一、SiC颗粒增强铝合金基梯度复合材料弯曲力学性能及其评价（论文文献综述）
郑瀚森[1]（2021）在《高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究》文中进行了进一步梳理层状复合材料保持了单一组元材料的优点且克服了各自组元材料的不足,具有更优异的综合性能和广泛的工业应用前景。近年来,轨道交通、航空航天、国防军工等领域制动系统轻量化日趋迫切,开发结构功能一体化、短流程低成本制备技术,研制高强耐磨层状铝基复合材料制动部件,实现以铝代钢,具有重要的理论意义和应用价值。本论文以有工程应用背景的制动毂为研究对象,设计了外层耐磨层为SiCp/A357铝基复合材料、内层为7050高强铝合金材料的PAMC/Al层状复合材料制动毂;建立了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合流变铸造仿真模型;采用模拟仿真与实验研究相结合的方法,发展了高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻成型新技术;研究了工艺参数对组织与性能的影响规律,揭示了异种材料固液复合机理,实现了层状复合材料的固液复合,制备了结构功能一体化的高强耐磨层状铝基复合材料铸件。本文的主要研究结果如下:（1）通过模拟仿真与实验验证,研究了流变模锻工艺参数对7050高强铝合金铸件成型性与缺陷的影响。研究表明:铸造热节存在于制动毂轮辐和轮辋交界处,浇铸温度升高、成型比压降低和模具温度升高均会使热节存在时间上升;优化后的流变工艺参数为浇铸温度660℃、成型比压100 MPa、模具温度200℃,7050铝合金制动毂铸件成型良好,无缩孔缩松缺陷。（2）研究了电磁均匀化熔体处理及微合金化对7050高强铝合金流变模锻制动毂铸件组织与性能的影响。研究表明:对7050铝合金熔体施加电磁均匀化熔体处理及0.15 wt.%Sc微合金化处理后,流变模锻7050高强铝合金制动毂铸件组织明显细化,力学性能显着提升,与普通液态模锻相比,平均晶粒尺寸从136.9 μm降低至42.7 μm,抗拉强度由559MPa提升至597MPa,屈服强度由464MPa提升至518MPa,延伸率由6.1%提升至13.7%。（3）通过模拟仿真与实验研究,优化了耐磨环的结构参数,研究了固液复合铸造工艺关键参数对固液结合界面的影响,揭示了实现良好界面结合的规律:确保熔体与耐磨环表面润湿,耐磨环表面需产生一定程度的重熔并与熔体产生熔合结合,且熔合结合处液相共晶区尽量窄。本文实验条件下获得良好界面结合的工艺为:采用化学法去除表面氧化层,耐磨环结构参数为厚度5 mm、高度60 mm,耐磨环预热温度为200℃,加压前等待时间10 s。（4）分析表征了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液结合界面的组织形貌、元素分布、相组成及其力学性能。结果表明,固液界面耐磨环表层组织由细晶区、球化区和枝晶区构成;固液界面SiCp/A357铝基复合材料层存在约250 μm厚的过渡层,界面处存在大量T相和Mg2Si相;T6热处理后固液界面处T相消失生成了新相W相;经过T6热处理后,固液界面处维氏硬度从121.5 HV提升至172.0 HV,界面剪切强度由83.3 MPa提升至124.6 MPa,相比铸态提高了约50%。（5）在上述研究基础上制备了外径470 mm、高度120 mm的大型PAMC/Al层状复合材料制动毂铸件。铸件组织呈细小等轴晶,宏观偏析程度较小,固液界面结合良好。铸件经T6热处理后的力学性能为:轮辋轴向抗拉强度582MPa,屈服强度512 MPa,延伸率7.9%;轮辐的径向抗拉强度590MPa,屈服强度530MPa,延伸率6.4%;轮辐的径向抗剪强度304 MPa。摩擦性能为:摩擦系数0.5776,磨损率3.99×10-7 cm3/（N.m）。台架试验验证结果良好,性能优异,具有较好的工业应用前景。
胡恺琪[2]（2021）在《纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究》文中指出Al-Si系合金由于密度低、体积稳定性好、耐磨性和铸造性能良好等,被广泛用于活塞、汽缸等发动机零部件的制造。然而,随着节能减排和轻量化指标的提高,汽车发动机不断朝高功率密度方向发展,导致其核心部件的工作温度逐渐升高,传统Al-Si系耐热合金的高温性能已难以满足当前服役条件的要求,而且单纯调整合金成分收效较小。纳米AlN颗粒（以下简称为AlNp）因具有弹性模量高、热稳定性好、强度高且随温度升高变化较小等优点,近年来被广泛用作铝基复合材料的增强相。因此采用AlNp增强Al-Si系合金可为耐热铝合金的制备提供一个新思路。但如何将具有高表面能的纳米AlNp引入合金中,并使其获得稳定的组织构型,仍存在诸多理论和技术难题。本文在课题组前期工作基础上,系统研究了合金元素对AlN/铝熔体润湿行为的影响、AlNp引入方法及其对Al-Si合金中Si相形貌的变质机理、AlNp在Al-Si熔体中的弥散行为及其对多元合金中耐热相构型的调控和室高温强化机制等问题,主要工作如下:（1）AlNp/Al-Si复合材料中AlNp对Si相的形貌调控与变质机理试验表明,Al-12Si合金熔体（900℃）在AlN基底上的润湿角最小,界面结合处洁净,润湿性明显优于纯铝和Al-4.5Cu熔体,分析是由于Si元素降低了铝熔体与AlN的界面能。基于两者之间良好的润湿性,本文首先采用液-固原位反应法制备了 AlNp/Al-xSi（x=0,3,6,12）复合材料。铸态组织中,AlNp尺寸为纳米级,彼此相互连接,呈网状分布,Si相形貌与AlNp具有相关性。随着Si含量逐渐升高,Si相依次由颗粒状演变为短枝状、网状,这是由于制备过程中Si相依附AlNp结构生长变得粗大所致。为了改善Si相形貌,分别对该复合材料进行T4热处理（570℃）和热挤压处理。经T4处理后,Si相轮廓变得圆整;经热挤压后,Si相变为颗粒状,且沿挤压方向呈流线状分布。相应地,复合材料的弹性模量和布氏硬度显着提高。进而采用熔铸法以Al-8AlNp中间合金（AlNp平均尺寸为72 nm）的形式向Al-12Si合金中添加1%AlNp,发现其主要以团状分布于Al/Si共晶区,共晶Si相由板片状变质为颗粒状,合金的室温拉伸强度和硬度明显提升。通过设计扩散试验,发现随着局域Si浓度逐渐升高,AlNp富集区内Si相形貌依次呈颗粒状、枝状。通过EBSD、TEM和深腐蚀形貌等分析可知,AlNp对共晶Si的生长产生阻碍作用,诱导多重孪晶的形成从而导致其形貌发生转变。（2）AlNp/Al-Si系复合材料微观组织的梯度设计及室温强化机制为了系统研究AlNp在Al-Si合金中的弥散及室温强化行为,通过调控Al-12Si熔体与Al-8AlNp中间合金之间的扩散反应,制备了 AlNp/Al-Si梯度复合材料,其中Si含量从边缘到中心呈现由12%至0%的梯度变化,相应地,AlNp含量呈由0%至8%的梯度变化。同时,α-Al晶粒的平均尺寸由34.6 μm梯度变化至14.3μm,择优取向由<100>Al变化至<111>Al。扩散过程中,Si原子由于受到AlNp的阻碍,扩散系数显着降低,AlNp受α-Al枝晶的推挤作用而重新排布。基于此,建立了 Al-Si-AlNp体系的不同凝固模型及梯度组织形成机制。通过分析各区域的成分和力学性能可知,梯度复合材料的硬度和拉伸强度均随AlNp含量的增加显着提升,分别由61.7 HBW和124MPa提高至107.9HBW和196MPa。同理,制备了 AlNp/ZL109梯度复合材料,其成分、物相、微观组织和力学性能均呈梯度变化。组织从边缘到中心依次由Al-Si多元合金典型的半连续网状结构、网状构型间隙分布着AlNp、条带状结构、更细密的条带状结构过渡至Al-AlNp合金的挤压态组织。复合材料的显微硬度和压缩强度从边缘到中心显着提高,分别由120 HV、605 MPa提高至220 HV、815 MPa,这源于AlNp的Orowan强化和变质后颗粒状合金相的协同强化作用。（3）AlNp对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制铸态Al-Si多元合金具有半连续网状分布的第二相（Si相和耐热相）构型,而挤压态合金则具有弥散分布的颗粒状第二相构型。力学性能结果表明,两种合金的抗拉强度、屈服强度均随测试温度升高显着下降,350℃热暴露后的残余硬度也随暴露时间的延长不断降低。对比可知,尽管挤压态合金在室温和短时热暴露时力学性能略有优势,但在250～350℃,其拉伸强度和硬度均低于铸态合金。针对高温拉伸强度相对室温强度的下降程度,提出了抗拉强度升温失效率的量化概念,计算结果显示,铸态合金在各温度区间的失效率均低于挤压态合金,350℃时两者的失效率分别为70.3%和77.8%,表明第二相构型对铝合金失效率有重要影响。建立了构型与合金强化机制之间的关系,证明室温下起关键作用的是Orowan和热错配位错强化,而高温下载荷传递和网状强化起主导作用,与位错相关的强化效果显着下降。在此基础上,向Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中引入AlNp,研究其对铝合金室温和高温力学性能、变形行为的影响和调控机制,结果表明:当AlNp的添加量由0.3%增加至2%时,Al-Si多元合金（T1态）350℃抗拉强度先升高后降低,添加1%AlNp时,350℃抗拉强度最高,由85 MPa提高至106 MPa,提升了 24.7%。此外,合金在各温度下的拉伸强度、显微硬度和热膨胀性能均得到显着改善。保持AlNp加入量均为1%,通过调控预处理工艺改变其在Al-Si多元合金中的分布状态。结果表明,当AlNp以微骨架状分布时,共晶Si相被变质为颗粒状,但耐热相仍保持半连续网状,其与AlNp微骨架在三维上相互连接,结构互补;而当AlNp以弥散状分布时,Si相和耐热相均被变质为颗粒状,T6热处理后纳米析出相的密度增加、平均尺寸降低。拉伸性能和断口应变分布等分析表明,纳米粒子的分布状态对Al-Si多元合金室温和高温变形行为的影响不同:AlNp微骨架能够协助耐热相承担载荷,在高温下发挥优异的载荷传递和网状强化效果,故合金（T6态）350℃抗拉强度更高,达111 MPa,显着高于基体合金的88 MPa和AlNp弥散分布时的96 MPa;而弥散状分布的AlNp使合金在室温下具有更好的Orowan强化效果,故室温抗拉强度更高,达405 MPa。
