一、机械合金化B_4Cp/Al复合材料的微观组织结构特征（论文文献综述）
徐昊[1]（2021）在《B4C增强Al/TC4叠层复合材料研究》文中研究表明随着科技的进步,人们对轻质高强材料的需求日益增长。近年来,受贝壳片层状结构启发设计的Al/Ti叠层复合材料应运而生。Al/Ti叠层复合材料具有低密度、高强度的优点,且制备工艺简单,生产成本较低,在航空航天、装甲防护等领域有着巨大的应用潜力,却受限于其中金属间化合物Al3Ti的室温脆性,导致Al/Ti叠层复合材料的韧性距离实际应用还有一定的差距。本文通过真空热压法分别制备了B4C薄片（B4Cs）增强的Al/Ti叠层复合材料和B4C颗粒（B4Cp）增强的Al/Ti叠层复合材料,对两种复合材料的组织结构进行了显微观察和成分测定,分析了两种复合材料中的扩散层相组成。此外,本文还研究了两种材料的层厚比和真空热压工艺对其冲击韧性、弯曲强度等力学性能的影响,对比了两种B4C增强的Al/Ti叠层复合材料与各自基体的力学性能,确定了B4C的强化效果,并分析了它们的强化机理。获得的主要研究结果包括:（1）在B4C增强的Al/Ti叠层复合材料中,Al-Ti,Al-B4C界面都生成扩散层,扩散层相组成分别为Al3Ti和Al B2+Al4BC。随着热压温度的提高、热压时间的延长,Al-Ti扩散层厚度明显提升,当Al全部反应成金属间化合物时,复合材料界面处和Al3Ti中心线位置产生大量缺陷,力学性能大幅下降。（2）对于B4Cs增强的Al/Ti叠层复合材料:随着B4C层数的增加,B4Cs增强的Al/Ti叠层复合材料的冲击韧性提高,而弯曲强度有小幅下降。B4C薄片通过直接承载吸能以及在复合材料中形成硬度梯度诱导裂纹偏转的方式强化基体,样品的冲击韧性和抗弯强度相对基体分别提高了51%和38%。（3）对于B4Cp增强的Al/Ti叠层复合材料:该材料通过引入B4C颗粒改变了裂纹形核位置与扩展方式,延长了裂纹扩展路径,而且还在B4C颗粒与Al界面处产生多种强化应力,使得材料的塑性韧性有了较为明显的提升。使用0.5 mm TC4+0.2 mm Al的堆叠方案的样品具备最佳的综合力学性能,其冲击韧性为89 J/cm2,弯曲强度为1868MPa,拉伸强度为952 MPa,相较基体分别提升51%,24%,28%。
杨潇[2]（2021）在《AlCoCrFeNi高熵合金颗粒增强Al基复合材料制备及界面行为研究》文中认为传统陶瓷颗粒增强Al基复合材料存在颗粒-基体界面润湿性差、界面结合强度低及颗粒与基体塑性变形协调能力差等问题,导致陶瓷颗粒在提高材料强度的同时严重恶化了材料的塑性。高熵合金（HEA）颗粒与Al基体良好的界面润湿性以及高强度、高硬度和良好的热稳定性展现出其作为一种新型强化相的巨大潜力。论文提出以Al Co Cr Fe Ni HEA颗粒为强化相、5083Al合金为基体,利用放电等离子烧结技术（SPS）和水下/搅拌摩擦加工技术（SFSP,FSP）制备了HEA/Al复合材料。研究成果拓宽了Al基复合材料的强韧化途径,为HEA/Al复合材料的进一步发展提供了理论支撑。采用ABAQUS有限元分析的方法建立了不同HEA颗粒尺寸、形状和界面结合强度的HEA/Al复合材料的拉伸力学模型;揭示了颗粒尺寸、形状、界面强度、界面损伤行为和力学性能的关系;研究了放电等离子烧结技术制备的SPSed HEA/Al复合材料中,HEA-Al界面结构、界面微区微-纳力学性能、界面应力分布特征和力学性能,揭示了SPSed HEA/Al复合材料的断裂失效机制。探究了水下/搅拌摩擦加工制备的SFSPed/FSPed HEA/Al复合材料的晶粒细化机制、再结晶行为、界面连接机制和强化机理。ABAQUS数值模拟结果表明:对于立方形和球形颗粒增强复合材料,小颗粒展现出更高的强化效果,并且随着界面结合强度的下降,复合材料的强度和塑性对颗粒尺寸的变化越来越敏感。在理想界面条件下,球形颗粒的强化效果低于立方形颗粒,但在强界面和弱界面条件下,球形颗粒增强复合材料展现出更高的强度和延伸率;在相同情况下,界面损伤优先发生在立方形颗粒增强复合材料中,并且具有更快的扩展速率。SPSed HEA/Al复合材料的微观组织表征及力学性能测试结果表明:HEA-Al界面反应剧烈,形成了厚度约为10μm的反应层;界面反应产物为Al13（Co Cr Fe Ni）4、Al9（Co Fe Ni Mg）2和Al18Cr2Mg3;10 vol.%HEA/Al复合材料内部的平均晶粒尺寸为4.73μm,大角度晶界比例为84%,再结晶晶粒的比例为78.9%。HEA颗粒的添加提高了材料的屈服强度,降低了材料的抗拉强度和延伸率。HEA-Al界面断裂发生在界面反应层的近HEA颗粒侧,为脆性断裂。SPSed HEA/Al复合材料的界面微区微-纳力学性能测试和ABAQUS数值模拟分析结果表明:SPSed HEA/Al复合材料中反应层近HEA颗粒侧的界面结合强度低于反应层近Al基体侧。过厚的界面反应层的存在一方面弱化了HEA颗粒的强化效果,另一方面加剧了材料内部颗粒、基体及界面区域的应力集中程度,从而恶化了材料的力学性能。FSPed HEA/Al复合材料的微观组织表征和力学性能测试结果表明:通过对HEA-Al界面结构的调控,界面反应得到了有效地抑制,反应层厚度约为750 nm,Al13Co4型相先于Al9Co2型相在界面处生成。连续动态再结晶机制、颗粒促进形核机制和Zener-pinning效应的共同作用使复合材料内部的晶粒尺寸细化为2.4μm。10 vol.%HEA/Al复合材料的抗拉强度和屈服强度分别为388 MPa和202 MPa,延伸率为15.3%。HEA-Al界面断口表面以韧性断裂为主,但仍然存在脆性断裂特征。SFSPed HEA/Al复合材料的微观组织表征和微-纳力学性能、拉伸性能及磨损性能测试结果表明:HEA颗粒的添加,弱化了Al基体的取向,细化了复合材料的晶粒尺寸（平均晶粒尺寸为1.2μm）,提高了材料的显微硬度、纳米硬度、弹性模量、弹性应变破坏抗力（H/E）和塑性变形抗力（H3/E2）。SFSPed HEA/Al复合材料的抗拉强度和屈服强度分别为401 MPa和219 MPa,延伸率可达18.9%。HEA-Al界面断口表面为明显的韧性断裂。SFSPed HEA/Al复合材料的界面微观结构表征、FSPed/SFSPed HEA/Al复合材料界面行为研究及SFSPed HEA/Al复合材料强化机制分析结果表明:SFSPed HEA/Al复合材料中,界面反应层由具有纳米孪晶结构的FCC相、Al18Cr2Mg3和贫Cr的纳米HEA颗粒组成,其厚度约为200 nm。FSPed HEA/Al复合材料的界面产物中Al9Co2型和Al13Co4型相低的有效生成Gibbs自由能是其生成的热力学本质。SFSPed HEA/Al复合材料中,降低的峰值温度、缩短的高温停留时间、较小的元素扩散系数以及Al基体中合金元素存在的固溶度,使得界面处的FCC相固溶体得以保存。FSPed/SFSPed HEA/Al复合材料中,界面产物Al18Cr2Mg3的生成可以归因于Cr元素和Mg元素的偏析以及热力学上较低的吉布斯自由能变化量。SFSPed HEA/Al复合材料的主要强化机制为载荷传递强化、细晶强化和位错强化。
庚润[3]（2021）在《纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响》文中指出目前,已有研究指出纳米颗粒可以显着提高铸造铝合金的强塑性,并且与微米颗粒相比具有更好的强韧化效果。因此,纳米颗粒增强铝基复合材料在航空航天等领域具有潜在的应用前景。但高含量纳米颗粒存在易团聚难分散的瓶颈问题,一直没有得到很好的解决。导致纳米颗粒强化效果降低,甚至起到恶化作用,进而限制了纳米颗粒增强铝基复合材料的应用。塑性变形能够有效的改善纳米颗粒分布,并且变形量越大,效果越显着。冷轧工艺是工业生产铝合金薄板的主要加工方式,但目前还少见关于纳米颗粒对冷轧Al-Mg-Si合金板材的组织演变,力学性能及腐蚀行为的影响的研究。因此,通过塑性变形改善纳米颗粒分布,进一步改善和提高铝基复合材料板材的力学性能和耐腐蚀性能,具有重要的理论意义和工业化应用前景。本文采用“中间合金+搅拌铸造+冷轧制”法制备了纳米TiCp/Al-Mg-Si、纳米TiB2p/Al-Mg-Si和纳米(TiCp-TiB2p)/Al-Mg-Si冷轧板材;通过ARB工艺和CARB轧制工艺分别制备了单一Al-Mg-Si合金叠轧板材、单一3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料叠轧板材和“Al-Mg-Si合金+3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料（3.0-TiCp/M）”的复合叠轧板材和交互叠轧板材。研究了纳米单相TiCp、单相TiB2p和双相(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织演变和室温拉伸性能的影响规律;纳米TiCp和TiB2p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的加速腐蚀、电化学腐蚀和浸泡腐蚀性能的影响规律及作用机制;高含量纳米TiCp（3.0 wt%）、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相的层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制。本论文的创新点如下:1)揭示出单相纳米TiCp﹑TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si基体合金铸态和冷轧制+T6热处理态组织和室温力学性能的影响规律及机制:i)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化Al-Mg-Si基体合金铸态α-Al晶粒和冷轧制+T6热处理态的α-Al再结晶晶粒尺寸。细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。铸态α-Al晶粒细化主要归因于纳米TiCp作为α-Al结晶的形核异质核心和纳米TiB2p阻碍α-Al枝晶生长;ii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化β"析出相,细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。β"析出相细化的主要原因是晶粒细化促进固溶原子的均匀扩散,导致β"析出相多处均匀析出,使β"析出相尺寸减小;iii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)分别提高Al-Mg-Si合金板材的抗拉强度和屈服强度,20 MPa和13 MPa;34 MPa和29 MPa;49 MPa和59 MPa。强化效果由高到低的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。强化机制主要有如下三个方面:1β"析出相细化;2α-Al再结晶晶粒细化;3纳米TiCp和纳米TiB2p阻碍位错运动,促进位错增殖;2)揭示出纳米TiCp和纳米TiB2p在加速腐蚀、电化学腐蚀、浸泡腐蚀中对Al-Mg-Si基体合金冷轧板材的钝化效果、晶间腐蚀（IGC）和抗腐蚀性能的影响规律及机制:i)发现在加速腐蚀﹑电化学腐蚀和浸泡腐蚀条件下,抗腐蚀性能由高到低的顺序为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;ii)揭示出在3.5 wt%Na Cl水溶液中存在周期性腐蚀行为,IGC是影响腐蚀行为的主要因素。在第一周期存在两个腐蚀阶段。阶段I:首先形成Al2O3钝化膜,腐蚀现象开始,随后IGC导致腐蚀加重,直至Al2O3钝化膜脱落,达到腐蚀失重最大值;阶段II:又开始形成Al2O3钝化膜,腐蚀失重减轻。随着IGC发生,Al2O3钝化膜开裂、剥落,但同时有新的Al2O3钝化膜生成。待Al2O3钝化膜剥落速率大于生成速率时,阶段II结束,开始了另一个腐蚀周期;iii)揭示出晶界处第二相数量越多,IGC越严重;Al-Mg-Si合金冷轧板材添加纳米TiCp减少晶界处第二相数量,提高抗IGC能力。晶界处第二相数量由少到多的顺序依次为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;iv)揭示出Al2O3钝化膜致密性受如下两个方面因素影响。1是晶粒尺寸越小,越均匀,越易形成连续完好的Al2O3钝化膜;2是晶界处第二相数量越少,微电偶越少,IGC越轻微;3)揭示出纳米TiCp、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制:i)揭示出单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度分别比复合材料初始冷轧板材的RD和TD方向的强度提高50MPa,63 MPa和106 MPa,109 MPa。但其RD和TD方向上的屈服和抗拉强度的各向异性分别为56 MPa和46 MPa,均匀延伸率分别下降3.9%和3.1%;ii)揭示出与单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材相比,3.0-TiCp/M复合叠轧板材的RD方向均匀延伸率从4.2%提高到7.4%;TD方向屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别从380 MPa、431 MPa和5.0%提高到443 MPa、501MPa和6.4%。但其RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度的各向异性分别为112 MPa和103 MPa;iii)揭示出复合叠轧板材的强塑性提高主要归因于:复合材料层细小的β″析出相、弥散分布的纳米TiCp和细小的动态再结晶晶粒对位错产生的交互耦合作用,提高了板材强塑性;iv)首次采用CARB工艺消除了3.0-TiCp/M复合叠轧板材的强度各向异性。CARBi板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和3 MPa;CARBii板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和4 MPa;v)揭示出纳米TiCp在板材旋转90°叠轧和界面剪切力作用下,在空间分散趋于弥散,均匀化;构建出纳米TiCp层状弥散分布,双尺寸晶粒和β″析出相均匀层状分布新构型。vi)揭示出采用CARB两种工艺获得强塑性各向同性的机制主要归因于:纳米TiCp层状弥散分布、双尺寸晶粒与β″析出相的均匀层状分布构型,使板材的组织与性能均一化。本研究为提高变形铝合金的强塑性、各向同性和耐腐蚀性能提供了新的途径,为开发出具有优异、各向同性室温力学性能及耐腐蚀的纳米颗粒增强铝基复合材料轧制板材提供了实验依据和技术及理论参考。
