一、原位反应在铸造法制备复合材料中的应用（论文文献综述）
雷沙沙,刘洪军[1]（2021）在《铜基复合材料制备工艺的研究进展》文中研究指明高新科技的快速发展对高性能铜材料的开发提出了更高的要求,铜基复合材料因具有较高的强度和良好的导电导热性、耐磨耐腐蚀性、高温稳定性等而得到广泛的应用,其制备工艺在不断发展,且近年来取得了很大进展。综述了铜基复合材料主要制备工艺,包括粉末冶金法、铸造法、机械合金化法、内氧化法、原位合成法、熔体浸渗法和搅拌摩擦法等的特点及其研究进展,并对铜基复合材料制备工艺今后的发展方向进行了展望。
庚润[2]（2021）在《纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响》文中提出目前,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[3]（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》文中研究指明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。
张宁波[4]（2021）在《原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料的组织调控及力学行为研究》文中研究指明轻质的Ti2AlNb合金被认为是航空航天发动机减重的理想高温结构材料,在600～750℃有望取代镍基高温合金,但高温力学性能不足限制了该合金的进一步应用。鉴于此,本文以提高Ti2AlNb合金的力学性能为目的,采用球磨和放电等离子烧结制备了原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料,利用SEM、TEM、EBSD、力学性能测试等手段系统研究了原始粉末状态、烧结工艺、增强体含量及锻造变形对复合材料组织和力学性能的影响规律,分析了Ti2AlNb基体相与（Ti,Nb）B增强体界面的微观结构及结合性质,阐明了（Ti,Nb）B增强体的合成机理和脆性α2相（Ti3Al化合物,P63/mmc）在原始颗粒边界的择优析出机理,揭示了锻造态复合材料的强韧化机理。本文采用元素粉末法和预合金粉末法两种方法制备出了原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料。研究结果表明,采用预合金粉末法,即以LaB6和Ti2AlNb粉末为原料,采用250 rpm/8 h机械球磨和1250℃/20 min/45 MPa的烧结工艺制备的复合材料具有最佳的力学性能。采用此工艺制备的3.2 vol%（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料25℃和650℃的屈服强度较基体分别提高11.8%和9.2%。复合材料中原位生成的增强体（Ti,Nb）B具有B27结构,其通过LaB6和Ti-Al-Nb（O）化合物/固溶体之间的化学反应生成,两者反应的起始温度在850～1030℃之间。烧结过程中出现的Nb元素富集区导致了过渡相（Ti,Nb）3B2和Bf-（Ti,Nb）B的生成。复合材料界面的HRTEM分析结果表明,α2相、B2相（Ti-Al-Nb固溶体,Pm3m）及O相（Ti2AlNb化合物,Cmcm）三个基体相与（Ti,Nb）B增强体之间存在择优的位向关系,可以表示为:[1120]α2//[010]（Ti,Nb）B和（1100）α2//（100）（Ti,Nb）B;[111]B2//[0 1 0]（Ti,Nb）B 和（112）B2//（1 00）（Ti,Nb）B;[110]o//[010]（Ti,Nb）B 和（11 0）o//（1 00）（Ti,Nb）B。（Ti,Nb）B与基体相形成的（1100）α2/（100）（Ti.Nb）B、（112）B2/（100）（Ti,Nb）B、（110）o/（100）（Ti,Nb）B界面均为共格界面。第一性原理计算结果表明这三种界面的结合强度（粘附功）依次为（112）B2/（100）（Ti,Nb）B（5.86 J/m2）<（110）O/（100）（Ti,Nb）B（6.08 J/m2）<（1100）α2/（100）（Ti,Nb）B（6.41 J/m2）。三种界面的结合强度相差较小,其差异主要由界面区晶格畸变程度的不同引起。在这三个界面上,增强体一侧的B原子与基体相一侧的Ti、Al、Nb原子通过共价键实现化学结合。对元素粉末和预合金粉末制备的复合材料组织和力学性能的研究发现,相比于元素粉末,预合金粉末制备的复合材料中氧含量较低,从而抑制了脆性α2相的过量析出,且增强体在空间呈现三维准连续网状分布,因而具有更加优异的拉伸性能。进而,以预合金粉末制备的复合材料为研究对象,研究了烧结工艺对复合材料的组织及力学性能的影响。结果表明,烧结工艺主要通过改变原始颗粒边界（PPBs）区的组织来影响力学性能。在避免PPBs区内脆性相连续分布的前提下,提高（Ti,Nb）B的长径比并降低其尺寸有助于复合材料获得更加优异的力学性能。通过对PPBs区微观组织的进一步分析发现,（Ti,Nb）B原位生成导致的α2相稳定元素富集和（Ti,Nb）B对α2相异质形核的促进作用引起了脆性α2相在PPBs区的择优析出,从而导致了 PPBs区高温拉伸时过早失效。通过在B2单相区锻造及随后的B2+O两相区退火可以抑制α2相在PPBs的择优析出、减小PPBs区长度方向与径向的夹角、促进（Ti,Nb）B短纤维沿径向的定向排列,避免了 PPBs区在高温沿径向拉伸时过早的失效,从而提高了复合材料的力学性能。锻造态3.2 vol%（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料650℃和750℃抗拉强度较烧结态分别提高24.7和29.5%。锻造后复合材料中O相形成[100]o//压缩方向的纤维织构,（Ti,Nb）B短纤维形成[010]（Ti,Nb）B//径向的纤维织构。组织的各向异性引起了复合材料力学性能的各向异性。通过定量化分析得出锻造态复合材料的强化机理按强弱依次为基体织构强化>基体组织细化强化>（Ti,Nb）B织构强化。
