一、SiC_P颗粒增强金属基6151Al复合材料中的增强颗粒尺寸效应（论文文献综述）
董翠鸽,王日初,彭超群,王小锋[1]（2021）在《SiCp/Al复合材料研究进展》文中研究表明SiCp/Al复合材料综合了铝合金与陶瓷颗粒碳化硅的优点,具有轻质、高强、高模量以及摩擦磨损性能和热物理性能优异等优良性能,具有广阔的应用前景,是金属基复合材料领域研究的重点之一。针对SiCp/Al复合材料的特点,综述搅拌铸造、挤压铸造、粉末冶金、喷射共沉积等制备方法的优缺点,论述热挤压、热轧制、等径角挤压等二次塑性变形对其组织性能的影响,并围绕SiCp/Al复合材料的组织特征,阐述Al基体中引入不同数量与状态的SiC颗粒与其性能之间的关系,论述其断裂行为与强韧化机制。最后,举例说明SiCp/Al复合材料的广泛应用,并展望其发展前景。
曹富翔[2]（2021）在《SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究》文中研究表明SiC颗粒增强铝基复合材料具有弹性模量高、耐磨性好、尺寸稳定性高、比强度高等性能优点,在航空航天、汽车、体育器材等领域具有广泛的应用。为了分析并解决搅拌铸造法制备颗粒增强铝基复合材料中存在的问题,其中包括SiC颗粒不均匀分布、气孔率高、溶质元素偏析严重、晶粒粗大、颗粒和基体润湿性差等,从而为颗粒增强铝基复合材料的制备提供有效的理论指导。本文采用超声波辅助半固态搅拌铸造,以2024Al为基体,10μm SiC颗粒为增强体,制备出体积分数为0%、5%、10%、15%和20%的SiCp/2024Al复合材料,通过两步变形（挤压+轧制）的方法最终获得了厚度约为1 mm的SiCp/2024Al薄板。通过对SiCp/2024Al复合材料进行压力凝固实验,研究了不同模具温度、超声处理温度对铝基复合材料显微组织和力学性能的影响规律,成功制备出颗粒分布均匀、气孔率低和第二相分布均匀的SiCp/2024Al复合材料。对铸态SiCp/2024Al复合材料进行两步热变形,制备出不同体积分数的SiCp/2024Al复合材料薄板,研究了两步热变形（挤压+轧制）工艺对铸态复合材料显微组织和力学性能的影响规律。通过制备不同体积分数的SiCp/2024Al复合材料薄板,研究了SiCp的体积分数对SiCp/2024Al复合材料薄板显微组织和力学性能的影响。研究结果表明,超声辅助半固态搅拌铸造生产的10vol.%SiCp/2024Al复合材料具有良好的力学性能,极限抗拉强度最佳为297 MPa,延伸率为2.21%。在450℃模具温度下,SiCp/2024Al复合材料中的SiC颗粒存在明显的不均匀分布,颗粒贫瘠区的第二相存在网状分布,材料内部的气孔率高。随着模具温度从450℃升至550℃,复合材料内部的气孔率呈下降趋势,SiC颗粒分布均匀性提高,但第二相的偏析先减弱后增强。在500℃模具温度下,复合材料表现出最佳的力学性能。随着超声波处理温度的降低,从700℃至640℃的超声温度范围内,SiCp/2024Al复合材料中的SiC颗粒宏观分布不均匀性加剧。在高于2024Al液相线温度的超声处理下,随超声处理温度升高,铸件的气孔含量上升,SiCp/2024Al复合材料的力学性能下降。在低于2024Al液相线温度的超声处理下,降低超声处理温度,复合材料内部的气孔含量上升,第二相偏析严重,复合材料的力学性能下降。在670℃的超声处理温度下,SiCp/2024Al复合材料表现出最佳的力学性能。最佳的凝固工艺是模具温度接近2024Al固相线温度（500℃）,超声处理温度接近2024Al液相线温度（670℃）的工艺。在这种凝固工艺下,铸态SiCp/2024Al复合材料表现出:SiC均匀分布、气孔率低（0.2%）和第二相含量低（0.49%）。铸态复合材料经过两步热变形（挤压+轧制）后,铸态组织中的缺陷和挤压态试样的缺陷消失。两步热变形可以显着细化复合材料中铝基体的平均晶粒尺寸。挤压态复合材料中团聚的SiC颗粒阻碍了Cu Al2相的细化。两步热变形后,SiC颗粒和Cu Al2相尺寸下降,分布更加均匀。两步热变形改善了SiC颗粒与铝基体的界面结合强度。两步热变形后10vol.%SiCp/2024Al复合材料的极限拉伸强度和伸长率分别为489 MPa和10.42%。对不同颗粒含量的SiCp/2024Al复合材料板材进行显微组织和力学性能分析。研究发现:2024铝合金的平均晶粒尺寸为23.7μm,随SiCp含量的增加,复合材料的平均晶粒尺寸呈下降趋势,第二相的尺寸呈下降趋势,但第二相的含量没有发生变化。SiCp分布的均匀性随颗粒含量增加呈现先上升后下降的趋势,10vol.%SiCp/2024Al复合材料板材表现最优的颗粒分布。固溶处理和时效处理可以显着提高轧制态SiCp/2024Al复合材料的力学性能。时效处理后2024Al基体中有大量纳米级第二相析出。时效处理后,10vol.%SiCp/2024Al的屈服强度、极限抗拉强度和延伸率分别为391 MPa、514 MPa和7.2%。
杨志宇[3]（2021）在《颗粒增强铝基复合材料适配性对损伤过程与力学性能的影响》文中研究说明为了探究颗粒增强铝基复合材料中,颗粒与基体获得有效强化的配合范围,总结颗粒与基体适配性对复合材料性能的影响,本研究采用粉末冶金工艺,选用4 μm、8μm、12μm、15μm、20μm、30μm六种不同粒径颗粒分别与90 MPa、292 MPa、378 MPa三种不同屈服强度Al-Cu-Mg合金基体进行复合,制备出18种屈服强度从111 MPa到386MPa,抗拉强度从179MPa到597 MPa,伸长率从27%到7%变化的复合材料。在此基础上,使用原位拉伸的实验方法对受载过程中复合材料的损伤过程进行了观察与统计分析。通过将颗粒、基体损伤过程与复合材料力学性能建立联系,进而获得颗粒与基体适配性对复合材料损伤以及力学性能的影响规律,推导出颗粒与基体的有效强化配合范围。实验研究表明,在复合材料的受载变形过程中,颗粒会发生断裂,基体会因局部变形产生微孔,这些损伤随着复合材料的变形不断累积,最终导致断裂。通过对复合材料颗粒断裂比率与基体滑移带密度进行统计,根据两种损伤的统计变化规律,将复合材料损伤过程分为三个阶段:无损伤发生的弹性变形阶段;颗粒开裂比率迅速升高,滑移带密度开始增长的过渡阶段;以及颗粒开裂基本停止,基体滑移带密度不断升高的塑性变形阶段。两种损伤的绝对含量及相对大小由颗粒与基体的配合决定。两种损伤的相对大小也会决定复合材料的失效机制。当复合材料的颗粒粒径较大,基体强度较高时,颗粒断裂比率显着升高,颗粒断裂为复合材料的主要失效机制。当复合材料颗粒粒径较小,基体强度较低时,基体滑移带密度显着升高,基体中微孔聚集长大为复合材料的主要失效机制。将复合材料损伤过程与性能变化规律建立联系后表明,颗粒与基体存在有效适配范围。当颗粒与基体处于适配范围时,复合材料的屈服强度与抗拉强度随着颗粒粒径减小与基体强度升高而增大。当颗粒与基体不适配时,其受载过程中产生较多缺陷将使复合材料的性能低于基体性能,具体表现为:当弹性阶段颗粒所受应力超过自身强度极限时,颗粒将在复合材料屈服前发生较多开裂,使得复合材料屈服强度低于基体屈服强度。当较多的颗粒在塑性变形过程中断裂时,会显着降低复合材料的形变硬化率,同时引入的损伤增加了复合材料的断裂倾向,使复合材料抗拉强度低于基体强度。复合材料伸长率随着颗粒粒径增加先升高后下降,在颗粒粒径为12μm时发生转变。当颗粒粒径小于12μm时,颗粒对位错运动阻碍作用较为显着,随着颗粒粒径增大,颗粒对基体的限制能力降低,复合材料的伸长率升高。而当颗粒粒径大于12μm时,颗粒断裂随着颗粒粒径增大逐渐显着。复合材料更易在形变早期发生断裂,复合材料的伸长率随着颗粒粒径增加逐渐降低。根据复合材料屈服强度、抗拉强度与伸长率的性能变化规律,定义了颗粒与基体获得有效强化的适配范围。当颗粒粒径D与基体抗拉强度σ满足关系:1.48+1.17 ×10-2 D+2.09 ×10-3σ+4.28×10-5D2-2.40×10-6σ2+2.19 ×10-5σ>1时,该颗粒与基体复合后能有效提高复合材料抗拉强度,这一区域为有效强化区。同时在范围中,颗粒粒径趋近12μm时可获得较高伸长率,最大程度兼顾强度与塑性。当复合材料力学性能为主要设计指标时,应使复合材料组分满足有效强化区关系,以获得到较好的力学性能。