李强[4]（2021）在《微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制》文中指出通过向铝合金熔体中引入陶瓷颗粒对其凝固组织构型和析出动力学进行调控,可以显着提高铝合金的宏观力学性能。陶瓷颗粒的尺寸、种类以及添加方法是影响铝合金性能的关键因素。近年来,在传统的单一颗粒基础上,研究人员提出了混杂颗粒的概念（双尺度颗粒和双相颗粒）,研究表明混杂颗粒作为铝合金调控剂具有超越传统单一颗粒的晶粒细化效率和强韧化效果。另外,亚共晶铝硅合金是铝合金中最常用的一种铸造铝合金,然而传统的孕育颗粒或者增强颗粒容易引发严重的“毒化”问题,新型颗粒的设计与开发已经成为进一步提高铝硅系合金综合性能空间的关键因素。本文通过燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系以及Al-Ti-B体系中成功制备了双相微纳米TiCN-TiB2颗粒以及双尺度TiB2颗粒。以商业纯铝为模型,采用中间合金重熔稀释+超声辅助搅拌铸造技术对比分析了不同颗粒类型、尺寸等对商业纯铝凝固行为、微观组织和力学性能的影响;对比研究了内生微米、双尺度TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金晶粒细化和强韧化的影响规律;研究了双相TiCN-TiB2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金以及铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织和室温力学行为的影响规律。揭示了双相TiCN-TiB2颗粒、双尺度TiB2颗粒对铝硅系合金凝固行为、微观组织以及力学性能的影响规律及其机制。本文主要创新点如下:1)首次采用燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系中成功制备了内生双相微纳米TiCN-TiB2颗粒,并对比分析了不同颗粒类型、尺寸以及凝固条件对商业纯铝模型组织和室温力学性能的影响及其机制。i)揭示出微纳米颗粒可以显着降低α-Al的形核过冷度,再辉平台特征明显减缓,微纳米颗粒在凝固过程中可以作为α-Al的异质形核核心,提高形核率。在较高温度梯度下双相TiCN-TiB2颗粒仍然可以实现柱状晶向等轴晶的转变,形核潜力高于微米TiCN颗粒。ii)揭示出微纳米颗粒可以显着细化α-Al晶粒,并且随着陶瓷含量的增加,晶粒尺寸不断细化。发现微/纳米颗粒细化商业纯铝效率:内生颗粒强于外加颗粒,双相强于单相,纳米强于微米。揭示出微纳米颗粒的细化机制:微米颗粒比纳米颗粒形核潜力大,而纳米颗粒既可以作为α-Al的异质形核核心,又可以阻碍晶粒的生长;对于双相TiCN-TiB2颗粒则兼具微/纳米的优势,表现出了更高的晶粒细化效率。iii)揭示出外加纳米SiC和内生TiCn-Al3Tim颗粒可以显着提高商业纯铝的室温和高温强度,且随着颗粒含量的增加,强度不断提高,但同时塑性也不断降低;而外加微/纳米TiCN颗粒和内生TiCN-TiB2颗粒可以同时显着提高商业纯铝的室温强塑性。发现高含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温和高温拉伸性能,外加纳米SiC颗粒<内生TiCn-Al3Tim颗粒;发现微含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温拉伸性能,外加微米TiCN颗粒<外加纳米TiCN颗粒<内生TiCN-TiB2颗粒。iv)揭示出微纳米颗粒强化商业纯铝的机制:室温强化机制为热错配强化、纳米颗粒的奥罗万强化以及细晶强化;高温强化机制为纳米颗粒对晶界的钉扎以及对位错攀移的阻碍。2)采用燃烧合成中间合金+超声辅助搅拌铸造法技术制备了内生微米TiB2颗粒和微纳米TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金。研究并揭示了不同尺度TiB2颗粒对亚共晶Al-7Si-4Cu晶粒细化和强韧化的影响规律及其机制。i)发现调整Al-Ti-B体系中Al的含量可以成功制备出微米尺度和微纳米双尺度的内生TiB2颗粒。当Al为50 wt.%时,TiB2为微米颗粒（0.73μm）;Al为20wt.%时,TiB2为微纳米双尺度颗粒（20 nm～350 nm）。ii)揭示出内生双尺度TiB2颗粒可以同时显着提高Al-7Si-4Cu合金的强塑性,且比微米尺寸TiB2颗粒强韧化效率高。强化机制贡献强弱为:θ′析出强化、热错配强化、奥罗万强化以及细晶强化。塑性提高机制包括:初生α-Al晶粒和共晶Si颗粒的细化以及较小的TiB2颗粒尺寸。iii)发现与微米尺度颗粒相比,微纳米双尺度TiB2颗粒更显着细化初生α-Al枝晶和共晶Si。初生α-Al细化机制:亚微米TiB2颗粒促进α-Al的异质形核,而纳米TiB2颗粒可以有效抑制α-Al晶粒生长。共晶Si细化机制:α-Al晶粒细化使形成弥散分布枝晶间液相微区,对共晶Si生长的限制作用导致共晶Si细化;θ′析出相细化机制:TiB2颗粒在淬火过程中诱发几何必须位错的产生,促进θ’析出相的形核和弥散分布。3)揭示了纳米TiCN、内生双相TiCN-TiB2颗粒对T6热处理态Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织和力学性能的影响规律及其机制。i)揭示出燃烧合成法制备的纯净双相TiCN-TiB2颗粒在Al-10Si-0.7Mg合金中具有优异的高温稳定性和化学稳定性,而外加纳米TiCN颗粒和Al-Ti-B4C-BN体系熔体内反应法形成了大量针状或块状Al3Ti相。ii)揭示燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着细化Al-10Si-0.7Mg合金的初生α-Al和共晶Si结构。凝固过程中亚微米TiB2颗粒可以作为初生α-Al的异质形核核心,而纳米TiCN颗粒吸附在固/液界面前沿阻碍晶粒的生长,双重作用导致α-Al晶粒显着细化。另外,纳米TiCN颗粒可以作为共晶Si的异质形核核心,另外,初生α-Al的细化改变了空间构型,促进了共晶Si的细化。iii)揭示出燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着提高Al-10Si-0.7Mg合金的综合力学性能。晶粒的显着细化和共晶Si的长径比显着降低促进合金的塑性明显提高。在0.5 wt.%添加量下,强塑积从3354.7 MPa%显着提高到5433.4MPa%,增加了62.0%。4)成功设计出高强韧铸态Al-10Si-2.0Mg合金,研究并揭示了双相TiCN-TiB2颗粒以及低温稳定化处理对铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织和室温力学行为的影响规律及其机制。i)揭示出随着Mg含量增加,α-Al二次枝晶臂间距、共晶Si以及Mg2Si化合物显着细化,且强塑性同时提高。强度提高机制:固溶强化、溶质团簇、α-Al的细化。塑性提高机制:α-Al细化、共晶Si和Mg2Si的细化。ii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒显着细化铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织。α-Al显着细化77.4%,双相TiCN-TiB2颗粒诱导共晶Si颗粒表面形成高密度孪晶,促进了共晶Si的各向同性生长,导致共晶Si细化。iii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒可以同时提高铸态Al-10Si-2.0Mg合金强塑性,且低温稳定化处理可以进一步提高强度。TiCN-TiB2颗粒不仅提高了溶质原子的固溶度,而且加速了析出动力学。屈服强度和抗拉强度分别为184.3 MPa和296.2 MPa,且断裂应变仍然高达11.8%。强度提高机制:细晶强化、双相TiCN-TiB2颗粒引起的热错配强化和奥罗万强化以及GP区和pre-β’’纳米析出相强化;塑性提高机制:初生α-Al以及共晶Si颗粒的细化。
易俊超[5]（2021）在《激光增材制造（TiB2+TiC）增强铝基复合材料工艺及微结构研究》文中提出金属材料激光增材制造技术是以高能量密度激光束作为热源,通过激光熔化金属粉末（或丝材）后形成微小熔池,在三维空间内无限堆积凝固成复杂结构实体零件的快速制造过程。在这一过程中,激光局部作用下的材料快速熔化与熔池快速凝固阶段反复交替进行,从而使成形构件表现出基本无化学元素偏析、晶粒极其细小的非平衡凝固组织特征。近年来,通过激光增材制造灵活而高效地制备铝基复合材料,已成为提高铝合金综合性能的重要手段。本文借助激光增材制造结合原位合成方法制备铝基复合材料,以期为激光增材制造原位合成复合材料提供理论和实验依据。对于铝基复合材料而言,尽管外加增强相法可以提升异位复合材料的部分性能指标,但增强相与基体之间较差的润湿性以及二者的热膨胀系数等差异,将不可避免地恶化复合材料的其它性能。鉴于此,本文针对激光增材制造原位合成铝基复合材料的微结构特征与制备机理进行了系统研究。以B4C-Ti-Al Si10Mg为原位化学反应体系,通过选区激光熔化工艺制备了原位（Ti B2+Ti C）/Al Si10Mg基复合材料。重点讨论了不同成分配比下的复合粉末特性,以及所制备复合材料的物相含量、晶格常数等微结构演变规律与力学行为变化特征。在此基础上进一步优化了粉末成分配比,并采用粉末包覆工艺制备了反应用复合粉末。对比分析了包覆条件对复合粉末特性与复合材料的成相特点、原位增强相特征等微结构的影响。基于热力学理论,阐述了激光诱导下原位复合材料的合成与制备机理。研究结果表明,通过较低的激光能量输入(119 J·mm-3)和自生的负反应焓变(-760.234 k J·mol-1),能够成功制备原位（Ti B2+Ti C）/Al Si10Mg基复合材料。物相定量结果显示复合材料中存在的过渡化合物Ti3Si C2的含量与成分配比正相关,最高值为18 wt.%。通过图解外推法测得α-Al基体相的晶格常数a从0.40466 nm逐渐增大至0.40528 nm,研究发现铝基体中的晶格畸变程度与溶质Si原子从溶剂Al晶格内以置换形式析出,并进入原位反应体系内形成过渡相的现象有关。在化学反应热效应的促进下,凝固后的熔池形态发生显着变化,复合材料的平均熔宽和熔深较Al Si10Mg合金分别增加了104%和94%。在力学性能方面,随着复合材料中自生陶瓷相含量的增加,显微硬度大幅提高,拉伸断口形貌显示其断裂特征由韧性断裂逐步向脆性断裂转变。说明陶瓷与基体之间的界面易成为应力集中的薄弱区域,使断裂失效在复合材料颈缩之前发生。进一步地,粉末包覆工艺在提升复合粉末的激光吸收能力和原位化学反应效率的同时,可以有效避免过渡化合物的产生,进而优化复合材料的组织结构。TEM表征结果显示原位Ti B2和Ti C相的晶粒尺寸约为150 nm,在其与残留B4C之间形成了B、C元素的过渡区域,造成位于该区域的铝基体内部产生少数集中位错。在热力学方面,铝合金熔体内有限的Ti源仅能够形成Ti B2而非Ti B,此时体系中极低的反应摩尔Gibbs自由能ΔGm表明为最佳反应路径,且有利于纳米级原位增强相的形成。