段状正[5]（2021）在《SiCp/ZL101复合材料半固态模锻制备及性能研究》文中认为ZL101属于铸造铝合金,它成分比较简单,而且具有较低的成本,较好的铸造流动性和较宽的半固态区间,是一种适合半固态加工的具有代表性的典型铝硅合金。颗粒增强铝基复合材料通过在金属基体内加入颗粒增强相的方式,使复合材料结合了基体金属的韧性、比强度,增强颗粒的强度、硬度和耐磨性等优点,是一种综合性能较优异的材料,可以满足现代技术发展对材料提出的更高要求。半固态技术具有流程短、热裂倾向低、成形好等优点,本文结合颗粒增强铝基复合材料的制备方法和触变成形工艺,成功制备了微米级SiC颗粒增强铝基复合材料,并通过复合材料的热处理工艺,研究了不同条件对复合材料组织和力学性能的影响,从而促进半固态触变颗粒增强铝基复合材料在结构件方向上的广泛使用。本文对SiC颗粒的预处理工艺参数进行了选取,制备了SiC颗粒预制块,然后通过半固态机械搅拌的方法使增强体颗粒均匀加入金属熔体中,使用近液相线法成功制备了半固态复合材料坯料。半固态坯料的显微组织为明显的等轴状晶粒,SEM和EDS分析发现,SiC颗粒与基体界面结合良好,晶粒中间分布着环绕晶界共晶Si相和针状第二相,以及少量的Mg2Si相。未加入SiC颗粒的合金平均晶粒尺寸为60.18μm,加入SiC增强体颗粒后,晶粒尺寸得到了明显细化,且细化程度和SiC颗粒的加入量呈正比,当SiC含量为4.2Vol.%时,晶粒尺寸为最小值39.93μm。微米级的SiC颗粒在基体中呈均匀分布,在SiC含量大于2.5Vol.%时,显微组织中发现了较明显的团聚。对制备的复合材料坯料进行了二次重熔加热和半固态触变成形,对成形后的复合材料不同成形部位进行了研究分析。结果表明,触变成形后复合材料不同部位显微组织存在较大差异。壁部组织中晶粒变形量较小,触变成形过程中没有对SiC颗粒的分布产生明显影响,合金和复合材料的晶粒尺寸出现了明显的下降;底部组织中,晶粒发生了较大程度的变形,SiC颗粒分布发生了明显变化,由铸态的均匀分布变为沿流动方向的带状分布;显微组织中出现了点状的二次析出Si相。基体合金和4.2Vol.%SiC/ZL101复合材料的平均晶粒尺寸变为37.74μm和28.96μm,分别减小了37.29%和27.47%;硬度分别为55.7HV和74.9HV。触变成形后,基体合金合金壁部抗拉强度、屈服强度和延伸率为142.42MPa、80.68MPa和9.91%;加入增强颗粒后,抗拉强度出现一定提升,其中,SiC含量为2.5Vol.%的复合材料抗拉强度、屈服强度和延伸率与合金相比分别增加了9.63%、3.71%和10.9%;复合材料底部抗拉强度、屈服强度与壁部相比有由微小提升,延伸率和硬度几乎没有发生变化。断口呈现出准解理断裂特征。热处理工艺对复合材料的显微组织和力学性能产生了明显影响。T4固溶处理使共晶Si发生了球化,复合材料的平均晶粒尺寸没有明显长大。T4固溶处理后,基体合金壁部的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为234.68MPa、126.31MPa和7.52%,与固溶处理前相比,抗拉强度和屈服强度提升了64.78%、56.55%,延伸率则下降了24.12%;底部则分别为204.01MPa、145.24MPa和3.22%。不同SiC含量的复合材料的强度均有明显提升。经过T6处理后,底部力学性能较壁部有了更大幅度的增加;其中,添加2.5Vol.%SiC复合材料力学性能达到最高,壁部和底部的抗拉强度和屈服强度为293.91MPa、232.2MPa和328.65MPa、277.76MPa;延伸率比基体合金增加了47.68%和38.27%;增强体颗粒对复合材料的综合性能起到了较好的效果。热处理使复合材料硬度最高达到132.4HV。基体合金断口形貌呈现出解理断裂特征,是明显的脆性断裂,添加0.8Vol.%的SiC颗粒后,材料转为韧脆混合断裂,且韧性断裂特征更为明显;复合材料的断口形貌与SiC颗粒含量相关,SiC含量的增加使复合材料断口中韧窝数量变少,解理面积增加,趋于脆性断裂。
张鑫[6]（2020）在《铝基复合材料中CNTs/SiC/Al复合界面调控及其强化机理》文中指出碳纳米管（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。
党聪[7]（2020）在《采用Al-CuO-La2O3体系制备铜基复合材料》文中指出为了减少Al-CuO体系在原位反应过程中容易生成较大尺寸的Al2O3颗粒,因此引入稀土氧化物La2O3,构成Al-CuO-La2O3体系。以La2O3粉、Al粉、CuO粉、Cu粉为原料压制成预制块,纯铜为基体,采用原位反应近熔点铸造法制备铜基复合材料。利用光学显微镜、X射线衍射仪、差热-热重同步分析仪、扫描电子显微镜、能谱仪以及透射电子显微镜观察分析试样中各原位反应体系中产物种类、尺寸、形貌、分布及与Cu基体之间的界面微观结构。对比Al-CuO体系和Al-CuO-La2O3体系的原位反应过程和原位反应产物,对Al-CuO-La2O3体系进行热力学计算和构建原位反应过程模型;探讨La2O3添加量、Al2O3生成量对Al-CuO-La2O3体系中原位反应产物尺寸、形貌、数量以及分布情况,以及对制备的Cu基复合材料性能的影响,得出采用Al-CuO-La2O3体系制备原位Cu基复合材料的最佳工艺参数;研究原位反应产物Al2O3与Cu基体之间的界面形成机理、位向关系。具体结果如下:将La2O3引入Al-CuO体系后,原位反应过程,原位反应产物、形貌、尺寸及分布发生明显变化。在原位反应过程中,La2O3的加入改善CuO与Al之间的润湿性,加快CuO与Al的反应,使得在相对较低温度下生成纳米Al2O3颗粒,Al2O3颗粒形貌由原来的球形变为无规则的多边形,添加的La2O3在高温下与生成的Al2O3反应生成尺寸较小的稀土相La Al11O18。利用透射电镜和高分辨对纳米Al2O3颗粒与铜基体的界面结构进行分析,结果表明原位反应产物纳米Al2O3颗粒与Cu基体之间存在共格或半共格界面结构。当熔体预热温度为1180°C,反应物混粉时间为60min,预制块成型压力为12MPa,预制块中反应物摩尔比为Al:CuO:Cu:La2O3=2.2:3:6.5:0.21（即La2O3的含量为基体质量的0.6wt%,Al2O3颗粒生成量为基体质量的0.9%）时,在凝固过程中纳米Al2O3颗粒可充当形核质点,促进形核;少量微米Al2O3颗粒钉扎在晶界处,阻碍晶粒长大,二者共同作用达到细化晶粒的目的,最终获得均匀细小的组织,制备的Cu基复合材料的电导率和硬度达到最高,磨损量达到最低。
李沛南[8]（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》文中指出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。