马国楠[4]（2021）在《SiC/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的制备、微观组织和力学性能》文中研究表明作为航空航天装备轻量化发展的战略性新材料,SiCp/Al复合材料的研究一直备受学者们的关注。虽然以Al-Cu-Mg和Al-Mg-Si合金为基体的复合材料研究相对成熟,并得到广泛应用,但是它们的强度仍然差强人意,难以满足新型装备结构设计对材料力学性能的要求。因此,更高强度、高模量的轻质结构材料亟待开发。本研究采用可设计性较强的粉末冶金技术,制备了不同成分配比的SiCp/Al-Zn-Mg-Cu复合材料及其未增强合金,通过细致的微观结构表征和力学性能测试,探讨了该体系复合材料在设计和制备过程中的关键科学性问题。为了阐明SiC颗粒对复合材料力学性能的强化作用,采用相同的工艺制备SiCp/7085Al复合材料和7085Al合金,详细地对比了两者晶粒尺寸、元素分布和沉淀相形貌的差异,并分析了 SiC颗粒对复合材料各个强化机制的影响。结果表明,T6态SiCp/7085Al复合材料抗拉强度比7085A1合金更低,复合材料中存在明显的界面反应,界面产物以面心立方MgO为主,界面反应引起Mg元素在SiC颗粒周围偏聚,远颗粒基体区域Mg元素含量明显降低,导致主要析出相MgZn2的含量降低。根据理论计算,SiCp/7085Al复合材料的沉淀强化值比7085A1合金低163 MPa,而SiC颗粒的载荷传递和错配位错强化贡献值之和仅为109 MPa。沉淀强化能力减弱是SiCp/7085Al复合材料强度降低的根本原因。通过向复合材料中额外补偿1.0 wt.%Mg元素,可以明显改善复合材料时效硬化能力,沉淀相尺寸降低,密度提高。通过优化制备工艺参数,降低热压温度可以明显降低界面反应程度,削弱SiC颗粒的负面作用,提高复合材料强度。为了建立适用于复合材料设计的Al-Zn-Mg-Cu基体合金体系,通过调控复合材料中Zn、Mg和Cu元素的含量,结合热力学计算,研究了各合金元素和Zn/Mg 比对复合材料组织与性能的影响。结果表明,Zn、Mg和Cu元素均具有提高复合材料拉伸强度的作用,按强化效果由高到低依次为Mg、Zn和Cu元素。但是,随着合金元素含量升高,强度提高的同时伴随着塑性的降低。当（Zn+Mg+Cu）含量固定时,适当降低Zn/Mg比有利于复合材料沉淀强化作用的发挥。但是过低的Zn/Mg 比意味着Mg元素过剩,导致材料塑性急剧恶化。15vol.%SiCp/Al-6.5Zn-2.8Mg-1.7Cu复合材料体现了最佳的强塑性匹配,其抗拉强度为686 MPa,比15vol.%SiCp/7085Al复合材料提高了 133 MPa,而延伸率十分接近。试图通过SiC/Al界面调控改善复合材料力学性能。利用溶胶凝胶和氢气还原技术,对SiC颗粒进行表面前处理,目的是在SiC/Al界面引入分散均匀、尺寸可控的纳米钨颗粒,并结合挤压变形,使得部分纳米钨颗粒脱离界面,强化近界面基体,延缓SiC颗粒断裂失效。结果表明,100 nm钨颗粒呈椭球状,紧紧贴合在SiC颗粒表面,难以脱离SiC/Al界面,未能体现与微米SiC颗粒的协同强化作用。200 nm钨颗粒呈圆球形,与SiC颗粒接触面积较小,挤压变形过程中,部分钨颗粒可以转移到近界面基体中。遗憾的是,钨颗粒与基体发生化学反应,在其表面生成Al18Mg3W2金属间化合物,使得W/Al界面结合较弱,在拉伸断口中可以观察到大量脱粘的钨颗粒,导致复合材料强塑性均降低。但是,利用溶液辅助法,在SiC颗粒表面引入适量而且均匀分布的碳纳米管,却能有效地提高复合材料的抗拉强度和屈服强度。采用搅拌球磨的办法,制备了纳米晶包裹微米SiC颗粒的复合材料。根据晶界强化计算结果,纳米晶的引入应该极大地提高复合材料的强度,但是由于球磨纳米A1粉表面积较大,引入的Al2O3明显增多,造成Mg元素的严重消耗和偏聚,阻碍MgZn2的形核与析出。同时,纳米晶和晶界处MgO的存在,明显降低了基体的变形能力。因此,纳米晶结构复合材料力学性能并不理想。结合机械混料法,向纳米晶复合材料中引入50%的微米晶,形成微米/纳米晶双尺度结构SiCp/Al-Zn-Mg-Cu复合材料,既能发挥纳米晶的晶界强化作用,又能减少氧化物的引入,双尺度结构复合材料具有比单纯纳米晶结构和微米晶结构复合材料更高的强度,塑性也明显优于纳米晶结构复合材料。通过调控时效温度和时效时间,优化了中合金含量和高合金含量复合材料的峰时效热处理工艺。结果表明,SiC颗粒的引入并不会改变基体合金的时效析出序列,但是会明显促进时效析出进程。相比于中合金含量复合材料,高合金含量复合材料的最佳峰时效温度更低,时效时间更短,其抗拉强度可以达到781 MPa,接近钛合金水平。但是,由于其过饱和程度太高,沉淀相极易在高角晶界和SiC/Al界面处发生优先形核和异常长大。晶界相的长大伴随着无析出带的形成,使得晶界强度降低。SiC/Al界面富集的Mg溶质原子和多种化合物,使得SiC/Al界面结合不良。裂纹萌生后,倾向于沿着薄弱的晶界和SiC/Al界面扩展,沿晶断裂和界面脱粘是高合金含量复合材料的主要断裂机制。
高远[5]（2021）在《硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究》文中认为随着能源电力行业的迅速发展,对耐高温、高强韧、抗氧化结构材料提出了更高的要求。传统的高温合金使用温度上限约1000℃-1200℃,即使是高温性能优异的碳化硅陶瓷的长时使用温度也只有1650℃。因此,开发新型超高温材料对电力行业的发展意义重大。本文首先热压烧结了Nb-xTi（x=10wt.%,20wt.%,30wt.%,40wt.%）合金,研究了Ti含量对Nb-Ti合金强韧性的影响规律。然后以Nb-20wt.%Ti合金为基体,以二硼化锆ZrB2陶瓷为增强相,热压烧结（1600℃/30MPa）制备了致密度不低于97%的xZrB2-NbTi（x=15wt.%,30wt.%,45wt.%,60wt.%）复合材料。利用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、万能试验机等对复合材料微观结构相组成、室温及高温力学性能、高温氧化性能进行了检测,分析了微观组织结构对宏观性能的影响规律,获得了复合材料室温及高温强韧化机理及抗氧化机制。在不同Ti含量的Nb-xTi合金中,断裂韧性随Ti含量的提高先升高后降低,Nb-30wt.%Ti室温断裂韧性最高,为24.5MPa·m1/2;室温屈服强度随Ti含量线性增加,Nb-40wt.%Ti室温强度最高,为1548.9MPa;800℃高温屈服强度随Ti含量线性降低,Nb-40wt.%Ti高温屈服强度最低,为414.8MPa。xZrB2-NbTi复合材料的相组成包括（Ti,Nb,Zr）ss固溶体基体相、等轴状富Ti的（Nb,Ti）B相及针状富Nb的（Ti,Nb）B相。随着ZrB2陶瓷含量增加,复合材料中硼化物相含量也增加。当ZrB2含量超过45wt.%时,出现残余ZrB2团聚体及（Ti,Nb）B团簇。各相的数量和形态直接影响复合材料的强度和韧性。室温力学性能实验结果表明,30wt.%ZrB2-NbTi的室温断裂韧性最高,为12.0MPa·m1/2。（Ti,Nb）B相带来的裂纹偏转、裂纹桥连和拔出机制是其主要的增韧因素。xZrB2-NbTi的强度则取决于（Nb,Ti）B相的位错强化机制及（Ti,Nb）B相和残余ZrB2颗粒因应力集中引起的弱化效果的共同作用。当材料中残余ZrB2颗粒较多时,材料在外力作用下沿剪切带脆性断裂,强度明显下降。室温强度最高为1785.6MPa,在ZrB2含量为15wt.%时获得。高温力学性能实验结果表明,当ZrB2含量一定时,xZrB2-NbTi的屈服强度和断裂韧性随实验温度的升高而线性下降。当实验温度一定时,屈服强度在ZrB2含量为45wt.%时达到最大,断裂韧性在ZrB2含量为30wt.%时达到最大。颗粒强化、细晶强化和残余应力场强化是主要高温增强机制。基体韧性的保留和（Ti,Nb）B的增韧则保证了材料的高温韧性。当实验温度高于1200℃时,60wt.%ZrB2-NbTi材料出现了韧性大幅增加现象,主要归因于氧化锆的马氏体相变增韧。高温氧化实验结果表明,xZrB2-NbTi在高温下氧化产物包括TiNb207、Ti2Nb10O29、Nb2O5、Nb2Zr6017、TiO2和ZrO2相6种。Nb2Zr6O17和TiO2有利于氧化层的完整性,能提高抗氧化性。板条状Nb2O5和疏松的Ti2Nb10O29及TiNb207对氧化层破坏能力排序为:Nb2O5>Ti2Nb10O29>TiNb2O7。800℃-1000℃时,ZrB2含量越高,氧化产物中膜状Nb2Zr6O17越多,板条状Nb2O5减少,膜状Nb2Zr6O17能愈合由Nb2O5生长内应力过大引起的氧化层开裂,抗氧化性越好。1200℃时,ZrB2含量越高,ZrO2马氏体相变体积效应造成的氧化层内应力越大,同时B2O3挥发造成Nb2Zr6017膜破裂,抗氧化性越差。