金剑波[6]（2020）在《激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究》文中研究指明钛及钛合金因其低密度和良好的耐蚀性,在航空航天、船舶制造等领域具有广阔的前景。然而,由于较差的耐磨性限制了它们在摩擦环境中的应用。近年来,激光选区熔化技术在传统制造方法无法完成复杂异形定制结构件制造方面具有突出优势而受到广泛关注。本文采用激光选区熔化技术并分别结合增强体外加法和原位合成法制备了Ti-TiN和Ti-TiB颗粒增强钛基复合材料,重点研究了增强体含量对复合材料微结构、显微硬度和耐磨性与腐蚀行为的影响,获得了如下研究结果:在激光选区熔化成形TiN增强钛基复合材料内,TiN颗粒沿钛基体晶界均匀分布;随着TiN含量增加（0～7.5 wt.%）,钛晶粒显着细化,显微硬度也明显增加,从（256±11）HV0.2提高到（403±20）HV0.2。此外,由于TiN颗粒的加入,耐磨性也得到极大改善,与CP-Ti材料相比,耐磨性最大提高了约29.2%。对于激光选区熔化成形原位合成Ti-TiB复合材料:随着TiB2含量增加（0～7.5wt.%）,α′-Ti晶粒平均宽度从1.03±0.24μm降低到0.36±0.05μm,这主要归因于TiB2增强相的添加以及激光选区熔化过程中高冷却速率引起的α′马氏体晶粒细化、未溶TiB2颗粒的弥散强化、固溶强化效应等共同作用的结果。此外,Ti-TiB复合材料的耐磨性随着TiB2含量的增加而增强,相比于CP-Ti材料最大提高了约32.6%。激光选区熔化成形CP-Ti、Ti-2.5TiN和Ti-2.5TiB三类材料,在3.5 wt.%Na Cl溶液中浸泡0天、5天和10天后进行电化学测试,比较它们在不同阶段的腐蚀行为。当浸泡0天时,Ti-2.5TiB复合材料具有更多的腐蚀中心和作为微阴极的增强体,可以加速其早期溶解使其更早形成钝化膜,导致比CP-Ti和Ti-2.5TiN具有更优的耐蚀性能。当浸泡5天和10天后,Ti-2.5TiN表现出比Ti-2.5TiB和CP-Ti更优的耐蚀性能,这主要归因于Ti-2.5TiN具有更细小的晶粒和δ-TiN相的存在,这对提高电偶耦合强度,加速钛基体早期溶解,以及形成稳定钝化膜具有积极作用。
高民强[7]（2020）在《B4Cp/6061Al复合材料制备、微观组织与高低温力学行为》文中认为与纯铝或铝合金相比,颗粒增强铝基复合材料（PRAMCs）因具有较高的比刚度和比模量、较低的热膨胀系数、良好的高温性能和抗蠕变性能及较好的耐磨损性和抗疲劳性能等特点而被广泛应用于航空航天、武器装备、汽车及电子等领域。进入21世纪以来,PRAMCs的应用范围被进一步扩大,各领域对PRAMCs的比强度、比刚度和轻量化提出了更高的要求。此外,为了满足不同领域的要求,由PRAMCs构成的重大装备核心部件通常需要服役于高温、低温和高低温交变等极端恶劣环境。因此,探索PRAMCs在不同服役温度下的力学行为,建立制备工艺-微观组织-力学性能的耦合关系,可为PRAMCs的安全运营提供科学和理论依据。本文从PRAMCs的轻量化、高比模量、高比强度及增强颗粒的增强效果与功能性出发,选择6061Al合金作为基体合金,B4C颗粒作为增强体。目前,B4Cp/6061Al复合材料作为结构材料的一种,有关其在超低温下的力学性能、强化机制及断裂机制的报道较少,这在一定程度上限制了该复合材料在低温条件下的应用。此外,B4Cp/6061Al复合材料具有良好中子屏蔽效果。B在吸收热中子的过程中可使复合材料温度升高,导致复合材料可能长期处在高温服役环境中。因此,对于B4Cp/6061Al复合材料的高温力学性能和失效行为的评价尤为关键。本文将对B4Cp/6061Al复合材料的制备、微观组织及高低温力学行为进行系统地研究和讨论,具体分为以下三个部分:（1）本文首先利用粉末冶金法制备B4Cp/6061Al复合材料,研究热压温度（833 K、853 K和873 K）对复合材料的微观组织和室温力学性能的影响,并分析不同热压温度下复合材料的断裂行为。结果表明,833-B4Cp/6061Al复合材料内部的微孔洞及873-B4Cp/6061 Al复合材料中的反应产物是造成T4态B4Cp/6061Al复合材料屈服强度下降的主要原因。然后,选取优化的热压温度（853 K）制备不同B4C增强颗粒含量（0 wt%、5 wt%、10 wt%和15 wt%）复合材料,讨论时效时间/颗粒含量与硬度/电导率的对应关系,并研究峰时效态B4Cp/6061Al复合材料的室温拉伸性能。结果发现,随着增强颗粒含量增加,复合材料的室温屈服强度和极限抗拉强度逐渐增加,而伸长率逐渐下降。此外,利用直接强化机制和间接强化机制定量地预测了不同增强颗粒含量峰时效态B4Cp/6061Al复合材料的屈服强度,预测值与实验测量值基本保持一致。对于T4态和峰时效态B4Cp/6061Al复合材料而言,室温条件下的断裂机制包括基体的韧性断裂、B4C颗粒断裂和B4C颗粒与基体的界面脱粘。（2）其次,以峰值时效5 wt%B4Cp/6061Al复合材料为研究对象,研究超低温条件下复合材料的拉伸性能、强韧化机制及断裂机制。结果表明,当变形温度从298 K降至77 K,峰时效态5 wt%B4Cp/6061Al复合材料的屈服强度由340 MPa增至380 MPa,抗拉强度由389 MPa增至487 MPa,伸长率由11.9%提升至15.6%。相比于室温,77 K下的加工硬化指数和均匀伸长率均明显增加,说明该复合材料在低温条件下具有良好的抗变形能力。其中,在基体中发现了与低温条件下强度和塑性的同时提升有关的变形晶粒和再结晶晶粒。此外,还探究了缺口 5 wt%B4Cp/6061Al复合材料的拉伸性能及变形过程,发现降低温度可增加缺口敏感度。同时,基于二维真实组织的应力-应变场模拟结果表明,基体损伤更倾向于从缺口尖端产生,并向颗粒附近的高应力区域扩展。在77 K下,光滑和缺口试样的断裂机制与室温类似,主要包括基体的韧性断裂、颗粒断裂和颗粒与基体的界面脱粘。（3）最后,以退火态10 wt%B4Cp/6061Al复合材料作为研究对象,分析基体内及界面附近的微观组织,探究应变速率和热暴露时间对复合材料的高温力学行为的影响。结果表明,随着应变速率从10-3 s-1增至10-1 s-1,该复合材料的高温拉伸强度逐渐增加,而伸长率逐渐降低;经过长时间（1000 h）的热暴露处理后,该复合材料的高温拉伸强度和伸长率基本保持不变。此外,通过添加纳米B4C（n-B4C）颗粒进一步提升复合材料的高温拉伸强度。微观组织分析发现,n-B4C颗粒主要存在于在晶内和晶界处。n-B4C颗粒的加入可有效地延缓动态再结晶过程,使得基体晶粒发生细化、小角度晶界比例增加以及再结晶区域面积降低。当变形温度从373 K升至573 K,退火态（μ+n）-B4Cp/6061Al复合材料的高温拉伸强度增量降低,这与高温条件下由n-B4C颗粒引起的强化机制不同有关,即373 K下以Orowan强化机制为主,而573 K下以位错攀移机制为主。在高温下,不同变形温度和不同应变速率下退火态B4Cp/6061Al复合材料的失效形式为基体的韧性断裂,并伴随少量的界面脱粘。
张鑫[8]（2020）在《铝基复合材料中CNTs/SiC/Al复合界面调控及其强化机理》文中认为碳纳米管（Carbon nanotubes,CNTs）增强铝基复合材料（Aluminum matrix composites,AMCs）因综合了铝基体和CNTs各自的优异特性,从而被认为是一种具有广阔应用前景的轻质高强结构功能一体化复合材料。然而,目前在CNTs增强AMCs的发展中,仍存在CNTs易团聚、CNTs/Al界面润湿性差、CNTs/Al界面反应难以控制等难题。本文针对以上制约CNTs-Al复合材料发展和应用的瓶颈问题,从复合材料的界面结构设计出发,提出了在CNTs/Al界面间引入纳米SiC层以改善其界面润湿性和界面结合、调控二者界面反应,以充分发挥CNTs在Al基体中强化效果的新思路。论文在结合变速球磨-粉末冶金-热挤压工艺制备了纳米SiC层包覆的CNTs增强AMCs的基础上,针对增强相的含量、结构以及制备工艺对AMCs的微观组织、界面结构以及力学性能和电学性能的影响展开了系统研究,揭示了增强相特征（含量、结构、分布等）与强化效果的关系,阐明了纳米CNTs-SiC复合相增强AMCs的强/韧化机理,为均衡CNTs增强AMCs的强度与塑/韧性的匹配提供了新的研究思路和方法。研究结果表明:通过对CNTs和适量纳米Si粉预混合粉末的配比和热处理工艺参数的调控,制备了不同结构的纳米CNTs-SiC复合粉末。同步超声搅拌分散实现了 CNTs与纳米Si颗粒的均匀混合,CNTs与纳米Si粉在1030℃发生了局部反应,在1200℃以上Si粉被完全反应并在CNTs表面生成了连续的纳米SiC层,而其芯部则保持CNTs原有的结构与成分;原位反应过程中Si原子通过扩散和蒸发-凝聚,优先在CNTs表面缺陷及附着活性基团处形核生成SiC,反应进程主要依赖C原子的间隙扩散和Si原子的空位迁移,而优先生成的SiC层会阻碍原子的纵向扩散,同时SiC层倾向于沿其密排面的<111>方向外延堆垛以维持最低的能量需求,最终在CNTs表面沿其轴向形成连续的SiC层。在采用变速球磨-粉末冶金-热挤压工艺制备的AMCs中,SiC层的引入降低了 CNTs表面能并减小了增强相与基体之间的比重差,改善了 CNTs-SiC复合相在基体中的分散均匀性,同时抑制了 CNTs/Al间界面反应,防止了 Al4C3硬脆相的生成,提升了 AMCs的结构稳定性;弥散分布的CNTs-SiC复合相对晶界迁移起到了有效的钉扎作用,从而防止了基体晶粒的粗化;SiC过渡层的引入将CNTs/Al4C3/Al之间的界面结构转变为CNTs/SiC/Al复合界面结构,在保证复合界面结构稳定性的前提下,增强了 Al基体与增强相的界面结合强度。随着增强相含量的增加,CNTs/SiC-Al复合材料在保持良好伸长率（>19%）的前提下强度呈上升趋势,而CNTs-Al复合材料的力学性能随增强相含量的增加则持续降低。随着纳米SiC层在CNTs-SiC复合相中占比的增加,其在CNTs表面的包覆均匀性随之提升,CNTs/SiC/Al复合界面的粘着功由CNTs/Al的200 mJ/m2增加为1300 mJ/m2,界面剪切强度也较CNTs/Al显着增加;在增强相/基体界面润湿性及界面结合强度显着提升的前提下,载荷通过界面的传递效率得到有效提升,充分发挥了 CNTs在铝基体中的承载作用,因此CNTs/SiC-Al复合材料的力学性能随SiC层厚度的增加呈现出上升的趋势;2.0（1CNTs-1SiC）-Al复合材料的抗拉强度达到212 MPa,较纯铝、1.0CNTs-Al和1.0SiC-Al复合材料分别提升了 66.9%、43.2%和35.0%,达到了有效的协同强化效果,同时其伸长率和电导率仍能保持在18.8%和48%IACS。复合材料强化效率的提升源于CNTs/Al界面润湿性和界面结合的加强,在CNTs/SiC/Al多元复合界面的连接作用下应力和声子等信息得到更为有效地传递,CNTs承载强化对复合材料强度贡献显着增加的同时,保持了铝基体良好的塑/韧性和电学性能;此外,由增强相/基体热错配引起的位错强化、Orowan强化以及细晶强化等机制协同作用,最终使得纳米CNTs-SiC复合相增强AMCs的综合性能得到显着提升。综上,本文采用在CNTs/Al界面引入纳米SiC层的创新性思路,实现了CNTs-SiC复合相增强AMCs的可控制备,有效改善了CNTs在铝基体中强化效果难以发挥的共性瓶颈问题,阐明了与纳米CNTs-SiC复合相增强AMCs相匹配的强/韧化机理,为轻质高强结构功能一体化AMCs的研制和应用提供了实验依据和理论参考。
毛强[9]（2020）在《粉末冶金B4CP增强超高强度铝基复合材料制备加工及组织性能研究》文中研究表明复合材料因其基体和增强体不同,可表现出不同的性能,具有广泛的应用空间,因此深受科研学者的关注。B4CP/Al复合材料强度高,密度小,同时能吸收中子,因此在交通运输、国防工业、核废料运输与储存等领域具有极为重要的地位。本文通过粉末冶金方法,以课题组自主设计制备的Al-Zn-Mg-Cu系合金粉末为基体,以粒径为1μm的B4CP作为增强体,成功设计制备出了强度为1172 MPa的超高强度B4CP/Al复合材料,并通过SEM、OM和XRD等设备对球磨混粉、氩气保护烧结/热等静压烧结、热挤压、固溶时效等制备加工工艺和材料组织性能进行了研究。具体研究内容及研究结果如下:（1）设计了B4CP/Al复合材料的增强体系,并对其制备工艺进行了研究。研究表明,湿磨增强体（B4CP、TiP）—混合湿磨增强体颗粒和基体—干磨混合粉末的球磨方法得到的复合粉末中增强体分散均匀。当烧结温度低于750℃时,随着烧结温度升高,材料Zn元素含量下降,致密度、硬度增加,当烧结温度大于800℃时,复合材料Zn含量、硬度以及致密度剧烈下降。两次高温烧结（950℃）复合材料硬度最大为206.93HV。超过两次高温烧结后,复合材料表面氧化层被破坏,材料硬度下降,四次高温烧结后,材料疏松,表面为大量富Al相,材料硬度下降到86.94HV。（2）研究了二次氩气保护烧结对B4CP/Al复合材料组织性能影响。研究表明,低温预烧能提高复合材料硬度,在复烧温度为950℃时,随着预烧温度的升高,复合材料致密度逐渐降低,材料硬度先上升后下降,当预烧温度为640℃时,材料硬度最大为192.81HV,致密度为82.04%。对于二次氩气保护烧结制备B4CP/Al复合材料,在640℃预烧时,提高复烧温度,材料致密度和Zn含量降低,材料硬度先下降后上升。当复烧温度为750℃时,材料综合性能最优,此时硬度为208.34HV,致密度为87.41%,Zn元素含量为8.59 wt.%。对于经过二次氩气保护烧结（640℃预烧结+950℃复烧结）—热挤压制备的铝基复合材料,随着退火温度、时间的增加,材料硬度和抗压强度降低。经过200℃×2h退火后,复合材料硬度、抗压强度和断裂应变分别为293.9 HV、984.04 MPa和7.31%。（3）研究了固溶时效工艺对二次氩气保护烧结铝基复合材料（640℃预烧结+750℃复烧）挤压材组织性能的影响。研究表明,升高固溶温度,材料导电率下降,断裂应变增加。475℃固溶时,材料导电率为14.26%IACS,断裂应变为6.9%。485℃固溶时,材料部分组织发生过烧,此时硬度和抗压强度分别为278.86HV和818.06 MPa。经过热挤压—G1固溶（455℃×2h+465℃×2h+475℃×2h）—T6-1（121℃×5h）时效后,综合力学性能最好,此时材料硬度为337.93 HV、导电率为13.14%IACS、抗压强度为1172.41 MPa、断裂应变为7.54%。（4）研究了热等静压制备的烧结态B4CP/Al复合材料组织性能,并对其固溶时效工艺进行了探索。研究表明,热等静压制备的烧结态铝基复合材料经过S1（455℃×2h+465℃×2h）固溶后硬度、抗压强度分别为287.08 HV和536.85MPa。延长时效时间,复合材料硬度和抗压强度升高,在A2时效（121℃×3.5h（水淬）+65℃×48h+121℃×1.5h）时,材料综合性能最好,此时材料硬度和抗压强度分别为308.26 HV和716.49 MPa。铝基复合材料经S2固溶（455℃×2h+465℃×2h+475℃×2h）后,延长时效时间,电导率和断裂应变下降,材料硬度和强度先升高再降低,复合材料经过A3时效（100℃×4.5 h）后综合性能最优,此时材料硬度、抗压强度和断裂应变分别为319.06 HV、715.12 MPa和5.6%。本文以自主设计制备的7000系超高强铝合金为基体,B4CP为增强体,通过粉末冶金（二次氩气保护烧结,热等静压烧结）—塑性变形（热挤压）—热处理（固溶时效）工艺制备出了强度为1172 MPa,断裂应变为7.54%的B4CP增强超高强度铝基复合材料,完成了材料制备工艺参数与性能的有效调控,这在国内外尚未见报道。