卢守相[3]（2020）在《铝基复合材料小孔低损伤加工方法的研究》文中指出铝基复合材料因具有高比强度和比刚度、低线膨胀系数和高热导率等优良特性,在精密仪器、光学系统、电子封装等领域的结构和功能零部件上得到越来越广泛的应用。由于增强相SiC颗粒与铝合金基体的物理、力学性质相差巨大,在加工过程中极易出现界面脱粘、SiC颗粒断裂,诱发加工损伤的形成,SiC颗粒的高硬度还会导致刀具的严重磨损。尤其对于小直径光孔或螺纹孔,孔口位置极易出现不可修复的崩边损伤,钻头和丝锥极易发生断裂,甚至卡在孔内无法取出,造成工件报废。铝基复合材料制孔损伤问题已经成为制约其工程应用的技术瓶颈,影响了关键型号产品的研发进度。国内外学者在复合材料加工技术方面开展了大量的研究,但对铝基复合材料制孔损伤机理的研究仍不够深入,对于小直径光孔、螺纹孔的高质高效加工仍缺乏有效的加工工艺方法。本文以对铝基复合材料钻孔损伤形成机理的研究为切入点,在理解损伤机理及其影响因素作用规律的基础上,提出了采用磨削加工方法抑制孔口崩边损伤的策略,采用超声振动辅助磨削制孔方法实现了小孔低损伤高效加工,在此基础上提出采用螺旋铣磨方法加工内螺纹,研制出微小螺纹螺旋铣磨刀具,成功解决了国家相关工程急需的小直径光孔和小螺纹孔加工的棘手难题。论文主要研究内容和取得的成果如下:（1）在铝基复合材料钻孔损伤形成机理方面,通过对钻孔损伤典型特征的观察,提出了综合考虑崩边直径比、崩边高度比和崩边体积比的钻孔损伤评价方法,采用摄影观察法和显微观察法对铝基复合材料钻孔出口损伤形成过程的材料变形行为进行研究,并且试验研究了影响崩边损伤的重要因素及其对崩边损伤的影响规律,结果表明:崩边损伤形成过程中材料的变形可分为稳定切削、横刃挤压、弯曲变形、裂纹扩展以及损伤形成五个阶段,孔口剩余材料支撑刚度不足,发生弯曲变形,在主副切削刃交点与工件底面弯曲点之间形成负剪切面,负剪切面附近裂纹扩展形成崩边损伤;轴向力、钻孔温度的升高和刀具磨损的加剧都会使崩边损伤更为严重。（2）在深刻理解铝基复合材料钻孔损伤机理的基础上,提出了采用磨削制孔方法解决小孔加工时刀具易断和损伤严重的问题,开展了单颗磨粒划切试验以揭示铝基复合材料磨削加工机理,建立了磨削制孔的单颗磨粒未变形切屑截面模型和磨削力模型,结果表明:铝基复合材料的单颗磨粒宏观去除过程更接近于金属材料,在单颗磨粒划切过程中,存在基体的塑性变形、SiC颗粒的断裂和脱粘以及磨粒与工件材料的摩擦;铝基复合材料的磨削力包括塑性变形抗力、摩擦力和颗粒断裂与脱粘抗力,其中摩擦力对磨削制孔轴向力和扭矩的贡献最大,而摩擦力的热效应对刀具寿命和加工损伤都有不利影响。（3）为解决普通磨削制孔加工效率低和刀具磨损的问题,引入超声振动,理论分析了超声振动对磨粒切入切出过程的影响,试验研究了加工参数对铝基复合材料小孔超声振动辅助磨削轴向力的影响,并以Φ2mm小孔为例开展了加工工艺试验,结果表明:降低磨削制孔的未变形切屑厚度,增大超声振幅有利于降低轴向力,但振幅过大时轴向力不降反升,存在最优振幅使轴向力最小,本文加工参数范围内最优振幅接近7.25μm;采用超声振动辅助磨削制孔方法加工铝基复合材料Φ2mm小孔,与普通磨削制孔相比,轴向力降低了 56.8%～83.2%,加工效率提高了 5倍以上,加工44个孔后仍能保持较低的制孔损伤,验证了该方法的可行性。（4）针对铝基复合材料小孔螺纹加工难题,提出了螺旋铣磨螺纹的工艺方法,建立了螺旋铣磨方法的原理误差数学模型,并对影响原理误差的各个因素进行了分析。基于原理误差模型,优选螺纹加工刀具参数,研制出专用刀具,以M2螺纹为例进行了加工试验,对螺纹加工表面质量、螺纹形状精度以及刀具磨损进行了分析,成功加工出螺纹中径误差0.08%、角度误差0.3%、精度等级H4的高精度螺纹,验证了该方法的可行性。论文研究工作和取得的成果不仅揭示了铝基复合材料制孔损伤的形成机理及其影响因素的作用规律,发展了颗粒增强金属基复合材料低损伤加工技术,而且成功解决了铝基复合材料小孔和小螺纹孔的加工难题,为国家相关重点工程型号产品中涉及的铝基复合材料精密高效加工提供了可靠的工艺手段。
牛浩[4]（2020）在《基于高通量制备技术的铝基复合材料用SiC颗粒适用性研究》文中研究指明本文选择14种国内不同厂商所生产的市售磨料级碳化硅颗粒,粒度范围均在60～80μm,借助自主研发的无压浸渗高通量制备工艺平台经过四次微小试样（20mm×20mm×10mm）高通量实验,共制备出338个SiC/Al复合材料。通过对它们的浸渗成功率、密度和微观组织等综合分析,快速筛选出浸渗工艺性良好的29种颗粒进行第五次常规尺寸复合材料（80mm×80mm×20mm）高通量制备。通过TG、SEM、XRD以及三点弯曲等测试方法着重研究了不同清洗状态和不同氧化程度的碳化硅颗粒对SiC/Al复合材料制备工艺过程和材料强度的影响规律。对于不同清洗态SiC而言,SEM分析显示颗粒表面或多或少都附着着微小的颗粒物,其成分主要为碳化硅和少量的游离碳。通过去离子水超声清洗工艺能够有效清除颗粒吸附质,而丙酮清洗与去离子水清洗效果通过SEM观察区别不大。通过TG分析发现,去离子水清洗颗粒加热至1200℃的失重率为0.24%,而同等条件下丙酮清洗的颗粒失重率仅为0.14%,该现象表明丙酮清洗不仅能去除无机吸附质,还能够去除颗粒表面污染的油脂等有机物。对于氧化态SiC颗粒来说,由SEM可以观察到1200℃保温4h的氧化态碳化硅颗粒表面相较于1100℃与1300℃的氧化态颗粒所生成的二氧化硅更加连续和平滑。由复合材料强度测试结果可以看出,去离子水清洗和丙酮清洗态复合材料强度水平相当,均值分别为347.48MPa和348.39MPa,但是从数据离散系数来看（分别为8.60%和1.26%）,丙酮清洗态的强度数据稳定性更好。对于三种氧化态复合材料而言,1200℃保温4h的氧化态颗粒由于其表面氧化膜层最连续和平滑,所得的复合材料强度也最好,高达379.86MPa。断口分析观察表明,清洗态颗粒和1200℃保温4h颗粒对应的复合材料界面结合良好,孔洞缺陷和界面脱粘现象明显少于原始态颗粒及1100℃、1300℃氧化态颗粒所对应的复合材料,这也是后者强度表现不佳的主要机制。其次是SiC颗粒过度氧化产生较厚氧化膜,浸渗过程中与基体中的Mg发生反应产生较多Mg Al2O4反应层,从而给复合材料带来较大脆性。
于群[5]（2020）在《原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的抗热震性能研究》文中研究表明Ni基梯度功能复合材料作为高温结构部件,以提升航天工业中关键热端部位性能和延长使用寿命为目标得到了人们的广泛关注,其良好的力学性能扩展了功能梯度复合材料的应用空间,但由于其服役条件极为苛刻,通常伴随着剧烈的热冲击和极高的热应力,对材料的热性能与抗热震性能提出了更高的要求。本论文以原位反应制备的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料（FGM）为实验材料,研究了在不同温度和循环次数下复合材料的抗热震行为。通过X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、能谱分析（EDS）等技术手段对热震后的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料进行了表征,研究了其热震前后的物相和显微结构的变化,并研究了热震温度和循环次数对复合材料热震性能的影响。通过ANSYS有限元软件模拟了热应力的大小及分布,对复合材料的进一步优化提供了方向。研究结果表明:（1）热震后,FGM表面出现氧化现象,主要是TiC和Ni3（Al,Ti）的氧化,氧化层厚度随热震温度升高而变厚;材料内部每层的物相与热震前的物相保持一致,体现出FGM的热稳定性。（2）热震后,FGM整体保持良好的显微结构,没有失稳扩展的层间裂纹。随着热震温度和热震次数的增加,FGM表面的孔洞和微裂纹数量增加,尺寸增大。微裂纹偏转和微裂纹分叉降低了层间裂纹形成的几率。这主要是特殊的梯度结构减少了物性参数的差异,缓和了热应力,减少了热损伤。（3）TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni FGM具有优异的抗热震性能。热震前FGM的弯曲强度能够达到1329MPa,在800℃和1000℃热震10次后,材料的弯曲强度还能够达到1000MPa以上;在1200℃热震10次后,弯曲强度有所下降,但仍具有840MPa的高强度。（4）FGM优异的抗热震性能主要归因于三个方面:一是复合材料各物相之间、梯度层之间良好的界面结合保持了FGM的整体结构,梯度层过渡均匀;二是氧化层形成的应力场降低了裂纹扩展的动力,并且阻碍了FGM的内部氧化,提高了FGM的抗热冲击性能;三是热震形成的微裂纹偏转和微裂纹分叉耗散了层间裂纹扩展的应变能,从而提高了抗热震性能。（5）通过优化FGM各层复合材料的厚度,FGM的热应力大幅下降,其中Screening筛选法优化后的FGM最大热应力从443MPa减小到315MPa,过渡层和各层复合材料中的热应力差值更小,分布均匀,能够提升材料的稳定性。并且通过三种优化方法模拟后,确定出各层复合材料的最佳厚度范围。（6）通过引入组分差异更小的梯度层,能够有效降低TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni FGM的热应力。单独引入35Ti3AlC2/Ni和45Ti3AlC2/Ni复合材料层,FGM的最大热应力分别下降了50MPa和45MPa。相比之下,同时引入35Ti3AlC2/Ni和45Ti3AlC2/Ni复合材料层之后,FGM的最大热应力骤降到252MPa,降幅达到191MPa,并且各层之间的热应力分布更加均匀,显示出更加优异的热应力缓和效果。