王夫成[9]（2020）在《原位合成MgAlB4晶须增强铝基复合材料的界面结构及力学性能》文中进行了进一步梳理铝基复合材料（AMC）具有比强度和比模量高、热稳定性好、导热性优良等特点,广泛应用于航空航天、发动机制造、精密仪器等领域。晶须增强AMC兼具高强度和良好的加工性,显示出独特的应用前景。目前制备晶须增强AMC的方法主要是外加法,该方法存在晶须难分散、界面结合差、易发生界面反应、晶须结构易破坏等问题。而在基体中原位合成晶须不仅能够避免这些问题,而且可以通过结构设计实现在提升强度的同时保持足够韧性。因此开发适用于铝基体的原位制备体系,实现晶须在铝基体中原位生长,对获得高性能的晶须增强铝基复合材料具有重要意义。本研究以铝粉、镁粉和硼粉/硼酸为原料,采用粉末冶金工艺实现了铝基体中硼化物晶须的原位生长,制备了MgAlB4晶须增强AMC和MgAl2O4颗粒与MgAlB4纳米棒复合增强AMC。通过实验和密度泛函理论（DFT）计算对MgAlB4晶体结构、晶须生长机制、本征性质、取向关系与界面结构、复合材料的力学性能与强化机制等进行了系统研究。通过成分分析、结构精修、结构表征等对晶须的晶体学特征与形成机制进行了研究。结果表明:硼化物晶须为沿[0001]晶向伸长并以层状方式生长的六方晶系MgAlB4单晶。镁元素比例和合成温度是控制晶须形成的关键因素,镁元素的添加导致硼化物获得沿[0001]晶向的生长优势,而温度则为固态反应提供了必要条件。微量铁元素在{101（？）0}表面的偏聚导致粗大晶须中出现大量平行于{101（？）0}晶面族的面缺陷。降低烧结温度或提高镁元素含量可抑制面缺陷的形成。通过DFT计算对比研究了MgAlB4与MgB2和AlB2的稳定性、电子结构和力学性能。结果表明:3种化合物都具有金属导电性,在热力学和动力学上稳定存在。硼原子间通过共价键结合,硼原子层与金属原子层通过金属键结合。B-B键的强度顺序为Al B2>MgAlB4>MgB2,MgAlB4中Al-B键的强度大于AlB2,MgB键的强度小于MgB2。除了[0001]晶向的拉伸强度外,MgAlB4的力学性能略低于AlB2。MgAlB4晶须的拉伸强度和杨氏模量计算值分别为25.5 GPa和380 GPa,是理想的AMC增强体。通过对复合材料力学性能测试、组织结构分析、断口分析、取向关系与界面结构表征等研究了复合材料的性能、取向关系多样性及对应的界面结构、强化与断裂机制。结果表明:晶须可以显着提高复合材料的力学性能,细化晶粒,同时保留更多小角度晶界。MgAlB4晶须依附于铝基体的密排面或近密排面形核并生长,即使晶面的错配度很大,形核与生长依然可以进行,这导致取向关系多样性。已知取向关系下MgAlB4晶须与铝基体通过共格或半共格界面结合。强界面结合导致晶须先于基体断裂。复合材料强度的提高是细晶强化、Orowan强化和荷载传递共同作用的结果,其中荷载传递作用占据主导地位。以硼酸为硼源和氧源通过球磨-热压-热挤压工艺制备了MgAl2O4颗粒和MgAlB4纳米棒复合增强AMC。通过微观结构表征、DFT计算和力学性能测试对材料的微观结构和力学性能进行了研究。结果表明:通过热挤压处理可以获得颗粒与晶须在晶内和晶界分布的结构,同时获得细小晶粒。增强体与基体通过形成共格界面或重合位置点阵界面,实现化学键结合。与纯铝相比,含20 wt.%增强体的复合材料的抗拉强度达到528 MPa,比强度达到1.87×105 Nm/kg,分别提高了303%和286%,同时保持6.1%的延伸率。本研究实现了铝基体中硼化物晶须的原位生长,解决了晶须增强AMC中存在的增强体难分散、界面结合差等问题,初步建立了以原位合成MgAlB4晶须为基础的新型AMC体系,为高性能AMC制备提供了新的思路。
高瑜阳[10]（2019）在《微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能》文中研究说明与单相单一微米、单一纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料相比,双相微纳米混杂尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料表现出更优异的室温拉伸性能、耐磨损性能和抗疲劳性能。在众多陶瓷颗粒增强相中,内生TiCp和TiB2p具有与α-Al晶格匹配度好,与Al基体界面结合强度高,不与Al基体反应生成有害界面产物等优点。目前,在熔体内反应法和混合盐反应法等内生法制备的双相TiCp-TiB2p增强铝基复合材料中存在易产生反应物的残留,不能有效地调控TiCp-TiB2p尺寸,TiCp-TiB2p尺寸较大（>0.5μm）,且易团聚等不足,不利于TiCp-TiB2p强化效果的充分发挥。因此,探索和研究通过新的内生方法制备微纳米尺度TiCp-TiB2p增强铝基复合材料的制备技术,研究内生微纳米尺度TiCp-TiB2p对铝基复合材料室温、高温性能的影响规律及作用机制,对进一步提高铝基复合材料的室温、高温性能和拓展其工业应用范围具有重要的学术意义和实际应用价值。本文（1）首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术制备了原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了内生高质量分数微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强度、高温强塑性和耐磨粒磨损性能的影响规律及作用机制;（2）首次采用微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si中间合金+搅拌铸造+热挤压技术制备了微量（0.05 wt.%、0.1 wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/AlCu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了微量微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si合金室温和高温拉伸性能、室温疲劳性能和高温蠕变行为的影响规律及作用机制。本文主要创新点如下:1)首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术,成功制备出原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)发现采用Al-Ti-B4C体系原位合成TiCp和TiB2p时,随着生成的TiCp-TiB2p质量分数的增加,纳米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比下降,亚微米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比增加。40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料中的纳米和亚微米尺度TiCp-TiB2p的百分比分别为3.0%和95.6%。