段向征[10]（2020）在《内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能》文中提出陶瓷增强铝基复合材料具有高比模量、高比强度、耐磨性好等优异性能,在生产和生活领域得到广泛的应用。研究表明,增强相的尺寸以及在铝基体内的分布情况是影响陶瓷颗粒增强铝基复合材料的主要原因。当增强相的尺寸为微米级,复合材料的强度和弹性模量会提升,但其塑形和韧性会降低。纳米级别的增强相可以显着提高复合材料的强度而不降低其塑韧性,但是纳米级的增强相易在铝基体内发生团簇从而降低复合材料的性能。因此,微纳米混杂的陶瓷颗粒对复合材料的性能提升效果更加显着。与单相增强铝基复合材料相比,双相增强铝基复合材料表现出更优异的力学性能。微纳米混杂双相增强铝基复合材料其优异的室温、高温力学性能和耐磨损性能近年来被广泛关注。在众多的增强相陶瓷颗粒中,TiC与TiB2与铝的热膨胀系数差异较小,晶格匹配度高,是目前使用较多的陶瓷颗粒增强相。因此,通过原位反应制备微纳米混杂双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料,调控陶瓷颗粒含量来控制增强相的尺寸,进而影响增强相在铝基体内的分布,从而使制备的复合材料具备优异的室温、高温力学性能以及优异的耐磨性,这对铝基复合材料在工业以及航空航天等领域的应用具有实际指导意义。本论文对Al-Ti-B4C体系,采用燃烧合成反应致密一体化制备了微纳米混合尺度的双相增强铝基复合材料。研究了Al-Ti-B4C体系的反应机制,分析不同陶瓷含量以及不同TiB2/TiC摩尔比对复合材料的的组织、室温和高温压缩性能以及磨损性能的影响规律,揭示出复合材料的力学性能和耐磨性能的提高机制。本论文有以下三项创新点:1)揭示 Al-Ti-B4C 体系的反应过程为:Al+Ti+B4C→Al3Ti+Ti+B4C→AlnTi+TiCx+TiB2+TiaAlbCc→Al+TiCx+TiB2。2)揭示出不同陶瓷体积分数以及不同 TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料微观组织、陶瓷颗粒尺寸和室温及高温压缩性能影响规律和作用机制:a)经燃烧合成制备的不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织致密,没有明显的气孔和缺陷。复合材料中随着陶瓷含量的增加,合成的陶瓷颗粒的尺寸增大。当陶瓷的体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%时,陶瓷粒径从160nm增加到1.8μm。b)室温下,随着陶瓷TiB2和TiC体积分数的增加,微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的最大压缩强度,屈服强度和断裂应变均呈现先增大后减小的趋势。当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料陶瓷颗粒体积分数为40 vol.%时,复合材料具备最优异的压缩性能,σUCS、σ0.2和εf分别为1091MPa、776MPa和 13.5%。40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg 复合材料在 473K 和 523K温度下压缩综合性能最好,473K时,σUCs、σ0.2和εf分别为805MPa,547MPa和9.86%,523K时,σUCS、σ0.2和εf分别为471MPa,337MPa和6.26%。c)揭示出室温下随着TiB2/TiC摩尔比从3:1降到1:3时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度和最大压缩强度逐渐降低,断裂应变先增大后减小。当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别为938MPa、1301MPa和3.63%。高温下,TiB2/TiC摩尔比为3:1时复合材料的屈服强度和最大屈服强度最大。473K时,当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料σUCS、σ0.2和εf分别为886MPa,782MPa 和 4.12%,当温度为 523K 时,σUCs、σ0.2 和 εf 分别为 556MPa,450MPa和 2.98%,温度为 573K 时,σUCS、σ0.2和 εf 分别为 436MPa,352MPa 和 2.91%。d)揭示微纳米TiB2与TiC陶瓷颗粒增强铝基复合材料的强化机制:①TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在起到钉扎晶界和阻碍位错和晶界移动的作用,使位错发生缠结形成位错网;②陶瓷颗粒和铝基体之间良好的界面结合能有效的传递载荷。③陶瓷颗粒和铝基体之间较大的热膨胀系数差异,在自然时效过程中会发生热错配应变形成高密度位错从而强化复合材料。3)揭示了不同陶瓷含量微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料常温下磨粒磨损行为和不同TiB2/TiC摩尔比对（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料高温下干摩擦磨损行为的影响规律:a)揭示出不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在外加载荷分别为5N、10N和15N,磨粒粒度分别为13μm、23μm和40μm的磨损工况下,随着复合材料中陶瓷颗粒体积分数的增加,复合材料的耐磨性逐渐提高。其中,在磨粒粒度40μm,外加载荷10N下,60 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的相对耐磨性比 10 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料提高了 1.58倍。陶瓷颗粒增强铝基复合材料耐磨性提高的机制是:陶瓷颗粒的存在使复合材料的硬度提高,增强了复合材料的承载能力,此外TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在,使A1203磨粒发生钝化从而提高了复合材料的耐磨性。b)揭示出在473K温度下,滑动速度0.32m/s和0.47m/s,外加载荷30N和40N时,不同陶瓷含量和TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料滑动磨损的规律:在相同滑动速度和外加载荷作用下,复合材料的摩擦系数随陶瓷颗粒的体积分数的增加呈逐渐递减的趋势。在摩擦速度为0.32m/s,外加载荷为30N时,当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的陶瓷颗粒体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%,复合材料的摩擦系数从0.418减小到0.253,单位体积磨损率从4.52×10-11m3/m减小到3.78×10-11m3/m。当外加载荷和滑动速度一定的情况下,当40 vol.%（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料中的TiB2/TiC摩尔比从1:3增加到3:1时,摩擦系数减小了 0.116,体积磨损率减小了 0.37X 10-11m3/m。c)揭示出微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在高温滑动磨损性能提高的机制主要有:①磨损表面发生的氧化反应形成的氧化膜减小了复合材料中“软相”铝基体和对磨副的接触面积,提高了复合材料的耐磨性;②硬度较大的陶瓷颗粒作为承载相,能够承受较大的外加压力,有效的传递了载荷,抵抗了复合材料的塑性变形;③TiB2与TiC陶瓷颗粒与铝基体良好的界面结合使陶瓷颗粒不易从磨损表面脱落,提高了复合材料的强度和硬度,对复合材料的稳定性起到重要支撑作用;④复合材料表面形成的机械混合层减小了复合材料表面硬度和熔点较低的铝基体和对磨副的之间有效接触面积,以及陶瓷颗粒对机械混合层的支撑作用,提高了复合材料在高温下的耐磨性;⑤陶瓷颗粒对位错的阻碍和钉扎晶界,提高了复合材料室温和高温的强度。
二、机械合金化B_4Cp/Al复合材料的微观组织结构特征（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、机械合金化B_4Cp/Al复合材料的微观组织结构特征（论文提纲范文）
（1）B4C增强Al/TC4叠层复合材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 Al/Ti叠层复合材料 |
| 1.2.1 Al-Ti系金属间化合物 |
| 1.2.2 Al/Ti叠层材料研究现状 |
| 1.3 纤维增强Al/Ti叠层复合材料 |
| 1.3.1 纤维增强Al/Ti叠层复合材料机理 |
| 1.3.2 纤维增强Al/Ti叠层复合材料研究现状 |
| 1.4 颗粒增强Al/Ti叠层复合材料 |
| 1.4.1 颗粒增强金属基复合材料机理 |
| 1.4.2 颗粒增强体的种类 |
| 1.4.3 颗粒增强Al/Ti叠层复合材料研究现状 |
| 1.4.4 B_4C-Al反应体系 |
| 1.4.5 B_4C增强Al/Ti叠层复合材料的方法 |
| 1.5 研究目的与内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 TC4 箔材与Al箔预处理方法 |
| 2.2.2 B_4C薄片增强Al/Ti叠层复合材料制备方法 |
| 2.2.3 B_4C颗粒增强Al/Ti叠层复合材料制备方法 |
| 2.3 实验仪器及分析方法 |
| 2.3.1 叠层复合材料制备 |
| 2.3.2 材料显微结构分析 |
| 2.3.3 性能测试分析 |
| 2.4 技术路线 |
| 3 B_4C薄片增强Al/Ti叠层复合材料研究 |
| 3.1 显微组织与界面分析 |
| 3.2 B_4C薄片增强Al/Ti叠层复合材料热压工艺 |
| 3.2.1 层厚比对B_4C薄片增强Al/Ti叠层复合材料性能的影响 |
| 3.2.2 热压时间对B_4C薄片增强Al/Ti叠层复合材料性能的影响 |
| 3.3 B_4C薄片强化Al/Ti叠层复合材料机理分析 |
| 3.3.1 B_4C层数对B_4C增强Al/Ti叠层材料力学性能的影响 |
| 3.3.2 B_4C薄片对Al/Ti叠层材料强化机理分析 |
| 3.4 本章小节 |
| 4 B_4C颗粒增强Al/Ti叠层复合材料研究 |
| 4.1 直接法引入B_4C颗粒 |
| 4.2 B_4C颗粒增强Al/Ti叠层材料显微组织表征 |
| 4.2.1 显微组织与界面分析 |
| 4.2.2 热压温度对B_4C_p增强Al/Ti叠层材料组织的影响 |
| 4.3 B_4C_p-Al/Ti叠层复合材料中Al-Ti扩散反应过程分析 |
| 4.4 B_4C_p增强Al/Ti叠层复合材料的制备工艺对性能的影响 |
| 4.4.1 层厚比对B_4C_p增强Al/Ti叠层复合材料性能的影响 |
| 4.4.2 热压时间对B_4C_p增强Al/Ti叠层复合材料性能的影响 |
| 4.5 B_4C_p增强Al/Ti叠层复合材料强化机理分析 |
| 4.6 本章小节 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（2）AlCoCrFeNi高熵合金颗粒增强Al基复合材料制备及界面行为研究（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 颗粒增强Al基复合材料 |
