MPa·m1/2;磨耗比最大值为1.44。Al-Si3N4为结合剂体系的聚晶立方氮化硼的抗弯强度较Al-Ni-Si3N4体系升高了32.5%,达到了605.3 MPa;致密度从99.57%提高到了99.62%;维氏硬度也有所提升,达到了54.1 GPa;微观结构也变得十分致密;断裂方式并没有发生变化,仍然为沿晶断裂。但聚晶立方氮化硼的断裂韧性略微有所降低,为7 MPa·m1/2。以Al-Si-SiC为结合剂体系的聚晶立方氮化硼主要性能为:致密度最大值为99.39%,抗弯强度的最大为630.5 MPa;而硬度和韧性分别达到了53.54GPa,7.74 MPa·m1/2;而加入GO改性后的复合材料的抗弯强度和断裂韧性分别提高了23.5%,27.5%,抗弯强度的升高主要是由于GO承担载荷以及cBN基体与GO良好的结合强度,断裂韧性的增大的原因则是GO桥连、拔出、石墨烯界面滑移能力等。当GO的添加量为1.5 wt.%时,抗弯强度的最大值为696.88 MPa,断裂韧性达到了7.8 MPa·m1/2。
李阳[4]（2019）在《Al2O3/YSZ及Si3N4陶瓷的放电等离子烧结及力学性能的研究》文中进行了进一步梳理钇稳定氧化锆及氮化硅是先进结构陶瓷材料,氧化锆的相变增韧特性和优异的力学性能,使其被广泛应用在齿科材料、人体骨骼、陶瓷刀具等方面,氮化硅陶瓷具有低密度、高强度、耐磨、耐腐蚀、抗热震等性质而广泛应用于切割工具、发动机部件及金属成型模具等,但他们也具有陶瓷的固有脆性及烧结惰性,研究高致密度的陶瓷制备工艺及进一步增韧是陶瓷研究的重要任务。放电等离子烧结采用脉冲电流通电加热加压方式,具有升温快、烧结温度低、烧结时间短、密度高、降低晶粒长大等特点,有利于提高材料的强度及韧性,是陶瓷材料烧结的重要新技术。本工作在对商用钇稳定氧化锆陶瓷进行放电等离子烧结（SPS）工艺研究的基础上对机械混合法及化学共沉淀法制备Al2O3/YSZ（3 mol%Y2O3）复合粉末进行放电等离子烧结研究;以Al2O3-YSZ、Al2O3-AlN-Yb2O3及Al2O3-AlN-Yb2O3三个体系为烧结助剂进行了Si3N4陶瓷的放电等离子烧结并研究了它们的物相、组织及力学性能,最后研究了TiC0.3N0.7对以Al2O3-AlN-Yb2O3为烧结助剂烧结的β-Sialon陶瓷性能的影响,获得如下结论:（1）采用机械混合法及化学共沉淀法制备了25 Al2O3-ZrO2（wt.%）复合粉末并进行了放电等离子烧结研究,研究表明:机械混合法制备的25 Al2O3-ZrO2（wt.%）复合粉末,烧结前后均为钇稳定氧化锆四方主相T-YSZ与α-Al2O3相的混合物,未发现有Al固溶到T-YSZ中,α-Al2O3相粗大,周围缺陷较多,在烧结温度1300℃,保温10 min,烧结压力20 MPa时获得最佳的力学性能,其维氏硬度为15.14 GPa,断裂韧性为4.27 MPa m1/2;而采用共沉淀法制备的25 Al2O3-ZrO2（wt.%）复合粉末,获得了单一的四方相固溶体T-（YA）SZ,所有Al原子溶入T-YSZ相中,经SPS烧结后有微量的α-Al2O3相析出,微量细小的α-Al2O3相均匀分布在T-YSZ基体中,表现出较好的断裂韧性,在烧结温度1200℃,烧结时间10 min及烧结压力20 MPa下获得最佳样品,维氏硬度为14.75 GPa,断裂韧性为5.40 MPa m1/2。（2）以α-Si3N4为原料,6.0 wt.%Al2O3、6.0 wt.%YSZ为烧结助剂,进行β-Si3N4陶瓷的放电等离子烧结研究,当烧结温度为1600℃,保温时间为15 min,烧结压力为45MPa时获得了完全致密的β-Si3N4陶瓷,β-Si3N4晶粒形成互锁显微组织,具有优异的力学性能,其维氏硬度为16.15 GPa,断裂韧性为6.75 MPa m1/2。（3）为避免样品与石墨模具在高温高压下反应,本实验以Al2O3、AlN、Yb2O3为助烧剂,采用先无压后加压两步SPS烧结法制备了高性能的β-Sialon陶瓷。第一步:混合粉末经球磨、冷等静压成型及无压SPS烧结获得相对密度较高,达到3.23 g/cm3、α相转β相较为完全并具有晶粒互锁组织,硬度及断裂韧性较高,分别达到15.46 GPa及6.47 MPa m1/2的β-Sialon陶瓷。第二步:将第一步烧结的样品进行加压烧结,样品的密度进一步提高到3.25 g/cm3,硬度达到16.13 GPa。热导率随助烧剂含量的增加而减小,室温热导率为16.9 W m-1 K-1。（4）以Al2O3、AlN、Yb2O3为助烧剂,采用两步放电等离子法制备了添加TiC0.3N0.7的β-Sialon陶瓷,研究了TiC0.3N0.7对β-Sialon陶瓷物相、组织、性能的影响。实验表明:经第一步无压及第二步加压两步烧结得到样品结晶相几乎为β-Sialon相及微量TiC0.3N0.7相,中间过程出现了微量的过渡相Yb2Si3N2O5,Yb4Si2N2O7,TiC0.3N0.7相均匀分布在β-Sialon基体中,对裂纹的扩展起阻碍作用,提高了材料的断裂韧性。添加1.0 wt.%TiC0.3N0.7时,β-Sialon陶瓷的断裂韧性达到7.67 MPa m1/2,比未添加TiC0.3N0.7时的6.47MPa m1/2提高了18.5%,维氏硬度为15.73 GPa,室温热导率为13.6 W m-1 K-1。
赵元培[5]（2019）在《热损伤聚晶立方氮化硼微观结构及其摩擦学行为》文中指出立方氮化硼聚晶,是继人造金刚石问世后出现的又一种新型高新技术超硬材料。作为切削硬质材料主要刀具材料,在其加工应用中,高速、超高速、重载等条件使得在切削中产生大量的切削热,较高的切削热产生不仅会使切削工具发生结构变化及热损伤,导致切削工具在加工过程中出现无法预料的磨损,而且也会影响被加工工件表面完整性和尺寸精度。本文旨在通过热处理工艺模拟聚晶立方氮化硼在加工应用中产生的切削热,揭示高温热处理对聚晶立方氮化硼复合片材料的微观结构和摩擦学行为的影响,分析讨论材料微观结构、物理性能、对磨副摩擦系数、磨损率与热处理温度之间的关系,最终得到以下实验结果:（1）对聚晶立方氮化硼进行600℃-800℃热处理后,由于粘结剂相和cBN之间的热膨胀系数不同,退火处理使粘结剂与cBN之间的界面处引起热应力,导致粘结剂从cBN颗粒周围析出。同时,析出的粘结剂相轻微改变了PcBN复合片表面的微观结构,并在一定程度上改变了其表面粗糙度。由于粘结剂相比于cBN颗粒硬度较低,所以粘结剂的析出也降低了聚晶立方氮化硼的硬度。（2）进行900℃退火处理后,化学热损伤机理出现。在900℃以上的高温环境下,粘结剂相TiB2获得反应所需的活化能,与大气中的氧发生氧化反应,生成新相TiO2,导致聚晶立方氮化硼表面微观结构发生改变。且新相TiO2的产生导致聚晶立方氮化硼的硬度进一步降低。（3）未经热处理的聚晶立方氮化硼对磨GCr15球时有粘附层出现,粘附层对样品起保护作用。600℃、700℃热处理后,样品硬度降低,粘附层不在保持,导致其出现轻微磨损,且摩擦系数略低于原始样品。800℃之后,粘附层继续出现堆积,但是磨损形式是磨损与粘附共同作用。900℃热处理导致聚晶立方氮化硼出现相变,硬度降低,对磨球和样品同时显现大量磨损,且摩擦系数出剧上升。（4）Si3N4球与未经热处理的聚晶立方氮化硼对磨时出现最大的磨斑磨损量,没有出现粘附现象。600℃-800℃彼此之间摩擦系数相近,由于样品硬度的降低,对磨球磨损率也发生下降。800℃时磨痕边界出现轻微粘附现象。900℃热处理后,样品的相变导致磨痕出现粘附层堆积现象,磨痕磨损量较低。1000℃热处理,磨痕磨损机制由粘附和磨损共同作用。
