一、自生颗粒增强铝基复合材料的组织与性能（论文文献综述）
王浩伟[1]（2021）在《原位自生陶瓷颗粒增强铝基复合材料制备及应用》文中研究说明原位自生法可以在铝合金基体中形成尺寸小、形状规整、刚度高且与基体界面结合良好的陶瓷颗粒,成为制备高性能铝基复合材料的重要途经。原位自生TiB2颗粒增强铝基复合材料不仅具有高强度、高刚度、良好的塑性、高抗疲劳性能和良好的机械加工性能,同时又具备较好的液相成形、塑性加工成形、增材制造成形能力,避免了传统外加颗粒制备复合材料的工艺复杂、成本高、大型复杂零件制备困难等问题,具有广阔的应用前景。结合实际案例阐述了原位自生TiB2颗粒增强铝基复合材料的制备加工和综合性能优势,展望了该复合材料的应用和发展方向。
刘思妤[2]（2021）在《原位自生Al2O3颗粒增强Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的组织性能研究》文中研究表明颗粒增强铝基复合材料由于本身具有各向同性、高强度、低热膨胀系数等优异性能而受到国内外科研学者的关注。其中Al2O3又因为强度高、弹性模量高、耐磨损以及无有害反应、化学稳定性好、成本低等特点,被认为是理想的铝基复合材料增强体之一。Al2O3颗粒增强铝基复合材料主要有两种制备工艺:外加法和原位法,与外加法不同,原位法具有界面纯净、与基体结合牢固、分布较为均匀,形貌良好等优点,具有广泛的应用前景。本文将粉末冶金工艺与铸造方法相结合,通过原位自生反应成功制备出Al2O3/Al-Zn-Cu-Zr复合材料。原位反应体系选用Al-Zn O体系,基体材料选用Al-Zn-Cu-Zr合金,通过X射线衍射仪（XRD）、配备能谱仪（EDS）和电子背散射衍射仪（EBSD）的扫描电子显微镜（SEM）以及透射电子显微镜（TEM）等分析测试手段观察并分析复合材料的物相、晶粒形貌、增强颗粒相的形貌、尺寸分布及其晶体学性质。研究了所制备的复合材料的力学性能。探讨了Al2O3颗粒增强相对复合材料微观结构和力学性能的影响,并分析了复合材料的强化机制,结果如下:（1）对于Al-Zn O体系,EDS面扫结果表明,经过100r/min转速湿磨4小时的球磨,铝粉与纳米Zn O粉末混合均匀;XRD结果表明,熔体温度为850℃并保温30min,Zn O可完全与基体发生原位反应生成Al2O3颗粒增强相。（2）微观结构观察结果表明,Al2O3/Al-Zn-Cu-Zr复合材料中含有高密度,弥散分布的增强颗粒。分析发现增强颗粒可分为两种:Al2O3颗粒增强相和Al2Cu析出相。Al2O3颗粒增强相分布状态为弥散分布,形状多为球形、多边形或椭球形,尺寸从纳米级到微米级都有分布;Al2Cu析出相多呈条状或棒状,易在晶界处生成并粗化。轧制热处理可明显细化Al2Cu析出相,但对Al2O3颗粒增强相影响不大。铸态和轧制热处理后复合材料的晶粒组织与基体合金相比都明显细化。（3）硬度测试和室温拉伸结果表明,复合材料在铸态、轧态和热处理后的硬度分别为85.2HBW、105.3HBW和124.6HBW,与基体合金相比分别提高了29.3%、47.9%和54.4%;复合材料在铸态、轧态和热处理后的抗拉强度分别为235.5MPa、306.3MPa和398.2MPa,与基体合金相比提高了47.7%、75.9%和101.5%。拉伸断口研究表明,基体合金和复合材料的断裂形式主要以塑性断裂为主。
李建超[3]（2021）在《粉末冶金GNPs/Al复合材料的组织调控与强化机理》文中研究指明以传统陶瓷颗粒、晶须为增强体的铝基复合材料在获得弹性模量及强度显着提升的同时,塑性急剧降低,难以获得良好的强度-塑性匹配。以二维柔性石墨烯纳米片（Graphene Nano Platelets,GNPs）作为铝基复合材料的增强体,有望解决这一问题。本文着眼于石墨烯纳米片增强铝基复合材料的批量化制备,针对球磨过程中石墨烯纳米片的分散与结构损伤平衡的难题,开展基于球磨工艺的石墨烯纳米片增强铝基复合材料制备工艺研究,对球磨过程中铝粉及石墨烯纳米片组织演化进行了分析。为提升石墨烯纳米片的强化效果,采用冷拉拔变形工艺对复合材料中石墨烯纳米片的分布进行调控,并对变形过程中石墨烯纳米片的分散机理进行了研究。采用热处理工艺对石墨烯纳米片/铝界面组织进行调控,探讨了界面反应程度对复合材料力学性能的影响。最后,研究了石墨烯纳米片形态、尺寸以及界面组织与复合材料力学性能和断裂行为之间的内在联系,揭示了石墨烯纳米片的强化机理。对球磨制备工艺的研究表明,球磨过程中复合粉体经历多次冷焊过程,每次冷焊过程均包含粉体变形阶段以及冷焊阶段。其中在粉体变形阶段,铝粉由球形变为片状;冷焊阶段则为粉体冷焊—破碎—冷焊的循环稳定过程。每次冷焊阶段的时长可随球磨转速的提高以及球磨时间的延长而显着缩短。在球磨过程中,GNPs的组织演变包含GNPs破碎阶段以及GNPs分散阶段。其中GNPs破碎阶段发生在首次冷焊前的粉体变形过程;GNPs分散阶段则发生在其后的稳定冷焊过程。GNPs片径以及厚度在其破碎阶段急剧降低,而在分散阶段平缓降低。通过控制铝粉粒径与GNPs片径的相对尺寸,可改变球磨过程中GNPs的破碎行为。当铝粉粒径大于GNPs片径时,可推迟球磨过程中铝粉冷焊阶段的发生,但加快冷焊过程的进行。同时大粒径铝粉的缓冲作用可有效缓解磨球对GNPs的结构损伤,保持复合粉体中较大的GNPs尺寸。复合粉体经冷压与热挤压后实现致密化与缺陷控制,其相对密度高于99.5%。最终在挤压态5vol.%GNPs/Al复合材料中获得了更好的强—塑性匹配:抗拉强度344.2MPa、断后伸长率10.2%。冷拉拔变形可显着改善复合材料中GNPs的分布。冷拉拔过程中,GNPs团聚体的分散归因于拉拔变形区的附加剪切应变层。拉拔变形对GNPs团聚体的分散机理包含GNPs的剥离分层以及GNPs的断裂。其中,GNPs剥离分层发生在拉拔变形早期团聚体厚度较大时,而GNPs的断裂则发生在拉拔变形后期团聚体厚度较小时。当拉拔等效应变达6.0时,可消除1vol.%及2vol.%GNPs/Al复合材料中的GNPs团聚体。拉拔变形后,由GNPs强化作用引起的抗拉强度增量由挤压态的6MPa和21MPa分别提高至75MPa和114MPa;GNPs的强化效率分别达到52和40。GNP/Al的界面组织与热处理温度密切相关,界面强化热处理温度为600℃时,复合材料GNP/Al界面组织未观测到界面反应产物;热处理温度为620℃-650℃时,随热处理温度的升高,界面反应程度逐渐增大。复合材料的抗拉强度随着热处理温度的提高而增大。当发生部分界面反应时,GNP/Al的界面结合强度提高,从而强化了GNPs的载荷传递强化作用。与此同时,复合材料的失效模式由GNPs界面脱粘转变为GNPs断裂。结合复合材料力学性能测试以及强度理论计算,GNPs/Al复合材料中适用的强化机制包含细晶强化、载荷传递强化以及Orowan强化。随着复合材料中GNPs尺寸逐渐增加,GNPs的主要强化机制将由Orowan强化向载荷传递强化转变。同时,复合材料的断裂模式由GNPs界面脱粘拔出转变为GNPs断裂。GNPs尺寸可显着影响复合材料的强化行为及其塑性表现。增大复合材料中GNPs尺寸可提高其载荷传递强化作用并提升复合材料的抗拉强度。与此同时,大尺寸GNPs可在复合材料拉伸变形过程中更有效地钉扎位错、提升复合材料的流变抗力并在小塑性变形阶段获得更高的名义加工硬化率,进而促进的复合材料的变形均匀性、抑制应变局域化并延缓颈缩的形成,在复合材料中获得良好的强度-塑性匹配。
易俊超[4]（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》文中研究指明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。
