一、铸造Al_2O_3/Al-Si合金复合材料的组织与断口形貌分析（论文文献综述）
李强[1]（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》文中提出通过向铝合金熔体中引入陶瓷颗粒对其凝固组织构型和析出动力学进行调控,可以显着提高铝合金的宏观力学性能。陶瓷颗粒的尺寸、种类以及添加方法是影响铝合金性能的关键因素。近年来,在传统的单一颗粒基础上,研究人员提出了混杂颗粒的概念（双尺度颗粒和双相颗粒）,研究表明混杂颗粒作为铝合金调控剂具有超越传统单一颗粒的晶粒细化效率和强韧化效果。另外,亚共晶铝硅合金是铝合金中最常用的一种铸造铝合金,然而传统的孕育颗粒或者增强颗粒容易引发严重的“毒化”问题,新型颗粒的设计与开发已经成为进一步提高铝硅系合金综合性能空间的关键因素。本文通过燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系以及Al-Ti-B体系中成功制备了双相微纳米TiCN-TiB2颗粒以及双尺度TiB2颗粒。以商业纯铝为模型,采用中间合金重熔稀释+超声辅助搅拌铸造技术对比分析了不同颗粒类型、尺寸等对商业纯铝凝固行为、微观组织和力学性能的影响;对比研究了内生微米、双尺度TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金晶粒细化和强韧化的影响规律;研究了双相TiCN-TiB2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金以及铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织和室温力学行为的影响规律。揭示了双相TiCN-TiB2颗粒、双尺度TiB2颗粒对铝硅系合金凝固行为、微观组织以及力学性能的影响规律及其机制。本文主要创新点如下:1)首次采用燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系中成功制备了内生双相微纳米TiCN-TiB2颗粒,并对比分析了不同颗粒类型、尺寸以及凝固条件对商业纯铝模型组织和室温力学性能的影响及其机制。i)揭示出微纳米颗粒可以显着降低α-Al的形核过冷度,再辉平台特征明显减缓,微纳米颗粒在凝固过程中可以作为α-Al的异质形核核心,提高形核率。在较高温度梯度下双相TiCN-TiB2颗粒仍然可以实现柱状晶向等轴晶的转变,形核潜力高于微米TiCN颗粒。ii)揭示出微纳米颗粒可以显着细化α-Al晶粒,并且随着陶瓷含量的增加,晶粒尺寸不断细化。发现微/纳米颗粒细化商业纯铝效率:内生颗粒强于外加颗粒,双相强于单相,纳米强于微米。揭示出微纳米颗粒的细化机制:微米颗粒比纳米颗粒形核潜力大,而纳米颗粒既可以作为α-Al的异质形核核心,又可以阻碍晶粒的生长;对于双相TiCN-TiB2颗粒则兼具微/纳米的优势,表现出了更高的晶粒细化效率。iii)揭示出外加纳米SiC和内生TiCn-Al3Tim颗粒可以显着提高商业纯铝的室温和高温强度,且随着颗粒含量的增加,强度不断提高,但同时塑性也不断降低;而外加微/纳米TiCN颗粒和内生TiCN-TiB2颗粒可以同时显着提高商业纯铝的室温强塑性。发现高含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温和高温拉伸性能,外加纳米SiC颗粒<内生TiCn-Al3Tim颗粒;发现微含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温拉伸性能,外加微米TiCN颗粒<外加纳米TiCN颗粒<内生TiCN-TiB2颗粒。iv)揭示出微纳米颗粒强化商业纯铝的机制:室温强化机制为热错配强化、纳米颗粒的奥罗万强化以及细晶强化;高温强化机制为纳米颗粒对晶界的钉扎以及对位错攀移的阻碍。2)采用燃烧合成中间合金+超声辅助搅拌铸造法技术制备了内生微米TiB2颗粒和微纳米TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金。研究并揭示了不同尺度TiB2颗粒对亚共晶Al-7Si-4Cu晶粒细化和强韧化的影响规律及其机制。i)发现调整Al-Ti-B体系中Al的含量可以成功制备出微米尺度和微纳米双尺度的内生TiB2颗粒。当Al为50 wt.%时,TiB2为微米颗粒（0.73μm）;Al为20wt.%时,TiB2为微纳米双尺度颗粒（20 nm～350 nm）。ii)揭示出内生双尺度TiB2颗粒可以同时显着提高Al-7Si-4Cu合金的强塑性,且比微米尺寸TiB2颗粒强韧化效率高。强化机制贡献强弱为:θ′析出强化、热错配强化、奥罗万强化以及细晶强化。塑性提高机制包括:初生α-Al晶粒和共晶Si颗粒的细化以及较小的TiB2颗粒尺寸。iii)发现与微米尺度颗粒相比,微纳米双尺度TiB2颗粒更显着细化初生α-Al枝晶和共晶Si。初生α-Al细化机制:亚微米TiB2颗粒促进α-Al的异质形核,而纳米TiB2颗粒可以有效抑制α-Al晶粒生长。共晶Si细化机制:α-Al晶粒细化使形成弥散分布枝晶间液相微区,对共晶Si生长的限制作用导致共晶Si细化;θ′析出相细化机制:TiB2颗粒在淬火过程中诱发几何必须位错的产生,促进θ’析出相的形核和弥散分布。3)揭示了纳米TiCN、内生双相TiCN-TiB2颗粒对T6热处理态Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织和力学性能的影响规律及其机制。i)揭示出燃烧合成法制备的纯净双相TiCN-TiB2颗粒在Al-10Si-0.7Mg合金中具有优异的高温稳定性和化学稳定性,而外加纳米TiCN颗粒和Al-Ti-B4C-BN体系熔体内反应法形成了大量针状或块状Al3Ti相。ii)揭示燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着细化Al-10Si-0.7Mg合金的初生α-Al和共晶Si结构。凝固过程中亚微米TiB2颗粒可以作为初生α-Al的异质形核核心,而纳米TiCN颗粒吸附在固/液界面前沿阻碍晶粒的生长,双重作用导致α-Al晶粒显着细化。另外,纳米TiCN颗粒可以作为共晶Si的异质形核核心,另外,初生α-Al的细化改变了空间构型,促进了共晶Si的细化。