| 1.2.1 颗粒增强Al基复合材料的强化相 |
| 1.2.2 颗粒增强Al基复合材料的强化机制 |
| 1.2.3 颗粒增强Al基复合材料存在的问题 |
| 1.3 高熵合金 |
| 1.3.1 高熵合金的结构 |
| 1.3.2 高熵合金的特性 |
| 1.3.3 高熵合金的性能 |
| 1.4 高熵合金颗粒增强Al基复合材料的研究进展 |
| 1.4.1 高熵合金强化相的制备方法 |
| 1.4.2 颗粒增强Al基复合材料的制备方法 |
| 1.4.3 高熵合金颗粒增强Al基复合材料的研究现状 |
| 1.5 高熵合金颗粒增强Al基复合材料存在的问题 |
| 1.6 本文的主要研究内容及技术路线 |
| 1.6.1 主要研究内容 |
| 1.6.2 技术路线 |
| 第二章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 HEA/Al复合材料的制备 |
| 2.3.1 高能球磨+放电等离子烧结制备技术 |
| 2.3.2 水下/搅拌摩擦加工制备技术 |
| 2.4 HEA/Al复合材料的表征 |
| 2.4.1 微观组织表征 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 第三章 HEA/Al复合材料的结构设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 三维有限元计算模型 |
| 3.2.1 几何模型及边界条件 |
| 3.2.2 材料本构方程及相关参数 |
| 3.2.3 界面模型 |
| 3.2.4 模型的验证 |
| 3.3 不同颗粒尺寸的HEA/Al复合材料的有限元分析 |
| 3.3.1 颗粒尺寸对立方形颗粒增强复合材料力学行为的影响 |
| 3.3.2 颗粒尺寸对球形颗粒增强复合材料力学行为的影响 |
| 3.4 不同颗粒形状的HEA/Al复合材料的有限元分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 SPSed HEA/Al复合材料的组织及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SPSed HEA/Al复合材料的制备 |
| 4.3 SPSed HEA/Al复合材料的致密度分析 |
| 4.4 SPSed HEA/Al复合材料的微观组织分析 |
| 4.4.1 复合材料的微观结构分析 |
| 4.4.2 复合材料的界面特征分析 |
| 4.4.3 复合材料的烧结机制分析 |
| 4.5 SPSed HEA/Al复合材料的力学性能及断裂机制 |
| 4.5.1 复合材料的拉伸性能 |
| 4.5.2 复合材料的断口形貌分析 |
| 4.5.3 复合材料的界面应力分布特征 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 FSPed HEA/Al复合材料的组织及性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 HEA颗粒分布均匀性分析 |
| 5.3 FSPed HEA/Al复合材料的微观组织及物相分析 |
| 5.4 FSPed HEA/Al复合材料的界面组织演化 |
| 5.4.1 界面结构表征 |
| 5.4.2 界面热力学-动力学分析 |
| 5.4.3 界面扩散行为分析 |
| 5.5 FSPed HEA/Al复合材料的力学性能 |
| 5.5.1 复合材料的拉伸性能 |
| 5.5.2 复合材料的断口形貌分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 SFSPed HEA/Al复合材料的组织及性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 SFSPed HEA/Al复合材料的微观组织及物相分析 |
| 6.2.1 复合材料的物相分析 |
| 6.2.2 复合材料的微观组织分析 |
| 6.3 SFSPed HEA/Al复合材料的力学性能 |
| 6.3.1 复合材料的显微硬度 |
| 6.3.2 复合材料的微-纳力学性能 |
| 6.3.3 复合材料的拉伸性能及断口形貌分析 |
| 6.4 SFSPed HEA/Al复合材料的耐磨性能及耐磨机理 |
| 6.4.1 复合材料的耐磨性能 |
| 6.4.2 复合材料的磨损形貌及耐磨机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 SFSPed HEA/Al复合材料界面行为及其强化机制 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 SFSP温度场演化 |
| 7.2.1 SFSP产热分析 |
| 7.2.2 边界条件及材料性能 |
| 7.2.3 温度场计算结果与验证 |
| 7.3 SFSPed HEA/Al复合材料的界面形成机制 |
| 7.3.1 界面结构表征 |
| 7.3.2 界面组织演化 |
| 7.4 FSP/SFSPed HEA/Al复合材料的界面行为 |
| 7.4.1 界面热力学行为 |
| 7.4.2 界面断裂行为 |
| 7.5 SFSPed HEA/Al复合材料的强化机制 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 结论 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的制备技术 |
| 1.2.1 粉末冶金法 |
| 1.2.2 物理气相沉积法 |
| 1.2.3 搅拌铸造法 |
| 1.2.4 原位反应法 |
| 1.2.5 中间合金法 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料研究进展 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.2 非单一颗粒强化铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金的室温强化机制 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的腐蚀研究进展 |
| 1.4.1 铝合金的腐蚀类型 |
| 1.4.2 颗粒强化铝基复合材料的腐蚀 |
| 1.4.3 铝基复合材料的腐蚀机制 |
| 1.5 铝合金及铝基复合材料的叠轧研究进展 |
| 1.5.1 累积叠轧技术原理 |
| 1.5.2 铝合金及铝基复合材料叠轧板材的组织与性能 |
| 1.5.3 交互叠轧研究进展 |
| 1.5.4 叠轧过程中的强化机制 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 XPS测试分析 |
| 2.4 性能检测 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 电化学抗腐蚀性能测试 |
| 2.4.3 室温抗腐蚀性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 纳米TiC_p、TiB_(2p)和(TiC_p-TiB_(2p))增强Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备、组织和室温力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备及组织演变 |
| 3.2.1 内生纳米 TiC_p-Al中间合金和纳米 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.2.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料的铸态组织 |
| 3.2.3 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料在冷轧过程中的组织演变及析出相分布 |
| 3.2.4 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.3 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织影响及室温强化机制 |
| 3.3.1 纳米TiC_p对T6 处理后的Al-Mg-Si合金冷轧板材再结晶组织的影响 |
| 3.3.2 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金板才在二次冷轧中的位错增殖影响 |
| 3.3.3 纳米TiC_p的室温强化机制 |
| 3.4 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材与单相TiC_p、TiB_(2p)/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的组织与性能对比 |
| 3.4.1 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料及纳米TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.4.2 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料和TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料的铸态组织 |
| 3.4.3 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料,TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料和(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料的轧制组织 |
| 3.4.4 单相和双相Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.5 单相及双相纳米颗粒的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 纳米 TiC_p和纳米 TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的腐蚀行为的影响规律及机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 腐蚀样品的制备及腐蚀方法 |
| 4.2.1 腐蚀样品的制备 |
| 4.2.2 加速腐蚀方法及溶液 |
| 4.2.3 电化学腐蚀及浸泡腐蚀方法和溶液 |
| 4.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的加速腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.3.1 最大腐蚀深度 |
| 4.3.2 加速腐蚀表面 |
| 4.4 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的电化学腐蚀行为影响规律.. |
| 4.4.1 极化曲线 |
| 4.4.2 阻抗性能测试 |
| 4.5 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的侵泡腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.5.1 耐盐水腐蚀的影响规律 |
| 4.5.2 耐盐水腐蚀形貌 |
| 4.6 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的钝化行为、晶间腐蚀的影响规律及腐蚀机制 |
| 4.6.1 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶粒形貌及其钝化行为的影响规律 |
| 4.6.2 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶界处第二相数量及晶间腐蚀的影响 |
| 4.6.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材腐蚀性能的影响机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 纳米TiC_p对Al-Mg-Si板材在复合叠轧过程中组织和室温力学性能的影响规律及其作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备﹑组织和力学性能 |
| 5.2.1 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备 |
| 5.2.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧初始板材的组织与力学性能 |
| 5.2.3 Al-Mg-Si基体合金和TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的组织与力学性能 |