陈健[5]（2021）在《原位自生TiB2/6061铝基复合材料制备及其组织性能研究》文中研究说明随着汽车、通讯、轨道交通、航空航天等行业发展,要求铝合金产品具有大型、复杂、薄壁等特点,传统的铝合金材料局限于其较低的硬度和耐磨性、高线性膨胀系数和大体积收缩率已经不能满足性能要求。原位自生铝基复合材料的增强颗粒在熔体内部生成,增强相尺寸细小、分布均匀,与基体结合强度高,颗粒增强铝基复合材料的强韧性相比传统铝合金都有了很大的提高。本文的主要研究内容分为两个部分,前半部分采用混合盐（LSM）反应法,先以纯铝为基体合金,选择KBF4、K2Ti F6混合盐反应体系,来研究合理的制备工艺参数,成功制备出TiB2/Al复合材料后,再按照工艺参数制备TiB2/6061铝基复合材料并对其组织与性能进行研究;设计合理的热处理工艺,对热处理过后的TiB2/6061铝基复合材料的组织与性能进行研究。具体结论如下:（1）研究了搅拌及分散剂Ce O2对混合盐法制备工艺的影响,确定了最优的制备工艺参数,最后成功制备了不同质量分数（1wt%、3wt%、5wt%）的TiB2/6061铝基复合材料,且增强颗粒分布均匀、没有团聚。（2）对制备的复合材料的力学性能进行表征与测试,结果表明复合材料的硬度、拉伸性能、耐磨性能相比6061铝合金基体都有了明显提高。5wt%TiB2颗粒增强相的复合材料的硬度达到了76HB,相比较6061铝合金硬度值提高了38.2%;5wt%TiB2/6061铝基复合材料的抗拉强度达到209MPa,比6061铝合金基体的抗拉强度高了56MPa;5wt%TiB2/6061铝基复合材料磨损率下降了大概34.5%。（3）研究了相同固溶时间下不同固溶温度以及相同固溶温度不同固溶时间复合材料的显微组织和硬度的变化,确定了最佳固溶处理工艺为535℃/4h;研究了相同时效时间下不同时效温度以及相同时效温度不同时效时间复合材料的显微组织和硬度的变化,确定了最佳时效处理工艺为175℃/9h。（4）硬度和拉伸性能测试结果显示热处理后的材料的强度得到明显增强。其中,1wt%、3wt%、5wt%TiB2/6061铝基复合材料热处理后的抗拉强度分别达到了278MPa、304MPa、316Mpa。热处理之后四种材料的磨损率降低,且随增强颗粒质量分数增加材料磨损率减小,其中5wt%TiB2/6061铝基复合材料的磨损率从11×10-9m3降低到了4×10-9m3。（5）复合材料在锻压处理过程中使得自身的一些铸造缺陷消除并且组织更加均匀、致密,从而提高了材料的力学性能。复合材料锻后热处理的拉伸强度分别达到了284 MPa、306 MPa、323 MPa、347 MPa,而材料的伸长率变化与未锻复合材料热处理变化趋势类似,略有下降,变化范围不大。
任益博[6]（2021）在《原位自生TiB2/7050铝基复合材料搅拌摩擦焊接研究》文中进行了进一步梳理原位颗粒增强铝基复合材料具有增强相与基体的界面结合良好、颗粒尺寸细小、界面干净等优点,其力学性能高、加工性好,已被应用在航空航天、汽车制造等领域。其中原位自生TiB2/7050铝基复合材料有着较为突出的力学性能,包括较高的比模量和比强度、良好的抗疲劳能力和耐高温性能等,是一种极具发展前途的工程应用材料。但是原位自生TiB2/7050铝基复合材料焊接存在较大的难度,如铝合金基体在焊接时易发生氧化;接头会出现软化区;TiB2颗粒与铝合金基体物理性能和化学性能有较大的差异,导致焊接缺陷产生。因此,选择合适的焊接方法,探索最优的焊接工艺,提高该复合材料的焊接接头强度,是进一步扩大其应用领域亟待解决的关键问题。针对颗粒增强铝基复合材料的焊接难点,本文采用搅拌摩擦焊接的方法对原位自生TiB2/7050铝基复合材料进行焊接研究,工作主要分3个部分展开:（1）搅拌摩擦焊接工艺探索;（2）单面搅拌摩擦焊接;（3）双面搅拌摩擦焊接。焊接工艺探索研究结果表明,轴肩直径与搅拌针根部直径3:1的凹面轴肩小直径搅拌头更适合于该复合材料的搅拌摩擦焊接。焊接参数一定的情况下,小直径搅拌头能使焊接热输入更集中。搅拌针转速2500～3000r/min,焊接速度500～700mm/min,轴肩下压量为0.4mm时,复合材料焊缝表面成形良好,焊核区组织细密,无明显焊接缺陷。扫描电镜观察发现,搅拌摩擦焊接后原材料中聚集态的TiB2增强相被打散,个别颗粒发生了破碎,在焊缝中呈弥散态均匀分布。随着焊接热输入的增加,焊缝金属塑性变形和再结晶程度增大,焊缝组织也显着细化。但焊缝区抵抗氯离子侵蚀能力与未焊接复合材料相比变差。单面搅拌摩擦焊接研究结果表明,随着搅拌头旋转速度的增大,焊接区热输入量增加,焊缝金属塑性流动增强,焊缝表面弧形纹间距减小,焊缝成形质量提高。搅拌头旋转速度2200～2500r/min,焊接速度700mm/min,轴肩下压0.4mm时,可获得基体合金组织细化,TiB2颗粒分散均匀的无缺陷焊接接头。单面焊缝焊核区的硬度低于未焊接复合材料及焊缝的前进侧和后退侧的热机影响区。热输入较小时,硬度主要受细晶强化和颗粒增强影响,前进侧硬度要高于后退侧;当热输入较大时,由于前进侧热输入提高,化合物相向铝合金中溶解量增加,前进侧硬度略小于后退侧。单面焊接焊缝的最大抗拉强度513.0MPa,为未焊接复合材料的75.4%,接头断裂在焊缝区,呈现脆性解理断裂特征,断口微区也可观察到塑性韧窝组织。焊缝的力学性能主要归因于铝合金基体细晶强化和TiB2颗粒Orowan强化的共同作用。双面搅拌摩擦焊接结果表明,接头形貌为正反对称的“沙漏形”。焊核区因发生塑性变形和动态再结晶获得纳米超细晶组织;热机影响区只发生了部分动态回复,在大晶粒内部出现了亚晶;因试验设计不足,正反面焊道未能实现搭接,接合区金属只发生了一定的塑性变形。焊缝的显微硬度从母材、前进侧热机影响区、焊核区、后退侧热机影响区,再到母材呈现“w”形,整个接头焊核区的硬度最低。搅拌针旋转速度3000r/min,焊接速度700mm/min,轴肩下压0.4mm时,获得双面焊接头的抗拉强度最大为469.0MPa,是未焊接复合材料的69.0%。本论文试验中,双面焊接头未能实现正反焊道的有效搭接,是导致其接头的最大抗拉强度不及单面焊接头抗拉强度的主要原因。
朱鹏[7]（2021）在《稀土Ce对TiB2/ZL205A复合材料热裂倾向性及高温力学性能的影响研究》文中研究说明颗粒增强铝基复合材料因为结合了颗粒增强相高模量、耐磨性、耐腐蚀性、热稳定性能好等优点,使其具有较好的综合力学性能。而以TiB2颗粒为增强相并结合Al-Cu基体合金,采用原位自生法制备的TiB2颗粒增强铝基复合材料是最典型的颗粒增强铝基复合材料。因为其制备方法简便,不仅不需要大规模改变现有的设备,而且还实现了复合材料中TiB2增强相颗粒的尺寸达到纳米级别,使其复合材料具有优异的力学性能,广泛运用在航空航天、汽车工业等领域。然而Al-Cu合金由于其较宽的凝固温度区间,在凝固过程中及容易产生热裂缺陷,从而影响TiB2颗粒增强铝基复合材料产品的成品率和性能。因此,研究一种经济、简单、有效的方法去改善TiB2颗粒增强铝基复合材料的热裂倾向性具有重要的实际价值。本文采用Al-Cu合金中最具代表的高强度铝铜合金—ZL205A作为复合材料的基体材料,然后通过原位自生熔体技术制备出含有5%质量分数TiB2颗粒为增强相的5TiB2/ZL205A复合材料。通过添加稀土元素Ce对5TiB2/ZL205A复合材料的热裂倾向性进行改善研究。通过XRD相分析、EDS能谱扫描元素分析及TEM衍射斑点晶体结构分析得出复合材料中有τ1-Al8Cu4Ce新相产生。研究发现,随着Ce含量的不断增加,5TiB2/ZL205A复合材料的晶粒度、凝固温度区间、热裂倾向性值三者都呈现出下降趋势,综合分析得出了Ce对晶粒尺寸、凝固温度区间及热裂倾向性改善的机理。另外,通过对复合材料组织、热裂纹、热裂断口的分析,得出Ce的添加使复合材料中TiB2颗粒团聚体逐渐分散,使伴生相Al3Ti逐渐细化,从而让组织变得更加均匀。