胡健[6]（2019）在《Si3N4/BN复相陶瓷的SPS烧结制备和性能研究》文中认为Si3N4/BN复相陶瓷是一种重要的透波材料,它具有优异的介电性能、力学性能和在恶劣环境下的良好的性能稳定性。Si3N4、BN陶瓷均难以烧结的特性使得在利用BN增强Si3N4陶瓷的介电性能、热稳定性和可加工性的同时导致其复合材料机械性能的急剧劣化,使得Si3N4/BN复相陶瓷的应用受到限制。本论文基于SPS烧结方法对致密化的促进作用和立方氮化硼（c-BN）陶瓷粉料的较好的分散特性及高温下向六方氮化硼（h-BN）的转变,对比研究了SPS工艺及c-BN的引入对Si3N4/BN复相陶瓷的烧结致密化过程、烧结体显微结构的影响,从而改善了Si3N4/BN复相陶瓷的力学性能和介电性能。主要研究工作如下:（1）研究了放电等离子烧结（SPS）过程中不同的烧结工艺（烧结温度、烧结压力和保温时间）对于Si3N4/BN复相陶瓷烧结致密化过程、物相转变过程及晶粒生长行为的影响。研究发现:采用SPS烧结,可大幅减小Si3N4/BN复相陶瓷烧结时间,从常规的几个小时缩短到SPS的十几分钟;同时在SPS条件下,烧结温度增加可同时促进Si3N4从α相向β相的转变和烧结致密化,但晶粒生长明显;而烧结压力的提高可以使得样品在更低的温度下完成致密化,同时可以减小样品的晶粒尺寸。当烧结压力从20 MPa上升到80 MPa时,平均晶粒尺寸从1.29μm降低到1.10μm;保温时间的延长可以进一步提升样品的致密化程度,同时促进Si3N4的物相转变。（2）采用Si3N4与六方氮化硼直接复合的方式通过SPS制备Si3N4/BN复相陶瓷,探究h-BN对于Si3N4/BN复相陶瓷烧结致密化过程和产物晶粒形态、分布及复合材料性能的影响。研究发现:h-BN的引入对Si3N4的溶解沉淀过程具有抑制作用,从而导致添加了h-BN的Si3N4/BN复相陶瓷相较于Si3N4需要在更高的温度下完成烧结,同时h-BN在SPS烧结的过程中能够抑制Si3N4晶粒在c轴方向的生长,并降低Si3N4的相变转化率,当h-BN含量从5 wt%提升到30 wt%时,相变转化率从100%降低到45.4%。h-BN在含量较低（5 wt%）的时候,在压力作用下,能够通过BN颗粒的变形促进颗粒重排和填充空隙,从而提高复相陶瓷的相对密度,但过高的氮化硼含量会导致样品中由BN片状堆积结构引入的孔隙的增加,不利于致密化程度的提高,复相陶瓷的力学性能也相应随之变化。BN掺量在05 wt%范围内,随着致密度的提高,材料性能有一定的提升,但随着h-BN含量的进一步增加（从530 wt%）,复相陶瓷的硬度从14 GPa降低到6.9GPa,杨氏模量从270 GPa降低至165 GPa,抗弯强度从731 MPa降低至400 MPa。而复相陶瓷的介电常数和介质损耗角正切值随着BN掺量的增加表现出持续的下降。（3）利用立方氮化硼在高温下的物相转变,通过Si3N4/c-BN复合粉体在烧结过程中原位生成Si3N4/BN复相陶瓷,研究了c-BN对Si3N4/c-BN复相陶瓷烧结致密化过程,烧结体结构及性能的影响。研究发现:c-BN在复合粉体的混合阶段能够均匀地分散在Si3N4颗粒之间,相较于h-BN的团聚现象,改善了材料的结构均匀性;在1300-1600°C温度区间内,c-BN向h-BN的转变,它们的共同作用增益了BN颗粒的变形对烧结致密化的促进作用。c-BN的添加同样会抑制Si3N4的晶型转变和晶粒生长,但是抑制作用要小于直接引入h-BN。同时,在BN含量相同的情况下,引入c-BN的复合材料的介电常数略微增大,介质损耗角正切值变化不明显。硬度有轻微的下降,而抗弯强度和断裂韧性同时有了明显的提升。这可能与其分散形成的特征尺度和原位形成的界面结合状态相关,相关工作还需要进一步的研究。
翟晴晴,李伟,刘平,张柯,马凤仓,刘新宽,陈小红,何代华[7]（2019）在《(AlCrTiZrNb)N/Si3N4纳米多层膜的微观结构和力学性能研究》文中进行了进一步梳理采用多靶磁控溅射系统,使用AlCrTiZrNb合金靶和Si靶制备了不同Si3N4厚度的（AlCrTiZrNb）N/Si3N4纳米多层膜,样品基底为单晶硅。通过X射线衍射仪（XRD）、高透射电子显微镜（HRTEM）、扫描电子显微镜（SEM）和纳米压痕仪对样品进行微观组织的表征和力学性能的测量。实验结果表明,随着Si3N4层厚度的增加,样品的结晶度和力学性能均先增加后减小,XRD图谱中出现面心立方相结构。在Si3N4层厚度为0.5 nm时,（111）衍射峰强度达到最大值。说明薄膜结晶度最强,薄膜的硬度和弹性模量也达到最高值,分别为30.6,298 GPa。通过对样品的横截面的形貌观察,发现当Si3N4层厚度为0.5 nm时,多层膜的多层结构生长良好。在（AlCrTiZrNb）N层的模板作用下,Si3N4层从非晶态转变为面心立方结构,与（AlCrTiZrNb）N层之间形成共格外延生长结构,（AlCrTiZrNb）N/Si3N4纳米多层膜的强化可归因于两调制层之间形成的共格界面。
张懋达[8]（2019）在《CrCN基薄膜结构及在不同环境中的摩擦学特性研究》文中研究说明本文以TC4钛合金片和单晶Si（100）片为基材,采用闭式非平衡磁控溅射系统在其表面沉积了具有不同Mo含量的CrMoCN薄膜,同时以316L不锈钢片和单晶Si（100）片为基材在其表面制备了CrSiCN,CrBCN和CrSiBCN三种CrCN基薄膜。分别采用X射线衍射仪（XRD）和X射线光电子能谱（XPS）对所有薄膜的晶体相结构和表面原子间化学键结构进行表征。同时利用扫描电子显微镜（SEM）对薄膜表面及截面的形貌观察拍摄。其中薄膜的硬度和弹性模量等力学性能是通过带有金刚石压头的纳米压痕仪测量。此外,薄膜与基材之间的粘附结合力是由声发射式划痕仪测试得出。薄膜在空气和海水环境下的摩擦学性能是采用球对盘式的摩擦磨损试验机进行测试分析,在摩擦实验结束后,使用金相光学显微镜拍摄薄膜磨痕和球磨痕,利用非接触式白光干涉三维形貌仪对薄膜磨痕的截面曲线进行观察分析。为阐明薄膜在空气和海水润滑不同环境下的磨损机理,使用扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS）进一步对薄膜磨痕观察分析。CrMoCN薄膜在海水环境中的耐腐蚀性能是通过标准三电极的电化学工作站（CHI660E）测试分析,实验测试指标包括开路电压（OCP）、交流阻抗谱（EIS）和动电位极化曲线。1)采用磁控溅射技术,以改变Mo靶的溅射电流（0.5 A3.0 A）制备了含有不同Mo含量（1.4%9.8%）的CrMoCN薄膜,在对结构表征后发现薄膜中Cr,Mo和N元素主要以（Cr,Mo）N固溶体晶体形式存在,而C元素主要以软质非晶形a-C（a-CNx）存在。当薄膜中Mo含量增多时,表面形态变得更加紧密。在测试薄膜的力学性能后发现,硬度和弹性模量的数值均呈现先增大后减小的趋势。有6.4%Mo含量的CrMoCN4薄膜表现出了最高的硬度和弹性模量,分别为26.8GPa和327.8 GPa;以及最高的（H/E）和（H3/E2）,分别为0.082和0.179。在空气中,CrMoCN薄膜与Al2O3球对磨后发现有最高Mo含量为9.8%的CrMoCN6薄膜显示出了最低的摩擦系数和最低的磨损率,数值分别为0.46和1.33×10-7 mm3/（N·m）。这主要是因为CrMoCN薄膜易与空气中的水分发生摩擦化学反应生成具有低剪切强度同时起润滑作用的层状MoO3。