宋亢[6]（2021）在《选区激光熔化SiCp/AlSi10Mg复合材料的组织及性能研究》文中研究说明选区激光熔化技术（Selective Laser Melting,SLM）作为一种自上而下逐层成形的新型制备工艺,其优势在于可以加工出传统制造方法难以实现的复杂结构零部件,同时由于成形时的金属粉末充分熔化,可成形出高质量高致密性的零件;加之快速冷却可有效细化组织、显着提高力学性能,有望解决传统制造方法遇到的难题。本文将SiC颗粒与AlSi10Mg颗粒按百分比均匀混合烘干后作为原始粉末,采用SLM技术成功制备SiCp/AlSi10Mg的复合材料。以最终成形试样质量为主要标准,深入地研究了不同的激光处理工艺和参数对SLM成形SiCp/AlSi10Mg复合材料的物相、致密程度、显微组织和力学性能及其摩擦和磨损等性能的影响,不同氧化工艺对SLM成形件的组织与力学性能的影响,对热处理不同工艺阶段试样的形貌及性能进行了分析。主要内容及结果如下:（1）揭示了 SLM成形试样致密性、组织与物理性能随成形工艺的变化规律。SLM成形件随着扫描速度和扫描间距的增加相对致密度均为先上升后降低,具有最大峰值;为获得SiC颗粒分布均匀且具有较高致密度的成形件,所选择的扫描策略为67°偏转扫描,最优工艺参数为:扫描速度1100 mm/s,扫描间距0.11mm,扫描功率340 W,铺粉层厚30μm。由于高能激光束所具有的能量,SLM制备的SiCp/AlSi10Mg复合材料的微观组织内不但存在细小的等轴状α-Al基和基体间呈网格状分布的Si共晶,同时SiC颗粒与Al基体部分之间发生原位反应生成Al4SiC4增强相。SLM的最终成形件由多道多层熔化叠加形成,单个熔池和搭接区在显微组织中能够被区分为中心区、熔池边界区以及部分受热影响区;最高显微硬度为189HV,摩擦力系数和磨损率相对较低,分别为0.44和3.38 ×10-5mm3N-1m-1。最大抗拉强度365MPa,延伸率2.2%。（2）SiC颗粒高温氧化可改善SiC颗粒与Al基体的界面结合,提高复合材料的性能。当SiC的氧化温度保持在1200℃以上,随着SiC的氧化持续时间在2h-6h时,SiC表面最终呈现出晶态的SiO2,晶型为高温型方石英。氧化后SiC颗粒边角钝化,在同一工艺参数下SLM成形复合材料中SiC颗粒在Al基体的分布随着氧化程度变化而逐渐改善,复合材料的界面结合也随之得到改善。经过氧化后的SiC颗粒产生的SiO2在Al基体和SiC颗粒之间形成一个SiC/SiO2、MgAl2O4/Al的界面组织,实现了良好的润湿性结合。1200℃氧化6h时SiCp/AlSi10Mg复合材料获得的最大相对密度98.36%,最大抗拉强度376MPa。摩擦系数与磨损率下降,耐磨性得到提升,磨损机理转变为磨料磨损。（3）阐明了热处理对SLM成形SiCp/AlSi10Mg复合材料组织与性能影响规律。在T6热处理工艺过程中,固溶时网格状的共晶Si完全分解并转化为分离的片状Si颗粒,成形试样的的抗拉强度和硬度显着降低,但延展性得到提高;完成T6热处理后,共晶组织中的Si从基体中析出且不再相连,同时Al基体中析出了针状AlFeSi金属间化合物,硬度和拉伸强度增加,但作为局部裂纹萌生点,其延展性有所降低。热处理完成后成形试样的拉伸断口处出现大量等轴韧窝,其断裂方式转为典型的韧性断裂。
朱万波[7]（2021）在《中高体积分数铝基碳化硅复合材料微观结构与界面表征》文中认为中高体积分数的SiCp/Al复合材料,与低体积分数的SiCp/Al复合材料相比,拥有比强度高,导热系数高,热膨胀系数低的特点,广泛应用于卫星和电子封装领域关键性的功能结构件。随着科技的进步,如今的应用已从小尺寸的公斤级发展到大尺寸的吨位级,结构件越来越趋向于轻量化和高性能的应用发展。本文通过粉末冶金的方法成功制备出不同烧结工艺和不同体积分数的SiC颗粒增强6061Al基复合材料。利用金相显微镜、扫描电子电镜、X射线衍射仪和透射电子电镜等,系统地研究了热压温度与保温时间对SiCp/6061Al复合材料的微观组织结构与界面反应的影响,以及在630℃热压温度且保温6小时下,研究了不同SiC颗粒体积分数对SiCp/6061Al复合材料微观组织与性能的影响。实验研究结果如下:（1）粉末冶金法可适用于制备中高体分的SiC颗粒增强铝基复合材料。通过粉末冶金制备出的不同烧结工艺和不同中高体积分数的SiCp/6061Al复合材料,制备出的坯锭没有出现碎裂,材料表面也无明显的裂纹等缺陷。（2）55 vol.%SiCp/6061Al复合材料,随着烧结温度与烧结时间的增加,SiC与Al的界面反应加剧,产生脆性相Al4C3,以及Mg Al2O4和Mg O界面产物。经过去离子水浸泡腐蚀后,腐蚀最先开始在界面处,然后向铝基体侧逐渐扩展。（3）烧结温度主要影响Al4C3的形核,而烧结时间主要影响Al4C3的生长。在制备大尺寸工件的高体积分数SiCp/6061Al基复合材料时,为了避免有害反应的发生,反应温度不应超过670℃;在反应温度为650℃时,保温时间不应超过12h,在反应温度为630℃时,保温时间不应超过24h。（4）随着SiC颗粒体积分数的增加,颗粒分布越来越密集,个别区域发生团聚的现象,但界面较平整光滑,无界面产物,界面以机械结合和化学结合方式存在。（5）随着SiC颗粒体积分数的增加,材料密度、弹性模量、热导率逐渐增大,而抗弯强度、热膨胀系数随SiC颗粒体积分数的增加逐渐减小。
胡恺琪[8]（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。
孙伟[9]（2020）在《切削SiCp/Al复合材料的颗粒损伤机理及理论建模研究》文中研究说明碳化硅颗粒增强铝基复合材料（SiCp/Al）是以铝或铝合金为基体,以碳化硅脆硬颗粒为增强相的一种金属基复合材料,具有高比强度、高比刚度、低密度和优越的热学性能,在航空航天、电子通讯、汽车等领域均具有广阔的应用前景。但是,高强度增强相SiC颗粒的加入使得SiCp/Al复合材料的切削加工变的极为困难,并会加速刀具磨损,降低工件加工精度,严重限制了该材料的广泛应用。其中,在SiCp/Al复合材料切削过程中,脆硬颗粒会断裂、颗粒-基体界面会脱粘,这两种损伤的出现给SiCp/Al复合材料切削加工带来了挑战。因此,本文研究了颗粒损伤对SiCp/Al复合材料切削加工的影响,通过实验观察和理论分析对与SiCp/Al复合材料去除过程密切相关的切屑形成、动态压缩变形、切削力和切削温度等进行了研究。（1）SiCp/Al复合材料切削的颗粒损伤及切屑形成机理研究。对不同颗粒含量和尺寸的SiCp/Al复合材料在不同切削条件下进行了直角切削实验和快速落刀实验,并对获取的切屑、切屑根部和切屑断面进行了微观观察,研究了颗粒断裂和界面脱粘的形成机理,分析了颗粒损伤（颗粒断裂和界面脱粘）对切屑中脆性断裂的影响,揭示了 SiCp/Al复合材料的切屑形成机理。结果显示,位错塞积引起的应力集中导致了界面脱粘,应力集中、刀刃挤压、局部颗粒聚集和颗粒连成网状结构引起了颗粒断裂;颗粒损伤会促进切屑中的脆性裂纹扩展,导致切屑锯齿化程度增强。发现SiCp/Al复合材料切削过程中发生了三种剪切区变形模式,分别是塑性变形、不完全脆性断裂和完全脆性断裂,这三种变形模式的相互转变导致了切屑形态的演变。然后,依据SiCp/Al复合材料剪切区的三种变形模式分别建立了塑性变形模式下、不完全脆性断裂模式下和完全脆性断裂模式下的切屑形成物理模型。（2）考虑颗粒损伤影响的SiCp/Al复合材料动态本构模型的建立。采用分离式霍普金森压杆技术,在不同应变率和温度条件下,对不同颗粒含量和尺寸的SiCp/Al复合材料进行了动态压缩实验,研究了颗粒损伤和热软化对SiCp/Al复合材料动态力学性能的影响。基于Eshelby等效夹杂理论和基体材料的塑性动态本构关系,建立了考虑颗粒损伤影响的SiCp/Al复合材料动态本构模型,预测了 SiCp/Al复合材料的动态力学性能。结果显示,考虑颗粒损伤影响的SiCp/Al复合材料动态本构模型在室温下能较好地预测SiCp/Al复合材料的应力-应变关系,而随着温度升高预测结果的平均误差却明显增大。为进一步提升高温下的预测精度,对考虑颗粒损伤影响的SiCp/Al复合材料动态本构模型进行了改进,分析了颗粒强化与热软化之间的相互影响,建立了 SiCp/Al复合材料颗粒-热耦合动态本构模型,实现了不同温度下SiCp/Al复合材料动态力学性能的精准预测。最后,研究了颗粒损伤对SiCp/Al复合材料动态力学性能的影响,发现随颗粒含量和尺寸的增大,颗粒断裂和界面脱粘的几率增大,从而减弱了颗粒的强化作用,导致流动应力随颗粒含量的增大先升后减,随颗粒尺寸的增大而减小。（3）SiCp/Al复合材料切削力和切削温度的建模研究。通过分析SiCp/Al复合材料的切屑形成过程,并结合考虑颗粒损伤影响的SiCp/Al复合材料动态本构模型,建立了考虑颗粒影响的SiCp/Al复合材料切削力模型;基于Shaw的切削温度解析模型,并通过考虑颗粒对SiCp/Al复合材料切削热产生的影响,建立了考虑颗粒影响的SiCp/Al复合材料切削温度解析模型;最后,将切削力模型与切削温度解析模型相结合,提出了SiCp/Al复合材料切削力和切削温度的耦合预测方法,预测了加工SiCp/Al复合材料时的切削力和切削温度,并将获得的预测值与实验值进行了对比,发现所提出的模型考虑颗粒影响后可更精准地实现切削力和温度的预测。