并且随着复合材料中Ce含量的增加,凝固末期的晶界搭桥逐渐增加,从而阻止了热裂纹的萌生和扩展,最终达到改善复合材料热裂倾向性的目的。由于Ce的添加使复合材料凝固过程中可以生成τ1-Al8Cu4Ce耐热稳定相,因此进一步研究稀土Ce对5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能影响是很有必要的。研究结果发现,向5TiB2/ZL205A复合材料中添加1%Ce,复合材料具有最佳的室温及高温拉伸性能,在室温环境下,复合材料的抗拉强度可以达到243MPa,延伸率可以达到13%,而在300℃温度下,抗拉强度可以达到215 MPa,延伸率可以达到11.8%,这说明含Ce的复合材料具有优异的高温力学性能。通过对复合材料的组织、断口、θ’析出相、τ1析出相分析,得出Ce对5TiB2/ZL205A复合材料室温及高温拉伸性能具有显着的改善作用。为了进一步提升1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能,采用热轧工艺改善1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能。研究发现,在400℃热轧下,进行40%压下变形量处理后,复合材料中的块状相被轧碎,TiB2颗粒与铝基体结合更加牢固,组织变得更加均匀。在40%压下率轧制后,T6态1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料无论在室温还是高温环境下均具有优异的力学性能。在室温下,复合材料的抗拉强度可以达到323 MPa,延伸率可以达到12%;而在300℃温度下,复合材料的抗拉强度可以达到310 MPa,延伸率可以达到11%。可以发现,在室温和高温环境下,1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料的力学性能变化很小,说明复合材料具有良好的耐热性能。研究结果表明,向5TiB2/ZL205A复合材料中添加1%Ce,并结合适当的热轧工艺,可以很好的改善5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能。
王光磊[8]（2020）在《添加SiO2原位自生Al2O3增强Al-Si基复合材料的制备及耐磨性能》文中指出近年来,因为原位Al2O3颗粒增强铝基复合材料的强度高、热膨胀系数低以及具有良好的耐热性和耐磨性等优点,成为各个领域重点关注的新型材料。目前原位Al2O3颗粒增强Al-Si基复合材料的研究主要集中于亚共晶、共晶Al-Si合金,但对于过共晶Al-Si合金制备的研究少见报道。本文采用熔体反应法制备原位Al2O3（p）/Al-20Si复合材料,探讨SiO2粉末的加入方式对原位反应的影响,确定制备过程中的最佳工艺参数,并在最佳工艺参数下制备不同SiO2添加量的复合材料。利用扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）、维氏硬度计、万能拉伸试验机和往复式摩擦磨损仪等对复合材料的组织和性能进行了研究。研究结果表明:对SiO2粉末加入方式进行改进:采用铝箔裹粉加入方式时出现SiO2粉末上浮现象,采用预制块加入方式时出现预制块无法熔化的现象。而采用在半固态温度区间下加入SiO2粉末的方式能够制备出Al2O3颗粒分布较好及性能优异的Al2O3（p）/Al-20Si复合材料。获得Al2O3颗粒分散性较好的工艺参数为:选用自行设计的三桨式搅拌桨,搅拌速度为800r/min,且搅拌时间为10min。Al2O3（p）/Al-20Si复合材料组织中生成的Al2O3颗粒主要分布于初生Si边界处,可以显着抑制初生Si的生长,随着SiO2添加量的增加,初生Si尺寸由160-180μm减小到40-65μm。不同SiO2添加量下复合材料的力学性能:随着SiO2添加量的增加,复合材料的硬度从60.19HBW增加到86.69HBW,抗拉强度从102MPa增加到148MPa。在添加量为5wt.%时的硬度及抗拉强度最佳,较基体合金均有明显提高。摩擦磨损结果表明:复合材料的摩擦系数和磨损量都随SiO2添加量的增加而减小,复合材料的耐磨性逐渐提高,主要磨损机制由粘着磨损逐渐转变为磨粒磨损,当添加量为5wt%时,复合材料的耐磨性最好。但随着载荷的增加,复合材料的耐磨性却显着降低,主要磨损机制由磨粒磨损转变为粘着磨损,特别是当外加载荷达到20N时,复合材料发生急剧磨损。在过共晶Al-20Si合金中,如果初生Si尺寸越细小,分布越均匀,则合金的综合性能就越好。因为原位Al2O3颗粒可以通过异质形核和抑制生长的组合作用有效细化组织中的初生Si,并且生成的Al2O3颗粒能够均匀分布,所以复合材料的硬度、强度和耐磨性得到提高,反应生成Al2O3颗粒的含量是影响复合材料性能的主要因素。
肖静宇[9]（2020）在《选区激光熔化原位合成（TiB2+TiC）双相增强铝基复合材料制备机理及力学性能研究》文中提出TiB2增强铝基复合材料具有密度低、比强度高、高温性能好、以及抗疲劳性能强等优点,在高温耐磨材料等领域,具有广阔的应用前景。本文基于选区激光熔化（SLM）方法,使用Ti和B 4C粉末在激光束作用下的高温原位化学反应及熔池快速凝固原理,采用SLM方法原位合成TiC和TiB2双相增强的铝基复合材料,寻找其工艺窗口并对不同成分配比的复合材料做了研究,得到合适的成分配比,并研究工艺参数对复合材料的影响,最终探寻发生原位化学反应的机理。研究表明:采用球磨混粉工艺,制备含Ti和B4C总质量百分数为0.7%,5.7%,11.5%,17.2%四种不同成分配比的混合粉末,其在激光功率160-200w,扫描速度600-1200mm/s,扫描间距为0.07mm,铺粉层厚为0.02mm时成功制备出含TiC和TiB2的铝基复合材料。随着复合材料中Ti和B4C复合粉末含量的增加,复合材料中TiC和TiB2增强相含量逐渐增多,复合材料显微硬度逐渐增大,断裂特征由韧性断裂向脆性断裂转变。当Ti和B 4 C复合粉末含量为0.7%时,选区激光熔化原位合成的铝基复合材料抗拉强度最高,最大值为417 MPa。当复合粉末中Ti和B4C总的质量百分数为17.2%时,无论是底面还是侧面,扫描速度对复合材料物相组成并无显着影响,但激光功率对复合材料物相组成有一定影响,随着激光功率的增大,复合材料中Ti3SiC2的含量逐渐减小。当激光功率为180 W,扫描速度为1200 mm/s时,其抗拉强度最高,但激光工艺参数的变化,并没有改变复合材料的拉伸断裂特征。当反应体系中仅仅存在Ti和B4C时,激光原位化学反应仅生成TiC和TiB2,当增加Al Si10Mg粉末且成分配比高于5.7%时,激光原位化学反应除了生成TiC、TiB2外,基体中的Si元素还将与生成的TiC反应生成Ti3SiC2相。