Mo含量的增加则会更加促进MoO3摩擦润滑层的形成。2)在海水环境中,由CrMoCN薄膜与SiC球对磨后发现,随着Mo含量的增加,CrMoCN薄膜的摩擦系数和磨损率整体呈降低的趋势,由Mo含量最高的CrMoCN6薄膜表现出最为优异的摩擦学性能,同时SiC球的磨损率也在减小。这主要是因为CrMoCN薄膜在海水润滑过程中会与水发生摩擦化学反应而生成可改善润滑效果的MoO3。同时由于SiC材料在水环境中存在水合反应会生成具有一定润滑作用的胶状SiO2·2H2O。在对磨时,由于两种摩擦层共同起到的润滑减磨作用,使两者的磨损程度均有所降低。根据对磨痕观察和磨痕内存在元素的分析后得出,CrMoCN/SiC对磨副的磨损机理为磨粒（机械）磨损并同时伴有摩擦化学磨损。在海水环境中,用Al2O3球与CrMoCN薄膜对磨后发现,CrMoCN薄膜的摩擦系数和Al2O3球的磨损率整体上均随着薄膜中Mo含量的升高而降低,但同时CrMoCN薄膜自身的磨损率却在升高。这主要是因为在水润滑条件下形成的MoO3润滑薄层有效降低了摩擦系数,并在对Al2O3对磨球形成保护作用的同时,由于薄膜带有的润滑效应加强了对自身材料的损耗,因而薄膜的磨损率会升高。根据对磨痕观察和磨痕内存在元素的分析后得出,CrMoCN/Al2O3对磨副的磨损机理为磨粒（机械）磨损和摩擦化学磨损。在使用标准三电极的电化学工作站对CrMoCN薄膜测试后发现有着Mo含量为2.9%的CrMoCN2薄膜表现出了最低的腐蚀电流密度值为4.675×10-8A/cm2和最高的极化电阻值为8.67×105Ω?cm2。该数据表明CrMoCN薄膜的耐腐蚀性将受Mo含量的影响。由于在一定Mo含量范围内,CrMoCN薄膜表面的致密度提高,细小的柱状孔隙等缺陷减少将可有效抑制海水中的腐蚀介质渗入接触到基底,进而提升薄膜材料的抗腐蚀性。3)利用闭式非平衡磁控溅射系统制备了三种CrCN基薄膜,分别为CrSiCN薄膜、CrBCN薄膜和CrSiBCN薄膜。在对结构表征后发现薄膜中Cr元素主要以CrN（200）和Cr（210）晶体形式存在,并在薄膜中同时有少量的CrN（111）（220）和Cr（200）（310）晶体。其中Si、B和C元素主要以非晶形a-SiNx、Si-C-N、a-BNx和a-C（a-CNx）存在。在对三种薄膜的力学性能测试后发现,CrSiBCN薄膜具有最高的硬度为27.1 GPa。同时具有最高的（H/E）与（H3/E2）,数值分别为0.097和0.255。当三种薄膜在海水中分别与WC+6%Co,ZrO2和Si3N4材料对磨时,CrSiBCN薄膜均显示出最低的摩擦系数,数值分别为0.27,0.40和0.29。这表明在海水中,由CrSiBCN薄膜的水合反应形成胶状SiO2·2H2O和层状H3BO3所具有的协同润滑效果将对薄膜的摩擦学性能提升最为有利。此外,发现当三种薄膜在海水中与YG6球对磨后,CrSiCN薄膜磨损率最高,这是由于对磨副之间更大的摩擦系数所造成。当三种薄膜与ZrO2球对磨后,CrBCN薄膜和CrSiBCN薄膜磨损率较高。这可归因于在海水润滑条件下,由于薄膜自身的水合反应形成的具有层状结构的H3BO3润滑层虽然有效降低了摩擦系数,但加强了薄膜自身材料的损耗,因此含有B元素的CrBCN和CrSiBCN薄膜磨损率较高。当三种薄膜与Si3N4球对磨后,CrBCN薄膜和CrSiBCN薄膜磨损率较低,这可归因于它们有着更加优异的力学性能,包括高硬度和更高的（H/E）与（H3/E2）值。根据对磨痕观察和磨痕内存在元素的分析后得出,三种薄膜与不同对磨材料摩擦时的磨损机理包括磨粒（机械）磨损和摩擦化学磨损。
涂禄强[9]（2019）在《立方氮化硼涂层刀具切削性能研究》文中进行了进一步梳理立方氮化硼（cubic Boron Nitride,cBN）是硬度和热导率仅次于金刚石的超硬材料。但在加工黑色金属方面,其热稳定性和化学惰性则远优于金刚石,1200?C以下加工黑色金属时化学性能十分稳定,使其弥补了金刚石刀具在加工黑色金属方面的不足。cBN优异的物化性质使其在加工淬硬材料方面具有广阔的应用前景。本文聚焦于cBN涂层刀具的切削性能研究,包括切削力、切削温度以及刀具磨损试验研究,切削力、切削温度和涂层刀具温度场分布的有限元仿真分析,主要完成了以下几方面内容:（1）开展了cBN涂层刀具的切削力及切削温度试验研究。以TiAlN涂层刀具为对比,分析了切削深度（ap）和切削速度（vc）对切削力（F）的影响,切削速度（vc）对切削温度（T）的影响。切削分力Fx,Fy,Fz都随着ap的增加而增大;其中,径向力Fy最大、切向力Fz次之、轴向力Fx最小;而随着vc的增加,Fy明显下降,Fz和Fx变化不明显。切削温度随着vc的增加逐渐增大。在同等切削条件下,与TiAlN涂层刀具相比,cBN涂层刀具在切削分力Fx,Fy,Fz分别减少16.0%,52.0%,23.8%;切削温度降低19.0%-21.0%。（2）开展了cBN涂层刀具的切削力及切削温度仿真研究。建立了cBN涂层刀具有限元模型并进行了验证,通过仿真分析获得了cBN涂层刀具切削过程中的切削力变化规律和温度场分布。涂层刀具表面具有较明显的温度梯度,前刀面温度最高,随后逐渐向四周扩散并呈现逐级递减趋势;与TiAlN涂层相比,cBN涂层凭借更低摩擦系数和更高热导率,使得涂层区域温度更低且温度扩散更快。（3）开展了cBN涂层刀具的磨损试验研究。研究了cBN涂层刀具的后刀面磨损宽度随切削路程变化,对涂层刀具的磨损形貌及化学成份进行了分析。在同等切削条件下,未涂层Si3N4、TiAlN涂层和cBN涂层刀具的后刀面平均磨损率分别是607μm/km,472μm/km和103μm/km。cBN涂层刀具的磨损形式主要是前刀面的月牙洼磨损以及后刀面的磨损带,磨损机理主要是磨料磨损和扩散磨损。与TiAlN涂层刀具相比,cBN涂层刀具凭借其低摩擦系数、高硬度以及高热导率,使其在切削加工淬硬材料方面具有独特的优越性,表现了更优异的切削性能。
钟连兵[10]（2018）在《碳化钽陶瓷材料的SPS制备及其结构与性能研究》文中进行了进一步梳理本文针对TaC陶瓷致密化困难的问题,采用SPS烧结工艺,优化了低温烧结TaC陶瓷的工艺方法,系统研究了惰性金属、Si、Si3N4等不同烧结助剂对TaC陶瓷致密化过程、物相、显微组织和力学性能的影响规律,分析了其致密化机理。制备了不同C/Ta化学计量比的TaC陶瓷,阐明了C/Ta化学计量比对组织与性能的影响。结果表明:通过调整SPS工艺参数,可显着降低TaC陶瓷的烧结致密化温度。以TaC和Ta为原料制备非化学计量比Ta-C陶瓷,显微组织演变和致密化进程分2-3个不同的阶段,其中1450-1800℃中温阶段最为关键,高温条件下发生蒸发-凝聚现象,导致显微组织粗化,气孔向多晶结合处聚集而不易排出。采用1400℃低温烧结技术,优化工艺参数,避免蒸发-凝聚现象,虽然对致密化有益的体积扩散和界面扩散受到低温限制不能充分发挥,但是合理利用有限的TaC+Ta→TaC0.9反应扩散,TaC0.9成分的陶瓷仍能获得>96%致密度。惰性金属、Si、Si3N4等烧结助剂均能一定程度上促进TaC陶瓷的致密。惰性金属、Si和Si3N4等添加剂可在一定程度上细化TaC晶粒、优化第二相的种类和含量及调节界面结构,从而提高TaC陶瓷的力学性能。（1）添加少量金属Al、Cu、Ag、Au作为TaC陶瓷烧结助剂,当烧结温度超过各自熔点时,金属熔化生成少量液相,沿TaC颗粒表面润湿铺展,促进TaC颗粒重排。金属润湿铺展能在一定程度上抑制有害氧化物挥发并改变对致密化有害的表面扩散为有益的界面扩散。