郑涌[6]（2018）在《TiC增强Fe基复合材料的制备与性能研究》文中研究表明本文基于提升高速列车制动盘性能与使用寿命的迫切需求,采用无压烧结、热压烧结、熔融浸渗等不同工艺路线制备了 TiC增强Fe基均质复合材料、梯度复合材料及双连续相复合材料,较系统地研究了不同结构形式的TiC-Fe复合材料的制备工艺、微观组织、力学性能、摩擦磨损性能及其内在关系等相关科学与技术问题,以期为新型高速列车制动盘的成功研制奠定基础。论文分析了所制备TiC-Fe复合材料的化学成分、物相组成、增强相与基体界面结构,测试了相应材料的密度、维氏硬度、拉伸强度、弯曲强度、层间剪切强度、断裂韧性、压缩强度等物理性能和力学性能,探索了材料组分中羰基铁粉含量对Fe基体及TiC-Fe复合材料性能的影响规律及作用机理;获得了试验条件下各TiC-Fe复合材料的优化制备工艺参数;并对不同结构形式的TiC-Fe复合材料的摩擦磨损性能进行了试验研究,探索了复合材料组成、结构形式、摩擦试验参数等因素对材料摩擦磨损性能的影响规律。研究结果表明:（1）在还原铁粉原料中加入羰基铁粉有助于降低Fe基体材料及TiC-Fe复合材料的致密化烧结温度,并可有效提高材料的相对密度和维氏硬度;Fe基体材料的烧结收缩率与其原料中羰基铁粉含量大致呈线性关系;羰基铁粉的促烧作用机理在于其提高了烧结后铁基体中C元素的含量。（2）无压烧结工艺制备体积含量70～90vol.%TiC-Fe复合材料的最佳烧结温度为1500℃,基体中羰基铁粉的最佳添加量为铁粉总量的60vol.%。在此条件下,TiC含量分别为70vol.%和80vol.%的TiC-Fe复合材料PS70T60C和PS80T60C的相对密度高达99.4～99.5%,PS80T60C的维氏硬度最大,为12.2GPa;PS70T20C的弯曲强度最高,为496 MPa。在球磨过程中加入硬脂酸锌可提高TiC-Fe复合材料的性能,试验范围内硬脂酸锌的最佳添加比例为复合粉体质量的0.5%。（3）热压烧结工艺制备Fe基体材料及体积含量10～60vol.%TiC-Fe复合材料的性能受TiC体积含量、基体中羰基铁粉含量和烧结温度的综合影响,在25 MPa压力下的最佳烧结温度为1270℃。其中TiC含量为20vol.%的复合材料HP20T60C的拉伸强度最大,为634 MPa;TiC含量为30vol.%的HP30T60C的断裂韧性最高,为17.0MPa·m1/2;TiC含量为40vol.%的HP40T60C的维氏硬度最大,为5.1 GPa。TiC颗粒与Fe基体之间的界面很薄,仅有几个原子层厚度的过渡区,界面上未见其它杂质或界面相。（4）TiC-Fe/Fe双层复合材料中,TiC-Fe复合材料层与纯还原Fe层之间高强度的界面连接赋予了双层复合材料优良的协同增强效应。其中30vol.%TiC-Fe/Fe双层复合材料的层间剪切强度最大,为335MPa;40vo1.%TTi-Fe/Fe双层复合材料的拉伸强度最大,为588 MPa。复合材料层中硬脂酸锌的最佳添加比例为复合粉体质量的0.5%,与不添加硬脂酸锌的40vol.%TiC-Fe/Fe双层复合材料相比,其层间剪切强度提高了 72.3%,达到379 MPa。（5）在有机模板浸渍制备TiC多孔陶瓷预制体时,在TiC原料中加入Ti粉可与有机模板裂解后产生的残炭反应生成非化学计量比的TiCx颗粒,其中TiC+30 wt.%Ti成分制备TiCx的晶格参数a为0.4306 nm,其x值为0.55。以孔径为10、20、30 PPI聚氨酯海绵为模板制备的三种多孔陶瓷的孔棱直径均随着料浆浸渍次数的增加大致呈线性增长关系,经5次浸渍后,多孔陶瓷的孔棱直径约为3次浸渍后的1.9～2.7倍,表现出良好的结构可控性。（6）通过熔融浸渗工艺制备的TiC-Fe双连续相复合材料的性能与TiC多孔陶瓷预制体的成分密切相关。在TiC多孔陶瓷预制体中添加Mo粉制备的4 vol.%TiC-Fe双连续相复合材料的拉伸强度最大,为343 MPa,比无压烧结制备相同体积含量的TiC-Fe复合材料的拉伸强度提高了 66.5%。（7）TiC-Fe复合材料的摩擦系数和磨损率受法向压强、滑动摩擦速度、TiC体积含量、基体中羰基铁粉含量、硬脂酸锌添加量等因素的综合影响。当滑动摩擦速度为3m/s、法向压强为0.5 MPa时,无压烧结工艺制备的TiC-Fe复合材料中,90vol.%TiC-Fe复合材料的磨损率最低,为3.68×10-12mm3/N·m;相较而言,热压烧结工艺制备的60vol.%TiC-Fe复合材料的磨损率仅为1.87×l0-12mm3/N·m,较无压烧结TiC-Fe复合材料的耐磨损性能优异。TiC-Fe双连续相复合材料的摩擦系数和磨损率受法向压强、多孔TiC孔径尺寸等因素的影响。在相同增强相含量与摩擦试验条件下,双连续相TiC-Fe复合材料的摩擦系数高于热压烧结与无压烧结TiC-Fe复合材料,且摩擦系数对压强的变化更稳定,同时TiC-Fe双连续相复合材料的耐磨性优于热压烧结与无压烧结TiC-Fe复合材料。本论文的主要创新成果:（1）采用不同工艺制备了 TiC-Fe均质复合材料、梯度复合材料和双连续相复合材料,获得了各TiC-Fe复合材料的优化制备工艺,揭示了不同结构形式TiC-Fe 复合材料的性能特点。（2）热压烧结TiC-Fe/Fe双层复合材料的性能优于TiC-Fe和Fe两单层材料各自的性能,这主要得益于TiC-Fe复合材料层与纯还原Fe层之间较强的层间结合所产生的协同增强效应。（3）开发出一种孔隙率可调、孔径结构可控、力学性能良好的TiC多孔陶瓷预制体,在此基础上采用熔融浸渗法成功制备出力学性能、摩擦性能优良的TiC-Fe双连续相复合材料。（4）当增强相含量相同时,TiC-Fe双连续相复合材料比无压烧结和热压烧结均质TiC-Fe复合材料具有更高更稳定的摩擦系数和更低的磨损率,更适于摩擦材料和制动材料等工况下的应用。
李一博[7]（2017）在《Cu/WCp叠层功能梯度材料的疲劳裂纹扩展行为研究》文中进行了进一步梳理功能梯度材料作为一种新型的复合多相材料,旨在满足新时代国防及民生等高新技术领域对材料提出的苛刻要求,被认为是复杂工作条件下最有应用前景的复合材料之一。自从1987年日本科学家新野正之等提出功能梯度材料的概念之后,功能梯度材料已广泛应用于微电子、核能源、航天工业、高温结构等领域。功能梯度材料通常应用于复杂的工作环境中,与传统复合材料存在很大区别,因此对功能梯度材料进行力学行为研究,尤其是对其疲劳裂纹扩展行为的研究具有重要的学术意义和工程应用背景。功能梯度材料最初旨在缓和热应力,应用于高温环境,特别适用于材料两侧温差较大的环境。随后,随着功能梯度材料研究的不断深人,其发展从概念上取得了一致并转向对制备方法以及实际工程应用的研究。铜基碳化钨（Cu/WCp）功能梯度材料具有良好的力学性能,从研发至今备受世界很多研究人员的关注。将碳化钨（WCp）与导电导热性能良好的铜（Cu）结合,按照实际的应用要求,热压烧结出WCp含量梯度分布的电接触材料。从目前收集到的文献看,国内外关于Cu/WCp功能梯度材料疲劳裂纹扩展方面的研究还是非常少的。由于Cu/WCp功能梯度材料具有非均匀性和可设计性,对Cu/WCp功能梯度材料进行力学行为研究,尤其是对其疲劳裂纹扩展行为进行研究是十分有必要的。本文采用真空热压烧结法制备了 Cu/WCp复合材料及体积分数叠层分布的（Vol=3%、9%和15%）的Cu/WCp功能梯度材料（FGM）。分别运用电测法以及数字图像相关法（DIC）对Cu/WCp单层均质复合材料进行静态力学性能测试,为接下来的疲劳裂纹扩展实验确定循环荷载最大力Pmax提供数据支持。接下来进行疲劳裂纹扩展实验:（1）对Cu/WCp均质复合材料进行疲劳裂纹扩展实验,分为控制应力比不变（R=0.1）和控制WCp含量不变对不同应力比条件下（R=0.1、0.3和0.5）复合材料进行裂纹扩展实验两种情况;（2）对Cu/WCp双层功能梯度材料和Cu/WCp多层功能梯度材料进行疲劳裂纹扩展实验,分析Cu/WCp功能梯度材料疲劳裂纹扩展机制以及界面对梯度材料疲劳裂纹扩展速率所造成的影响。（3）对Cu/WCp疲劳试样断口进行SEM电镜扫描,从疲劳断口图中观察分析Cu/WCp叠层功能梯度材料的疲劳源和疲劳裂纹扩展区,分析Cu/WCp叠层功能梯度材料中WCp颗粒以及界面在裂纹扩展过程中做起到的作用。（4）最后,通过FRANC2D对Cu/WCp复合材料以及Cu/WCp功能梯度材料疲劳裂纹扩展进行数值模拟,将数值模拟得到的疲劳裂纹扩展曲线与实验曲线进行对比,对实验数据进行验证。研究结果表明:（1）采用真空热压烧结工艺可以制备出性能良好的Cu/WCp复合材料以及功能梯度材料,随着WCp颗粒含量的增加,Cu/WCp均质复合材料的抗拉强度（σb）、屈服强度（σy）和弹性模量（E）都有了明显的增加,但泊松比（μ）却随着WCp颗粒含量的增多而降低。（2）在应力比不变（R=0.1）条件下,随着WCp含量的增加,Cu/WCp均质复合材料的疲劳裂纹扩展速率逐步减低;控制WCp含量相同条件下,Cu/WCp均质复合材料的疲劳寿命随着应力比（R=0.1、0.3和0.5）的增大而逐步增加,其裂纹扩展速率随着应力比的增大而降低。（3）在相同的裂纹驱动力AK下,Cu/WCp双层梯度复合材料的扩展速率比Cu/WCp均质复合材料的要低,实验数据表明Cu/WCp双层功能梯度材料具有更好的抵抗疲劳裂纹扩展的能力。（4）在相同的裂纹驱动力△K下,Cu/WCp多层功能梯度材料裂纹扩展速率总体低于相同WCp含量的均质复合材料,裂纹尖端靠近界面时,其轨迹发生了明显的偏折;裂纹粗糙度增加诱发裂纹闭合,降低裂纹扩展速率。（5）运用FRANC2D对Cu/WCp复合材料及梯度材料疲劳裂纹扩展进行数值模拟,计算结果与实验结果基本吻合,这证明实验结果真实可靠。本文经过对Cu/WCp复合材料及功能梯度材料疲劳裂纹扩展性能研究表明Cu/WCp功能梯度材料具有优于传统复合材料的疲劳性能,具有很高的工程应用价值。运用FRANC2D对功能梯度材料疲劳裂纹扩展过程进行数值模拟,为今后数值模拟方法对梯度材料疲劳性能分析提实验供参考依据。