ii)揭示出40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度和抗拉强度在本研究中最高,分别为569 MPa和704 MPa,分别比基体合金（327 MPa、466 MPa）提高了242 MPa和238 MPa,但断裂应变（2.9%）比基体合金（11.5%）降低了8.6%。复合材料室温强度提高的机制为:热错配强化、载荷传递强化、Orowan强化和更加细小的θ′析出相强化。iii)揭示出内生微纳米尺度TiCp和TiB2p同时显着提高了Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强度与塑性。在573 K温度下,40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为141 MPa、164 MPa和31.2%,分别比基体合金（88 MPa、95 MPa和25.5%）提高了60.2%、72.6%和22.4%。复合材料高温强塑性提高的机制主要为:（a）微纳米尺度TiCp和TiB2p对α-Al晶界的钉扎和对位错运动的阻碍作用;（b）更加细小的θ′析出相的强化作用。iv)揭示出在不同Al2O3砂纸粒度（40μm、23μm、13μm）和不同外加载荷（5 N、15 N、25 N）下,内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的相对耐磨性比基体合金明显提高,其中40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料在砂纸粒度13?m和外加载荷5 N下的相对耐磨性比基体合金提高了4.17倍。复合材料耐磨粒磨损性能的提高主要归因于:内生微纳米尺度TiCp和TiB2p削弱了磨粒的刺入与犁削。2)首次采用中间合金+搅拌铸造+热挤压技术成功制备出微量（0.05wt.%、0.1wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)揭示出在凝固过程中,微纳米尺度TiCp和TiB2p可以作为α-Al晶粒的有效异质形核核心,从而细化了α-Al晶粒;在热挤压和T6热处理过程中,微量微纳米TiCp-TiB2p促进了α-Al晶粒的再结晶形核,并通过钉扎晶界作用抑制了再结晶晶粒的长大。Al-Cu-Mg-Si基体合金、0.05 wt.%和0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-CuMg-Si复合材料中细小α-Al再结晶晶粒（2.6-5.0μm）的百分比分别为29.1%、44.9%和46.0%;在T6热处理的固溶处理过程中,α-Al晶粒尺寸的减小缩短了Cu、Mg、Si原子向α-Al晶内的扩散距离,促进了Cu、Mg、Si原子在基体中的均匀分布,从而在时效处理时析出了尺寸更小,数量更多,分布更加均匀的θ′和Q′析出相。ii)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时提高了Al-Cu-Mg-Si合金的室温强度与塑性。0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为310 MPa、471 MPa和22.8%,分别比基体合金（278MPa、435 MPa和19.0%）提高了32 MPa、36 MPa和3.8%。复合材料室温强塑性同时提高的机制主要为:细晶强化、θ′、Q′析出相强化和纳米尺度TiCp-TiB2p的Orowan强化。iii)揭示出微量微纳米TiCp-TiB2p的加入明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的抗疲劳性能。0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的疲劳极限强度为125 MPa,比Al-Cu-Mg-Si基体合金的95 MPa提高了31.6%。复合材料室温抗疲劳性能的提高主要归因于:（a）α-Al晶粒细化:一方面使晶粒取向变得更加复杂,抑制了疲劳裂纹源的萌生;另一方面使疲劳裂纹扩展路径更加曲折,从而降低了疲劳裂纹扩展速率。（b）微纳米TiCp-TiB2p和更加细小的θ′和Q′析出相阻碍了裂纹尖端位错的滑移,导致疲劳裂纹扩展速率降低。iv)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的高温强度和塑性。在493 K下,0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为279 MPa、366 MPa和10.6%,分别比基体合金（255 MPa、318 MPa和8.5%）提高了24 MPa、48 MPa和2.1%。v)揭示出微量（0.05wt.%）微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入有效地提高了Al-Cu-MgSi基体合金蠕变发生的表观激活能和门槛应力,进而提高了抗高温蠕变性能。在473 K温度和220 MPa外加应力条件下,0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料发生蠕变断裂的时间（21.4h）比Al-Cu-Mg-Si基体合金发生蠕变断裂的时间（2.5h）延长了18.9h。在473 K温度和140 MPa外加应力条件下,AlCu-Mg-Si基体合金的稳态蠕变速率是0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的7.9倍。vi)揭示出微量微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性和抗高温蠕变性能提高的机制主要为:（a）尺寸更加细小的θ′和Q′析出相的析出强化;（b）分布在晶界处的微纳米尺度TiCp-TiB2p对晶界的钉扎作用;（c）晶内分布的微纳米尺度TiCp-TiB2p对位错运动的阻碍作用。本论文所取得的成果为开发和制备具有高的室温和高温力学性能、室温疲劳性能和高温抗蠕变性能的微纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料提供了新的技术思路、实验依据和理论参考。
二、原位反应在铸造法制备复合材料中的应用（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、原位反应在铸造法制备复合材料中的应用（论文提纲范文）
（1）铜基复合材料制备工艺的研究进展（论文提纲范文）
| 0 引 言 |
| 1 粉末冶金法 |
| 2 铸造法 |
| 3 机械合金化法 |
| 4 内氧化法 |
| 5 原位合成法 |
| 6 熔体浸渗法 |