其中5mol%Au的添加和1700oC/30Mpa/5min SPS条件下能够获得>97%致密度。（2）Si作为TaC陶瓷材料的烧结助剂,在其熔点温度（1413oC）熔化成液相,润湿TaC颗粒并促进TaC颗粒重排,温度进一步升高,Si与TaC反应生成的高熔点TaSi2、SiC颗粒,钉扎晶界,抑制TaC晶粒长大,TaSi2在1650oC发生脆性-塑性转变引起的塑性流变促进了TaC陶瓷致密化。（3）少量Si3N4作为TaC陶瓷材料的烧结助剂,其高温下与TaC、Ta2O5反应生成SiC及各种Ta-Si化合物,去除氧杂质,钉扎TaC晶界,也能促进致密化,高温条件下TaC陶瓷材料仍具有较高强度保持率。以TaC和Ta为原料制备非化学计量比Ta-C陶瓷的烧结过程与TaC+Ta→TaCx反应及C扩散密切相关。C从TaC进入Ta最初生成Ta2C,进一步C扩散则生成TaCy或ζ-Ta4C3-x。材料致密化过程与物相演变并不同步进行,C/Ta为0.5和0.7成分材料的致密化优先于物相演变,而C/Ta为0.8、0.9、1.0成分的材料则先发生物相演变再实现致密化。C/Ta计量比为0.5、0.7和0.81.0的TaCx材料,分别生成单相六方结构Ta2C、菱方结构ζ-Ta4C3-x/立方结构TaCy复相结构和单相立方结构TaCy等不同显微结构,从而进一步影响材料的力学性能。立方相TaC0.8-1.0陶瓷为等轴组织,硬度高、脆性大;TaC0.7复合材料显微组织以ζ-Ta4C3-x片晶为主,间隙被立方相TaCy填充,具有很高的抗弯强度和断裂韧性;成分为TaC0.5的六方Ta2C陶瓷,显微组织受温度影响明显,1500℃获得细小等轴组织,1700℃晶粒呈长棒状,1900℃相邻晶粒相互合并而形成晶内气孔。
二、立方Si_3N_4（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、立方Si_3N_4（论文提纲范文）
（1）陶瓷材料脆性断裂的显微结构效应（论文提纲范文）
| 1断裂的能量平衡理论 |
| 2显微结构缺陷及其对强度的影响 |
| 2.1 Griffith微裂纹理论 |
| 2.2陶瓷材料中常见的本征裂纹 |
| 2.2.1气孔导致的本征裂纹 |
| 2.2.2夹杂导致的本征裂纹 |
| 2.2.3内应力导致的本征裂纹 |
| 2.3本征裂纹尺寸与显微结构的关系 |
| 2.4表面接触损伤 |
| 2.4.1表面接触损伤的一般性描述 |
| 2.4.2机加工导致的表面接触损伤 |
| 2.5断裂强度的统计性质：Weibull分布 |
| 2.5.1 Weibull分布函数 |
| 2.5.2断裂强度的统计性质 |
| 3断裂力学基础 |
| 3.1机械能释放率与应力场强度 |
| 3.1.1机械能释放率 |
| 3.1.2应力场强度 |
| 3.2断裂力学测试技术：切口试样 |
| 3.2.1单边切口梁技术及切口钝化效应 |
| 3.2.2 V形切口试样 |
| 3.2.3其他形状切口试样 |
| 3.3压痕裂纹及其断裂力学分析 |
| 3.3.1压痕裂纹的几何形貌 |
| 3.3.2压痕裂纹尖端的残余应力场 |
| 3.3.3压痕裂纹在外力作用下的扩展 |
| 3.4裂纹的稳态扩展与断裂判据 |
| 4裂纹前缘的几何扰动 |
| 4.1均匀连续介质中的裂纹偏转 |
| 4.2穿晶裂纹扩展与沿晶裂纹扩展 |
| 4.3两相材料中的裂纹扩展 |
| 4.4层状陶瓷中的裂纹扩展 |
| 5当断裂力学遇到显微结构 |
| 5.1两个典型的强度实验 |
| 5.1.1 Hoshide实验：本征缺陷 |
| 5.1.2 Lawn实验：压痕裂纹 |
| 5.1.3显微结构驱动力 |
| 5.2断裂韧性是一个材料常数吗？ |
| 5.3裂纹尖端的屏蔽效应 |
| 5.3.1 Knehans-Steinbrech实验 |
| 5.3.2 Al2O3陶瓷中的晶粒桥接 |
| 5.3.3 Mai-Lawn晶粒桥接模型 |
| 5.3.4裂纹尖端屏蔽效应及其实验测定 |
| 6陶瓷的增韧 |
| 6.1桥接区增韧 |
| 6.1.1纤维/晶须增韧陶瓷基复合材料 |
| 6.1.2颗粒增强陶瓷材料 |
| 6.2过程区增韧 |
| 6.2.1过程区增韧的一般性描述 |
| 6.2.2相变增韧 |
| 7裂纹扩展阻力曲线 |
| 7.1裂纹扩展阻力曲线的测定 |
| 7.1.1切口技术 |
| 7.1.2压痕裂纹技术 |
| 7.2裂纹扩展阻力曲线的数学描述 |
| 7.3裂纹扩展阻力的离散性 |
| 8结束语 |
（2）Si3N4/BN复合陶瓷的制备及其力学性能和热导率的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 陶瓷材料简介 |
| 1.2 氮化硅简介 |
| 1.2.1 氮化硅的发现及发展 |
| 1.2.2 氮化硅的结构和性能 |
| 1.2.3 氮化硅粉末的制备方法 |
| 1.3 氮化硼的简介 |
| 1.3.1 氮化硼的发现与发展 |
| 1.3.2 氮化硼的结构与性能 |
| 1.3.3 氮化硼相图以及相变 |
| 1.4 氮化硅陶瓷的制备 |
| 1.4.1 反应烧结 |
| 1.4.2 常压烧结 |
| 1.4.3 热压烧结 |
| 1.4.4 放电等离子烧结 |
| 1.4.5 热等静压烧结 |
| 1.4.6 气压烧结 |
| 1.5 Si_3N_4/BN复合陶瓷 |
| 1.5.1 Si_3N_4/BN复合陶瓷介绍 |
| 1.5.2 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备方法 |
| 1.5.3 Si_3N_4/BN复合陶瓷研究现状 |
| 1.6 研究内容及意义 |
| 2 Si_3N_4/BN复合陶瓷的实验方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 氮化硅陶瓷的制备 |
| 2.4 性能测试与表征 |
| 2.4.1 密度测试 |
| 2.4.2 维氏硬度测试 |
| 2.4.3 弯曲强度测试 |
| 2.4.4 断裂韧性测试 |
| 2.4.5 热导率测试 |
| 2.4.6 物相分析 |
| 2.4.7 表面形貌分析 |
| 3 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备和表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 烧结助剂对复合陶瓷的力学性能的影响 |
| 3.2.1 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备 |
| 3.2.2 相分析 |
| 3.2.3 相对密度 |
| 3.2.4 维氏硬度 |
| 3.2.5 弯曲强度和韧性 |
| 3.3 BN含量对复合陶瓷的力学性能的影响 |
| 3.3.1 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备 |
| 3.3.2 相分析 |
| 3.3.3 密度 |
| 3.3.4 维氏硬度 |
| 3.3.5 弯曲强度和韧性 |
| 3.3.6 显微结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Si_3N_4/BN复合陶瓷增韧机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 自增韧 |