李沛南[10]（2020）在《铝基复合材料中不同长径比TiAl3相的原位合成机制研究》文中进行了进一步梳理本文采用熔体接触反应法制备了Al-12Si基原位复合材料,通过改变原位反应体系工艺参数研究了铝硅合金中原位TiAl3相的形成机制,讨论了向原位反应体系中添加合金元素B,对铝硅熔体中TiAl3相合成机制的影响。通过改变基体合金中Si元素含量,分析其对原位TiAl3合成机制的影响;并向基体合金中加入混合稀土,分析稀土对铝硅基复合材料中原位TiAl3的合成机制的影响及TiAl3形貌尺寸的变化原因。采用光学金相显微镜（OM）、X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）等测试仪器及数据处理软件分析了制备的复合材料的微观组织,并对材料中原位生成相TiAl3的相组成,相形貌、尺寸及在熔体中的分布进行了研究和分析,得到以下主要结论:Ti-Al原位反应体系中采用不同钛质原材料制备的Al-12Si复合材料中TiAl3形貌尺寸区别明显。利用Ti粉制备的原位TiAl3相尺寸形貌比利用海绵钛颗粒制备出的TiAl3更为细小。以钛粉为原料时,TiAl3相呈针状,其长径比从45减小至16;以海绵钛为原料时,TiAl3相为长条状、块状,其长径比从65减小至25。Al-12Si复合材料中原位TiAl3的合成机制为:当基体合金中含Si时,熔体中生成的原位Al-Ti金属间化合物中则含有Si,为Si固溶于TiAl3晶格中。当Si原子扩散进入TiAl3晶体结构中,Si倾向于占据TiAl3晶体结构中的Al格点位置,即Si原子可通过置换取代Al原子进入TiAl3相,最终形成了TiAl Si三元相并且TiAl Si相仍保持着TiAl3的晶体结构。通过向Al-12Si熔体中添加B元素制备的复合材料中原位TiAl3形貌多为短杆状,随着加入B量的增加,TiAl3相的尺寸增大,TiAl3长径比由3.5增大至4.3,但仍较未添加B元素时的TiAl3尺寸明显减小。生成的Ti B2大多呈多边形分布于基体,随着添加的B元素增多,Ti B2颗粒逐渐弥散分布,大小较为均匀。通过对原位粉末体系（Ti-Al-B）的热力学理论计算及试验结果分析,向原位反应体系（Ti-Al）中添加B元素对复合材料中原位TiAl3相的合成机制的影响为:由于熔体中Ti B2的形成能力强于TiAl3,故B与Ti优先发生反应,消耗掉熔体中部分Ti,接着实际反应中过剩的Ti继续和Al结合形成TiAl3。由于B与Ti在熔体中快速结合,从而达到了抑制更多Ti与Al反应生成TiAl3的目的,故Ti B2的优先形成有效的阻碍了TiAl3的生成和长大。探究通过两种变质剂变质条件下的Al-Si复合材料基体合金中Si元素含量对原位生成的TiAl3合成机制影响,实验结果表明基体中Si元素的含量对TiAl3尺寸影响较为显着。在磷盐变质条件下,Al-x Si（7,12,24,28wt.%）复合材料中的原位生成相TiAl3形貌为长条状。当Si≤7wt.%,TiAl3相长径比为16.5;当Si=12wt.%时,TiAl3长径比为13.5;当Si=24wt.%时,TiAl3长径比为13.0;当Si=28wt.%时,TiAl3长径比为8.0;在Al-P中间合金变质条件下,Al-7Si复合材料中TiAl3形貌为块状,长径比为4,其余三种Si含量的合金中的TiAl3形貌以长条状为主,在基体中均匀分布,随Si量增加,TiAl3长径比由13.5减小至7.5。通过对制备的亚共晶、共晶、过共晶铝硅合金组织分析,得出Si含量影响原位TiAl3合成机制的原因:当Al以游离态到达Al-Ti反应层时Al和Ti接触可直接生成TiAl3、Al Ti。由于生成能（TiAl3）<生成能（Al Ti）,所以熔体中首先生成TiAl3。此刻熔体温度较低,当TiAl3生成后再扩散出Al-Ti反应层到Al液中时,熔体中游离Ti依附于已生成的TiAl3继续长大,在TiAl3长大过程中熔体温度不断升高,由于Si含量增加,更多的Si原子扩散进TiAl3晶体结构中,稀释了TiAl3生长前沿Ti的浓度,从而抑制了TiAl3沿长度方向的长大,但过共晶铝硅合金中由于Si含量较高,Si固溶到TiAl3晶体中导致Si在TiAl3中的原子百分含量也随之增高,生成的Al-Ti金属间化合物则成为结构更稳定TiAl Si三元化合物。向不同质量分数（4,6wt.%）的Ti粉制备的Al-12Si复合材料中添加0.25wt.%的混合稀土（La-Ce）,原位生成相有TiAl3和Al Ce、La Si稀土相,TiAl3形貌经混合稀土作用后由长杆状转变为短棒状。添加0.25wt.%La-Ce混合稀土后的复合材料中TiAl3组织的长径比减小,4wt.%Ti粉制备的复合材料中TiAl3长径比从17减小到11;6wt.%Ti粉制备的复合材料中TiAl3长径比从22减小到10。向基体合金中添加混合稀土对原位TiAl3相合成机制的影响为:添加混合稀土所形成的稀土相能够抑制TiAl3的生长,使其组织尺寸变得相对细小。阻碍TiAl3相生长的原因主要由于稀土元素的加入,第一,优先加入熔体中的Ti粉与Al结合生成TiAl3,随着熔体温度不断升高,TiAl3再次逐渐熔解,Al与加入的混合稀土结合生成稀土相,从而阻碍了TiAl3生长;第二,向熔体中加入稀土生成的稀土相容易在α-Al和TiAl3粒子界面处析出,从而抑制了TiAl3在α-Al基体的周围偏聚和长大,获得少量且尺寸较小的TiAl3相。
二、自生颗粒增强铝基复合材料的组织与性能（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、自生颗粒增强铝基复合材料的组织与性能（论文提纲范文）
（1）原位自生陶瓷颗粒增强铝基复合材料制备及应用（论文提纲范文）
| 原位自生颗粒增强铝基复合材料 |
| 液相成形 |
| 1铸造成形 |
| 2半连续铸造 |
| 3喷射成形 |
| 塑性成形 |
| 1挤压 |
| 2轧制 |
| 3超塑性成形 |
| 增材制造 |
| 机械加工与表面处理 |
| 焊接 |
| 结论与展望 |
（2）原位自生Al2O3颗粒增强Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 颗粒增强铝基复合材料的概述 |
| 1.1.1 颗粒增强铝基复合材料的简介 |
| 1.1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状与发展 |
| 1.1.3 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2 原位自生颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1 原位自生颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.2 原位自生颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3 颗粒增强Al基复合材料的强化机理 |
| 1.4 课题的研究意义和内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.4 微观结构分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 拉伸断口形貌观察 |
| 第3章 实验结果分析与讨论 |
| 3.1 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的微观结构 |
| 3.1.1 Al-Zn O体系的反应过程 |
| 3.1.2 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr复合材料铸造态微观结构 |
| 3.1.3 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr基复合材料轧态的微观结构 |
| 3.1.4 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr基复合材料热处理后的微观结构 |
| 3.2 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的力学性能 |
| 3.2.1 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的硬度 |
| 3.2.2 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的拉伸性能 |