iii)揭示出燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着提高Al-10Si-0.7Mg合金的综合力学性能。晶粒的显着细化和共晶Si的长径比显着降低促进合金的塑性明显提高。在0.5 wt.%添加量下,强塑积从3354.7 MPa%显着提高到5433.4MPa%,增加了62.0%。4)成功设计出高强韧铸态Al-10Si-2.0Mg合金,研究并揭示了双相TiCN-TiB2颗粒以及低温稳定化处理对铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织和室温力学行为的影响规律及其机制。i)揭示出随着Mg含量增加,α-Al二次枝晶臂间距、共晶Si以及Mg2Si化合物显着细化,且强塑性同时提高。强度提高机制:固溶强化、溶质团簇、α-Al的细化。塑性提高机制:α-Al细化、共晶Si和Mg2Si的细化。ii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒显着细化铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织。α-Al显着细化77.4%,双相TiCN-TiB2颗粒诱导共晶Si颗粒表面形成高密度孪晶,促进了共晶Si的各向同性生长,导致共晶Si细化。iii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒可以同时提高铸态Al-10Si-2.0Mg合金强塑性,且低温稳定化处理可以进一步提高强度。TiCN-TiB2颗粒不仅提高了溶质原子的固溶度,而且加速了析出动力学。屈服强度和抗拉强度分别为184.3 MPa和296.2 MPa,且断裂应变仍然高达11.8%。强度提高机制:细晶强化、双相TiCN-TiB2颗粒引起的热错配强化和奥罗万强化以及GP区和pre-β’’纳米析出相强化;塑性提高机制:初生α-Al以及共晶Si颗粒的细化。
李建超[2]（2021）在《粉末冶金GNPs/Al复合材料的组织调控与强化机理》文中研究说明以传统陶瓷颗粒、晶须为增强体的铝基复合材料在获得弹性模量及强度显着提升的同时,塑性急剧降低,难以获得良好的强度-塑性匹配。以二维柔性石墨烯纳米片（Graphene Nano Platelets,GNPs）作为铝基复合材料的增强体,有望解决这一问题。本文着眼于石墨烯纳米片增强铝基复合材料的批量化制备,针对球磨过程中石墨烯纳米片的分散与结构损伤平衡的难题,开展基于球磨工艺的石墨烯纳米片增强铝基复合材料制备工艺研究,对球磨过程中铝粉及石墨烯纳米片组织演化进行了分析。为提升石墨烯纳米片的强化效果,采用冷拉拔变形工艺对复合材料中石墨烯纳米片的分布进行调控,并对变形过程中石墨烯纳米片的分散机理进行了研究。采用热处理工艺对石墨烯纳米片/铝界面组织进行调控,探讨了界面反应程度对复合材料力学性能的影响。最后,研究了石墨烯纳米片形态、尺寸以及界面组织与复合材料力学性能和断裂行为之间的内在联系,揭示了石墨烯纳米片的强化机理。对球磨制备工艺的研究表明,球磨过程中复合粉体经历多次冷焊过程,每次冷焊过程均包含粉体变形阶段以及冷焊阶段。其中在粉体变形阶段,铝粉由球形变为片状;冷焊阶段则为粉体冷焊—破碎—冷焊的循环稳定过程。每次冷焊阶段的时长可随球磨转速的提高以及球磨时间的延长而显着缩短。在球磨过程中,GNPs的组织演变包含GNPs破碎阶段以及GNPs分散阶段。其中GNPs破碎阶段发生在首次冷焊前的粉体变形过程;GNPs分散阶段则发生在其后的稳定冷焊过程。GNPs片径以及厚度在其破碎阶段急剧降低,而在分散阶段平缓降低。通过控制铝粉粒径与GNPs片径的相对尺寸,可改变球磨过程中GNPs的破碎行为。当铝粉粒径大于GNPs片径时,可推迟球磨过程中铝粉冷焊阶段的发生,但加快冷焊过程的进行。同时大粒径铝粉的缓冲作用可有效缓解磨球对GNPs的结构损伤,保持复合粉体中较大的GNPs尺寸。复合粉体经冷压与热挤压后实现致密化与缺陷控制,其相对密度高于99.5%。最终在挤压态5vol.%GNPs/Al复合材料中获得了更好的强—塑性匹配:抗拉强度344.2MPa、断后伸长率10.2%。冷拉拔变形可显着改善复合材料中GNPs的分布。冷拉拔过程中,GNPs团聚体的分散归因于拉拔变形区的附加剪切应变层。拉拔变形对GNPs团聚体的分散机理包含GNPs的剥离分层以及GNPs的断裂。其中,GNPs剥离分层发生在拉拔变形早期团聚体厚度较大时,而GNPs的断裂则发生在拉拔变形后期团聚体厚度较小时。当拉拔等效应变达6.0时,可消除1vol.%及2vol.%GNPs/Al复合材料中的GNPs团聚体。拉拔变形后,由GNPs强化作用引起的抗拉强度增量由挤压态的6MPa和21MPa分别提高至75MPa和114MPa;GNPs的强化效率分别达到52和40。GNP/Al的界面组织与热处理温度密切相关,界面强化热处理温度为600℃时,复合材料GNP/Al界面组织未观测到界面反应产物;热处理温度为620℃-650℃时,随热处理温度的升高,界面反应程度逐渐增大。复合材料的抗拉强度随着热处理温度的提高而增大。当发生部分界面反应时,GNP/Al的界面结合强度提高,从而强化了GNPs的载荷传递强化作用。与此同时,复合材料的失效模式由GNPs界面脱粘转变为GNPs断裂。结合复合材料力学性能测试以及强度理论计算,GNPs/Al复合材料中适用的强化机制包含细晶强化、载荷传递强化以及Orowan强化。随着复合材料中GNPs尺寸逐渐增加,GNPs的主要强化机制将由Orowan强化向载荷传递强化转变。同时,复合材料的断裂模式由GNPs界面脱粘拔出转变为GNPs断裂。GNPs尺寸可显着影响复合材料的强化行为及其塑性表现。增大复合材料中GNPs尺寸可提高其载荷传递强化作用并提升复合材料的抗拉强度。与此同时,大尺寸GNPs可在复合材料拉伸变形过程中更有效地钉扎位错、提升复合材料的流变抗力并在小塑性变形阶段获得更高的名义加工硬化率,进而促进的复合材料的变形均匀性、抑制应变局域化并延缓颈缩的形成,在复合材料中获得良好的强度-塑性匹配。