| 4.3 片状BN的嵌入增韧 |
| 4.4 氮化硼颗粒的层状碎裂增韧 |
| 4.5 压应力增韧 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率及其有限元分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率 |
| 5.3 ANSYS有限元分析 |
| 5.3.1 周期单胞的设计 |
| 5.3.2 各向异性对Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率的影响 |
| 5.3.3 晶粒大小对Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论及展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
（3）聚晶立方氮化硼的制备及机械性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 立方氮化硼的结构与性能 |
| 1.2 聚晶立方氮化硼 |
| 1.2.1 PcBN的研究背景 |
| 1.2.2 PcBN的性能 |
| 1.2.3 PcBN的分类 |
| 1.2.4 PcBN的结合剂材料 |
| 1.2.5 PcBN的研究现状 |
| 1.3 复合材料的增韧机制 |
| 1.3.1 第二相弥散颗粒增韧 |
| 1.3.2 晶须(纤维)增韧 |
| 1.3.3 相变增韧 |
| 1.4 石墨烯 |
| 1.5 本文的研究思路及研究内容 |
| 1.5.1 研究思路 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 实验设计与研究方法 |
| 2.1 研究思路及实验方案设计 |
| 2.1.1 PcBN的组成及粒度设计 |
| 2.1.2 基础结合剂的选择 |
| 2.1.3 增强相 |
| 2.2 氧化石墨烯的制备 |
| 2.3 PcBN的制备 |
| 2.4 实验原料及设备 |
| 2.5 结构表征与性能测试 |
| 2.5.1 拉曼光谱分析 |
| 2.5.2 微观结构及元素分析 |
| 2.5.3 物相分析 |
| 2.5.4 致密度的测定 |
| 2.5.5 抗弯强度的测定 |
| 2.5.6 硬度与断裂韧性的测定 |
| 2.5.7 新型磨耗比的测定 |
| 第3章 铝/氮化硅体系聚晶立方氮化硼的性能研究 |
| 3.1 Al-Ni-Si_3N_4体系PcBN的性能研究 |
| 3.1.1 Al-Ni-Si_3N_4体系PcBN的物相分析 |
| 3.1.2 Al-Ni-Si_3N_4体系PcBN的显微结构 |
| 3.1.3 Al-Ni-Si_3N_4体系PcBN的致密度 |
| 3.1.4 Al-Ni-Si_3N_4体系PcBN的抗弯强度 |
| 3.1.5 Al-Ni-Si_3N_4体系PcBN的磨耗比 |
| 3.1.6 Al-Ni-Si_3N_4体系PcBN的硬度与韧性 |
| 3.2 Al-Si_3N_4体系PcBN的性能研究 |
| 3.2.1 Al-Si_3N_4体系PcBN的致密度 |
| 3.2.2 Al-Si_3N_4体系PcBN的物相分析 |
| 3.2.3 Al-Si_3N_4体系PcBN微观结构 |
| 3.2.4 Al-Si_3N_4体系PcBN的抗弯强度 |
| 3.2.5 Al-Si_3N_4体系PcBN的硬度和韧性 |
| 3.2.6 Al-Si_3N_4体系PcBN的磨耗比 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 铝/硅/碳化硅体系聚晶立方氮化硼的性能研究 |
| 4.1 Al-Si-SiC体系PcBN的性能研究 |
| 4.1.1 Al-Si-SiC体系PcBN的物相分析 |
| 4.1.2 Al-Si-SiC体系PcBN的微观结构 |
| 4.1.3 Al-Si-SiC体系PcBN的致密度 |
| 4.1.4 Al-Si-SiC体系PcBN的抗弯强度 |
| 4.1.5 Al-Si-SiC体系PcBN的磨耗比 |
| 4.1.6 Al-Si-SiC体系PcBN的硬度和韧性 |
| 4.2 Al-Si-SiC体系添加氧化石墨烯的PcBN性能研究 |
| 4.2.1 Al-Si-SiC体系添加氧化石墨烯的PcBN物相分析 |
| 4.2.2 Al-Si-SiC体系添加氧化石墨烯烧结的PcBN的微观结构 |
| 4.2.3 Al-Si-SiC体系添加氧化石墨烯烧结的PcBN的抗弯强度和致密度 |
| 4.2.4 Al-Si-SiC体系添加氧化石墨烯烧结的PcBN的硬度和断裂韧性 |
| 4.2.5 Al-Si-SiC体系添加氧化石墨烯烧结的PcBN的磨耗比 |
| 4.2.6 Al-Si-SiC体系添加氧化石墨烯烧结的PcBN的拉曼图谱 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（4）Al2O3/YSZ及Si3N4陶瓷的放电等离子烧结及力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 氧化锆性质概述 |
| 1.3 氧化锆复合陶瓷粉末的制备方法 |
| 1.4 氮化硅性质概述 |
| 1.5 陶瓷材料的烧结方法 |
| 1.6 提高陶瓷力学性能的途径 |
| 1.7 本文的研究工作 |
| 1.7.1 研究目的 |
| 1.7.2 研究思路及主要的研究内容 |
| 1.7.3 本论文的创新点 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 陶瓷制备工艺 |
| 2.3.1 Al_2O_3/YSZ复合粉末的制备及其放电等离子烧结 |
| 2.3.2 氮化硅陶瓷的放电等离子烧结方法 |
| 2.4 实验测试分析方法 |
| 2.4.1 XRD分析 |
| 2.4.2 微观形貌SEM分析 |
| 2.4.3 密度测试 |
| 2.4.4 硬度测试 |
| 2.4.5 断裂韧性测试 |
| 2.4.6 热导率测试 |
| 第3章 Al_2O_3/YSZ复合粉末的放电等离子烧结研究 |
| 3.1 商用钇稳定氧化锆粉末的放电等离子烧结工艺优化 |
| 3.1.1 烧结温度的优化 |
| 3.1.2 烧结压力的优化 |
| 3.1.3 烧结时间的优化 |
| 3.2 Al_2O_3/YSZ复合粉末的机械混合制备及其烧结研究 |
| 3.3 Al_2O_3/YSZ复合粉末的化学共沉淀制备及其烧结研究 |
| 3.4 两种制备方法得到样品的密度、硬度及断裂韧性分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Al_2O_3/YSZ为助烧剂的Si_3N_4陶瓷放电等离子烧结研究 |
| 4.1 物相与显微组织分析 |
| 4.2 密度分析 |
| 4.3 硬度与断裂韧性分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al_2O_3-AlN-Yb_2O_3为助烧剂的β-Sialon两步法放电等离子烧结研究 |
| 5.1 物相及显微组织分析 |
| 5.2 密度分析 |
| 5.3 硬度与断裂韧性分析 |