| 7 搅拌摩擦法 |
| 8 结束语 |
（2）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 |
（3）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 |
（4）原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料的组织调控及力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.2 Ti_2AlNb合金研究概述 |
| 1.2.1 Ti_2AlNb合金相组成及相结构 |
| 1.2.2 Ti_2AlNb合金的微观组织 |
| 1.2.3 O相的变形机理 |
| 1.2.4 Ti_2AlNb合金力学性能的改善途径 |
| 1.3 Ti_2AlNb基复合材料研究进展 |
| 1.3.1 Ti_2AlNb基复合材料中增强体的种类 |
| 1.3.2 Ti_2AlNb合金及其复合材料制备方法 |
| 1.3.3 Ti_2AlNb基复合材料的微观组织 |
| 1.3.4 Ti_2AlNb基复合材料的性能 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料和研究方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的制备 |
| 2.1.3 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的锻造 |
| 2.1.4 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的热处理 |
| 2.2 组织结构分析方法 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 电子显微分析 |
| 2.3 性能测试方法 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 拉伸性能测试 |
| 2.3.3 压缩性能测试 |
| 2.4 第一性原理计算方法 |
| 2.4.1 计算参数的选取 |
| 2.4.2 形成焓的计算 |
| 2.4.3 界面性质的计算 |
| 第3章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的设计与制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位反应产物的热力学预测 |
| 3.3 复合材料界面的预测与第一性原理计算 |
| 3.3.1 复合材料界面结构的预测 |
| 3.3.2 复合材料界面性质的第一性原理计算 |
| 3.4 原位自生(Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的制备 |
| 3.4.1 元素粉末法 |
| 3.4.2 预合金粉末法 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的组织调控及界面研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 增强体(Ti, Nb)B的合成及微观机理 |
| 4.2.1 元素粉末法烧结过程中增强体的合成 |
| 4.2.2 预合金粉末法烧结过程中增强体的合成 |
| 4.2.3 增强体的合成机理 |
| 4.3 复合材料界面的HRTEM研究 |
| 4.3.1 (Ti,Nb)B/α_2相界面结构 |
| 4.3.2 (Ti,Nb)B/O及(Ti,Nb)B/B2相界面结构 |
| 4.3.3 复合材料界面位向关系的矩阵分析 |
| 4.4 原始粉末状态对复合材料微观组织的影响 |
| 4.5 烧结工艺对复合材料组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 烧结工艺对基体组织的影响 |
| 4.5.2 烧结工艺对原始颗粒边界区组织的影响 |
| 4.5.3 复合材料原始颗粒边界区组织对力学性能的影响 |
| 4.6 α_2相在原始颗粒边界的择优析出机理 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的力学行为及强韧化机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同增强体含量的烧结态复合材料的力学行为 |
| 5.2.1 不同增强体含量的烧结态复合材料的拉伸性能 |
| 5.2.2 不同增强体含量的烧结态复合材料的断裂特征 |
| 5.2.3 α_2相择优析出对复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 锻造态复合材料组织和力学性能的各向异性 |
| 5.3.1 锻造态复合材料组织的各向异性 |
| 5.3.2 锻造态复合材料力学性能的各向异性及其形成机理 |
| 5.4 锻造态复合材料的强韧化机理 |
| 5.4.1 锻造态复合材料的力学性能 |
| 5.4.2 锻造态复合材料的强化机理 |
| 5.4.3 锻造态复合材料的韧化机理 |
| 5.5 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 |
（5）SiCp/ZL101复合材料半固态模锻制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 颗粒增强金属基复合材料研究现状 |
| 1.3 金属基复合材料半固态制备工艺 |
| 1.3.1 机械/电磁搅拌法 |
| 1.3.2 近液相线铸造法 |
| 1.3.3 粉末冶金法 |
| 1.3.4 应变诱导熔体激活法 |
| 1.3.5 原位合成法 |
| 1.4 金属基复合材料半固态成形工艺 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金的选择 |
| 2.1.2 增强体的选择 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 增强体颗粒的预处理 |
| 2.2.2 半固态坯料的制备工艺 |
| 2.2.3 半固态触变模锻工艺 |
| 2.2.4 热处理工艺 |
| 2.3 实验分析方法 |
| 2.3.1 微观组织分析 |
| 2.3.2 材料性能分析 |
| 2.3.3 技术路线 |