孙建波[3]（2020）在《高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响》文中研究指明传统铝合金的高温力学性能已经不能满足应用在300℃以上新型发动机的耐热要求,在铝基体中引入高强、高热稳定性、高体积分数、与铝基体结合良好的强化相是进一步提高耐热铝合金高温力学性能的重要途径。本文以Al-Si-Ni合金为基体,在基体合金熔体中加入K2Zr F6盐和K2Ti F6盐,通过共晶反应和熔体原位反应生成共晶硅、Al3Ni、Al3Zr和Al3Ti强化相颗粒,考察基体Si含量、盐添加量和热处理工艺对Al3Zr&Al3Ti/Al-Si-Ni、Al3Zr/Al-Si-Ni和Al3Ti/Al-Si-Ni复合材料显微组织及室温和高温力学性能的影响规律及机理。得出以下主要结果:（1）Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料或Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织主要由α-Al、共晶Si相、Al3Ni相和（Al,Si）3Zr相或（Al,Si）3Ti组成,随着K2Zr F6或K2Ti F6盐添加量的增加,（Al,Si）3Zr相或（Al,Si）3Ti相数量增多,且它们由长棒状向块状转变,共晶Si和Al3Ni相得到显着细化。复合材料常温和350℃的抗拉强度和屈服强度都随K2Zr F6和K2Ti F6添加量的增多呈先升高后降低的趋势。在不同Al3Zr含量的复合材料中,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的室温抗拉强度和屈服强度最高,分别为186.3 MPa和91.8 MPa;不同Al3Ti含量的复合材料中,3%Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度最高,达到184.5 MPa。350℃高温拉伸时,不同Al3Zr含量的复合材料中,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度和屈服强度最高,分别为67.8 MPa和58.8 MPa,分别比基体提高了31.14%和24.58%;不同Al3Ti含量的复合材料中,4.5%Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度和屈服强度最高,分别为70.3 MPa和58.2 MPa,分别比基体提高了35.98%和23.31%。（2）采用正交试验法研究了Si质量百分比、Al3Zr&Al3Ti摩尔量和Al3Zr/Al3Ti摩尔比对Al3Zr&Al3Ti/Al-Si-Ni复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,复合材料的组织主要由α-Al、共晶Si相、Al3Ni相和（Al,Si）3（Zr,Ti）相组成。随着K2Ti F6和K2Zr F6盐添加量的增加,（Al,Si）3（Zr,Ti）相的形状由棒状转变为块状。复合材料的常温抗拉强度随Si含量,Al3Zr&Al3Ti摩尔量的增加,呈先升高后降低的趋势,三个因素对常温抗拉强度的影响大小规律为:Al3Zr&Al3Ti摩尔量>Al3Zr/Al3Ti摩尔比>Si含量;在350℃拉伸时,各因素对抗拉强度影响的主次顺序为Si含量>Al3Zr&Al3Ti摩尔量>Al3Zr/Al3Ti摩尔比。（3）考察了不同热处理工艺对2%Al3Zr&3%Al3Ti/Al-10Si-2Ni复合材料显微组织和力学性能的影响,结果表明,在固溶温度为490℃的T6热处理中,共晶硅发生球化现象,固溶温度升高,球化程度加剧,时效析出的Al3Ni颗粒沿着共晶硅分布,随着固溶温度的升高,复合材料的常温拉伸强度和伸长率一直升高,535℃×3 h+水淬（60℃）+185℃×6 h热处理后复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率达到最高,分别比铸态提高了11.85%、3.79%和71.54%。因为刚性结构被破坏,高温抗拉强度和屈服强度随固溶温度的升高而一直降低,535℃×3 h+水淬（60℃）+185℃×6 h热处理后分别比铸态降低了16.64%和7.93%,伸长率则比铸态提高了56.13%。（4）经450℃热暴露后,Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料显微组织中的共晶硅和Al3Ni相发生了球化现象,刚性互联结构的强化作用减弱。复合材料的伸长率随热暴露时间的增长而上升,抗拉强度和屈服强度快速降低然后趋于稳定。热暴露时间为150 h时,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的室温抗拉强度和屈服强度分别比铸态降低了31.03%和28.43%;4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的高温抗拉强度和屈服强度分别比铸态降低了39.62%和45.58%,伸长率比铸态时增长了222.48%。
牟姝妤[4]（2020）在《原位纳米Al2O3颗粒增强A356铝基复合材料的制备及挤压铸造的研究》文中提出A356合金是一种典型的铝硅铸造合金,由于铸造流动性好、耐大气腐蚀、热膨胀系数低等,在汽车工业领域中得到了广泛的应用。随着汽车轻量化技术的发展,对铝合金的力学性能提出了更高的要求,然而传统的铝合金仍存在强度、延伸率较低的问题。通过加入增强颗粒,特别是原位纳米颗粒,形成颗粒增强A356铝基复合材料,可以有效地改善A356合金的微观组织,提高其强度、硬度。因此本研究利用Al-纳米SiO2体系,在高能超声辅助下,采用放热弥散（XD）和重熔稀释相结合的方法原位制备出高强度、高塑性的纳米α-Al2O3p/A356复合材料,并对其进行挤压铸造成型。本文探索了 Al与纳米SiO2的反应机理,系统研究了复合材料显微组织和力学性能的变化规律,得到以下结论:等温与非等温模式下的动力学研究表明,Al和纳米SiO2可以自发发生原位反应。当保温温度为900℃,保温时间为30min时,该体系即可反应完全,生成纳米α-Al2O3和Si,无其他有害副产物产生。通过高能球磨和冷压成型形成Al-SiO2坯块,然后采用XD法获得纳米α-Al2O3p/Al预制体,在高能超声的辅助下,将复合材料预制体重熔稀释,成功制备出0.3vol.%、0.5vol.%和0.8vol.%纳米α-Al2O3p/A356复合材料,其中,α-Al2O3颗粒呈球形,平均尺寸为80nm。