| 3.2.3 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的拉伸断口形貌 |
| 3.3 讨论 |
| 3.3.1 Al-ZnO体系原位反应机理 |
| 3.3.2 原位自生Al_2O_3颗粒对Al-Zn-Cu-Zr合金微观结构的影响 |
| 3.3.3 原位自生Al_2O_3/Al-Zn-Cu-Zr复合材料的强化机制 |
| 第4章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（3）粉末冶金GNPs/Al复合材料的组织调控与强化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 纳米碳增强铝基复合材料的制备 |
| 1.2.1 制备工艺 |
| 1.2.2 制备工艺对复合材料显微组织的影响 |
| 1.3 纳米碳增强铝基复合材料的组织调控方法 |
| 1.3.1 塑性变形工艺 |
| 1.3.2 传统塑性变形与剧烈塑性变形对纳米碳复合材料的适用性 |
| 1.4 纳米碳增强铝基复合材料的界面调控 |
| 1.4.1 C/Al界面反应热力学与动力学分析 |
| 1.4.2 影响C/Al界面反应的因素 |
| 1.4.3 C/Al界面对复合材料力学性能的影响 |
| 1.5 纳米碳增强铝基复合材料的强化机制 |
| 1.5.1 纳米碳增强铝复合材料的强化机制 |
| 1.5.2 铝基复合材料强化机制研究现状 |
| 1.6 本文的研究目的和主要研究内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及分析测试方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 复合材料的制备工艺 |
| 2.2.1 球磨工艺优化 |
| 2.2.2 混合粉体的冷压与热挤压 |
| 2.2.3 挤压态纯铝及复合材料密度测量 |
| 2.3 复合材料冷拉拔变形 |
| 2.4 复合材料体系 |
| 2.5 复合材料分析测试方法 |
| 2.5.1 组织结构与物相分析 |
| 2.5.2 复合材料力学性能测试 |
| 第3章 GNPs/Al复合材料粉末冶金制备工艺与优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 GNPs/Al复合材料结构以及制备工艺设计 |
| 3.2.1 GNPs尺寸及分布设计 |
| 3.2.2 GNPs/Al复合材料的制备工艺设计 |
| 3.3 球磨过程中铝粉形态及石墨烯尺寸的演化 |
| 3.3.1 过程控制剂含量对球磨过程及复合材料力学性能的影响 |
| 3.3.2 球磨能量对石墨烯分布及结构完整性的影响 |
| 3.3.3 球磨过程粉体组织演变过程 |
| 3.4 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料显微组织的影响 |
| 3.4.1 GNPs/铝粉尺寸配比对球磨过程中组织演变的影响 |
| 3.4.2 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料显微组织的影响 |
| 3.5 GNPs/铝粉尺寸配比与复合材料力学性能的相关性 |
| 3.5.1 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料力学性能的影响 |
| 3.5.2 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料强塑性匹配的影响 |
| 3.6 球磨能量对复合材料显微组织及力学性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 冷拉拔对GNPs/Al复合材料组织与力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 GNPs/Al复合材料冷拉拔工艺设计 |
| 4.3 冷拉拔过程中GNPs/Al复合材料的组织演化 |
| 4.3.1 冷拉拔变形量对GNPs/Al复合材料组织的影响 |
| 4.3.2 冷拉拔过程中GNPs的分散机理 |
| 4.4 拉拔态GNPs/Al复合材料的力学性能 |
| 4.4.1 拉拔变形对GNPs/Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.2 拉拔变形对GNPs强化行为的影响 |
| 4.5 GNPs/Al复合材料的界面组织与性能调控 |
| 4.5.1 热处理对GNPs/Al复合材料显微组织的影响 |
| 4.5.2 界面强化热处理对GNPs/Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 GNPs/Al复合材料的强化机理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 界面反应程度对GNPs强化行为的影响 |
| 5.2.1 界面反应程度对复合材料断裂行为的影响 |
| 5.2.2 界面结合强度与GNPs强化效率的相关性 |
| 5.3 石墨烯形态对复合材料强塑性的影响 |
| 5.3.1 GNPs/Al复合材料的强化机制分析 |
| 5.3.2 GNPs形态对复合材料塑性的影响机理 |
| 5.3.3 GNPs/Al复合材料的强塑性匹配机制讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 附件 |
（4）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 |
（5）原位自生TiB2/6061铝基复合材料制备及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 原位铝基复合材料制备技术 |
| 1.2.1 增强颗粒 |
| 1.2.2 自蔓延高温合成法(SHS) |
| 1.2.3 混合盐反应法(LSM) |
| 1.2.4 放热弥散法(XD~(TM)) |
| 1.2.5 接触反应法(CR) |
| 1.2.6 熔体直接反应法(DMR) |
| 1.2.7 反应喷射沉积法(RSD) |
| 1.2.8 颗粒增强铝基复合材料的性能 |
| 1.3 铝合金热处理工艺 |
| 1.3.1 均匀化热处理 |
| 1.3.2 固溶处理 |
| 1.3.3 时效处理 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 复合材料制备 |
| 2.3 复合材料热处理工艺 |
| 2.4 测试与表征 |
| 2.4.1 显微观察和分析 |
| 2.4.2 布氏硬度测试 |
| 2.4.3 拉伸性能测试 |
| 2.4.4 耐磨性能测试 |
| 第三章 混合盐法制备TiB2/Al复合材料 |
| 3.1 TiB_2/Al复合材料制备工艺 |
| 3.2 TiB_2/Al复合材料组织形貌分析 |
| 3.3 TiB_2/Al复合材料制备工艺改善 |
| 3.3.1 制备工艺改善 |
| 3.3.2 颗粒增强相分散性分析 |
| 3.3.3 机械搅拌及Ce O_2添加剂的作用机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 混合盐法制备TiB2/6061 铝基复合材料 |
| 4.1 TiB_2/6061 铝基复合材料制备 |
| 4.2 TiB_2/6061 铝基复合材料物相及显微组织分析 |
| 4.3 TiB_2/6061 铝基复合材料力学性能分析 |