最终,基于SiCp/Al复合材料切削力模型和切削温度解析模型,研究了增强颗粒对切削力和切削温度的影响,结果显示:随颗粒含量增加,切削力先增大后减小,切削温度降低;随颗粒尺寸增大,切削力减小,切削温度降低。（4）SiCp/Al复合材料剪切区颗粒损伤度的建模及其对切削加工的影响研究。根据Eshelby等效夹杂理论和Weibull统计分布获得了剪切区的颗粒损伤几率,根据刀具与颗粒的接触分析获得了切削刃区域的颗粒损伤几率,并将两种颗粒损伤几率相加获得了SiCp/Al复合材料切削的剪切区颗粒损伤度。通过对切屑根部及切屑纵截面的颗粒损伤状态进行分析,验证了颗粒损伤度的有效性。研究了 SiCp/Al复合材料剪切区颗粒损伤对切削力、切削温度和已加工表面粗糙度的影响,并为SiCp/Al复合材料切削参数优化提供了一定指导。结果显示,SiCp/Al复合材料的颗粒含量增加或尺寸增大,剪切区颗粒损伤度增加,进而导致切削力随颗粒含量的增加而先升后降,随颗粒尺寸的增大而减小。提高切削速度能够减小中、低体分比SiCp/Al复合材料的切削力;通过降低切削速度使剪切区颗粒损伤增强,也可以减小40vol.%SiC-30μm复合材料的切削力。切削SiCp/Al复合材料的颗粒尺寸增大,切削力受颗粒损伤影响会减小,进而导致切削温度降低。随剪切区颗粒损伤的增强,SiCp/Al复合材料的已加工表面质量会降低。切削高体分比或大颗粒的SiCp/Al复合材料时,剪切区颗粒损伤度均会保持较大值,使已加工表面质量相对较差。增大切削速度或切削厚度可使剪切区颗粒损伤度降低,有助于改善SiCp/Al复合材料的已加工表面质量。
时岩[10]（2020）在《仿生纳米叠层结构单壁碳纳米管增强铝基复合材料的制备和力学行为研究》文中进行了进一步梳理金属基复合材料兼具金属基体的延展性和颗粒、晶须、纤维等“增强体”的高模量、高强度以及优异的功能特性,被广泛地应用在航空航天、交通运输和电子封装等领域。现代科学技术的发展对金属基复合材料的综合性能提出了更高的要求,而进一步提高金属基复合材料性能的研究方向之一就是寻求性能更加优异的增强体。近年来,具有高抗拉强度（～30 GPa）、高弹性模量（～1 TPa）和高导热系数(沿轴向～6000 W·m-1K-1)等特点的碳纳米管获得了广泛关注,被认为是新一代金属基复合材料的理想增强体。碳纳米管可分为单壁碳纳米管和多壁碳纳米管两类。与多壁碳纳米管相比,单壁碳纳米管的直径更小（0.4-2 nm）、长径比更高,并且不存在多壁碳纳米管层间滑动的现象。因此,作为金属基复合材料的非连续纤维增强体,单壁碳纳米管更有优势。然而,单壁碳纳米管极小的管径和巨大的比表面积使得其在复合材料制备过程中非常容易发生团聚。此外,单壁碳纳米管增强金属基复合材料在强度提高的同时,塑性和韧性显着下降,表现出典型的强度-塑韧性倒置关系。如何通过制备工艺的控制,实现单壁碳纳米管在金属基体内的均匀分散,并综合提高复合材料的强度-塑韧性匹配,是制约单壁碳纳米管增强金属基复合材料的瓶颈难题。启迪于贝壳的纳米叠层砖砌复合构型及其高强超韧特性,本文选取单壁碳纳米管为增强体,纯铝为基体,通过调控片状粉末冶金工艺,制备出具有不同纳米叠层结构的单壁碳纳米管-铝复合材料,以探究纳米叠层构型与复合材料力学行为之间的内在联系;通过不同叠层取向和不同应变速率下的复合微柱压缩试验,并与宏观拉伸试验相结合,研究纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料的强化机制与变形机制;通过不同叠层取向的复合微柱原位拉伸试验,探索单壁碳纳米管/铝复合界面的力学特性和其对复合材料力学行为的影响机制。本文的主要研究思路和结果如下:（1）使用静电吸附工艺,成功地将单壁碳纳米管均匀地吸附在铝片表面上。通过调控片状复合粉末的冷焊时间,制备了三种不同微观复合构型的0.5 wt.%单壁碳纳米管-铝复合材料（分别是界面结合较弱的有序纳米叠层结构、界面结合较强的部分有序纳米叠层结构和无序结构）。沿叠层方向的宏观拉伸试验表明,部分叠层结构复合材料具有最高的屈服强度、拉伸强度和应变硬化能力,但其均匀延伸率并未降低。结合显微结构表征发现,部分叠层结构复合材料优异的力学性能主要来源于单壁碳纳米管/铝界面的有效载荷传递、铝基体的晶粒细化以及单壁碳纳米管/铝界面与位错之间强烈的交互作用的综合效果。而对于另外两种构型复合材料,有序纳米叠层结构复合材料的强度与相应的纯铝基体基本相同,这是因为单壁碳纳米管与铝基体之间未产生有效的界面结合;无序结构复合材料虽然具有与部分叠层结构复合材料相似的屈服强度,但是由于其位于晶界处的单壁碳纳米管难以与位错发生交互作用,导致其应变硬化能力和拉伸强度较低。（2）针对部分有序的纳米叠层结构,制备了不同单壁碳纳米管含量（0.5 wt.%和0.2 wt.%）的铝基复合材料。显微结构表征发现,随着单壁碳纳米管含量的增加,铝基体的晶粒细化现象愈加显着。沿叠层方向的宏观拉伸试验显示,复合材料的屈服强度、抗拉强度和应变硬化能力随着单壁碳纳米管含量的增加而提高,而其均匀延伸率与纯铝相比没有降低。对于0.5 wt.%单壁碳纳米管-铝复合材料,其屈服强度和拉伸强度分别提高了～18.7%和～25.5%。然而,随着单壁碳纳米管质量分数的增加,复合材料的总延伸率显着降低,并且在断口韧窝表面上发现有大量的单壁碳纳米管,这是因为单壁碳纳米管/铝界面处的孔洞形成-扩展机制导致复合材料提早断裂失效。结合不同叠层取向和不同应变速率下的微柱压缩试验,发现复合材料的强化来自于单壁碳纳米管的承载作用、铝基体的晶粒细化以及单壁碳纳米管/铝界面对位错的钉扎作用的综合效果,其中单壁碳纳米管的承载作用占主要部分;此外,单壁碳纳米管/铝界面对位错的钉扎作用与铝基体晶粒细化导致的强化贡献相当。（3）通过对不同叠层取向的部分有序纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料进行扫描电镜下的微柱拉伸试验（叠层取向与拉伸方向的夹角分别为90°,45°和0°）,发现复合材料的强度和变形方式表现出显着的各向异性。结合拉伸变形后微柱的显微结构表征发现,只有等应变状态下的0°复合材料微柱相对于纯铝基体得到了强化,并且塑性得到良好的保持,其断裂机制为穿过多个铝晶粒的剪切断裂,这主要归因于单壁碳纳米管/铝界面的有效载荷传递和界面偏转裂纹的作用;而90°和45°复合材料微柱相对于铝基体未出现强化效果,其断裂机制分别为沿单壁碳纳米管/铝界面发生正向断裂和剪切断裂。由于90°和45°复合材料微柱均沿着界面发生失效,因此单壁碳纳米管/铝界面的正断强度和剪切强度分别测得为254.9±9.3 MPa和112.8±3.5 MPa。综上所述,通过将宏观拉伸力学试验和微柱压缩/拉伸试验相结合,本文详细探究了纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料的强化机制与变形机制。特别是通过原位微柱拉伸方法定量测量了碳纳米管/铝复合界面的界面结合强度,为评价非连续纤维增强金属基复合材料的界面力学特性提供了新思路和新方法,也为先进金属基复合材料的构型设计和工艺优化提供了实验依据。
二、SiC_P颗粒增强金属基6151Al复合材料中的增强颗粒尺寸效应（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_P颗粒增强金属基6151Al复合材料中的增强颗粒尺寸效应（论文提纲范文）
（1）SiCp/Al复合材料研究进展（论文提纲范文）
| 1 SiCp/Al复合材料的制备方法 |
| 1.1 搅拌铸造法 |
| 1.2 挤压铸造法 |
| 1.3 粉末冶金法 |
| 1.4 喷射共沉积法 |
| 1.5 二次(塑性)变形 |
| 1)热挤压 |
| 2)热轧制 |
| 3)等径角挤压 |
| 2 SiCp/Al复合材料组织特征 |
| 2.1 铝基体 |
| 2.2 增强体SiC颗粒 |
| 2.3 界面 |
| 3 SiCp/Al复合材料性能特点 |
| 3.1 高比强度 |
| 3.2 高比刚度 |
| 3.3 低塑性 |
| 3.4 良好的耐磨性 |
| 3.5 优异的热物理性能 |
| 4 SiCp/Al复合材料的强韧化 |
| 4.1 断裂行为 |
| 1)宏观断口分析 |
| 2)微观断口分析 |
| 3)断裂机理研究 |
| 4.2 强化机制 |
| 1)直接强化 |
| 2)间接强化 |
| 4.3 韧化机制 |
| 1)合理选择增强体、基体及界面的匹配关系 |
| 2)复合材料非均质构型设计 |
| 5 SiCp/Al复合材料应用概况 |
| 5.1 承力结构件 |
| 5.2 光学反射镜及仪表 |
| 5.3 耐磨结构件 |
| 5.4 电子封装材料 |
| 6 展望 |
| 1) SiCp/Al复合材料性能进一步优化 |
| 2)完善SiCp/Al复合材料性能评估与质量检测 |
| 3)结构功能一体化或多功能化SiCp/Al复合材料设计研究 |
| 4) SiCp/Al复合材料回收性能研究 |