纳米α-Al2O3颗粒对复合材料中的共晶Si和α-Al相的二次枝晶臂有细化作用,且随着颗粒体积分数增加,共晶Si和二次枝晶臂的长度先减小后增加。当颗粒体积分数为0.5%时,纳米α-Al2O3颗粒的细化效果最好,此时,共晶Si最长的长度为18μm,二次枝晶臂间距为16-18μm。对颗粒含量为0.5vol.%的纳米α-Al2O3p/A356复合材料进行挤压铸造成型研究显示,随着挤压压力的增加,复合材料的组织更加致密。当压力达到80MPa时,重力铸造易形成的气孔和疏松完全消失,Si相得到细化,α-Al树枝晶破碎成尺寸更细小的枝晶。但纳米α-Al2O3颗粒的分布无明显变化,说明挤压铸造不易影响颗粒的分散。经过T6热处理后,复合材料中的共晶Si球化、钝化,Si相的分布更加均匀。室温拉伸和硬度检测表明,当挤压压力为80MPa时,0.5vol.%纳米α-Al2O3p/A356复合材料的力学性能最优,T6态下其抗拉强度、延伸率及硬度分别为315MPa,6.28%和131.5HV,与重力铸造相比分别提高了 16.23%、30.83%、15.04%,与相同工艺条件下的A356基体合金相比分别提升了 25%、62.27%、7.52%。对T6态材料拉伸断口研究表明,重力铸造下基体A356和纳米α-Al2O3p/A356复合材料的断裂形式主要以脆性断裂为主,经80MPa的挤压铸造后材料断口表面大块的解理台阶被细化成尺寸细小、分布均匀的准解理台阶,韧窝数量增加,基体和复合材料趋向于韧性断裂,与材料的塑性较高相吻合。
昝宇宁[5]（2020）在《(B4C+Al2O3)/Al高温中子吸收材料的制备与加工研究》文中进行了进一步梳理作为乏燃料贮存的新发展方向,干式贮存迫切需求兼具高温力学性能和中子吸收功能的结构功能一体化材料。我国民用核工业起步较晚,因此这种材料在国内的研究基本处于空白,缺乏对其成分设计、制备工艺、微观结构表征和高温强化机理所开展的系统研究。本论文研究采用两种增强相引入方式（原位和外加）,将纳米Al2O3颗粒引入至B4C/Al复合材料中,采用精细的微观结构表征和力学性能测试,对纳米颗粒及其引入方式对材料微观结构和力学性能的影响进行了系统的表征和分析,对该材料制备、成形及搅拌摩擦焊接（FSW）中涉及的一系列科学问题进行了深入的探讨。经过球磨参数优化,可将纳米Al2O3颗粒均匀地分散至铝基体中。材料的室温、高温力学性能获得了明显的提高,但延伸率较低。本研究提出了一种提高铝基复合材料的强塑性匹配的分级结构方案。使用三种球磨工艺制备了纳米Al2O3/Al复合材料,分别构造了均匀超细晶结构、常规双模态结构和层状分级结构。结果表明,与前两者相比,层状分级结构复合材料具有更高的强度和延伸率。粗细晶界面处产生的几何必需位错被认为是可在不牺牲强度的前提下提高延伸率的主要原因。然而,经高温拉伸实验,发现此方案无法改善材料的高温延伸率,其主要原因是高温下缺少位错活动以及晶界强度降低,导致粗细晶之间无法进行应力和应变的分配。增大铝粉的比表面积可利用铝粉表面氧化向基体中引入较多原位Al2O3增强相,以此方法制备了（B4C+Al2O3）/Al复合材料。为了研究Al2O3分布对材料力学性能的影响以及相关的强化机制,对片状铝粉制备的热压坯锭分别进行锻压和挤压变形,以获得不同微观结构的复合材料。研究表明,锻压的样品展现出层状结构,Al2O3保留在晶界。而在挤压样品中,大部分Al2O3进入了超细晶结构的晶粒内部。分布在晶界处的Al2O3可通过强化晶界并阻止位错在晶界处湮灭,从而提高材料的高温强度,因此在高温下,锻压的样品强度明显高于挤压样品,可满足结构功能一体化中子吸收材料的强度需求。为了提高材料的室温、高温变形能力,研究中进一步使用球形超细铝粉作为原料,并通过控制预氧化和烧结工艺,获得了不同形态的Al2O3,以研究其影响。结果表明,在450℃下烧结的样品在350℃时显示出最佳的强度-延伸率匹配（抗拉强度为106.2 MPa,伸长率为9.6%）。B4C颗粒的添加和Al2O3厚度的增加可以提高复合材料室温下的强度,但对高温强度没有明显影响。当复合材料的烧结温度从450℃升高到550℃时,层状非晶Al2O3（am-Al2O3）转变为颗粒状γ-Al2O3,导致材料强度下降。通过对高温变形机制和强化机理的分析,认为层状am-Al2O3可以更有效地钉扎晶界并阻止其滑动。因此,保持Al2O3的层状非晶态是获得优异高温强度的关键因素。以超细铝粉为原料,对锻压、轧制和挤压后的（B4C+Al2O3）/Al复合材料微观结构和力学性能进行分析。与片状铝粉为原料时不同,由于超细铝粉中铝基体和氧化铝都有良好的变形能力,挤压时可相互协调,最终氧化铝仍主要位于晶界,挤压态材料微观上为网状结构,强塑性都具有明显优势,以此可确定此复合材料板材的最佳成形方式为挤压成形。对获得的挤压带板以100 mm/min的焊接速度和400-800 rpm的转速进行FSW研究,在所有焊接参数下均获得了良好的接头。但是,所有接头的焊核区均发生了明显的软化,因此,接头在室温和高温下均表现出强度降低,拉伸接头断裂于焊核区边缘。焊接转速对接头的强度没有明显影响,但提高转速使得焊核区变宽,使延伸率增加。显微结构分析表明,焊接热机械作用破坏了母材中的近网状am-Al2O3结构,引起铝晶粒粗化、am-Al2O3的团聚和晶化,从而导致材料弱化。因此,避免网状结构的破坏和am-Al2O3晶化是提高（B4C+Al2O3）/Al复合材料接头强度的关键因素。为了利用上述研究结果,开发新型耐热铝基材料,进一步采用不同方法探索了获得具有高温热稳定性复合材料的新途径。通过向超细铝粉制成的Al2O3/Al复合材料中添加还原氧化石墨烯（rGO）发现,rGO可以稳定am-Al2O3并阻止其在热压过程中转变为γ-Al2O3。利用rGO的直接强化作用及其对am-Al2O3的稳定作用,只需添加少量rGO就可以显着提高材料室温和高温下的强度。加入0.305 vol.%的rGO时,室温和350℃时的强度可分别提高65%和121%。而在空气中对超细铝粉进行高温处理的研究中,发现高温预氧化可将纳米级颗粒引入铝基体中。材料中γ-Al2O3的含量随处理温度的升高而增加,而当处理温度升至600℃时,可进一步发生铝的氮化,从而使最终复合材料晶界上的（AlN+γ-Al2O3）颗粒几乎连续分布。该材料在室温、高温下,强度均高于am-Al2O3/Al,并且在580℃下退火8h后,并没有表现出高温强度下降。因此,与am-Al2O3/Al相比,此材料具有明显的性能优势。