| 5.3 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧复合板材的制备﹑组织和性能 |
| 5.3.1 复合叠轧板材的制备 |
| 5.3.2 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的微观组织 |
| 5.3.3 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的力学性能 |
| 5.3.4 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材中层状异质构型的强化机制 |
| 5.4 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织与性能的影响规律 |
| 5.4.1 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的不同交互叠轧工艺 |
| 5.4.2 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.3 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.4 不同交互叠轧工艺对纳米TiC_p空间分布的影响 |
| 5.5 不同交互叠轧工艺对 Al-Mg-Si合金+Ti Cp/Al-Mg-Si 复合材料复合叠轧板材的强度各向同性机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.2.1.1 外加颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.2 内生颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.3 中间合金法制备颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.2 双尺度颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.3 混杂颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3 晶粒细化方式和机制的研究进展 |
| 1.3.1 化学孕育处理细化的研究进展 |
| 1.3.1.1 合金成分对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.1.2 孕育颗粒对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.2 铝合金晶粒细化理论研究进展 |
| 1.3.3 纳米颗粒细化机制的研究进展 |
| 1.3.4 亚共晶铝硅合金晶粒细化存在的问题 |
| 1.4 颗粒对铝合金中主要析出相的影响研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料的准备 |
| 2.2.1 基体合金的制备 |
| 2.2.2 中间合金的制备 |
| 2.2.2.1 外加颗粒中间合金预分散坯体的制备 |
| 2.2.2.2 内生颗粒中间合金的制备 |
| 2.2.3 中间合金重熔稀释+搅拌铸造制备复合材料 |
| 2.2.4 热分析 |
| 2.2.4.1 凝固温度采集 |
| 2.2.4.2 差热分析实验(DSC) |
| 2.2.5 萃取实验 |
| 2.2.6 热处理实验 |
| 2.2.7 电导率分析 |
| 2.3 样品微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相组织分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4 室温力学性能测试 |
| 2.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 不同微纳米颗粒对商业纯铝的微观组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.2.1 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝组织中的分散 |
| 3.2.2 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.2.3 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.3 内生双相TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.3.1 Al-30 vol.%(TiC_n-Al_3Ti_m)中间合金的制备及组织 |
| 3.3.2 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散 |
| 3.3.3 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.3.4 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝室温和高温力学性能的影响 |
| 3.4 外加微、纳米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织及力学性能的影响对比 |
| 3.4.1 纳米、微米TiCN颗粒预分散中间合金的制备 |
| 3.4.2 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.4.3 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝室温力学性能的影响 |
| 3.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织和力学性能的影响 |
| 3.5.1 内生Al-30 wt.%(TiCN-TiB_2)中间合金的制备及组织 |
| 3.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.5.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.5.4 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.6 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝细化和强韧化机制 |
| 3.6.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.3 不同冷速对复合材料微观组织的影响 |
| 3.6.3.1 不同冷速对陶瓷颗粒促进商业纯铝CET转变的影响 |
| 3.6.3.2 不同凝固速率对凝固行为的影响机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 双尺度TiB_2颗粒对亚共晶Al-Si-Cu合金的组织和力学性能的影响及其机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-TiB_2中间合金制备及组织 |
| 4.3 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金组织的影响 |
| 4.3.1 Al-7Si-4Cu合金的组织 |
| 4.3.2 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金α-Al枝晶的影响 |
| 4.3.3 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金共晶Si的影响 |
| 4.3.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金析出相的影响 |
| 4.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金力学性能的影响 |
| 4.5 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金凝固行为影响机制 |
| 4.6 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金的强韧化机制 |
| 4.7 本章结论 |
| 第5章 双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金时效行为和力学性能的影响 |
| 5.3 外加纳米TiCN颗粒中间合金法和熔体内直接反应法制备颗粒孕育处理对Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织的影响 |
| 5.3.1 中间合金法引入外加TiCN颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 熔体内直接反应法制备双相(TiCN-TiB_2)/Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4 燃烧合成法制备内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金力学行为的影响 |
| 5.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金凝固行为的影响和综合力学性能提高机制 |
| 5.5.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对凝固行为的影响 |
| 5.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对综合力学性能提高机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 添加第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织的影响 |
| 6.2.1.1 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中初生α-Al的影响 |
| 6.2.1.2 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中共晶Si的影响 |
| 6.2.1.3 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金Mg_2Si相的影响 |
| 6.2.2 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固行为的影响 |
| 6.2.3 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金室温力学性能的影响 |
| 6.2.4 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金强韧化机制 |
| 6.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固行为的影响 |
| 6.3.3 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金室温力学性能的影响 |
| 6.4 低温稳定化处理对孕育处理铸态Al-10Si-2.0Mg合金的组织和力学性能的影响 |
| 6.4.1 低温稳定化处理温度和时间优化 |
| 6.4.2 低温稳定化处理析出相分析 |
| 6.4.3 低温稳定化对力学性能的影响 |
| 6.4.4 微量TiCN-TiB_2颗粒及低温稳定化对力学性能的影响机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）激光增材制造（TiB2+TiC）增强铝基复合材料工艺及微结构研究（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 铝基复合材料概况 |
| 1.2.1 铝基复合材料分类 |
| 1.2.2 铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3 激光增材制造铝基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 选区激光熔化铝基复合材料 |
| 1.3.2 直接能量沉积铝基复合材料 |
| 1.4 激光增材制造原位合成铝基复合材料存在问题 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料与设备 |
| 2.1.1 粉末材料的性质 |
| 2.1.2 复合粉末的制备工艺 |
| 2.1.3 实验设备 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.3 粉末特性表征 |