| 4.3.1 TiB_2/6061 铝基复合材料布氏硬度分析 |
| 4.3.2 TiB_2/6061 铝基复合材料拉伸性能分析 |
| 4.3.3 TiB_2/6061 铝基复合材料耐磨性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 TiB2/6061 铝基复合材料热处理工艺研究 |
| 5.1 均匀化热处理 |
| 5.2 固溶处理 |
| 5.2.1 固溶处理对复合材料显微组织的影响 |
| 5.2.2 固溶处理对复合材料硬度的影响 |
| 5.3 时效处理 |
| 5.3.1 时效处理对复合材料显微组织的影响 |
| 5.3.2 时效处理对复合材料硬度的影响 |
| 5.4 TiB_2/6061 铝基复合材料热处理性能研究 |
| 5.5 TiB_2/6061 铝基复合材料锻后热处理性能研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间学术活动及成果情况 |
（6）原位自生TiB2/7050铝基复合材料搅拌摩擦焊接研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 原位自生TiB_2颗粒增强铝基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 原位自生TiB_2/Al的制备方法 |
| 1.2.2 原位自生TiB_2/Al的组织与性能 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料焊接研究现状 |
| 1.3.1 搅拌摩擦焊接简介 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料搅拌摩擦焊接进展 |
| 1.4 论文主要研究目的与内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 搅拌摩擦焊接试验 |
| 2.2.1 焊接设备 |
| 2.2.2 搅拌头 |
| 2.2.3 焊接试验过程 |
| 2.3 接头组织表征方法 |
| 2.3.1 金相显微分析 |
| 2.3.2 扫描电镜分析 |
| 2.3.3 电子背散射衍射(EBSD) |
| 2.4 接头腐蚀行为表征 |
| 2.5 接头力学性能表征方法 |
| 2.5.1 硬度试验 |
| 2.5.2 温室拉伸试验 |
| 第3章 TiB_2/7050铝基复合材料搅拌摩擦焊接工艺探索 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料搅拌摩擦焊接探索试验工艺 |
| 3.3 搅拌头形状对复合材料焊缝成形质量的影响 |
| 3.3.1 搅拌头形状对焊缝表面成形的影响 |
| 3.3.2 搅拌头形状对焊缝截面成形的影响 |
| 3.4 焊接工艺参数对复合材料焊缝成形质量的影响 |
| 3.4.1 搅拌针转速对焊缝表面成形的影响 |
| 3.4.2 搅拌针转速对焊缝截面成形的影响 |
| 3.4.3 焊接速度对焊缝表面成形的影响 |
| 3.4.4 焊接速度对焊缝截面成形的影响 |
| 3.4.5 轴肩下压量对焊缝表面成形的影响 |
| 3.5 搅拌摩擦焊接复合材料焊缝的微观组织特点 |
| 3.5.1 复合材料焊缝组织特征 |
| 3.5.2 焊缝中TiB_2颗粒的形貌及分布 |
| 3.6 搅拌摩擦焊接复合材料焊缝的腐蚀行为 |
| 3.6.1 复合材料的腐蚀行为 |
| 3.6.2 复合材料焊缝的腐蚀行为 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 TiB_2/7050 复合材料单面搅拌摩擦焊接 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 工艺参数对单面焊接焊缝表面成形的影响 |
| 4.3 工艺参数对单面焊接焊缝截面成形的影响 |
| 4.4 工艺参数对单面焊接焊缝微观组织的影响 |
| 4.4.1 单面焊接焊缝微观组织特征 |
| 4.4.2 前进侧热机影响区组织 |
| 4.4.3 后退侧热机影响区组织 |
| 4.4.4 焊缝焊核区微观组织 |
| 4.5 单面搅拌摩擦焊接接头的力学性能 |
| 4.5.1 不同焊接参数焊缝的显微硬度 |
| 4.5.2 不同焊接参数焊缝的拉伸性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 TiB_2/7050 复合材料双面搅拌摩擦焊接 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 工艺参数对双面焊接焊缝表面成形的影响 |
| 5.3 工艺参数对双面焊接焊缝截面成形的影响 |
| 5.4 工艺参数对双面焊接焊缝微观组织的影响 |
| 5.4.1 双面焊接焊缝微观组织特征 |
| 5.4.2 双面焊缝焊核区的微观组织 |
| 5.4.3 复合材料双面搅拌摩擦焊缝的晶粒细化 |
| 5.5 双面搅拌摩擦焊接接头力学性能 |
| 5.5.1 不同焊接参数的焊缝显微硬度 |
| 5.5.2 拉伸曲线和抗拉强度 |
| 5.5.3 断裂位置和断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和获得的科研成果 |
| 致谢 |
（7）稀土Ce对TiB2/ZL205A复合材料热裂倾向性及高温力学性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 TiB2/ZL205A复合材料 |
| 1.2.1 ZL205A基体合金的特性 |
| 1.2.2 TiB_2/ZL205A复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 TiB_2/ZL205A复合材料的性能 |
| 1.3 热裂理论及其发展 |
| 1.3.1 热裂理论的研究现状 |
| 1.3.2 影响热裂倾向性的因素 |
| 1.3.3 测量热裂倾向性的方法 |
| 1.4 铝合金及铝基复合材料高温力学性能研究进展 |
| 1.4.1 铝合金及颗粒增强铝基复合材料高温力学性能研究现状 |
| 1.4.2 TiB_2颗粒增强铝基复合材料高温力学性能研究现状 |
| 1.5 稀土元素在铝及铝合金中的运用 |
| 1.5.1 稀土元素的特性 |
| 1.5.2 稀土元素在铸造铝合金中的运用 |
| 1.6 本文主要研究内容及技术路线图 |
| 1.6.1 本文主要研究内容 |
| 1.6.2 技术路线图 |
| 第2章 实验材料制备及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 复合材料制备及力学性能测试设备 |
| 2.2.2 复合材料的组织与相表征仪器 |
| 2.3 复合材料制备及其性能测试 |
| 2.3.1 xCe-5TiB2/ZL205A复合材料制备 |
| 2.3.2 xCe-5TiB_2/ZL205A复合材料热裂倾向性测试试验 |
| 2.3.3 xCe-5TiB_2/ZL205A复合材料室温及高温拉伸试验 |
| 2.3.4 1Ce-5TiB_2/ZL205A复合材料热轧实验与拉伸试验 |
| 第3章 稀土Ce对5TiB_2/ZL205A复合材料组织及热裂倾向性影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料相及微观组织分析 |
| 3.2.1 复合材料物相分析 |
| 3.2.2 复合材料显微组织分析 |
| 3.3 复合材料热裂倾向性与凝固温度区间、晶粒尺寸之间的关系 |