李东[6]（2020）在《纳米Y2O3颗粒及稀土Y对铝基复合材料热裂倾向性与力学性能的影响》文中研究表明铸造Al-Cu合金因其具有高强度、低密度性、良好的延展性,以及室温和高温性能优异等特性,近年来被广泛应用在各个重点领域。但是,由于Al-Cu合金铸造性能差,在凝固过程中容易产生严重的热裂缺陷,导致铸件的性能偏离理想状态,严重时会使铸件因应力集中发生断裂。因此,本文以Al-Cu系合金中具有高强韧性的ZL205A合金为基础研究对象,利用外加法制备了纳米Y2O3颗粒增强ZL205A复合材料和Y-3Y2O3/ZL205A复合材料,分别研究了纳米Y2O3颗粒对ZL205A合金及稀土Y对含较高质量分数增强颗粒的3Y2O3/ZL205A复合材料热裂倾向性的影响。通过对添加Y2O3颗粒和稀土Y的复合材料晶粒度和凝固温度区间的分析,明晰了复合材料热裂倾向性与晶粒度和凝固温度区间的关系。并探究了稀土Y对3Y2O3/ZL205A复合材料室温和高温拉伸性能的影响,通过对复合材料拉伸试验后组织、断口形貌以及晶界相的分析,揭示了稀土Y对含高含量增强颗粒的3Y2O3/ZL205A复合材料力学性能的影响机制。通过研究不同Y2O3颗粒含量下ZL205A复合材料热裂倾向性的影响。结果表明,当添加0.2%的Y2O3颗粒时,复合材料晶粒明显细化,从基体ZL205A合金的54.01μm降低至34.90μm,降低了35.4%,同时复合材料的凝固温度区间从108.18℃减小至103.66℃,减小了4.2%,而晶粒尺寸和凝固温度区间的减小有利于收缩应变的降低,复合材料热裂倾向性得到明显改善。因此,复合材料热裂倾向性从基体ZL205A合金的18.57降低至8.94,降低了51.8%。但是,当增强相Y2O3颗粒含量超过0.2%时,随着Y2O3颗粒含量的增加,复合材料晶粒度保持在35.00μm左右不再减小,并且在复合材料中逐渐出现了Y2O3颗粒团聚体,造成凝固过程中液态金属难以流动和补缩,导致收缩应变量逐渐增大,复合材料热裂倾向性加剧。同时研究了稀土Y对3Y2O3/ZL205A复合材料热裂倾向性的影响。结果表明,复合材料中Y2O3颗粒团聚体随着Y含量的增加逐渐消失,晶粒组织明显细化,θ-Al2Cu相、τ1-Al8Cu4Y相、（Al,Cu）11Y3相和Y2O3颗粒分布均匀,晶界搭桥明显增加,凝固温度区间逐渐减小,复合材料的热裂倾向性明显改善。稀土Y与复合材料中Al和Cu元素形成的多种Al-Cu-Y体系的三元相阻碍了裂纹扩展,并且改变了凝固过程,使得复合材料凝固温度区间减小。当添加0.3%、1%和2%的稀土Y时,复合材料热裂倾向性值从基体3Y2O3/ZL205A复合材料的51.2分别降至50.1,31.0和19.5。因此,添加稀土Y能够显着改善复合材料的热裂倾向性。最后研究了稀土Y对3Y2O3/ZL205A复合材料室温和高温拉伸性能的影响。结果表明,添加适量稀土Y可以明显提升复合材料在室温和高温下的抗拉强度和延伸率。当稀土Y的含量为0.3%时,复合材料在25℃、180℃和230℃拉伸温度下的抗拉强度分别为354 MPa、317 MPa和305 MPa,比基体3Y2O3/ZL205A复合材料的341 MPa、314 MPa和289 MPa分别提高了3.7%、1.0%和5.5%,延伸率分别为8.4%、6.4%和7.2%,比基体3Y2O3/ZL205A复合材料的6.7%、4.7%和5.3%分别增加了25.5%、36.2%和35.8%。当稀土Y含量为0.6%时,复合材料在25℃、180℃和230℃下的延伸率分别为10.7%、10.5%和11.8%,分别比基体3Y2O3/ZL205A复合材料提高了59.7%、123.4%和122.6%。综上分析可知,添加稀土Y有助于提高复合材料室温和高温拉伸性能。
吕勋[7]（2020）在《γ-Al2O3纳米颗粒对高硅铝合金微观组织和性能的影响研究》文中指出高硅铝合金因为其优异的热膨胀性能和摩擦磨损性能广泛用于各种汽车零部件和电子封装材料中,但是其组织中粗大复杂不规则的多面体状的初晶硅和大的层片状共晶硅组织严重降低了材料的性能,对硅相的细化和变质的效果将直接决定着材料的性能,如何获得细小并且规则的块状初晶硅和细小呈纤维状的共晶硅是研究的重点。由于化学变质剂的瓶颈和毒化作用,使得高硅铝合金的硅相的细化和变质面临诸多挑战,因此本文使用γ-Al2O3纳米颗粒结合高能超声处理装置使其加入到Al-20Si合金中,实现了纳米颗粒对于硅相的细化和变质,并进行了机理分析,发现了γ-Al2O3纳米颗粒对初晶硅和共晶硅的生长过程中都有物理抑制作用,显着降低初晶硅的形核过冷度,同时还可能作为初晶硅的异质形核核心,随着γ-Al2O3纳米颗粒添加量增多,初晶硅从未变质的66.2μm细化到26.7μm,尺寸细化效率达到59.7%,长径比也从2.5降低到1.54,改善了初晶硅的形貌和在基体上的分布,共晶硅的长度也从67.5μm降低到了26.1μm,细化效率达到60.4%;材料的硬度、抗拉强度和延伸率从57.1HV、102.4 MPa、0.6%,分别提高到了88.1HV、152.8MPa、1.72%,热膨胀性能也显着降低,材料的磨损率从5.30×10-3mm/m降低到2.26×10-3mm/m,降低了57.4%,其磨损机制也从剥层磨损向黏着磨损和磨粒磨损转变。同时研究了冷却速率对于纳米颗粒增强Al-20Si复合材料的影响,发现在110K/s的高冷速下,纳米颗粒仍然对初晶硅具有显着的细化效果,此时Al-20Si复合材料的初晶硅平均尺寸达到最小为15.8μm,长径比为1.28,共晶硅长度为4.6μm,相比15K/s的冷速下初晶硅的细化效率达到37.8%,共晶硅的细化效率达到80.3%,并且发现了纳米颗粒在高冷速下可以诱发共晶硅产生更多的孪晶分支,从而使得大量共晶硅呈现纤维状结构。在110K/s的冷速下,Al-20Si复合材料的力学性能达到最高,其抗拉强度和延伸率分别为178.5MPa和2.4%。
高瑜阳[8]（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》文中认为与单相单一微米、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。