| 第3章 SiCp/ZL101半固态坯料的制备和组织分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SiCp/ZL101制备工艺参数的确定 |
| 3.2.1 SiC的预处理工艺确定 |
| 3.2.2 半固态机械搅拌温度的确定 |
| 3.3 SiCp/ZL101半固态坯料显微组织 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 半固态模锻对SiCp/ZL101复合材料组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模锻成形对SiCp/ZL101复合材料显微组织的影响 |
| 4.3 模锻成形对SiCp/ZL101复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热处理对挤压态SiCp/ZL101复合材料组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理对挤压态SiCp/ZL101复合材料微观组织的影响 |
| 5.3 热处理对挤压态SiCp/ZL101复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.1 T4处理对挤压态SiCp/ZL101复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.2 T6处理对挤压态SiCp/ZL101复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.3 热处理对合金和复合材料断口形貌的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）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 |
（7）采用Al-CuO-La2O3体系制备铜基复合材料（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 颗粒增强铜基复合材料的研究现状 |
| 1.2 颗粒增强铜基复合材料的制备方法 |
| 1.2.1 外加型法 |
| 1.2.2 内生型法 |
| 1.3 稀土及其氧化物在铜基复合材料中的应用 |
| 1.3.1 稀土元素的铜基复合材料中作用 |
| 1.3.2 La_2O_3在铜基复合材料中的应用 |
| 1.4 铜基复合材料的界面 |
| 1.5 本文研究意义及主要内容 |
| 第二章 原位颗粒增强铜基复合材料的制备及测试 |
| 2.1 原位体系及其原材料的选择 |
| 2.2 铜基复合材料的制备过程 |
| 2.3 试样的测试方法 |
| 第三章 Al-CuO-La_2O_3体系在纯铜熔体中的原位反应 |
| 3.1 Al-CuO-La_2O_3体系原位反应热力学分析 |
| 3.2 La_2O_3添加对Al-CuO体系原位反应产物的影响 |
| 3.3 Al-CuO-La_2O_3体系的原位反应模型 |
| 第四章 采用Al-CuO-La_2O_3体系制备的铜基复合材料的组织与结构分析 |
| 4.1 原位反应产物在铜基体中的特征及其对组织的组织影响 |
| 4.2 La_2O_3加入量不同的的条件下原位反应产物对组织的影响 |
| 4.3 原位Al_2O_3颗粒生成量对组织的影响 |
| 4.4 原位Al_2O_3颗粒与铜基体的界面结构分析 |
| 第五章 采用Al-CuO-La_2O_3体系制备的铜基复合材料性能 |
| 5.1 铜基复合材料的导电性 |
| 5.2 铜基复合材料的硬度 |
| 5.3 铜基复合材料的磨损性能 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）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 |
（9）原位合成MgAlB4晶须增强铝基复合材料的界面结构及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 金属基复合材料的特点与应用 |
| 1.2 晶须增强金属基复合材料 |
| 1.2.1 晶须增强铝基复合材料 |
| 1.2.2 晶须增强钛基复合材料 |
| 1.2.3 晶须增强镁基复合材料 |
| 1.2.4 晶须增强铜基复合材料 |
| 1.3 晶须增强金属基复合材料的强化机理 |
| 1.3.1 晶须与金属基体的界面 |
| 1.3.2 晶须增强MMC强化模型 |
| 1.4 晶须增强铝基复合材料存在的问题 |
| 1.5 选题意义与研究内容 |
| 第2章 铝基体中MgAlB_4晶须的原位合成 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验与计算方法 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 微观结构表征 |
| 2.2.3 计算方法 |
| 2.3 实验结果与讨论 |
| 2.3.1 晶须的形貌、成分和晶体学特征 |
| 2.3.2 MgAlB_4晶须生长的控制因素 |
| 2.3.3 MgAlB_4取向生长机制 |
| 2.3.4 粗大晶须中的面缺陷 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 MgAlB_4电子结构与力学性能的第一性原理计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 DFT计算方法 |
| 3.3 计算结果与讨论 |
| 3.3.1 结构优化 |
| 3.3.2 结构稳定性 |
| 3.3.3 电子结构 |
| 3.3.4 弹性常数 |
| 3.3.5 多晶体的弹性模量与硬度 |
| 3.3.6 单晶弹性各向异性 |
| 3.3.7 单晶拉伸性能与断裂特征 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 MgAlB_4增强铝基复合材料的力学性能、界面结构与强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 力学性能测试 |
| 4.2.2 微观结构表征 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 复合材料力学性能 |
| 4.3.2 晶须对复合材料断口形貌的影响 |
| 4.3.3 MgAlB_4晶须对铝基体微观组织影响 |
| 4.3.4 取向关系与界面结构 |
| 4.3.5 取向关系多样性原因 |