胡程进[8]（2015）在《2024Al/Gr/SiCp复合材料热处理工艺和耐热性能研究》文中进行了进一步梳理混杂增强铝基复合材料由于结合了不同增强相的优点,具有优异的综合性能。众多混杂增强铝基复合材料体系中,片状石墨和Sic颗粒混杂增强的铝基复合材料具有耐磨性能好、比强度高、阻尼性能优异、机械加工性好等优点,在国防军工、交通车辆来等领域具有重要的应用价值和广阔的应用前景,但目前关于此类材料的报到较少。本文采用粉末真空热压法制备了 2024Al/Gr/SiCp复合材料,研究了该复合材料的热处理工艺及耐热性能,探讨了热处理工艺、热暴露处理及石墨和SiC颗粒体积分数对材料的微观组织和力学性能的影响。开展了 2024Al/Gr/SiCp复合材料的热处理工艺研究,探明了热处理工艺规律,优化了最佳工艺参数。结果表明:采用粉末真空热压及后续挤压成形法制备的2024Al/Gr/SiCp复合材料厚板致密度达到了 98%以上、增强相在基体中分布均匀。2024Al/Gr/SiCp复合材料与2024A1合金具有类似的时效硬度变化曲线,2024A1/Gr复合材料的峰值硬度均比基体合金低,2024Al/Gr/SiCp复合材料的峰值硬度均比基体合金的高。加入的SiC颗粒及片状石墨加速了第二相的时效析出,但SiC颗粒的加速效果比石墨的更明显。2024Al/Gr/SiCp复合材料在175℃时的峰值时效时间为6h,比基体合金缩短了 8h。峰值时效态2024AI/3Gr/10SiCp复合材料的抗拉强度、屈服强度及伸长率分别为387MPa、283MPa、5.7%。2024铝合金基体的断裂机制为韧性断裂,2024Al/Gr/SiCp复合材料的断裂机制为基体韧性断裂及石墨断裂、SiC颗粒与界面分离混合断裂机制。研究了热暴露温度和时间对2024A1/Gr/SiCp复合材料的组织和性能影响及热拉伸温度对材料力学性能的影响。结果表明:2024Al/Gr/SiCp复合材料在200℃及以下温度热暴露时,随着时间延长,材料的组织没有发生明显改变,硬度和强度下降幅度较小,具有较好的耐热性能。2024Al/3Gr/10SiCp复合材料经200℃保温48h后抗拉强度为366MPa。随着热暴露温度升高,2024Al/Gr/SiCp复合材料的硬度和强度快速下降。片状石墨和SiC颗粒的加入利于提高材料的耐热性能,且SiC颗粒对耐热性能的影响比Gr的大。随着热拉伸温度的升高,2024A1合金及其复合材料的抗拉强度逐渐降低。在200℃拉伸时,2024A1合金、2024Al/3Gr和2024Al/3Gr/10SiCp复合材料的抗拉强度仍分别达到383MPa、377MPa及372MPa;超过200℃后,2024A1合金及其复合材料的抗拉强度快速下降。热暴露处理及高温拉伸后的2024A1合金基体的断裂机制为韧性断裂,2024Al/Gr/SiCp复合材料的断裂机制为基体韧性断裂及石墨断裂、SiC颗粒与界面分离的混合断裂机制。
刘春铮[9]（2015）在《SiCp/Al-20Si-3Cu梯度复合材料活塞成型及热处理工艺研究》文中进行了进一步梳理Al-Si系铝合金具备良好的耐热、耐磨性能,是汽车发动机轻量化活塞的理想材料。由于冷却速度高的特性,喷射沉积技术制备的材料具有晶粒细小、增强颗粒分布可控等特点,成为拓展Al-Si合金及其复合材料在汽车耐磨件特别是活塞部件应用的重要方法。由于受喷射沉积工艺的限制,难以制备出如活塞形状的异型件,据此,本文提出了采用所制喷射沉积梯度复合材料,通过适合的模具和锻压工艺,开发出梯度分布的铝合金复合材料活塞,以实现活塞整体高强韧局部高耐磨的优异特性。本论文根据企业项目对活塞零件要求,对活塞进行成型性工艺分析,设计了活塞锻件图,并结合铝合金活塞锻造技术以及坯料的SiC颗粒增强梯度复合这一特点,设计了能满足活塞成型要求的预锻及终锻模具。制定了适合活塞成型的锻压工艺流程为:沉积制坯-坯料及模具加热-预锻致密化-终锻成型-取坯,经锻压验证,得到了外观优质的活塞锻件。开展了对梯度复合材料活塞的锻压工艺研究,基于预锻致密化-终锻成型组合的活塞成型工艺,研究出适合SiCp/Al-20Si-3Cu梯度复合材料的锻压工艺参数。结果表明:SiCp/Al-20Si-3Cu梯度复合材料的优化锻压工艺参数为变形速率0.05s-1、始锻温度465℃、坯料保温时间2h,活塞环槽区抗拉强度可达354MPa,伸长率为6.4%,其环槽区致密度可达98.7%,得到性能良好的活塞,同时探讨了锻压工艺参数对活塞锻件组织的影响机理。研究了所制备的梯度复合材料活塞锻件中SiC颗粒的分布规律。结果表明:经锻压后,活塞锻件中SiC颗粒呈梯度分布,活塞壁部内、外表面SiC颗粒的质量分数沿裙部末端至环槽区方向均依次增加,其中,环槽区SiC含量达13.6%;另外,相同部位活塞内、外表面SiC含量也表现出差异,外表面中SiC含量均高于内表面,且分布规律受到锻压变形量的影响。对活塞锻件进行了热处理工艺优化,在固溶480℃×1.75h,时效175℃×8h工艺下,活塞锻件环槽区抗拉强度可达382MPa,伸长率为6.0%;其耐磨性能也较未热处理的活塞高出近一倍。
董蓉桦[10]（2013）在《亚微米SiCp/2024Al复合材料显微组织特征及尺寸稳定化机理研究》文中进行了进一步梳理本文通过压力浸渗法制备了体积分数为30%，颗粒粒径分别为150nm和5.5μm的SiC颗粒增强2024铝复合材料。通过对比两种材料的显微组织、时效行为、力学性能和尺寸稳定性的不同，研究了当颗粒粒径接近纳米尺度时产生的效应，分析了亚微米颗粒增强复合材料与微米级颗粒复合材料的不同的显微组织形成机理和尺寸稳定化机制。对两种复合材料的时效行为研究表明：150nmSiCp/2024Al复合材料和5.5μmSiCp/2024Al复合材料在160℃时效10小时达到峰时效，硬度分别为371HB和255HB。150nmSiCp/2024Al的峰时效硬度比5.5μmSiCp/2024Al复合材料提高了45%。微米级颗粒加速了2024铝合金的时效析出，而亚微米颗粒使基体合金的时效析出稍有滞后。两种复合材料的析出相尺寸和形状相差很大。150nmSiCp/2024Al复合材料的析出相尺寸仅在几个纳米左右，并且形状为点状；而5.5μmSiCp/2024Al复合材料的析出相则为100nm以上，形状为条状。两种复合材料的显微组织差别很大。150nmSiCp/2024Al复合材料中几乎难以发现线形位错，而在5.5μmSiCp/2024Al复合材料的颗粒周围能够看到大量缠结的位错。这一方面是由于颗粒粒径小，表面活性较大，材料在铸造过程中颗粒会吸附大量的淬火空位，使得初始的位错环很难形成，并且150nmSiCp/2024Al复合材料颗粒间距仅为70纳米，位错的增值十分困难；另一方面，因为随着颗粒粒径的减小，复合材料的热错配应力减小，当颗粒粒径减小到一定范围时，热错配应力不足以使基体发生塑形变形，位错难以形成。这使得位错耗竭理论、冷热循环机理等与位错相关的机制机理不能来解释150nmSiCp/2024Al复合材料的性能。150nmSiCp/2024Al复合材料界面结合良好，无反应产物，基体的密排面（111）几乎都是垂直于SiC颗粒的界面的。亚微米SiC颗粒的（002）面与基体的（111）面是半共格关系。在150nmSiCp/2024Al复合材料界面处吸附了大量空位。150nmSiCp/2024Al和5.5μmSiCp/2024Al复合材料的抗弯强度相差不大，但是150nmSiCp/2024Al复合材料具有更高的微屈服强度。这是因为由于颗粒的尺寸效应，150nmSiCp/2024Al材料基体中线性位错密度很低，从而使基体中的位错开动困难，同时亚微米颗粒对颗粒的钉扎作用也更强，使得其微屈服强度更高。150nmSiCp/2024Al复合材料冷热冲击下，尺寸稳定性不随冲击温度的变化而变化。而5.5μmSiCp/2024Al复合材料随着冷热冲击温差的增加，尺寸变得更加稳定。这与颗粒的尺寸效应有关，150nmSiCp/2024Al的热错配应力不足以引发位错。而5.5μmSiCp/2024Al的热错配应力大，温度冲击下，基体中位错增值，使尺寸稳定性提高。
二、SiC颗粒增强铝合金基梯度复合材料弯曲力学性能及其评价（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、SiC颗粒增强铝合金基梯度复合材料弯曲力学性能及其评价（论文提纲范文）
（1）高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高强铝合金的铸造成型 |
| 1.2.1 7xxx系铝合金的研究现状 |
| 1.2.2 7xxx铝合金的铸造工艺 |
| 1.2.3 7xxx铝合金流变成型研究进展 |
| 1.3 层状复合材料的成型方法 |
| 1.3.1 离心铸造法 |
| 1.3.2 浸渗法 |
| 1.3.3 铸造复合法 |
| 1.4 层状复合材料的界面结合机理 |
| 1.4.1 固液界面的复合机理 |
| 1.4.2 固液界面的过渡层 |
| 1.4.3 元素扩散及化合物生长对固液界面结合性能的影响 |
| 1.5 本论文研究目的与意义 |
| 1.6 本论文的难点、关键技术及创新点 |
| 1.7 本论文研究内容及技术路线 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 SiCp/A357复合材料 |
| 2.1.2 7050铝合金 |
| 2.2 实验装置 |
| 2.2.1 SiC颗粒预处理装置 |
| 2.2.2 真空搅拌铸造装置 |
| 2.2.3 固液复合铸造装置 |
| 2.2.4 熔体处理装置 |
| 2.2.5 热处理装置 |
| 2.3 有限元模拟仿真 |
| 2.3.1 模拟仿真软件及内容 |
| 2.3.2 几何模型的建立及计算参数 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 化学成分分析 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 室温力学性能分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 摩擦磨损性能分析 |
| 3 7050铝合金流变模锻工艺研究 |