（2）SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.2 搅拌铸造法 |
| 1.3.3 喷射沉积法 |
| 1.3.4 压力浸渗法 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的热变形工艺 |
| 1.4.1 挤压 |
| 1.4.2 锻造 |
| 1.4.3 轧制 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 SiC_p/2024Al复合材料板材的制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 OM显微组织观察 |
| 2.3.2 SEM观察 |
| 2.3.3 TEM观察 |
| 2.3.4 XRD分析 |
| 2.3.5 室温拉伸 |
| 2.3.6 室温硬度测试 |
| 2.3.7 致密度测试 |
| 第3章 铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 3.2.2 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 3.3 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 3.3.2 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 两步热变形SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 两步热变形对SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 4.3 两步热变形对SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC_p/2024Al复合材料板材的显微组织和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材显微组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材显微组织影响 |
| 5.2.2 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材力学性能的影响 |
| 5.3 SiC_p/2024Al复合材料板材时效处理后显微组织和力学性能的影响 |
| 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科研成果 |
| 致谢 |
（3）颗粒增强铝基复合材料适配性对损伤过程与力学性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 序 |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料强化原理 |
| 1.2.1 载荷传递 |
| 1.2.2 位错强化 |
| 1.2.3 Orowan强化 |
| 1.2.4 基体合金自身强化 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料力学性能主要影响因素 |
| 1.3.1 颗粒尺寸 |
| 1.3.2 颗粒形貌 |
| 1.3.3 颗粒体积分数 |
| 1.3.4 损伤 |
| 1.3.5 颗粒与基体的适配性 |
| 1.4 原位表征方法 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 1.7 难点 |
| 1.8 创新点 |
| 2 材料制备及分析测试方法 |
| 2.1 SiC颗粒增强铝基复合材料的制备 |
| 2.1.1 复合材料设计 |
| 2.1.2 复合材料制备 |
| 2.2 分析测试方法 |
| 2.2.1 组织表征 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 原位拉伸 |
| 3 复合材料微观组织与力学性能分析 |
| 3.1 基体合金组织与力学性能 |
| 3.1.1 基体合金组织分析与表征 |
| 3.1.2 基体合金力学性能 |
| 3.1.3 基体合金断口形貌 |
| 3.2 复合材料组织与力学性能 |
| 3.2.1 复合材料组织分析与表征 |
| 3.2.2 复合材料力学性能 |
| 3.2.3 复合材料断口形貌 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 复合材料受载过程中的组织变化 |
| 4.1 复合材料受载过程原位观察 |
| 4.2 复合材料受载过程中的形貌变化 |
| 4.2.1 颗粒开裂 |
| 4.2.2 基体局部变形 |
| 4.3 基体与颗粒特性对复合材料组织变化的影响 |
| 4.4 复合材料受载损伤过程 |
| 4.4.1 颗粒损伤特性 |
| 4.4.2 基体损伤特性 |
| 4.4.3 复合材料颗粒与基体适配性对损伤过程的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 适配性对复合材料力学性能的影响 |
| 5.1 复合材料损伤对性能的影响机制 |
| 5.1.1 屈服强度 |
| 5.1.2 形变强化 |
| 5.1.3 抗拉强度 |
| 5.2 适配性对复合材料力学性能的影响 |
| 5.2.1 适配性对复合材料强度的影响 |
| 5.2.2 适配性对复合材料伸长率的影响 |
| 5.2.3 颗粒与基体的适配范围 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）SiC/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的制备、微观组织和力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的应用和前景 |
| 1.2.1 航空航天领域的应用 |
| 1.2.2 其他领域的应用 |
| 1.3 碳化硅增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 制备方法 |
| 1.3.2 力学性能 |
| 1.3.3 强化机制 |
| 1.4 PRAMC的构型设计 |
| 1.4.1 均匀结构材料的组织与性能 |
| 1.4.2 非均匀结构材料的组织与性能 |
| 1.4.3 界面结构调控 |
| 1.5 SiCp/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的研究现状 |
| 1.5.1 基体合金成分 |
| 1.5.2 热处理工艺 |
| 1.5.3 微观组织 |
| 1.5.4 力学性能 |
| 1.6 本文研究目的和研究内容 |
| 第2章 界面反应对复合材料组织和性能的影响 |
| 2.1 SiC颗粒对复合材料力学性能的负作用 |
| 2.1.1引言 |
| 2.1.2 实验材料与方法 |
| 2.1.3 实验结果与分析 |
| 2.2 热压温度对界面反应的调控 |
| 2.2.1 引言 |
| 2.2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.3 实验结果与分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 组分调控对复合材料性能的影响 |
| 3.1 基体合金成分优化 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 实验材料与方法 |
| 3.1.3 实验结果与分析 |
| 3.2 增强体尺寸调控 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 实验材料与方法 |
| 3.2.3 实验结果与分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 SiC表面改性提高复合材料力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 溶胶凝胶法SiC表面涂覆纳米钨颗粒 |
| 4.2.1 实验设计 |
| 4.2.2 实验材料与方法 |
| 4.2.3 实验结果与分析 |
| 4.3 溶剂辅助法SiC表面吸附纳米碳管 |
| 4.3.1 实验材料与方法 |
| 4.3.2 实验结果与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 双尺度结构复合材料的组织与性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 粗细铝粉混合的非均匀复合材料 |