严庆[9]（2019）在《原位亚微米α-Al2O3颗粒增强AlSi9Cu3基复合材料制备及其挤压铸造研究》文中研究表明本文以汽车、航空等工业领域常见的壳体零件为应用对象,利用Al-SiO2反应体系设计出满足其强度、硬度等性能要求的原位α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料,采用钨极氩弧熔覆与重熔稀释相结合的制备工艺,在高能超声辅助下成功解决了原位反应以及颗粒分散等技术问题,并对制备出的α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料进行了挤压铸造成型研究。借助XRD、OM、SEM、TEM以及EDS等方法,分析了钨极氩弧熔覆工艺参数、超声作用条件、颗粒体积分数、挤压铸造压力以及T6热处理等对复合材料显微组织的影响,研究了α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料的室温拉伸性能以及硬度,并简要探讨了α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料的强化机制。通过高能球磨和轧制制备出组织致密的Al-SiO2预制件,然后采用钨极氩弧熔覆工艺成功制备了α-Al2O3p/Al复合材料。随着电弧电流增大,原位反应程度逐步加深,生成的硅相分布更加均匀。120A电流下制备的α-Al2O3p/Al复合材料组织最佳,α-Al2O3颗粒尺寸约为500nm1μm,分散均匀,生成的硅相呈短棒状沿晶界分布。借助高能超声在A356合金处于半固态时将α-Al2O3p/Al复合材料进行稀释,然后补加Cu、Si等元素配置AlSi9Cu3合金,最终成功获得了α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料,颗粒尺寸均保持在500nm1μm。当α-Al2O3颗粒体积分数不超过5%时,高能超声能使α-Al2O3颗粒有效分散于AlSi9Cu3基体,且超声最佳作用时间为5min,但重力浇铸的复合材料存在气孔缺陷。随着颗粒体积分数由0%增加至5%,基体中α-Al枝晶的二次枝晶臂间距由42.3μm减少到26.4μm,α-Al2O3颗粒对AlSi9Cu3基体起到了细化作用。对5vol.%α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料进行挤压铸造表明,随着压力增大,α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料组织愈发致密。压力为80MPa时,复合材料铸件中孔洞基本消除,基体α-Al枝晶的二次枝晶臂间距由26.4μm减小至16.8μm,共晶硅发生钝化,α-Al2O3颗粒在基体内的分布基本没有变化。T6热处理结果表明,复合材料铸态组织中粗大的共晶硅和骨骼状初生CuAl2均出现了粒化、溶解等现象,最终析出θ-CuAl2弥散强化相提升了复合材料的组织;挤压铸造对复合材料共晶硅的细化与T6效应叠加,优化了复合材料的组织。室温拉伸与显微硬度测试表明,80MPa压力下挤压铸造的5vol.%α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料性能最佳,T6态抗拉强度达332MPa,伸长率为3.81%,硬度为133.7HV,相较于重力铸造T6态,分别提高了12.16%、57.44%、14.08%;与同条件基体相比,相应提高了12.16%,降低了5.08%,提高了7.65%。断口分析表明,铸态AlSi9Cu3基体和α-Al2O3p/AlSi9Cu3复合材料断裂方式主要为脆断;T6态后基体和复合材料断裂形式为韧-脆混合断裂以及韧性断裂两种方式。复合材料强化机制主要有颗粒强化、细晶强化、位错强化三种。
王博[10]（2019）在《合金元素、冶炼工艺对铝硅焊丝氢含量及焊缝性能的影响》文中提出铝合金具有优良的比强度、比刚度、耐腐蚀等力学性能与物理性能,被大量用于航空航天、高速列车、舰船等行业。Al-Si焊丝由于具有良好的流动性和焊接适应性而被广泛用于热裂倾向较大的2系、6系铝合金结构的焊接。但是,目前国内生产的Al-Si焊丝由于诸多原因,焊丝质量与先进国家的Al-Si焊丝存在较大差距,特别是在机器人自动化焊接时,无法满足要求,导致我国高端装备制造用铝合金结构的焊接均采用进口焊丝,价格昂贵且售后服务响应慢。本文选择用量大的Al-Si焊丝为研究目标,系统研究了微量合金元素和冶炼工艺对焊丝氢含量、焊缝气孔率、焊丝及焊接接头力学性能和显微组织的影响,为国产焊丝整体质量达到法国萨福SAF焊丝水平,实现Al-Si焊丝国产化做出贡献。首先,研究了冶炼工艺的改进、优化以及Ti、Sr、Ce元素的添加对SAl 4043焊丝组织和力学性能的影响。经过大量的摸索试验表明,通过添加C2Cl6、筛选各组元的最佳配比、优化精炼剂的用量（0.5 wt.%）,同时配合经过干燥处理、流量限定为10 L/min的氩气进行联合精炼,可促使冶炼后熔体的初始氢含量降到最低值0.10 m L/100g Al。冶炼工艺经过改进、优化后,向熔体中分别添加不同的合金元素,仅有Sr元素会随着保温时间的延长发生变质衰退现象;当单独添加0.08 wt.%Ti时,α-Al枝晶得到明显细化,共晶Si相形貌变化不大;当单独添加0.025wt.%Sr时,针状共晶Si相的长宽比明显降低,但α-Al枝晶尺寸基本不变。当向熔体中复合添加0.08 wt.%Ti和0.025 wt.%Sr或0.08 wt.%Ti和0.03 wt.%Ce时,α-Al枝晶得到明显细化的同时,共晶Si相形貌也得到显着改善。Φ9.5 mm、SAl 4043连铸连轧杆的显微组织和力学性能试验结果表明,元素Sr对SAl 4043组织和性能的改善效果明显优于Ce元素。焊丝凝固过程中,Sr元素在共晶反应中主要演变为Al2Si2Sr相,并富集在Si相的前沿,促使共晶Si相由层片状或粗大针状形态转变为细粒状;Ce与Si的原子半径比接近1.65,Ce原子吸附在Si相固-液界面的生长台阶上,诱发孪晶,进而改变共晶Si相形貌。当添加过量的Ce元素时,组织中含Fe相和富Ce相的尺寸和体积分数增加,逐渐恶化焊丝合金的延展性。研究了Sr、Ce元素的单独添加对SAl 4047焊丝组织和性能的影响。研究发现,冶炼工艺经过改进、优化后,在0-0.08 wt.%范围随着焊丝中Sr元素含量的增加,α-Al枝晶柱状化生长,尺寸得到细化;当Sr元素的含量为0.025 wt.