| 3.3.1 复合材料的热裂倾向性值 |
| 3.3.2 复合材料的凝固温度区间 |
| 3.3.3 复合材料晶粒尺寸分析 |
| 3.3.4 影响复合材料热裂倾向性因素综合分析 |
| 3.4 复合材料热裂纹特征分析 |
| 3.5 复合材料热裂断口分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 稀土Ce对T6态5TiB_2/ZL205A复合材料组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 T6态复合材料相及微观组织分析 |
| 4.2.1 T6态复合材料物相分析 |
| 4.2.2 T6态复合材料显微组织分析 |
| 4.3 复合材料的室温及高温力学性能分析 |
| 4.4 复合材料拉伸断口特征分析 |
| 4.5 稀土Ce对复合材料中θ'析出相的影响 |
| 4.5.1 复合材料中θ'析出相与α-Al基体界面分析 |
| 4.5.2 析出相在晶界处特征分析 |
| 4.5.3 稀土Ce对复合材料中θ'析出相的尺寸和分布密度影响 |
| 4.6 稀土Ce对复合材料的室温及高温力学性能影响分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 热轧对1Ce-5TiB_2/ZL205A复合材料组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热轧后T6态复合材料相及微观组织分析 |
| 5.2.1 热轧后复合材料物相分析 |
| 5.2.2 热轧后复合材料显微组织分析 |
| 5.2.3 轧制变形对复合材料组织的改善 |
| 5.3 压下率对复合材料室温及高温力学性能影响分析 |
| 5.4 热轧后T6态复合材料室温及高温拉伸断口特征分析 |
| 5.5 压下率对复合材料室温及高温力学性能改善分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间所发表的论文目录 |
（8）添加SiO2原位自生Al2O3增强Al-Si基复合材料的制备及耐磨性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 颗粒增强铝基复合材料的概述 |
| 1.1.1 铝基复合材料的主要类型 |
| 1.1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状与应用 |
| 1.2 原位Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 原位Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料的制备工艺 |
| 1.2.2 Al-SiO_2反应体系制备铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.3 Al_2O_3 颗粒增强Al-Si基复合材料的研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 1.3.1 摩擦磨损性能研究中的主要参数 |
| 1.3.2 摩擦磨损性能研究中的磨损机制 |
| 1.4 课题存在的问题及研究内容 |
| 1.4.1 存在的问题 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料与检测方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微观组织分析 |
| 2.3 力学性能分析 |
| 第3章 Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料的制备及工艺改进 |
| 3.1 SiO_2粉末预处理 |
| 3.2 SiO_2粉末加入方式的改进 |
| 3.2.1 铝箔裹粉加入 |
| 3.2.2 预制块加入 |
| 3.2.3 半固态加入 |
| 3.3 Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料工艺参数的选择 |
| 3.3.1 SiO_2粉末加入位置及搅拌温度 |
| 3.3.2 搅拌桨的形状及放置高度 |
| 3.3.3 搅拌速度及搅拌时间 |
| 第4章 Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料组织及性能的研究 |
| 4.1 SiO_2 添加量对Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料组织的影响 |
| 4.2 SiO_2 添加量对Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料力学性能的影响 |
| 4.2.1 SiO_2 添加量对Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料硬度的影响 |
| 4.2.2 SiO_2 添加量对Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料拉伸性能的影响 |
| 4.3 Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料摩擦磨损性能的研究 |
| 4.3.1 SiO_2 添加量对Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 4.3.2 载荷对Al_2O_(3(p))/Al-20Si复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（9）选区激光熔化原位合成（TiB2+TiC）双相增强铝基复合材料制备机理及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究的背景与意义 |
| 1.2 铝基复合材料发展现状 |
| 1.2.1 铝基复合材料分类 |
| 1.2.2 铝基复合材料应用 |
| 1.2.3 颗粒增强铝基复合材料制备技术 |
| 1.3 选区激光熔化技术应用现状 |
| 1.3.1 选区激光熔化技术原理 |
| 1.3.2 选区激光熔化技术应用 |
| 1.3.3 选区激光熔化技术的研究热点 |
| 1.4 选区激光熔化技术成形铝基复合材料研究现状 |
| 1.4.1 SLM制备成形铝基复合材料国内外研究现状 |
| 1.4.2 SLM制备成形铝基复合材料存在的问题 |
| 1.5 本文的主要目的和内容 |
| 第二章 实验材料与工艺参数选择 |
| 2.1 复合材料成分设计与制备 |
| 2.1.1 粉末原材料形态表征 |
| 2.1.2 复合粉末成分设计 |
| 2.1.3 复合粉末制备工艺 |
| 2.2 SLM原位合成AlSi10Mg基复合材料设备及工艺参数制定 |
| 2.3 样品的分析方法 |
| 2.3.1 宏观形貌 |
| 2.3.2 X射线物相分析 |
| 2.3.3 显微组织形貌测试 |
| 2.3.4 力学性能测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 成分配比对SLM原位合成复合材料微结构及性能的影响 |
| 3.1 宏观形貌分析 |
| 3.1.1 不同成分配比复合材料表面宏观形貌分析 |
| 3.1.2 不同成分配比复合材料侧面宏观形貌分析 |
| 3.2 物相分析 |
| 3.2.1 不同成分配比复合材料表面物相分析 |
| 3.2.2 不同成分配比复合材料侧面物相分析 |