| 5.2.1 实验材料与方法 |
| 5.2.2 实验结果与分析 |
| 5.3 纳米/微米晶双尺度结构复合材料 |
| 5.3.1 实验材料与方法 |
| 5.3.2 实验结果与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 复合材料的时效行为与断裂机制 |
| 6.1 中等合金含量复合材料的时效行为 |
| 6.1.1 引言 |
| 6.1.2 实验材料与方法 |
| 6.1.3 实验结果与分析 |
| 6.2 高Zn含量复合材料的力学性能和断裂机制 |
| 6.2.1 引言 |
| 6.2.2 实验材料与方法 |
| 6.2.3 实验结果与分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 已发表的学术论文与参与的学术会议 |
| 作者简介 |
（5）硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.2.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.2.2 发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.2.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.3 高温材料研究现状 |
| 1.3.1 高温金属及合金 |
| 1.3.1.1 超合金 |
| 1.3.1.2 铂族金属 |
| 1.3.1.3 难熔金属及其合金 |
| 1.3.1.4 金属间化合物 |
| 1.3.2 高温陶瓷 |
| 1.3.3 高温复合材料 |
| 1.3.3.1 碳/碳复合材料 |
| 1.3.3.2 陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.3 金属基复合材料 |
| 1.3.4 超高温陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料研究现状 |
| 1.3.4.1 颗粒增强Al、Mg、 Ti、Cu、Ni基复合材料 |
| 1.3.4.2 颗粒增强难熔金属基复合材料 |
| 1.4 高温材料制备方法 |
| 1.5 本文实验材料的选择及其性质 |
| 1.5.1 难熔金属基体的选择及可行性分析 |
| 1.5.2 超高温陶瓷颗粒的选择及可行性分析 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 原材料与制备工艺 |
| 2.1.1 Nb-xTi基体合金材料的制备 |
| 2.1.2 xZrB_2-NbTi陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料的制备 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD相组成 |
| 2.2.2 SEM微观形貌 |
| 2.2.3 TEM点阵 |
| 2.2.4 EDS元素分布 |
| 2.2.5 致密度 |
| 2.3 力学性能分析 |
| 2.3.1 显微硬度 |
| 2.3.2 常温断裂韧性 |
| 2.3.3 高温断裂韧性 |
| 2.3.4 常温压缩 |
| 2.3.5 高温压缩 |
| 2.4 高温抗氧化性能分析 |
| 第3章 Nb-xTi合金材料组织结构及力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb-Ti合金的相组成及微观形貌 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 3.2.3 TEM点阵分析 |
| 3.3 Nb-Ti合金的韧化机制及断口形貌 |
| 3.4 Nb-Ti合金的强化机制及压缩特性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 xZrB_2-NbTi复合材料组织结构及室温力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 xZrB_2-NbTi材料相组成及微观形貌 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 4.3 xZrB_2-NbTi材料的烧结及致密化过程 |
| 4.4 xZrB_2-NbTi材料室温断裂韧性及韧化机制 |
| 4.5 xZrB_2-NbTi材料室温压缩性能及强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbTi复合材料高温力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.2.1 实验温度对复合材料高温压缩性能的影响 |
| 5.2.2 陶瓷相含量对复合材料高温压缩性能的影响规律 |
| 5.3 复合材料高温断裂韧性 |
| 5.4 复合材料高温压缩断口形貌 |
| 5.5 复合材料高温断裂韧性断口形貌 |
| 5.6 复合材料高温强化机制及失效模式分析 |
| 5.7 复合材料高温增韧机制及断裂机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbTi复合材料氧化动力学曲线分析 |
| 6.3 氧化产物相组成及微观形貌分析 |
| 6.4 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（6）选区激光熔化SiCp/AlSi10Mg复合材料的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 1 绪论 |
| 1.1 金属的选区激光熔化技术 |
| 1.1.1 选区激光熔化技术概述 |
| 1.1.2 选区激光熔化技术成形原理及影响因素 |
| 1.2 金属基复合材料研究概述 |
| 1.2.1 典型的铝基复合材料 |
| 1.2.2 铝基复合材料研究概况 |
| 1.2.3 铝基复合材料的制备 |
| 1.2.4 铝基复合材料的国内外研究现状 |
| 1.3 SLM成形碳化硅增强铝基复合材料的研究发展现状 |
| 1.4 本课题来源、研究目的和主要内容 |
| 1.4.1 本课题来源、研究目的及意义 |
| 1.4.2 本课题研究的主要内容 |
| 2 实验材料、设备及试验方法 |
| 2.1 SLM实验材料 |
| 2.1.1 原始粉末材料 |
| 2.1.2 基板材料 |
| 2.2 实验设备及制备过程 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 SLM成形试样制备过程 |
| 2.3 组织表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 致密度分析 |
| 2.3.3 扫描形貌分析 |
| 2.3.4 物相分析 |
| 2.3.5 显微硬度测定 |
| 2.3.6 摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.7 拉伸实验测试 |
| 3 SLM工艺对SiC_p/AlSi_(10)Mg复合材料的组织及性能的影响 |
| 3.1 SLM实验过程 |
| 3.2 工艺参数对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg试样致密度的影响 |
| 3.2.1 激光扫描功率对SLM成形试样致密度的影响 |
| 3.2.2 激光扫描间距对SLM成形试样致密度的影响 |
| 3.3 激光扫描策略对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg试样显微组织的影响 |
| 3.4 工艺参数对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg试样物相分布的影响 |
| 3.5 工艺参数对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg试样显微形貌影响 |
| 3.6 工艺参数对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg试样显微硬度的影响 |
| 3.7 工艺参数对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg试样常温拉伸性能的影响 |