%时,初晶Si消失,共晶Si达到完全变质。Ce元素对合金中α-Al枝晶、共晶Si、初晶Si均有细化作用:当Ce元素的含量为0.08 wt.%时,α-Al枝晶尺寸最小,此时共晶Si相依然保持针状结构,尺寸略有降低;当Ce元素的添加量增加到0.8 wt.%时,共晶Si相的细化效果最佳,此时合金中形成大量的富Ce相和针状含Fe相,富Ce相的尺寸、形貌与富Ce相中Ce、Fe元素的质量百分比存在关联。Φ10.0 mm、SAl 4047连铸连拉杆的力学性能试验结果表明,Sr元素对铸杆力学性能的改善作用明显优于Ce元素;在0-0.08 wt.%范围随着Sr含量的增加,合金铸杆的屈服强度线性增大,抗拉强度和伸长率先增加后下降;在0-0.8 wt.%范围内随着Ce元素含量的增加,铸杆质量指数先增加后下降。研究了Sr、Ce元素的单独添加对Al-Si焊丝氢含量以及采用合金化焊丝焊接的6082焊接接头性能和组织的影响。熔体和固体氢含量测试结果表明,冶炼工艺经过改进、优化后,未添加Sr、Ce元素的焊丝氢含量随着Si元素含量的增加而降低;当添加合金元素Sr时,焊丝氢含量随着Sr元素含量的增加而迅速增大,与Al-5Si-0.08Ti焊丝相比,Al-5Si-0.08Ti-0.02Sr焊丝的液、固氢含量分别提高了77.27%和105.41%;与Al-12Si焊丝相比,Al-12Si-0.03Sr焊丝的液、固氢含量分别提高了87.5%和103.33%。与添加Sr元素的焊丝相比,Ce元素在焊丝冶炼、铸造过程中起到了较好的“固氢”“除氢”作用。焊接接头性能试验结果表明,Al-Si-x Sr、Al-Si-y Ce焊丝焊接的钨极氩弧焊（TIG）焊缝气孔率,前者大于0.5%,后者小于0.5%,由于TIG接头的热影响区存在严重的过时效软化,两种焊丝的TIG接头拉伸主要断裂在热影响区,抗拉强度与热输入总量存在线性关系。与TIG相比,熔化极氩弧焊（MIG）热输入较低、气孔敏感性较高,因此Al-Si、Al-Si-x Sr焊丝的MIG接头焊缝区气孔明显增多,拉伸断裂最终发生在焊缝区,断后伸长率降低;Al-Si-y Ce焊丝的MIG接头焊缝区气孔较少,拉伸断裂发生在热影响区。此外,单独添加Sr、Ce元素的TIG、MIG接头弯曲试验均不合格。最后,研究了Sr、Ce元素的复合添加对焊丝氢含量、焊缝气孔率、焊丝和焊接接头性能和组织的影响,Al-5Si-0.08Ti-0.01Sr-0.03Ce焊丝液、固氢含量相比Al-5Si-0.08Ti-0.01Sr分别下降了30.8%和38.5%,Al-5Si-0.08Ti-0.02Sr-0.03Ce焊丝的液、固氢含量均超标;Al-12Si-y Sr-0.08Ce焊丝氢含量的演变规律与复合添加Sr、Ce元素的SAl 4043焊丝基本相同。复合添加Sr、Ce元素的SAl 4043、SAl 4047铸态合金中共晶Si相都达到了完全变质,富Ce相和针状含Fe相的尺寸超过共晶Si相,裂纹容易在富Ce和针状含Fe金属间化合物处萌生和扩展。Φ10.0 mm、Al-Si合金铸杆力学性能试验结果表明,复合添加Sr、Ce元素的铸杆抗拉强度和伸长率都随着Sr元素含量的增加而略有提升;与Al-12Si-y Sr-0.08Ce相比,Al-5Si-0.08Ti-x Sr-0.03Ce铸杆拉伸过程抗拉强度较低、但伸长率较高。焊接接头性能试验结果表明,仅Al-5Si-0.08Ti-0.01Sr-0.03Ce、Al-12Si-0.015Sr-0.08Ce焊丝焊接的MIG焊缝气孔率合格,两种焊丝的MIG接头拉伸断裂都发生在热影响区,抗拉强度基本接近。Al-5Si-0.08Ti-0.01Sr-0.03Ce焊丝的MIG接头弯曲试验合格,Al-12Si-0.015Sr-0.08Ce焊丝的MIG接头弯曲断裂角度与Al-12Si焊丝相比提高了近1倍。此外还分析了影响自动焊用Al-Si焊丝送丝性能的两个关键指标--松弛直径和翘距,研发出了一种可实现粗调、精调调节焊丝松弛直径和翘距的模盒装置,得到了适用于机器人焊接的翘距≤3mm、松弛直径为400～450 mm的自动焊丝。
二、铸造Al_2O_3/Al-Si合金复合材料的组织与断口形貌分析（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、铸造Al_2O_3/Al-Si合金复合材料的组织与断口形貌分析（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）粉末冶金GNPs/Al复合材料的组织调控与强化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 纳米碳增强铝基复合材料的制备 |
| 1.2.1 制备工艺 |
| 1.2.2 制备工艺对复合材料显微组织的影响 |
| 1.3 纳米碳增强铝基复合材料的组织调控方法 |
| 1.3.1 塑性变形工艺 |
| 1.3.2 传统塑性变形与剧烈塑性变形对纳米碳复合材料的适用性 |
| 1.4 纳米碳增强铝基复合材料的界面调控 |
| 1.4.1 C/Al界面反应热力学与动力学分析 |
| 1.4.2 影响C/Al界面反应的因素 |
| 1.4.3 C/Al界面对复合材料力学性能的影响 |
| 1.5 纳米碳增强铝基复合材料的强化机制 |
| 1.5.1 纳米碳增强铝复合材料的强化机制 |
| 1.5.2 铝基复合材料强化机制研究现状 |
| 1.6 本文的研究目的和主要研究内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及分析测试方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 复合材料的制备工艺 |
| 2.2.1 球磨工艺优化 |
| 2.2.2 混合粉体的冷压与热挤压 |
| 2.2.3 挤压态纯铝及复合材料密度测量 |
| 2.3 复合材料冷拉拔变形 |
| 2.4 复合材料体系 |
| 2.5 复合材料分析测试方法 |
| 2.5.1 组织结构与物相分析 |
| 2.5.2 复合材料力学性能测试 |
| 第3章 GNPs/Al复合材料粉末冶金制备工艺与优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 GNPs/Al复合材料结构以及制备工艺设计 |
| 3.2.1 GNPs尺寸及分布设计 |