| 3.3 显微组织形貌分析 |
| 3.3.1 不同成分配比复合材料表面显微组织形貌 |
| 3.3.2 不同成分配比复合材料侧面显微组织形貌 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.4.1 显微硬度分析 |
| 3.4.2 拉伸实验分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 激光工艺参数对SLM原位合成复合材料微结构及性能的影响 |
| 4.1 激光功率对复合材料微结构及性能的影响 |
| 4.1.1 不同激光功率下复合材料宏观形貌分析 |
| 4.1.2 不同激光功率下复合材料物相分析 |
| 4.1.3 不同激光功率下复合材料显微组织形貌 |
| 4.1.4 不同激光功率下复合材料力学性能分析 |
| 4.2 扫描速度对复合材料微结构及性能的影响 |
| 4.2.1 不同扫描速度下复合材料宏观形貌分析 |
| 4.2.2 不同扫描速度下复合材料物相分析 |
| 4.2.3 不同扫描速度下复合材料显微组织形貌 |
| 4.2.4 不同扫描速度下复合材料力学性能分析 |
| 4.3 基板温度对复合材料微结构及性能的影响 |
| 4.3.1 基板温度对复合材料物相组成的影响 |
| 4.3.2 基板温度对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 双相增强铝基复合材料的激光原位化学反应机制 |
| 5.1 激光原位化学反应模型 |
| 5.2 增强相形态分析 |
| 5.3 增强相含量定量分析 |
| 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 A 攻读硕士学位期间研究成果目录 |
（10）铝基复合材料中不同长径比TiAl3相的原位合成机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 原位颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 原位颗粒增强金属基复合材料的特点及组成概述 |
| 1.2.2 原位增强金属基复合材料的制备方法概述 |
| 1.3 铝基复合材料中铝钛化合物的原位反应研究现状 |
| 1.3.1 关于复合材料中铝钛颗粒种类研究概述 |
| 1.3.2 复合材料中原位合成不同形貌TiAl_3相的研究现状概述 |
| 1.3.3 原位生成相TiAl_3的晶体结构特点概述 |
| 1.3.4 不同因素对复合材料中原位TiAl_3相合成影响的研究现状 |
| 1.3.5 目前原位生成钛化物的复合材料研究中存在的问题 |
| 1.4 研究的目的及意义 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 2 研究方案与试验过程 |
| 2.1 研究方案及技术路线 |
| 2.2 试验材料与仪器设备 |
| 2.2.1 试验原材料 |
| 2.2.2 主要试验设备 |
| 2.3 试样的制备 |
| 2.3.1 原位反应体系的成分设计和预制块试样制备 |
| 2.3.2 原位铝硅复合材料试样制备 |
| 2.4 试样的表征 |
| 2.4.1 X射线衍射(XRD)物相分析 |
| 2.4.2 微观组织分析 |
| 3 Al-12Si熔体中原位TiAl_3相合成机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方案 |
| 3.3 Ti-Al原位反应体系热力学理论分析 |
| 3.4 利用Ti粉制备的Al-12Si复合材料中原位TiAl_3合成研究 |
| 3.4.1 生成相TiAl_3不同形貌组织分析 |
| 3.4.2 微观组织中TiAl_3相线扫分析 |
| 3.5 利用海绵Ti颗粒制备的Al-12Si复合材料中原位TiAl_3合成研究 |
| 3.6 分析与讨论 |
| 3.6.1 不同Ti源制备的复合材料中原位TiAl_3长径比分析 |
| 3.6.2 反应的动力学分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 B元素对Al-Si熔体中原位TiAl_3相合成机制的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方案 |
| 4.3 添加B元素的复合材料中TiAl_3相形成过程分析 |
| 4.3.1 Ti-Al-B原位反应体系的热力学理论计算 |
| 4.3.2 Ti-Al-B原位反应体系中TiAl_3的形成分析 |
| 4.4 添加B元素对Al-Si熔体中原位TiAl_3相的组织形貌影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Si元素对Al-x Si熔体中原位TiAl_3合成机制的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方案 |
| 5.3 磷盐变质条件下,不同Si含量对原位TiAl_3相的影响 |
| 5.3.1 熔体中Al-Ti反应演变过程 |
| 5.3.2 TiAl_3微观组织分析 |
| 5.4 Al-P中间合金变质条件下,不同Si含量对原位TiAl_3相的影响 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 La-Ce混合稀土对Al-12Si熔体中原位TiAl_3相合成机制影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方案 |
| 6.3 铝熔体中原位TiAl_3相分析 |
| 6.3.1 稀土对铝熔体中原位TiAl_3相的形貌变化影响分析 |
| 6.3.2 熔体中混合稀土阻碍TiAl_3生长原因分析 |
| 6.3.3 添加稀土对熔体中TiAl_3相长径比的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
四、自生颗粒增强铝基复合材料的组织与性能（论文参考文献）
- [1]原位自生陶瓷颗粒增强铝基复合材料制备及应用[J]. 王浩伟. 航空制造技术, 2021(16)
- [2]原位自生Al2O3颗粒增强Al-Zn-Cu-Zr基复合材料的组织性能研究[D]. 刘思妤. 沈阳工业大学, 2021
- [3]粉末冶金GNPs/Al复合材料的组织调控与强化机理[D]. 李建超. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [4]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)
- [5]原位自生TiB2/6061铝基复合材料制备及其组织性能研究[D]. 陈健. 合肥工业大学, 2021(02)
- [6]原位自生TiB2/7050铝基复合材料搅拌摩擦焊接研究[D]. 任益博. 沈阳理工大学, 2021(01)
- [7]稀土Ce对TiB2/ZL205A复合材料热裂倾向性及高温力学性能的影响研究[D]. 朱鹏. 兰州理工大学, 2021(01)
- [8]添加SiO2原位自生Al2O3增强Al-Si基复合材料的制备及耐磨性能[D]. 王光磊. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [9]选区激光熔化原位合成（TiB2+TiC）双相增强铝基复合材料制备机理及力学性能研究[D]. 肖静宇. 昆明理工大学, 2020(05)
- [10]铝基复合材料中不同长径比TiAl3相的原位合成机制研究[D]. 李沛南. 西安工业大学, 2020