| 3.1 7050铝合金流变模锻工艺仿真优化 |
| 3.1.1 模型建立及计算参数设定 |
| 3.1.2 计算结果及分析 |
| 3.2 实验中各工艺参数对成型性的影响 |
| 3.2.1 模具温度的影响 |
| 3.2.2 浇铸温度的影响 |
| 3.2.3 比压对成型性的影响 |
| 3.3 各工艺参数对微观缺陷的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 7050铝合金流变模锻组织性能调控研究 |
| 4.1 流变模锻成型工艺对组织的影响 |
| 4.1.1 浇铸温度对微观组织的影响 |
| 4.1.2 比压对晶粒形貌的影响 |
| 4.2 7050铝合金组织调控方案 |
| 4.3 7050铝合金制动毂调控前后的组织与性能 |
| 4.4 7050铝合金组织调控优化机理 |
| 4.4.1 微合金化对7050铝合金铸件微观组织与力学性能的影响 |
| 4.4.2 IC-AEMS熔体处理对7050铝合金铸件微观组织和性能的影响 |
| 4.5 7050铝合金层的拉伸断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺研究 |
| 5.1 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺仿真优化 |
| 5.1.1 耐磨环厚度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.2 耐磨环高度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.3 耐磨环预热温度对其内表面升温的影响 |
| 5.2 复合铸造工艺参数对固液界面结合的影响 |
| 5.2.1 耐磨环表面处理对界面结合的影响 |
| 5.2.2 耐磨环预热温度对界面结合的影响 |
| 5.2.3 复合铸造加压前等待时间对界面结合的影响 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合界面的组织与性能 |
| 6.1 固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.1 铸态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.2 T6态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.2 固液复合界面的力学性能 |
| 6.2.1 维氏硬度测试 |
| 6.2.2 剪切性能测试 |
| 6.3 分析和讨论 |
| 6.3.1 固液铸造过程中界面的形成 |
| 6.3.2 剪切断口分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂复合铸造实验 |
| 7.1 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂结构及制备 |
| 7.2 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂组织及性能 |
| 7.2.1 微观组织表征 |
| 7.2.2 性能分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的创新点及主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Si系合金发展现状及存在问题 |
| 1.2.1 Al-Si系合金分类、组织特征及应用现状 |
| 1.2.2 Al-Si多元活塞合金组织特征及高温强化机制的研究现状 |
| 1.3 AlN颗粒增强Al-Si系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 AlN增强Al-Si系复合材料的研究进展 |
| 1.4 增强颗粒对基体合金凝固行为及组织、性能的影响 |
| 1.4.1 铝熔体对增强相的润湿行为 |
| 1.4.2 增强颗粒与铝熔体在凝固过程中的相互作用 |
| 1.4.3 增强颗粒分布构型对铝基复合材料力学性能的影响 |
| 1.5 本文的主要研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究思路和技术路线 |
| 2.2 试验原材料 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.3.1 原位法制备AlN_p/Al-xSi复合材料 |
| 2.3.2 扩散法制备AlN_p/Al-Si系梯度复合材料样品 |
| 2.3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si多元活塞合金样品 |
| 2.4 试验样品的表征与分析 |
| 2.4.1 成分表征 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 背散射电子衍射分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 宏观硬度测试 |
| 2.5.3 拉伸和压缩性能测试 |
| 2.5.4 热膨胀性能测试 |
| 2.5.5 高温润湿性测试 |
| 参考文献 |
| 第三章 AlN_p/Al-Si复合材料中AlN_p对Si相的形貌调控与变质机理 |
| 3.1 铝熔体对AlN基底的润湿行为 |
| 3.2 原位合成AlN_p/Al-xSi复合材料中Si相形貌的演变与调控 |
| 3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料中Si相的形貌演变与变质机理 |
| 3.3.1 杆状Al-8AlN_p中间合金的组织特征 |
| 3.3.2 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料的组织和力学性能 |
| 3.3.3 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相形貌的影响 |
| 3.3.4 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相的变质机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织梯度设计及室温强化机制 |
| 4.1 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.1.1 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织的梯度设计 |
| 4.1.2 扩散反应模型及梯度复合材料的形成机制 |
| 4.1.3 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的室温强化机制 |
| 4.2 AlN_p/ZL109梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 AlN_p对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制 |
| 5.1 耐热相构型对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的影响 |
| 5.1.1 Al-Si多元合金中两种耐热相构型的表征 |
| 5.1.2 两种构型的Al-Si多元合金在不同温度下的力学性能 |
| 5.1.3 两种构型的Al-Si多元合金的室温和高温强化机制 |
| 5.2 AlN_p微骨架对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的改善 |
| 5.3 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金力学性能和高温强化机制的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（3）铝基复合材料小孔低损伤加工方法的研究（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 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 国内外相关工作研究现状 |
| 1.2.1 复合材料加工技术发展概况 |
| 1.2.2 铝基复合材料加工技术发展概况 |
| 1.2.3 铝基复合材料加工损伤机理研究进展 |
| 1.2.4 铝基复合材料小孔和螺纹孔加工技术研究现状 |
| 1.3 主要研究内容与研究路线 |
| 2 铝基复合材料小孔钻削加工损伤机理研究 |
| 2.1 铝基复合材料细观结构特征分析 |
| 2.2 铝基复合材料钻孔损伤主要形式及评价方法 |
| 2.2.1 钻孔损伤典型特征 |
| 2.2.2 钻孔损伤评价方法 |
| 2.3 铝基复合材料钻孔崩边损伤机理 |
| 2.3.1 试验设计 |
| 2.3.2 结果与分析 |
| 2.4 铝基复合材料钻孔崩边损伤的影响因素分析 |
| 2.4.1 试验设计 |
| 2.4.2 轴向力和温度对崩边损伤的影响 |
| 2.4.3 刀具磨损对崩边损伤的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 铝基复合材料小孔磨削加工过程材料的去除行为 |
| 3.1 小孔磨削加工方法的优势和局限 |
| 3.2 铝基复合材料磨削加工单颗磨粒材料去除行为 |
| 3.2.1 试验设计 |
| 3.2.2 结果与分析 |
| 3.3 磨削制孔单颗磨粒未变形切屑理论分析 |
| 3.3.1 磨孔刀具端面的几何特征 |
| 3.3.2 单颗磨粒未变形切屑厚度 |
| 3.3.3 单颗磨粒未变形切屑截面积 |