| 2.4 复合材料的微结构表征 |
| 2.4.1 物相分析 |
| 2.4.2 显微组织形貌 |
| 2.4.3 化学成分分析 |
| 2.4.4 高分辨TEM分析 |
| 2.5 复合材料的力学性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 成分配比对(TiB_2+TiC) /AlSi10Mg基复合材料微结构和力学性能的影响 |
| 3.1 不同成分配比下的复合粉末特性 |
| 3.1.1 不同成分配比下复合粉末的形貌和粒径分布 |
| 3.1.2 不同成分配比下复合粉末的激光吸收性质 |
| 3.2 不同成分配比下复合材料的物相定量分析 |
| 3.3 不同成分配比下复合材料的显微组织形貌 |
| 3.4 不同成分配比下复合材料的力学性能 |
| 3.5 不同成分配比下复合材料的拉伸断口形貌 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 粉末包覆对激光增材制造(TiB_2+TiC) /AlSi10Mg基复合材料微结构的影响 |
| 4.1 包覆工艺对复合粉末特性的影响 |
| 4.1.1 包覆条件下复合粉末的显微形貌和粒径分布 |
| 4.1.2 包覆条件下复合粉末的激光吸收性质 |
| 4.2 包覆工艺对复合材料微结构的影响 |
| 4.2.1 包覆条件下复合材料的物相分析 |
| 4.2.2 包覆条件下复合材料的显微组织形貌 |
| 4.2.3 增材制造原位合成复合材料的元素成分分析 |
| 4.2.4 复合材料增强体的高分辨TEM分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 激光增材制造原位合成铝基复合材料的制备机理 |
| 5.1 激光原位化学反应机理 |
| 5.2 复合材料中增强体的形核与生长 |
| 5.3 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 攻读硕士学位期间研究成果目录 |
（6）激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 钛基复合材料 |
| 1.2.1 颗粒增强钛基复合材料 |
| 1.2.2 钛基体的选择 |
| 1.2.3 增强体的选择 |
| 1.2.4 增强体的引入方式 |
| 1.3 颗粒增强钛基复合材料制备方法 |
| 1.3.1 机械合金化法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 放电等离子烧结法 |
| 1.3.5 增材制造法 |
| 1.4 激光选区熔化技术 |
| 1.4.1 SLM技术工作原理及加工工艺参数 |
| 1.4.2 SLM技术发展及应用 |
| 1.5 钛基复合材料耐磨抗蚀研究 |
| 1.5.1 钛基复合材料耐磨性 |
| 1.5.2 钛基复合材料耐蚀性 |
| 1.6 本课题研究的目的和内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 1.6.3 本课题研究技术路线 |
| 1.7 本章小结 |
| 第二章 TiN含量对激光选区熔化钛基复合材料微结构与耐磨性影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验仪器 |
| 2.2.2 实验材料准备及样品制备 |
| 2.2.3 XRD测试 |
| 2.2.4 扫描电子显微镜观察 |
| 2.2.5 显微硬度测试 |
| 2.2.6 摩擦磨损测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 物相分析及微观结构 |
| 2.3.2 显微硬度 |
| 2.3.3 摩擦磨损特性 |
| 2.3.4 磨损机理分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 TiB_2含量对激光选区熔化钛基复合材料微结构与耐磨性影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 样品结构表征及力学测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.3.3 增强体与钛基体间界面 |
| 3.3.4 TiB_2颗粒烧损过程 |
| 3.3.5 显微硬度及其提高机理 |
| 3.3.6 耐磨性能 |
| 3.3.7 磨损机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 激光选区熔化成形Ti-2.5TiN和 Ti-2.5Ti B在 Na Cl溶液中腐蚀行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 材料准备和样品制备 |
| 4.2.2 电化学测试 |
| 4.3 微结构与物相 |
| 4.4 腐蚀行为 |
| 4.4.1 开路电位测试 |
| 4.4.2 极化曲线测试 |
| 4.4.3 二次钝化分析 |
| 4.4.4 电化学阻抗谱 |
| 4.4.5 样品腐蚀形貌 |
| 4.4.6 样品腐蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和申请专利情况 |
| 参加科研项目和获奖情况 |
| 致谢 |
（7）B4Cp/6061Al复合材料制备、微观组织与高低温力学行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的特点与应用 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的界面 |
| 1.3.3 颗粒增强铝基复合材料的强化机制 |
| 1.3.4 颗粒增强铝基复合材料的断裂行为 |
| 1.4 影响颗粒增强铝基复合材料力学性能的主要因素 |
| 1.4.1 颗粒尺寸、含量与形状 |
| 1.4.2 基体合金 |
| 1.4.3 工艺条件 |
| 1.4.4 变形温度 |
| 1.5 B_4Cp/Al复合材料的研究进展 |
| 1.6 主要研究思路及内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.2 复合材料的制备工艺 |
| 2.2.1 粉末冶金工艺 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.3 密度测试 |
| 2.4 显微组织表征 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 金相组织表征与分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜表征与分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜表征与分析 |
| 2.4.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.6 同步辐射CT表征与分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 电导率测试 |
| 2.5.2 硬度测试 |
| 2.5.3 拉伸性能测试 |
| 2.6 力学性能有限元模拟 |
| 3 B_4Cp/6061Al复合材料的粉末冶金工艺优化、室温性能及强化机制 |
| 3.1 球磨转速确定 |
| 3.1.1 原料表征 |
| 3.1.2 球磨转速对颗粒分布的影响 |
| 3.2 热压温度对B_4Cp/6061Al复合材料组织及性能的影响 |
| 3.2.1 热压温度对致密度的影响 |
| 3.2.2 热压温度对微观组织的影响 |
| 3.2.3 热压温度对硬度与电导率的影响 |
| 3.2.4 室温拉伸性能及断裂行为 |
| 3.3 不同增强体含量B_4Cp/6061Al复合材料的组织、室温性能及强化机制 |
| 3.3.1 颗粒含量对致密度的影响 |
| 3.3.2 颗粒含量对微观组织的影响 |
| 3.3.3 颗粒含量对室温力学及导电性能的影响 |
| 3.3.4 室温强化机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 B_4Cp/6061A1复合材料的低温拉伸性能与强韧化机制 |
| 4.1 微观组织 |
| 4.1.1 基体晶粒分析 |
| 4.1.2 变形前后组织对比 |
| 4.2 低温拉伸性能及断裂机制 |
| 4.3 低温强韧化机理 |
| 4.4 应力集中对低温下复合材料拉伸性能及变形过程的影响 |
| 4.4.1 低温拉伸性能及缺口敏感性 |
| 4.4.2 缺口试样的低温断裂机制 |
| 4.4.3 缺口试样的应力-应变场有限元模拟 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 B_4Cp/6061Al复合材料的高温拉伸性能与断裂机制 |
| 5.1 退火态微观组织 |
| 5.2 环境因素与高温力学行为 |
| 5.2.1 应变速率 |
| 5.2.2 热暴露时间 |
| 5.3 纳米颗粒添加对复合材料组织和拉伸性能的影响 |
| 5.3.1 纳米增强颗粒及界面表征 |
| 5.3.2 EBSD组织比较 |
| 5.3.3 高温力学性能及断裂机制 |
| 5.3.4 高温变形行为 |
| 5.3.5 高温强化机制 |
| 5.4 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 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）铝基复合材料中CNTs/SiC/Al复合界面调控及其强化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝基复合材料(AMCs) |
| 1.2.1 AMCs的设计 |
| 1.2.2 增强相材料的选择 |
| 1.3 CNTs的结构与性能 |
| 1.3.1 CNTs的结构与力学性能 |
| 1.3.2 CNTs的功能特性 |
| 1.4 CNTs增强AMCs |
| 1.4.1 CNTs增强AMCs概述 |
| 1.4.2 CNTs增强AMCs的制备工艺 |
| 1.4.3 CNTs增强AMCs的研究现状 |
| 1.4.4 存在的问题及优化方案 |
| 1.4.5 强化机理 |
| 1.5 界面设计方法及思路 |
| 1.6 本文研究内容及意义 |
| 2 研究思路及方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 整体研究方案 |
| 2.2.2 制备方法 |
| 2.3 实验仪器与设备 |
| 2.4 AMCs微观组织表征与性能测试 |
| 2.4.1 微观组织及界面结构 |
| 2.4.2 相组成 |
| 2.4.3 力学性能评价 |
| 2.4.4 电导率测试 |
| 3 纳米CNTs-SiC复合相的反应合成机理及其可控制备 |
| 3.1 反应合成纳米CNTs-SiC复合相的热力学分析 |
| 3.2 纳米CNTs-SiC复合相的合成过程 |
| 3.3 热处理温度对CNTs-SiC复合相合成的影响 |
| 3.4 纳米CNTs-SiC复合粉末的微观形貌与界面结构 |
| 3.5 纳米CNTs-SiC复合相的相组成 |
| 3.6 纳米CNTs-SiC复合相的合成及生长机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 纳米CNTs-SiC复合相增强AMCs的可控制备及性能 |
| 4.1 纳米CNTs-SiC复合相增强AMCs的可控制备 |
| 4.2 烧结温度对AMCs微观结构和性能的影响 |
| 4.2.1 混合粉末的微观形貌 |
| 4.2.2 AMCs相组成随烧结温度的演化 |
| 4.2.3 微观组织表征 |
| 4.2.4 界面结构随烧结温度的演化 |
| 4.2.5 CNTs/Al界面反应机理 |
| 4.2.6 烧结温度对AMCs性能的影响 |
| 4.2.7 断口形貌及断裂机制 |
| 4.3 增强相含量对AMCs微观组织及性能的影响 |
| 4.3.1 微观组织和相组成与增强相含量的关系 |
| 4.3.2 增强相含量对AMCs性能及断裂机制的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 CNTs/SiC/Al多元界面结构与AMCs性能的内在联系及其强/韧化机制 |
| 5.1 纳米CNTs-SiC复合结构对AMCs组织及性能的影响 |
| 5.1.1 CNTs-SiC-Al混合粉末分布状态 |
| 5.1.2 纳米CNTs-SiC复合结构对AMCs相组成的影响 |
| 5.1.3 纳米CNTs-SiC复合结构对AMCs微观组织的影响 |
| 5.1.4 纳米CNTs-SiC复合结构对AMCs性能的影响 |
| 5.1.5 纳米CNTs-SiC复合结构对AMCs断裂机制的影响 |
| 5.2 纳米CNTs-SiC复合相增强AMCs的强化效果 |
| 5.3 纳米CNTs-SiC复合相增强AMCs的强化机理 |
| 5.3.1 界面剪切强度与增强相承载强化 |
| 5.3.2 位错强化 |
| 5.3.3 Orowan强化机制 |