| 3.8 工艺参数对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg试样摩擦磨损性能的影响 |
| 3.9 本章小结 |
| 4 碳化硅表面氧化处理对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg复合材料组织性能的影响 |
| 4.1 碳化硅的表面氧化处理 |
| 4.1.1 不同氧化时间对二氧化硅晶型的影响 |
| 4.1.2 不同氧化温度对二氧化硅晶型的影响 |
| 4.1.3 碳化硅颗粒氧化形貌 |
| 4.2 SiC_p表面氧化处理对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样中分散行为的影响 |
| 4.3 SiC_p表面氧化处理对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样相与显微组织的影响 |
| 4.4 SiC_p表面氧化处理对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样摩擦磨损性能的影响 |
| 4.5 SiC_p表面氧化处理对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样常温拉伸性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 热处理对SLM成形SiC_p/AlSi_(10)Mg复合材料组织性能的影响 |
| 5.1 热处理工艺对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样显微形貌的影响 |
| 5.2 热处理工艺对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样物相分布的影响 |
| 5.3 热处理工艺对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样显微硬度的影响 |
| 5.4 热处理工艺对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样常温拉伸性能的影响 |
| 5.5 热处理工艺对SiC_p/AlSi_(10)Mg试样拉伸断口形貌分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
（7）中高体积分数铝基碳化硅复合材料微观结构与界面表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝基复合材料 |
| 1.2.1 铝基复合材料增强体 |
| 1.3 SiC颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.1 SiC颗粒增强铝基复合材料的分类 |
| 1.3.2 SiC颗粒增强铝基复合材料的应用概况 |
| 1.4 SiCp/Al复合材料主要制备工艺研究现状 |
| 1.5 SiCp/Al复合材料界面 |
| 1.5.1 界面类型 |
| 1.5.2 界面效应 |
| 1.5.3 SiC/Al界面反应 |
| 1.6 本论文的主要研究目的及内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 增强体材料 |
| 2.2 复合材料组织结构分析 |
| 2.2.1 金相微观组织分析 |
| 2.2.2 扫描电镜显微组织分析 |
| 2.2.3 X射线衍射仪物相分析 |
| 2.2.4 透射电镜界面分析 |
| 2.3 材料性能测试方法 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 抗弯强度测试 |
| 2.3.3 弹性模量测试 |
| 2.3.4 热导率测试 |
| 2.3.5 热膨胀系数测试 |
| 2.4 实验技术路线 |
| 第3章 SiC颗粒增强铝基复合材料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料的制备 |
| 3.2.1 混粉 |
| 3.2.2 冷压成形 |
| 3.2.3 真空热压烧结 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 工艺参数对材料微观结构与界面结合的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 烧结工艺对55vol%SiCp/6061Al复合材料显微组织的影响 |
| 4.2.1 55vol.%SiCp/6061Al显微组织和XRD |
| 4.2.2 55vol.%SiCp/6061Al复合材料密度和表面形貌 |
| 4.2.3 实验结果与分析 |
| 4.3 烧结工艺对55vol.%SiCp/6061Al复合材料界面的影响 |
| 4.3.1 55vol.%SiCp/6061Al的界面反应 |
| 4.3.2 55vol.%SiCp/6061Al的浸泡腐蚀 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC颗粒体积分数对铝基复合材料组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiCp/Al复合材料的显微组织 |
| 5.3 SiCp/Al复合材料的界面结合 |
| 5.4 SiCp/Al复合材料的密度 |
| 5.5 SiCp/Al复合材料的力学性能 |
| 5.5.1 弹性模量 |
| 5.5.2 抗弯强度 |
| 5.6 SiCp/Al复合材料的热物理性能 |
| 5.6.1 热导率 |
| 5.6.2 热膨胀系数 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学期间研究成果 |
| 致谢 |
（8）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 |
（9）切削SiCp/Al复合材料的颗粒损伤机理及理论建模研究（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 |
| 1.2 国内外相关工作研究进展 |
| 1.2.1 SiCp/Al复合材料切屑形成的研究现状 |
| 1.2.2 SiCp/Al复合材料切削力和切削温度的研究现状 |
| 1.2.3 SiCp/Al复合材料动态力学性能的研究现状 |
| 1.2.4 存在的问题 |
| 1.3 本文主要研究内容 |
| 2 SiCp/Al复合材料切削的颗粒损伤及切屑形成机理 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验条件与过程 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 直角切削实验 |
| 2.2.3 试样制备与观察 |
| 2.3 快速落刀装置 |
| 2.3.1 快速落刀装置原理 |
| 2.3.2 快速落刀装置操作及性能测试 |
| 2.4 颗粒损伤的形成机理 |
| 2.4.1 颗粒脱粘机理 |
| 2.4.2 颗粒断裂机理 |
| 2.4.3 颗粒损伤对脆性断裂的影响 |
| 2.5 颗粒损伤对切屑形态的影响 |
| 2.5.1 颗粒含量的影响 |
| 2.5.2 颗粒尺寸的影响 |
| 2.5.3 切削参数的影响 |
| 2.6 基于剪切区变形模式的切屑形成物理模型 |
| 2.6.1 塑性变形模式下的切屑形成 |
| 2.6.2 不完全脆性断裂模式下的切屑形成 |
| 2.6.3 完全脆性断裂模式下的切屑形成 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 考虑颗粒损伤影响的SiCp/Al复合材料动态本构模型 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料动态力学性能实验 |
| 3.2.1 实验装置与原理 |
| 3.2.2 实验条件 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 动态压缩过程中的颗粒损伤机理 |
| 3.3.2 SiCp/Al复合材料的动态压缩行为 |
| 3.4 SiCp/Al复合材料动态本构模型的建立 |
| 3.4.1 颗粒强化项的建立 |
| 3.4.2 颗粒损伤几率 |
| 3.4.3 颗粒承受应力 |
| 3.4.4 2024Al的动态塑性本构关系 |
| 3.5 模型验证与讨论 |
| 3.5.1 模型验证 |
| 3.5.2 热软化的影响 |