| 4.3.6 复合材料强化与断裂机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 MgAl_2O_4颗粒和MgAlB_4纳米棒复合增强铝基复合材料的制备与性能. |
| 5.1 引言 |
| 5.2 材料制备与分析方法 |
| 5.2.1 材料制备方法 |
| 5.2.2 微观结构表征 |
| 5.2.3 力学性能表征 |
| 5.2.4 DFT计算方法 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 热压态复合材料的微观结构 |
| 5.3.2 MgAl_2O_4/Al和MgAlB_4/Al的取向关系 |
| 5.3.3 MgAl_2O_4/Al和MgAlB_4/Al的界面结构 |
| 5.3.4 界面电子结构计算 |
| 5.3.5 MgAl_2O_4和MgAlB_4对基体再结晶的影响 |
| 5.3.6 复合材料的力学性能和增强机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6 章 全文结论与创新点 |
| 6.1 全文主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 博士期间发表论文和科研情况 |
| 致谢 |
（10）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能（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现状 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.1.1 固态法 |
| 1.2.1.2 液态法 |
| 1.2.2 微米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.2.1 颗粒表面改性 |
| 1.2.2.2 铝基体合金的合金化 |
| 1.2.2.3 制备工艺的改进与优化 |
| 1.2.3 纳米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.3.1 原位内生法 |
| 1.2.3.2 外加法 |
| 1.2.3.3 中间合金法 |
| 1.2.4 微纳米尺度颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5 双相颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5.1 双相微米尺度增强相 |
| 1.2.5.2 双相纳米尺度增强相 |
| 1.2.5.3 双相微纳米尺度增强相 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料室温、高温性能的研究 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料室温抗疲劳性能的研究 |
| 1.3.1.1 颗粒增强铝基复合材料的疲劳断裂机理 |
| 1.3.1.2 颗粒增强铝基复合材料的疲劳性能 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的高温拉伸性能 |
| 1.3.3 颗粒增强铝基复合材料的抗高温蠕变性能 |
| 1.3.3.1 蠕变机制 |
| 1.3.3.2 颗粒增强铝基复合材料的抗蠕变性能 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.1.2 制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.2 实验用复合材料的制备 |
| 2.2.1 燃烧合成+热压+热挤压法制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.1.1 粉末冶金法制备Al-Cu-Mg-Si基体合金 |
| 2.2.1.2 燃烧合成+热压制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料 |
| 2.2.1.3 内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料的热挤压二次加工 |
| 2.2.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.2.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金的制备 |
| 2.2.2.2 内生微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si中间合金的制备 |
| 2.2.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的制备 |
| 2.2.2.4 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的热挤压二次加工 |
| 2.2.3 基体合金和复合材料的热处理 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温和高温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 蠕变性能测试 |
| 2.4.4 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.5 疲劳性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 燃烧合成+热压+热挤压法制备原位内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备、组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备与组织 |
| 3.2.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备 |
| 3.2.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料热压烧结态组织 |
| 3.2.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料挤压态组织 |
| 3.3 燃烧合成+热压+热挤压制备的内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能 |