| 5.3.4 细晶强化 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 展望 |
| 论文创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间主要研究成果 |
（9）粉末冶金B4CP增强超高强度铝基复合材料制备加工及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 铝基复合材料概述 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料增强体 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料基体 |
| 1.2.3 增强体颗粒分布均匀性 |
| 1.2.4 润湿性及界面反应 |
| 1.3 颗粒强化铝基复合材料制备方法 |
| 1.4 铝基复合材料性能及强化机理 |
| 1.4.1 铝基复合材料的性能 |
| 1.4.2 强化机理 |
| 1.4.3 复合材料断裂行为 |
| 1.5 铝基复合材料塑性变形加工和热处理 |
| 1.5.1 铝基复合材料塑性变形加工 |
| 1.5.2 热处理 |
| 1.6 存在问题及发展趋势 |
| 1.7 本文研究目的与主要内容 |
| 第二章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 实验材料和设备 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 基体设计思路及制备方法 |
| 2.1.3 增强体材料 |
| 2.1.4 实验设备 |
| 2.2 实验方案及制备条件影响 |
| 2.2.1 球磨混粉 |
| 2.2.2 冷压成型 |
| 2.2.3 氩气保护烧结 |
| 2.2.4 热挤压 |
| 2.2.5 热等静压烧结 |
| 2.2.6 固溶时效工艺 |
| 2.3 材料性能测试 |
| 2.3.1 密度与致密度测试 |
| 2.3.2 硬度测试 |
| 2.3.3 压缩性能测试 |
| 2.3.4 电导率测试 |
| 2.4 材料组织分析检测 |
| 2.4.1 OM金相分析 |
| 2.4.2 SEM及能谱分析 |
| 2.4.3 XRD分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 B4Cp/Al复合材料的制备工艺探索 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 球磨对B_4C_P在基体中分散状况 |
| 3.2.1 实验方法 |
| 3.2.2 实验结果 |
| 3.3 B_4C_P和 TiP体积分数对复合材料烧结的影响 |
| 3.3.1 实验方法 |
| 3.3.2 实验结果 |
| 3.4 烧结温度对B_4C_P/Al复合材料组织与性能的影响 |
| 3.4.1 引言 |
| 3.4.2 实验方法 |
| 3.4.3 微观组织 |
| 3.4.4 Zn元素含量 |
| 3.4.5 密度和致密度 |
| 3.4.6 显微硬度 |
| 3.5 多次高温烧结探索 |
| 3.5.1 实验方法 |
| 3.5.2 微观组织 |
| 3.5.3 Zn元素含量 |
| 3.5.4 致密度和显微硬度 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 二次氩气保护烧结制备B_4C_P/Al复合材料及组织性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 预烧结温度对复合材料组织性能影响 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 微观组织 |
| 4.2.3 SEM分析 |
| 4.2.4 Zn元素含量 |
| 4.2.5 致密度与显微硬度 |
| 4.3 复烧温度对复合材料组织性能影响 |
| 4.3.1 实验方法 |
| 4.3.2 微观组织 |
| 4.3.3 Zn元素含量 |
| 4.3.4 致密度与显微硬度 |
| 4.4 热挤压-退火对B_4C_P/Al复合材料组织性能影响 |
| 4.4.1 实验方法 |
| 4.4.2 显微硬度 |
| 4.4.3 XRD分析 |
| 4.4.4 压缩性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 固溶时效对B_4C_P/Al复合材料挤压材组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固溶对氩气保护烧结复合材料挤压材组织性能的影响 |
| 5.2.1 实验方法 |
| 5.2.2 微观组织 |
| 5.2.3 XRD分析 |
| 5.2.4 力学性能 |
| 5.3 时效对氩气保护烧结复合材料挤压材力学性能的影响 |
| 5.3.1 硬度和电导率 |
| 5.3.2 压缩性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 固溶时效对热等静压制备B_4C_P/Al基复合材料组织性能影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 固溶对热等静压烧结态铝基复合材料组织性能影响 |
| 6.2.1 实验方法 |
| 6.2.2 微观组织分析 |
| 6.2.3 XRD分析 |
| 6.2.4 硬度与电导率 |
| 6.2.5 压缩力学性能 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 全文工作小结 |
| 7.2 本文创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
| 一、学术论文 |
| 二、专利 |
| 三、参与课题 |
（10）内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.1 交通领域轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.2 航天航空轻量化材料的研究进展 |
| 1.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的发展现状 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3.2.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在汽车领域应用 |
| 1.3.2.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航天航空领域应用 |
| 1.3.2.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航空探测器领域应用 |
| 1.3.2.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在其他领域应用 |
| 1.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料增强相的种类 |
| 1.3.3.1 单相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.2 双相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的外加法制备工艺 |
| 1.3.3.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的原位合成制备工艺 |
| 1.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料磨损性能的研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备及处理工艺 |
| 2.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备 |
| 2.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜及能谱分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩和高温压缩性能 |
| 2.4.3 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.4 高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 内生微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织和性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制和微观组织分析 |
| 3.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制 |
| 3.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.3 原位内生(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的压缩性能 |
| 3.3.1 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温压缩性能 |
| 3.3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能 |
| 3.3.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的强化机制 |
| 3.4 TiB_2/TiC摩尔比对微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织及压缩性能的影响 |
| 3.4.1 不同TiB_2/TiC摩尔比微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.4.2 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的常温压缩性能分析 |
| 3.4.3 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 内生微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温磨粒磨损性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损的研究 |
| 4.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同陶瓷含量的(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温磨损的研究 |
| 5.3 不同TiB_2/TiC摩尔比(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损的研究 |
| 5.4 不同体积分数及不同配比微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料在高温下干滑动摩擦磨损机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
四、机械合金化B_4Cp/Al复合材料的微观组织结构特征（论文参考文献）
- [1]B4C增强Al/TC4叠层复合材料研究[D]. 徐昊. 大连理工大学, 2021(01)
- [2]AlCoCrFeNi高熵合金颗粒增强Al基复合材料制备及界面行为研究[D]. 杨潇. 太原理工大学, 2021(01)
- [3]纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响[D]. 庚润. 吉林大学, 2021
- [4]微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制[D]. 李强. 吉林大学, 2021(01)
- [5]激光增材制造（TiB2+TiC）增强铝基复合材料工艺及微结构研究[D]. 易俊超. 昆明理工大学, 2021(01)
- [6]激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究[D]. 金剑波. 天津工业大学, 2020(01)
- [7]B4Cp/6061Al复合材料制备、微观组织与高低温力学行为[D]. 高民强. 大连理工大学, 2020
- [8]铝基复合材料中CNTs/SiC/Al复合界面调控及其强化机理[D]. 张鑫. 西安理工大学, 2020
- [9]粉末冶金B4CP增强超高强度铝基复合材料制备加工及组织性能研究[D]. 毛强. 江苏大学, 2020(02)
- [10]内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能[D]. 段向征. 吉林大学, 2020(08)