| 3.4 磨孔加工磨削力模型的建立 |
| 3.4.1 单颗磨粒磨削力模型 |
| 3.4.2 磨削制孔刀具的磨削力模型 |
| 3.4.3 磨削力模型的验证与分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 铝基复合材料小孔超声振动辅助磨削加工方法 |
| 4.1 超声振动对单磨粒磨削过程影响的理论分析 |
| 4.1.1 超声振动对磨粒切入切出过程的影响 |
| 4.1.2 超声振动对磨削力的影响 |
| 4.2 加工参数对小孔超声振动辅助磨削轴向力的影响 |
| 4.2.1 试验设计 |
| 4.2.2 试验结果与分析 |
| 4.3 超声振动辅助磨削制孔工艺研究 |
| 4.3.1 工艺参数对小孔加工轴向力和加工效率的影响 |
| 4.3.2 工艺参数对小孔加工质量的影响 |
| 4.3.3 超声振动辅助加工与普通加工刀具寿命对比 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 铝基复合材料小螺纹孔螺旋铣磨方法研究 |
| 5.1 螺旋铣磨方法及其原理误差 |
| 5.2 螺旋铣磨方法的原理误差分析 |
| 5.2.1 原理误差数学模型的建立 |
| 5.2.2 参数R,η和Δα对原理误差的影响分析 |
| 5.3 螺旋铣磨螺纹加工刀具的研制 |
| 5.3.1 螺旋铣磨刀具结构设计与刀头截型设计 |
| 5.3.2 刀具截型的微细电火花修形 |
| 5.3.3 刀杆刚度的分析与确定 |
| 5.4 小螺纹孔螺旋铣磨加工试验 |
| 5.4.1 试验安排 |
| 5.4.2 螺纹加工表面质量与加工精度 |
| 5.4.3 砂轮磨损对螺纹廓型的影响 |
| 5.5 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 |
（4）基于高通量制备技术的铝基复合材料用SiC颗粒适用性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 SiCp/Al复合材料的制备方法 |
| 1.2.1 液态浸渗法 |
| 1.2.2 挤压铸造 |
| 1.2.3 粉末冶金 |
| 1.2.4 反应喷射沉积 |
| 1.3 SiCp/Al复合材料的应用 |
| 1.4 碳化硅颗粒概述 |
| 1.4.1 碳化硅颗粒 |
| 1.4.2 碳化硅颗粒整形 |
| 1.4.3 碳化硅颗粒氧化处理 |
| 1.4.4 碳化硅颗粒超声清洗处理 |
| 1.5 基体合金成分 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第二章 高通量实验设计及研究方法 |
| 2.1 高通量实验方法及实验准备 |
| 2.1.1 基体铝合金的制备 |
| 2.1.2 碳化硅颗粒表面处理与分析 |
| 2.2 高通量制备SiC/Al复合材料 |
| 2.2.1 四批微小试样高通量SiC颗粒与合金选择 |
| 2.2.2 四批微小试样高通量制备 |
| 2.2.3 第五次高通量试验SiC颗粒与合金选择 |
| 2.2.4 第五次高通量制备 |
| 2.3 性能测试与分析 |
| 2.3.1 物相分析及微观组织观察 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 第三章 碳化硅颗粒表面吸附研究 |
| 3.1 颗粒表面形貌分析 |
| 3.2 颗粒热重分析 |
| 3.3 无压浸渗实验结果及组织形貌分析 |
| 3.4 复合材料力学性能及断口形貌分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 碳化硅颗粒表面氧化研究 |
| 4.1 碳化硅颗粒表面氧化处理 |
| 4.2 氧化颗粒表面形貌及EDS元素分析 |
| 4.3 氧化态颗粒XRD分析 |
| 4.4 复合材料力学性能及断口形貌分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学期间的研究成果 |
| 致谢 |
（5）原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的抗热震性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 镍基合金材料的研究现状 |
| 1.2.1 镍基材料简介 |
| 1.2.2 镍基材料的强化方式 |
| 1.2.3 镍基复合材料制备方法研究现状 |
| 1.3 梯度功能复合材料研究现状 |
| 1.3.1 功能梯度复合材料简介 |
| 1.3.2 梯度功能复合材料研究现状 |
| 1.3.3 镍基梯度功能复合材料研究现状 |
| 1.4 材料抗热震性研究现状 |
| 1.4.1 材料抗热震性简介 |
| 1.4.2 材料抗热震性评价理论 |
| 1.4.3 材料抗热震性的影响因素 |
| 1.4.4 材料抗热震性研究现状 |
| 1.5 研究目的、内容及路线 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 研究路线 |
| 2 试验方法 |
| 2.1 实验样品 |
| 2.2 材料分析与表征 |
| 2.2.1 物相组成分析 |
| 2.2.2 显微结构分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 弯曲强度测试 |
| 2.3.3 抗热震性能 |
| 2.4 ANSYS有限元分析 |
| 2.4.1 定义物性参数 |
| 3 TiC_x-Ni_3(Al,Ti)/Ni梯度复合材料的抗热震性能研究 |
| 3.1 物相组成分析 |
| 3.1.1 热震前物相组成分析 |
| 3.1.2 热震后物相组成分析 |
| 3.2 显微结构分析 |
| 3.2.1 热震前显微结构分析 |
| 3.2.2 热震后显微结构分析 |
| 3.2.3 热震后裂纹显微结构分析 |
| 3.3 力学性能分析 |
| 3.3.1 热震前性能分析 |
| 3.3.2 热震后性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 基于ANSYS有限元的热应力分析 |
| 4.1 建立几何模型 |
| 4.2 有限元分析求解 |
| 4.3 数值模拟结果与讨论 |
| 4.3.1 端面(YOZ平面)热应力的分析 |
| 4.3.2 侧棱处Mises等效热应力分布分析 |
| 4.4 结构优化 |
| 4.4.1 不同厚度结构优化 |
| 4.4.2 不同组分结构优化 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）TiC增强Fe基复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铁基复合材料的研究现状 |
| 1.1.1 铁基复合材料的界面和润湿性 |
| 1.1.2 铁基复合材料的基本力学性能 |
| 1.1.3 铁基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 1.1.4 铁基复合材料的制备方法 |
| 1.2 梯度金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 梯度功能材料的制备工艺研究 |
| 1.2.2 梯度功能材料的性能 |
| 1.3 陶瓷-金属双连续相复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 陶瓷-金属双连续相复合材料的特点 |
| 1.3.2 陶瓷-金属双连续相复合材料的制备方法 |
| 1.3.3 陶瓷-金属双连续相复合材料的性能 |
| 1.4 研究目标和研究内容 |
| 1.4.1 研究目标 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 材料制备及试验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 原料的表征 |
| 2.1.2 球磨参数选定 |
| 2.1.3 无压烧结制备Fe基体材料及TiC-Fe复合材料 |
| 2.1.4 热压烧结制备Fe基体材料及TiC-Fe复合材料 |
| 2.1.5 TiC多孔陶瓷预制体及TiC-Fe双连续相复合材料的制备 |
| 2.2 相组成及微观结构分析 |
| 2.2.1 相组成分析 |
| 2.2.2 微观结构分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 硬度测试 |
| 2.3.3 拉伸试验 |
| 2.3.4 层间剪切试验 |
| 2.3.5 压缩试验 |
| 2.3.6 弯曲试验 |
| 2.3.7 断裂韧性测试 |
| 2.3.8 摩擦试验 |
| 第三章 无压烧结TiC-Fe复合材料的制备与性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 羰基铁粉对Fe基体及TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 3.2.1 羰基铁粉对Fe基体组织及性能的影响 |
| 3.2.2 羰基铁粉对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 3.3 TiC体积含量对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 3.3.1 高体积含量TiC对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 3.3.2 低体积含量TiC对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 3.4 TiC-Fe梯度复合材料的制备及性能 |
| 3.4.1 TiC-Fe梯度复合材料的制备 |