| 3.3.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能 |
| 3.3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能 |
| 3.3.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料磨粒磨损行为 |
| 3.4 内生双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相TiC_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能对比 |
| 3.4.1 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织 |
| 3.4.2 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 3.4.3 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的磨粒磨损行为 |
| 3.5 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制和耐磨性改善机制 |
| 3.5.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强化机制 |
| 3.5.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强化机制 |
| 3.5.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料耐磨性改善的机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织和室温性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺与组织 |
| 4.2.1 中间合金+搅拌铸造制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺 |
| 4.2.2 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金组织的影响规律 |
| 4.2.3 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金 θ′和Q′析出相的影响规律 |
| 4.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温性能与强化机制 |
| 4.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温疲劳性能 |
| 4.3.2.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的S-N曲线 |
| 4.3.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料疲劳断口形貌分析 |
| 4.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制 |
| 4.3.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能提高的机制 |
| 4.3.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗疲劳性能提高的机制探讨 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温拉伸性能 |
| 5.2.1 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 5.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料析出相的高温稳定性 |
| 5.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性提高的机制 |
| 5.3 微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温蠕变行为 |
| 5.3.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的抗蠕变性能 |
| 5.3.2 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的蠕变机制 |
| 5.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.4 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 |
四、原位反应在铸造法制备复合材料中的应用（论文参考文献）
- [1]铜基复合材料制备工艺的研究进展[J]. 雷沙沙,刘洪军. 机械工程材料, 2021(10)
- [2]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
- [3]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)
- [4]原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料的组织调控及力学行为研究[D]. 张宁波. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [5]SiCp/ZL101复合材料半固态模锻制备及性能研究[D]. 段状正. 太原理工大学, 2021(01)
- [6]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
- [7]采用Al-CuO-La2O3体系制备铜基复合材料[D]. 党聪. 内蒙古工业大学, 2020(02)
- [8]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
- [9]原位合成MgAlB4晶须增强铝基复合材料的界面结构及力学性能[D]. 王夫成. 天津大学, 2020(01)
- [10]微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能[D]. 高瑜阳. 吉林大学, 2019