| 5.4 热导性能分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 添加TiC_(0.3)N_(0.7)对放电等离子烧结β-Sialon陶瓷性能的影响 |
| 6.1 物相及显微组织的影响 |
| 6.2 密度的影响 |
| 6.3 硬度与断裂韧性的影响 |
| 6.4 热导性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（5）热损伤聚晶立方氮化硼微观结构及其摩擦学行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 氮化硼材料的研究现状 |
| 1.1.1 立方氮化硼材料的研究与发展 |
| 1.1.2 立方氮化硼薄膜的研究现状 |
| 1.1.3 聚晶立方氮化硼材料研究现状 |
| 1.2 立方氮化硼材料服役行为研究 |
| 1.2.1 切削热对立方氮化硼材料性能影响研究现状 |
| 1.2.2 聚晶立方氮化硼材料摩擦磨损性能研究现状 |
| 1.3 本论文研究内容 |
| 1.3.1 研究背景及意义 |
| 1.3.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 研究路线与方案 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 聚晶立方氮化硼复合片 |
| 2.2.2 氮化硅、GCr15 对磨球 |
| 2.3 高温电阻炉 |
| 2.4 表征测试 |
| 2.4.1 金相显微镜 |
| 2.4.2 三维形貌分析仪 |
| 2.4.3 显微维氏硬度仪 |
| 2.4.4 扫描电子显微镜(SEM/EDS) |
| 2.4.5 X射线衍射仪(XRD) |
| 2.4.6 摩擦磨损试验机 |
| 第3章 热处理对聚晶氮化硼微观结构影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2热处理实验 |
| 3.3 热处理前后结构变化 |
| 3.3.1 微观结构形貌 |
| 3.4 热处理前后性能变化 |
| 3.4.1 硬度变化 |
| 3.4.2 粗糙度变化 |
| 3.5 物相变化 |
| 3.6 讨论 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 热处理对聚晶立方氮化硼的摩擦磨损性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 摩擦学实验及参数选择 |
| 4.3 摩擦学性能 |
| 4.3.1 摩擦系数 |
| 4.3.2 对磨球磨损形貌及磨损率 |
| 4.3.3 磨损形貌 |
| 4.4 表征测试 |
| 4.4.1 SEM/EDS表征分析 |
| 4.5 讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 主要研究和结论 |
| 5.2 对下一步工作建议 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历 |
（6）Si3N4/BN复相陶瓷的SPS烧结制备和性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 氮化硅陶瓷的结构和性能 |
| 1.3 氮化硼陶瓷的结构和性能 |
| 1.3.1 h-BN陶瓷的结构和性能 |
| 1.3.2 c-BN陶瓷的结构和性能 |
| 1.4 Si_3N_4/BN复相陶瓷的制备方法 |
| 1.4.1 反应烧结 |
| 1.4.2 无压烧结 |
| 1.4.3 热压烧结 |
| 1.4.4 放电等离子烧结 |
| 1.5 Si_3N_4/BN复相陶瓷的研究现状 |
| 1.6 本文的研究目的、意义及内容 |
| 1.6.1 研究的目的、意义 |
| 1.6.2 研究的内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 材料成分设计 |
| 2.2.2 工艺流程 |
| 2.2.3 材料制备 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 结构表征和性能测试 |
| 2.4.1 密度测定 |
| 2.4.2 维氏硬度 |
| 2.4.3 抗弯强度和断裂韧性 |
| 2.4.4 杨氏模量 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 显微组织结构分析 |
| 2.4.7 介电性能 |
| 第3章 Si_3N_4/BN复相陶瓷的SPS烧结 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Si_3N_4/BN复相陶瓷的SPS烧结行为 |
| 3.3 烧结工艺对于Si_3N_4/BN复相陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.3.1 烧结温度对于Si_3N_4/BN复相陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.3.2 烧结压力对于BN/Si_3N_4 复相陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.3.3 保温时间对于Si_3N_4/BN复相陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷微观结构和性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷组分对致密化行为的影响 |
| 4.3 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷组分对产物物相组成的影响 |
| 4.4 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷组分对显微结构的影响 |
| 4.5 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的力学性能研究 |
| 4.6 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的介电性能研究 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 BN相变对于Si_3N_4/BN复相陶瓷结构和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 BN物相转变的热力学过程 |
| 5.3 立方氮化硼和六方氮化硼的团聚性研究 |
| 5.4 BN相变对于Si_3N_4/BN复相陶瓷烧结性能的影响 |
| 5.5 BN原材料特性对于Si_3N_4/BN复相陶瓷物相组成的影响 |
| 5.6 BN原材料特性对于Si_3N_4/BN复相陶瓷微观结构的影响 |
| 5.7 BN原材料特性对于Si_3N_4/BN复相陶瓷力学性能的影响 |
| 5.8 BN原材料特性对于Si_3N_4/BN复相陶瓷介电性能的影响。 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间获得与学位论文相关的科研成果目录 |