| 3.4.2 TiC-Fe梯度复合材料的性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 热压烧结TiC-Fe复合材料的制备与性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 烧结温度对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 4.3 羰基铁粉对Fe基体及TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 4.3.1 羰基铁粉对Fe基体性能的影响 |
| 4.3.2 羰基铁粉对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 4.4 TiC体积含量对TiC-Fe复合材料的影响 |
| 4.4.1 中高体积含量TiC对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 4.4.2 低体积含量TiC对TiC-Fe复合材料性能的影响 |
| 4.5 TiC-Fe/Fe双层复合材料的制备及性能 |
| 4.6 TiC-Fe梯度复合材料的制备及性能 |
| 4.7 热压烧结法与无压烧结法制备TiC-Fe复合材料的对比 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 熔融浸渗TiC-Fe双连续相复合材料的制备与性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 TiC多孔陶瓷预制体的制备及结构表征 |
| 5.2.1 TiC多孔陶瓷预制体的制备 |
| 5.2.2 TiC多孔陶瓷预制体的结构表征 |
| 5.3 TiC-Fe双连续相复合材料的制备及性能 |
| 5.3.1 TiC-Fe双连续相复合材料的制备 |
| 5.3.2 TiC-Fe双连续相复合材料的性能 |
| 5.4 三种工艺制备TiC-Fe复合材料的对比 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 TiC-Fe复合材料的摩擦磨损性能研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 无压烧结TiC-Fe复合材料的摩擦磨损性能研究 |
| 6.2.1 羰基铁粉体积含量对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.2 TiC体积含量对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.3 法向压强对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 热压烧结TiC-Fe复合材料的摩擦磨损特性研究 |
| 6.3.1 TiC体积含量对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3.2 法向压强对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3.3 滑动摩擦速度对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3.4 硬脂酸锌含量对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.4 TiC-Fe双连续相复合材料的摩擦磨损性能研究 |
| 6.4.1 模板孔径尺寸对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.4.2 多孔预制体成分对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.4.3 法向压强对TiC-Fe复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.5 不同工艺路线制备TiC-Fe复合材料的摩擦磨损性能对比 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 全文总结 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）Cu/WCp叠层功能梯度材料的疲劳裂纹扩展行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 功能梯度材料的研究背景和选题意义 |
| 1.1.1 功能梯度材料的发展 |
| 1.1.2 Cu/WCp功能梯度材料的研究 |
| 1.1.3 FRANC2D数值模拟方法 |
| 1.2 功能梯度材料的国内外研究现状 |
| 1.2.1 功能梯度材料制备技术的发展 |
| 1.2.2 功能梯度材料的性能评价 |
| 1.2.3 国内外功能梯度材料断裂行为研究的基本状况 |
| 1.2.4 FRANC2D数值模拟的相关运用 |
| 1.3 功能梯度材料的发展前景 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 1.5 本文创新点 |
| 第二章 疲劳实验方法、实验仪器及材料制备 |
| 2.1 疲劳裂纹扩展理论及实验方法 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 实验材料及性质 |
| 2.4 材料制备 |
| 2.4.1 设计配合比并制取粉末 |
| 2.4.2 粉末冶金真空热压烧结 |
| 2.4.3 切割成型并打磨成型 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 单层Cu/WCp均质复合材料疲劳裂纹扩展实验 |
| 3.1 Cu/WCp复合材料基本力学性能测试 |
| 3.1.1 实验仪器及试件制备 |
| 3.1.2 数字图像相关法 |
| 3.1.3 电测法 |
| 3.2 疲劳裂纹实验方法及过程 |
| 3.2.1 实验仪器及试件制备 |
| 3.2.2 切割缺口并预制裂纹 |
| 3.2.3 Cu/WCp复合材料疲劳裂纹扩展实验方法 |
| 3.3 实验结果及讨论 |
| 3.3.1 相同应力比下Cu/WCp复合材料疲劳裂纹扩展实验 |
| 3.3.2 不同应力比下Cu/WCp复合材料疲劳裂纹扩展实验 |
| 3.3.3 疲劳断口的SEM扫描分析 |
| 3.4 FRANC2D数值模拟 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Cu/WCp双层功能梯度材料疲劳裂纹扩展实验 |
| 4.1 实验仪器及试件制备 |
| 4.2 疲劳裂纹实验方法及过程 |
| 4.2.1 切割缺口及预制裂纹 |
| 4.2.2 Cu/WCp双层功能梯度材料疲劳实验方法 |
| 4.3 实验结果及讨论 |
| 4.3.1 疲劳裂纹从WCp含量为3%梯度层开始扩展 |
| 4.3.2 疲劳裂纹从WCp含量为15%梯度层开始扩展 |
| 4.3.3 疲劳实验结果讨论 |
| 4.3.4 疲劳断口的SEM扫描分析 |
| 4.4 FRANC2D数值模拟 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Cu/WCp多层功能梯度材料疲劳裂纹扩展实验 |
| 5.1 实验仪器及试件制备 |
| 5.2 疲劳裂纹实验方法及过程 |
| 5.2.1 切割缺口及预制裂纹 |
| 5.2.2 Cu/WCp多层功能梯度材料疲劳实验方法 |
| 5.3 实验结果及讨论 |
| 5.3.1 疲劳裂纹从低WCp含量层向高WCp含量层扩展 |
| 5.3.2 疲劳裂纹从高WCp含量层向低WCp含量层扩展 |
| 5.3.3 影响机制分析 |
| 5.3.4 疲劳裂纹沿不同方向扩展行为比较 |
| 5.3.5 疲劳断口的SEM扫描分析 |
| 5.4 FRANC2D数值模拟 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论和展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 (攻读硕士学位期间撰写的学术论文及获奖情况) |
（8）2024Al/Gr/SiCp复合材料热处理工艺和耐热性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1 章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 混杂增强铝基复合材料 |
| 1.2.1 混杂增强铝基复合材料主要制备工艺 |
| 1.2.2 混杂增强铝基复合材料应用状况 |
| 1.3 2024Al基复合材料的热处理工艺研究进展 |
| 1.3.1 复合材料的热处理工艺特点 |
| 1.3.2 Al-Cu-Mg铝合金的热处理工艺研究进展 |
| 1.3.3 增强相对复合材料热处理行为的影响 |
| 1.4 2024基复合材料耐热性能研究进展 |
| 1.4.1 Al-Cu-Mg铝合金的耐热性能研究 |
| 1.4.2 增强相对复合材料的耐热性能影响 |
| 1.5 本论文研究目的及意义和主要内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 实验所用原材料及制备工艺 |
| 2.1.1 实验所用原材料 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 耐热性能实验 |
| 2.3 热处理实验 |
| 2.4 分析与检测方法 |
| 2.4.1 金相分析 |
| 2.4.2 致密度检测 |
| 2.4.3 硬度检测 |
| 2.4.4 拉伸性能测试 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 扫描电镜分析 |