| 3.5.3 理论结果及讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 SiCp/Al复合材料切削力和切削温度的建模研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 三相摩擦系数模型 |
| 4.2.1 颗粒与刀具接触的法向力 |
| 4.2.2 颗粒与刀具接触的摩擦力 |
| 4.2.3 基体与刀具接触的摩擦力 |
| 4.2.4 考虑温度影响的三相摩擦系数 |
| 4.2.5 剪切区变形参数 |
| 4.3 考虑颗粒影响的SiCp/Al复合材料切削力模型 |
| 4.3.1 切屑形成力 |
| 4.3.2 耕犁切削力 |
| 4.3.3 颗粒断裂及脱粘力 |
| 4.4 考虑颗粒影响的SiCp/Al复合材料切削温度解析模型 |
| 4.4.1 剪切面的平均温度 |
| 4.4.2 前刀面的平均温度 |
| 4.5 切削力和切削温度的耦合预测方法 |
| 4.6 模型验证 |
| 4.6.1 测力及测温实验 |
| 4.6.2 切削力模型的验证 |
| 4.6.3 切削温度模型的验证 |
| 4.6.4 结果与讨论 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 SiCp/Al复合材料剪切区颗粒损伤度的建模及其对切削加工的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试样制备与观察 |
| 5.3 颗粒损伤度建模 |
| 5.3.1 剪切区等效应力 |
| 5.3.2 剪切区变形引起的颗粒损伤几率 |
| 5.3.3 切削刃接触颗粒引起的颗粒损伤几率 |
| 5.3.4 剪切区颗粒损伤度的预测与验证 |
| 5.4 颗粒损伤度对切削力的影响 |
| 5.4.1 颗粒参数变化时颗粒损伤度对切削力的影响 |
| 5.4.2 切削参数变化时颗粒损伤度对切削力的影响 |
| 5.5 颗粒损伤度对切削温度的影响 |
| 5.5.1 颗粒参数变化时颗粒损伤度对切削温度的影响 |
| 5.5.2 切削参数变化时颗粒损伤度对切削温度的影响 |
| 5.6 颗粒损伤度对已加工表面粗糙度的影响 |
| 5.6.1 已加工表面缺陷的形成机理 |
| 5.6.2 颗粒参数变化时颗粒损伤度对表面粗糙度的影响 |
| 5.6.3 切削参数变化时颗粒损伤度对表面粗糙度的影响 |
| 5.7 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 |
（10）仿生纳米叠层结构单壁碳纳米管增强铝基复合材料的制备和力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 单壁碳纳米管增强金属基复合材料的研究背景 |
| 1.1.1 纳米颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.1.2 单壁碳纳米管作为金属基复合材料增强体的优势 |
| 1.2 单壁碳纳米管增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 单壁碳纳米管增强金属基复合材料面临的挑战 |
| 1.2.2 单壁碳纳米管增强金属基复合材料的制备工艺和力学性能 |
| 1.2.3 仿生纳米叠层结构金属基复合材料的构型优势 |
| 1.3 金属基复合材料的界面力学特性研究 |
| 1.3.1 传统方法研究金属基复合材料界面力学特性的局限性 |
| 1.3.2 微纳力学表征金属基复合材料界面力学特性的优势 |
| 1.4 选题意义及研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 单壁碳纳米管-铝复合材料的制备和其构型对拉伸力学行为的影响研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.3 单壁碳纳米管-铝复合材料的制备和显微结构表征 |
| 2.3.1 不同叠层构型单壁碳纳米管-铝复合材料的制备 |
| 2.3.2 不同叠层构型单壁碳纳米管-铝复合材料的显微结构表征 |
| 2.4 单壁碳纳米管-铝复合材料的构型对其拉伸力学行为的影响研究 |
| 2.4.1 不同叠层构型单壁碳纳米管-铝复合材料的拉伸力学性能 |
| 2.4.2 单壁碳纳米管-铝复合材料的构型对其强度和强化机制的影响研究 |
| 2.4.3 单壁碳纳米管-铝复合材料的构型对其塑性和断裂机制的影响研究 |
| 2.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料的强化机制和变形机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 不同含量单壁碳纳米管-铝复合材料的显微组织结构和宏观力学行为 |
| 3.3.1 不同含量单壁碳纳米管-铝复合材料的显微组织结构 |
| 3.3.2 不同含量单壁碳纳米管-铝复合材料的宏观力学行为 |
| 3.4 纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料微柱的压缩力学行为研究 |
| 3.4.1 纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料微柱的压缩力学行为的尺寸效应研究 |
| 3.4.2 不同叠层取向单壁碳纳米管-铝复合材料微柱的压缩力学行为 |
| 3.4.3 不同应变速率下单壁碳纳米管-铝复合材料微柱的压缩力学行为 |
| 3.5 纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料的强化机制和变形机制分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料的界面力学特性和对其拉伸力学行为的影响. |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 纳米叠层结构单壁碳纳米管-铝复合材料微柱的拉伸力学行为研究 |
| 4.3.1 不同叠层取向单壁碳纳米管-铝复合材料微柱的拉伸力学行为 |
| 4.3.2 不同叠层取向单壁碳纳米管-铝复合材料微柱的拉伸变形方式 |
| 4.4 单壁碳纳米管-铝复合材料的界面力学特性研究 |
| 4.4.1 单壁碳纳米管/铝界面力学特性对复合材料断裂机制的影响 |
| 4.4.2 单壁碳纳米管/铝界面力学特性对复合材料强化机制的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 全文总结 |
| 5.1 主要结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 研究展望 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文及会议交流 |
| 致谢 |
四、SiC_P颗粒增强金属基6151Al复合材料中的增强颗粒尺寸效应（论文参考文献）
- [1]SiCp/Al复合材料研究进展[J]. 董翠鸽,王日初,彭超群,王小锋. 中国有色金属学报, 2021(11)
- [2]SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究[D]. 曹富翔. 太原理工大学, 2021
- [3]颗粒增强铝基复合材料适配性对损伤过程与力学性能的影响[D]. 杨志宇. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]SiC/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的制备、微观组织和力学性能[D]. 马国楠. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [5]硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究[D]. 高远. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [6]选区激光熔化SiCp/AlSi10Mg复合材料的组织及性能研究[D]. 宋亢. 西安工业大学, 2021
- [7]中高体积分数铝基碳化硅复合材料微观结构与界面表征[D]. 朱万波. 沈阳大学, 2021(06)
- [8]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)
- [9]切削SiCp/Al复合材料的颗粒损伤机理及理论建模研究[D]. 孙伟. 大连理工大学, 2020(01)
- [10]仿生纳米叠层结构单壁碳纳米管增强铝基复合材料的制备和力学行为研究[D]. 时岩. 上海交通大学, 2020