（7）(AlCrTiZrNb)N/Si3N4纳米多层膜的微观结构和力学性能研究（论文提纲范文）
| 0 引 言 |
| 1 实验材料与方法 |
| 1.1 薄膜的制备 |
| 1.2 薄膜的表征与测试 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 微观结构 |
| 2.2 力学性能 |
| 3 结 论 |
（8）CrCN基薄膜结构及在不同环境中的摩擦学特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 含Mo元素的多元薄膜结构及摩擦学特性研究进展 |
| 1.2.1 Mo-N薄膜结构,力学及摩擦学性能分析 |
| 1.2.2 Cr-Mo-N薄膜结构,力学及摩擦学性能分析 |
| 1.2.3 Mo-Si-N薄膜结构,力学及摩擦学性能分析 |
| 1.2.4 Mo-C-N薄膜结构,力学及摩擦学性能分析 |
| 1.2.5 Cr-Mo-Si-N薄膜结构及力学性能分析 |
| 1.2.6 Mo-Si-C-N薄膜结构,力学及摩擦学性能分析 |
| 1.3 Mo元素对薄膜生长形貌和摩擦与电化学性能的影响 |
| 1.4 Si,B 元素对薄膜形貌、力学性能和摩擦与电化学性能的影响 |
| 1.5 本论文研究的主要目的和内容 |
| 1.5.1 本论文研究的主要目的 |
| 1.5.2 本论文研究的主要内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 薄膜的制备方法与工艺 |
| 2.2.1 基材的准备 |
| 2.2.2 磁控溅射镀膜设备的介绍 |
| 2.2.3 CrMoCN薄膜的制备 |
| 2.2.4 Cr(Si)(B)CN薄膜的制备 |
| 2.3 薄膜结构的表征与分析 |
| 2.3.1 薄膜的晶体相结构表征 |
| 2.3.2 薄膜元素的化学键结构分析 |
| 2.3.3 薄膜表面形貌和截面形貌的SEM分析 |
| 2.4 薄膜的力学性能及水接触角测试 |
| 2.4.1 薄膜的硬度和弹性模量测试 |
| 2.4.2 薄膜的划痕仪粘附力测试 |
| 2.4.3 薄膜的水接触角测试 |
| 2.5 薄膜的摩擦学与电化学性能测试分析 |
| 2.5.1 实验对磨球的具体参数 |
| 2.5.2 人工海水的配制方法 |
| 2.5.3 薄膜的摩擦学性能测试分析 |
| 2.5.4 薄膜的电化学性能测试分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 CrMoCN薄膜的结构、力学性能及在空气环境中的摩擦学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 含有不同Mo含量的CrMoCN薄膜的元素成分 |
| 3.3 CrMoCN薄膜的结构分析 |
| 3.3.1 不同Mo含量的CrMoCN薄膜的XRD相结构分析 |
| 3.3.2 不同Mo含量的CrMoCN薄膜元素的XPS化学键结构分析 |
| 3.4 Mo含量对CrMoCN薄膜表面和截面形貌的影响 |
| 3.4.1 CrMoCN薄膜的表面形貌SEM照片 |
| 3.4.2 CrMoCN薄膜的截面形貌SEM照片 |
| 3.5 不同Mo含量的CrMoCN薄膜的力学性能分析 |
| 3.6 Mo含量对CrMoCN薄膜在空气环境中的摩擦学特性的影响 |
| 3.7 CrMoCN薄膜在空气环境中的磨损机理分析 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 CrMoCN薄膜在海水环境中的摩擦学和耐腐蚀性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mo含量对CrMoCN薄膜在海水环境中的摩擦学性能的影响 |
| 4.2.1 不同Mo含量的CrMoCN/SiC对磨副在海水环境中的摩擦学测试分析 |
| 4.2.2 CrMoCN薄膜与SiC材料在海水中对磨的磨损机理分析 |
| 4.2.3 不同Mo含量的CrMoCN/Al2O3 对磨副在海水环境中的摩擦学测试分析 |
| 4.2.4 CrMoCN薄膜与Al2O3 材料在海水中对磨的磨损机理分析 |
| 4.3 不同Mo含量的CrMoCN薄膜在海水环境中的电化学性能测试分析 |
| 4.3.1 CrMoCN薄膜的开路电压测试 |
| 4.3.2 CrMoCN薄膜的电化学阻抗谱测试 |
| 4.3.3 CrMoCN薄膜的动电位极化测试 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Cr(Si)(B)CN薄膜结构、力学性能及在海水环境中的摩擦学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Cr(Si)(B)CN薄膜的元素含量 |
| 5.3 Cr(Si)(B)CN薄膜的结构分析 |
| 5.3.1 Cr(Si)(B)CN薄膜的XRD相结构分析 |
| 5.3.2 Cr(Si)(B)CN薄膜元素的XPS化学键结构分析 |
| 5.4 Cr(Si)(B)CN薄膜的表面形貌和截面形貌SEM照片 |
| 5.5 Cr(Si)(B)CN薄膜的力学性能分析 |
| 5.6 Cr(Si)(B)CN薄膜在海水环境中与不同对磨球材料摩擦学测试分析 |
| 5.7 Cr(Si)(B)CN薄膜在海水环境中与不同对磨球材料的磨损机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 总结和展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在校期间的研究成果及发表的学术论文 |
（9）立方氮化硼涂层刀具切削性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 cBN性质及应用 |
| 1.3 cBN涂层刀具制备及切削性能研究现状 |
| 1.4 球墨铸铁研究现状 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第二章 cBN涂层刀具切削力及切削温度试验研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验设备及加工参数 |
| 2.2.1 机床及测试设备 |
| 2.2.2 工件 |
| 2.2.3 刀具 |
| 2.2.4 切削用量 |
| 2.3 结果分析 |
| 2.3.1 刀具涂层表征 |
| 2.3.2 切削力 |
| 2.3.3 切削温度 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 cBN涂层刀具切削力及切削温度仿真研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 仿真模型建立 |
| 3.2.1 建立流程 |
| 3.2.2 几何模型及材料属性 |
| 3.2.3 工件材料本构模型及失效准则 |
| 3.2.4 接触与摩擦定义 |
| 3.2.5 边界条件设置 |
| 3.2.6 仿真用切削参数 |
| 3.3 仿真模型验证 |
| 3.3.1 切削力对比 |
| 3.3.2 切削温度对比 |
| 3.4 仿真结果分析 |
| 3.4.1 切削力 |