| 2.4.7 透射电镜分析 |
| 第3章 2024Al/Gr/SiCp复合材料的热处理工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热压态材料微观组织及致密度 |
| 3.3 热处理工艺对2024Al/Gr/SiCp复合材料组织和性能的影响 |
| 3.3.1 固溶工艺 |
| 3.3.2 时效工艺 |
| 3.3.3 2024Al/Gr/SiCp复合材料时效析出行为的分析与讨论 |
| 3.4 2024Al/Gr/SiCp复合材料的力学性能及断口分析 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 2024Al/Gr/SiCp复合材料耐热性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热暴露工艺参数对2024Al/Gr/SiCp复合材料微观组织的影响 |
| 4.3 热暴露工艺参数对2024Al/Gr/SiCp复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.1 热暴露工艺参数对材料硬度的影响 |
| 4.3.2 热暴露工艺参数对材料拉伸性能的影响 |
| 4.4 高温拉伸性能 |
| 4.5 分析讨论 |
| 4.6 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学术论文目录) |
（9）SiCp/Al-20Si-3Cu梯度复合材料活塞成型及热处理工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 喷射沉积梯度复合材料的制备 |
| 1.2.1 传统的梯度复合材料制备 |
| 1.2.2 喷射沉积法制备梯度复合材料 |
| 1.3 喷射沉积铝基复合材料的后续加工成型技术及塑性变形理论 |
| 1.3.1 加工成型技术 |
| 1.3.2 多孔材料塑性变形基本规律 |
| 1.4 铝基复合材料活塞制备的研究现状 |
| 1.4.1 活塞概述 |
| 1.4.2 铝基复合材料活塞制备的研究现状 |
| 1.5 论文的研究意义和内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 梯度复合材料锭坯的制备 |
| 2.3 活塞墩挤-锻压模具设计 |
| 2.4 活塞锻压实验 |
| 2.4.1 铝基复合材料活塞锻造工艺 |
| 2.4.2 活塞锻件SiC颗粒分布规律分析 |
| 2.4.3 活塞锻件热处理实验 |
| 2.5 分析与检测 |
| 2.5.1 密度检测 |
| 2.5.2 SiC含量的测定 |
| 2.5.3 金相分析 |
| 2.5.4 硬度检测 |
| 2.5.5 拉伸性能检测 |
| 2.5.6 摩擦性能检测 |
| 2.6 实验流程 |
| 第3章 梯度复合材料活塞成型特性分析与模具设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 活塞零件图及要求 |
| 3.3 活塞成型性分析 |
| 3.4 80型活塞模锻件图的设计 |
| 3.5 开式模锻与闭式模锻成形工艺分析 |
| 3.6 活塞模具材料的选择 |
| 3.7 活塞锻压模具设计 |
| 3.7.1 坯料体积计算 |
| 3.7.2 分模面确定 |
| 3.7.3 终锻模膛的设计 |
| 3.7.4 预、终锻凸模的设计 |
| 3.7.5 锁扣 |
| 3.8 活塞锻压实验装置 |
| 3.9 活塞锻压工艺流程 |
| 3.10 活塞的锻压验证过程 |
| 3.11 本章小结 |
| 第4章 铝基梯度复合材料活塞的锻压工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻压坯料的组织及性能特征 |
| 4.3 锻压工艺对铝基梯度复合材料活塞组织的影响 |
| 4.3.1 变形速率 |
| 4.3.2 始锻温度 |
| 4.3.3 坯料保温时间 |
| 4.3.4 致密度 |
| 4.4 锻压工艺对铝基梯度复合材料活塞性能的影响 |
| 4.4.1 硬度 |
| 4.4.2 拉伸性能 |
| 4.5 活塞锻件中SiC颗粒分布规律 |
| 4.5.1 金属塑性流动的规律 |
| 4.5.2 SiC颗粒的分布规律 |
| 4.5.3 变形量对SiC分布的影响 |
| 4.6 活塞锻件热处理工艺优化 |
| 4.6.1 固溶 |
| 4.6.2 时效 |
| 4.7 热处理对活塞锻件性能的影响 |
| 4.7.1 拉伸性能 |
| 4.7.2 摩擦性能 |
| 4.8 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学术论文目录) |
（10）亚微米SiCp/2024Al复合材料显微组织特征及尺寸稳定化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究概况 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的制备工艺 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料显微组织 |
| 1.2.3 亚微米级颗粒增强铝基复合材料强化机制 |
| 1.3 尺寸稳定性的研究现状 |
| 1.3.1 尺寸稳定性简介 |
| 1.3.2 铝合金的尺寸稳定性 |
| 1.3.3 微米级颗粒增强复合材料的尺寸稳定性 |
| 1.3.4 亚微米级颗粒增强复合材料的尺寸稳定性 |
| 1.4 本文的研究目的与主要研究内容 |
| 第2章 材料及试验方法 |
| 2.1 试验所用材料 |
| 2.1.1 增强体颗粒 |
| 2.1.2 基体合金 |
| 2.1.3 复合材料 |
| 2.2 热处理工艺 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 布氏硬度测试 |
| 2.3.2 透射电镜观察 |
| 2.3.3 三点弯曲测试及断口形貌观察 |
| 2.3.4 动态尺寸稳定性测试 |
| 第3章 亚微米 SiCp/2024Al 复合材料的时效行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 亚微米 SiC 颗粒增强铝基复合材料的时效行为 |
| 3.3 增强体粒径对复合材料时效行为的影响 |
| 3.4 SiC 颗粒增强铝基复合材料的时效强化机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 亚微米 SiCp/2024Al 复合材料的显微组织特征与尺寸效应 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 增强体颗粒的微观相貌 |
| 4.3 亚微米 SiC 颗粒增强铝基复合材料的位错 |
| 4.4 亚微米 SiCp/2024Al 复合材料的析出相 |
| 4.5 亚微米 SiC_p/2024Al 复合材料的界面 |
| 4.6 增强体粒径对复合材料显微组织的影响 |
| 4.7 亚微米 SiC 颗粒增强铝基复合材料的微观组织形成机理分析 |
| 4.7.1 亚微米 SiC 颗粒增强铝基复合材料的空位热力学计算 |
| 4.7.2 不同粒径的 SiC 颗粒增强铝基复合材料的热错配应力模拟 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 亚微米 SiCp/2024Al 复合材料的力学性能及尺寸稳定性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 亚微米 SiC 颗粒增强铝基复合材料的三点弯曲性能 |
| 5.2.1 抗弯强度 |
| 5.2.2 应力应变曲线 |
| 5.2.3 弹性模量 |
| 5.2.4 微屈服强度 |
| 5.2.5 断口分析 |
| 5.3 亚微米 SiC 颗粒增强铝基复合材料的动态尺寸稳定性 |
| 5.4 亚微米 SiC 颗粒增强铝基复合材料的稳定化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、SiC颗粒增强铝合金基梯度复合材料弯曲力学性能及其评价（论文参考文献）
- [1]高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究[D]. 郑瀚森. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [2]纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究[D]. 胡恺琪. 山东大学, 2021(11)
- [3]铝基复合材料小孔低损伤加工方法的研究[D]. 卢守相. 大连理工大学, 2020
- [4]基于高通量制备技术的铝基复合材料用SiC颗粒适用性研究[D]. 牛浩. 北方工业大学, 2020(02)
- [5]原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的抗热震性能研究[D]. 于群. 北京交通大学, 2020(03)
- [6]TiC增强Fe基复合材料的制备与性能研究[D]. 郑涌. 北京交通大学, 2018(06)
- [7]Cu/WCp叠层功能梯度材料的疲劳裂纹扩展行为研究[D]. 李一博. 昆明理工大学, 2017(01)
- [8]2024Al/Gr/SiCp复合材料热处理工艺和耐热性能研究[D]. 胡程进. 湖南大学, 2015(03)
- [9]SiCp/Al-20Si-3Cu梯度复合材料活塞成型及热处理工艺研究[D]. 刘春铮. 湖南大学, 2015(03)
- [10]亚微米SiCp/2024Al复合材料显微组织特征及尺寸稳定化机理研究[D]. 董蓉桦. 哈尔滨工业大学, 2013(03)