| 3.4.2 切削温度 |
| 3.4.3 涂层刀具温度场分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 cBN涂层刀具磨损试验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验设备及方法 |
| 4.3 结果分析 |
| 4.3.1 磨损曲线 |
| 4.3.2 磨损显微特征 |
| 4.3.3 磨损机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
（10）碳化钽陶瓷材料的SPS制备及其结构与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ta-C系统中的相 |
| 1.2.1 Ta-C相图 |
| 1.2.2 Ta-C系统中的相及相变 |
| 1.3 Ta-C化合物的物理性能 |
| 1.3.1 Ta-C化合物的电磁性能 |
| 1.3.2 Ta-C化合物的热物理性能 |
| 1.4 TaC陶瓷的制备及力学性能 |
| 1.4.1 TaC陶瓷的制备 |
| 1.4.2 TaC陶瓷的致密化 |
| 1.4.3 TaC陶瓷的力学性能 |
| 1.5 TaC陶瓷研究存在的问题 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验与研究方法 |
| 2.1 试验设计 |
| 2.2 试验用原材料 |
| 2.3 SPS烧结试验 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 XRD物相分析 |
| 2.4.2 密度测试和相对密度计算 |
| 2.4.3 显微组织和断口观察 |
| 2.4.4 维氏硬度 |
| 2.4.5 抗弯强度及弹性模量 |
| 2.4.6 断裂韧性 |
| 2.4.7 透射电镜(TEM)和高分辨电镜(HREM)观察 |
| 第3章 SPS烧结温度对TaC陶瓷致密化行为及组织与性能的影响 |
| 3.1 TaC陶瓷的物相及致密化过程 |
| 3.1.1 不同烧结温度下的物相构成 |
| 3.1.2 1800 ℃烧结的致密化过程 |
| 3.2 TaC陶瓷的SPS低温烧结致密化 |
| 3.2.1 SPS低温烧结致密化工艺优化设计 |
| 3.2.2 TaC陶瓷低温烧结致密化过程 |
| 3.3 SPS工艺对TaC陶瓷显微组织及力学性能的影响 |
| 3.3.1 烧结工艺对显微组织的影响 |
| 3.3.2 烧结工艺对力学性能的影响 |
| 3.4 TaC陶瓷的烧结致密化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 金属添加剂对TaC陶瓷致密化行为及组织性能的影响 |
| 4.1 材料的成分设计与制备工艺 |
| 4.2 金属添加剂类型对TaC陶瓷致密化行为的影响 |
| 4.3 金属添加剂类型对TaC陶瓷物相的影响 |
| 4.4 金属添加剂对TaC陶瓷显微组织的影响 |
| 4.4.1 SEM显微组织 |
| 4.4.2 TEM显微组织 |
| 4.5 金属添加剂对TaC陶瓷力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Si添加剂对TaC陶瓷致密化行为及组织与性能的影响 |
| 5.1 TaC-Si系统中的反应及相关系 |
| 5.2 材料成分及制备工艺 |
| 5.3 Si添加对TaC陶瓷物相的影响 |
| 5.4 Si添加对TaC陶瓷致密化行为的影响 |
| 5.4.1 Si添加量对TaC陶瓷相对密度的影响 |
| 5.4.2 Si对 TaC陶瓷致密化行为的影响及其机理 |
| 5.5 Si对TaC陶瓷显微组织的影响 |
| 5.5.1 SEM显微组织 |
| 5.5.2 TEM组织分析 |
| 5.6 Si添加对TaC陶瓷力学性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 Si_3N_4第二相颗粒对TaC陶瓷致密化及组织性能的影响 |
| 6.1 TaC-Si_3N_4系统中的反应及相关系 |
| 6.2 材料成分及制备工艺 |
| 6.3 TaC-Si_3N_4的致密化行为 |
| 6.4 Si_3N_4添加量对TaC陶瓷物相的影响 |
| 6.5 Si_3N_4含量对TaC陶瓷显微组织的影响 |
| 6.5.1 SEM显微组织 |
| 6.5.2 TEM显微组织分析 |
| 6.6 Si_3N_4含量对TaC陶瓷力学性能的影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 不同Ta/C计量比TaC陶瓷的制备及其组织与性能 |
| 7.1 材料成分及烧结工艺 |
| 7.1.1 材料成分 |
| 7.1.2 粉末处理与烧结工艺 |
| 7.2 TaC_(0.8-1.0)陶瓷材料的致密化与组织性能 |
| 7.2.1 TaC_(0.8-1.0) 陶瓷的致密化行为 |
| 7.2.2 TaC_(0.8-1.0) 陶瓷的物相分析 |
| 7.2.3 TaC_(0.8-1.0) 陶瓷的显微组织分析 |
| 7.2.4 TaC_(0.8-1.0) 陶瓷的力学性能分析 |
| 7.3 TaC_(0.7)陶瓷材料的制备及组织与性能 |
| 7.3.1 TaC_(0.7) 陶瓷的致密化行为 |
| 7.3.2 XRD物相分析 |
| 7.3.3 TaC_(0.7) 陶瓷的显微组织分析 |
| 7.3.4 TaC_(0.7) 陶瓷的力学性能 |
| 7.4 TaC_(0.5)陶瓷材料的致密化与组织性能 |
| 7.4.1 TaC_(0.5) 陶瓷的致密化行为 |
| 7.4.2 TaC_(0.5) 陶瓷的物相分析 |
| 7.4.3 TaC_(0.5) 陶瓷的显微组织分析 |
| 7.4.4 TaC_(0.5) 陶瓷的力学性能 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、立方Si_3N_4（论文参考文献）
- [1]陶瓷材料脆性断裂的显微结构效应[J]. 龚江宏. 现代技术陶瓷, 2021(Z2)
- [2]Si3N4/BN复合陶瓷的制备及其力学性能和热导率的研究[D]. 任一鹏. 海南大学, 2020(02)
- [3]聚晶立方氮化硼的制备及机械性能研究[D]. 孙坤. 天津大学, 2019(01)
- [4]Al2O3/YSZ及Si3N4陶瓷的放电等离子烧结及力学性能的研究[D]. 李阳. 深圳大学, 2019(01)
- [5]热损伤聚晶立方氮化硼微观结构及其摩擦学行为[D]. 赵元培. 中国地质大学(北京), 2019
- [6]Si3N4/BN复相陶瓷的SPS烧结制备和性能研究[D]. 胡健. 武汉理工大学, 2019(07)
- [7](AlCrTiZrNb)N/Si3N4纳米多层膜的微观结构和力学性能研究[J]. 翟晴晴,李伟,刘平,张柯,马凤仓,刘新宽,陈小红,何代华. 功能材料, 2019(04)
- [8]CrCN基薄膜结构及在不同环境中的摩擦学特性研究[D]. 张懋达. 南京航空航天大学, 2019(02)
- [9]立方氮化硼涂层刀具切削性能研究[D]. 涂禄强. 南京航空航天大学, 2019(02)
- [10]碳化钽陶瓷材料的SPS制备及其结构与性能研究[D]. 钟连兵. 哈尔滨工业大学, 2018(01)