| 3.2.2 GNPs/Al复合材料的制备工艺设计 |
| 3.3 球磨过程中铝粉形态及石墨烯尺寸的演化 |
| 3.3.1 过程控制剂含量对球磨过程及复合材料力学性能的影响 |
| 3.3.2 球磨能量对石墨烯分布及结构完整性的影响 |
| 3.3.3 球磨过程粉体组织演变过程 |
| 3.4 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料显微组织的影响 |
| 3.4.1 GNPs/铝粉尺寸配比对球磨过程中组织演变的影响 |
| 3.4.2 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料显微组织的影响 |
| 3.5 GNPs/铝粉尺寸配比与复合材料力学性能的相关性 |
| 3.5.1 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料力学性能的影响 |
| 3.5.2 GNPs/铝粉尺寸配比对复合材料强塑性匹配的影响 |
| 3.6 球磨能量对复合材料显微组织及力学性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 冷拉拔对GNPs/Al复合材料组织与力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 GNPs/Al复合材料冷拉拔工艺设计 |
| 4.3 冷拉拔过程中GNPs/Al复合材料的组织演化 |
| 4.3.1 冷拉拔变形量对GNPs/Al复合材料组织的影响 |
| 4.3.2 冷拉拔过程中GNPs的分散机理 |
| 4.4 拉拔态GNPs/Al复合材料的力学性能 |
| 4.4.1 拉拔变形对GNPs/Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.2 拉拔变形对GNPs强化行为的影响 |
| 4.5 GNPs/Al复合材料的界面组织与性能调控 |
| 4.5.1 热处理对GNPs/Al复合材料显微组织的影响 |
| 4.5.2 界面强化热处理对GNPs/Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 GNPs/Al复合材料的强化机理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 界面反应程度对GNPs强化行为的影响 |
| 5.2.1 界面反应程度对复合材料断裂行为的影响 |
| 5.2.2 界面结合强度与GNPs强化效率的相关性 |
| 5.3 石墨烯形态对复合材料强塑性的影响 |
| 5.3.1 GNPs/Al复合材料的强化机制分析 |
| 5.3.2 GNPs形态对复合材料塑性的影响机理 |
| 5.3.3 GNPs/Al复合材料的强塑性匹配机制讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 附件 |
（3）高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 耐热铝合金研究概况 |
| 1.1.1 耐热铝合金的发展现状 |
| 1.1.2 耐热铝合金的国内外研究进展 |
| 1.2 铸造耐热铝合金 |
| 1.2.1 铸造耐热Al-Si合金 |
| 1.2.2 合金化元素对耐热Al-Si合金的影响 |
| 1.2.3 铸造耐热Al-Cu合金 |
| 1.2.4 热处理对耐热铝合金的作用 |
| 1.3 耐热铝合金强化机理 |
| 1.4 铝基复合材料的增强体与制备方法 |
| 1.4.1 Al_3M相对耐热铝基复合材料的作用 |
| 1.4.2 外加增强体制备铝基复合材料 |
| 1.4.3 搅拌铸造法制备铝基复合材料 |
| 1.4.4 原位反应法制备耐热铝基复合材料 |
| 1.5 本文研究目的及意义 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 复合材料制备及熔炼方法 |
| 2.5 热处理工艺 |
| 2.6 微观组织检测与分析仪器 |
| 2.6.1 金相试样制备 |
| 2.6.2 显微组织分析 |
| 2.7 拉伸性能测试 |
| 第三章 Al_3Zr和 Al_3Ti对铝基复合材料组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织及力学性能 |
| 3.2.1 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 3.2.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的常温拉伸性能 |
| 3.2.3 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 3.3 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织与力学性能 |
| 3.3.1 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 3.3.2 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的常温拉伸性能 |
| 3.3.3 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 3.4 断口分析 |
| 3.4.1 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料常温断口分析 |
| 3.4.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料高温断口分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 原位反应制备Al_3Zr& Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的显微组织及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 正交实验设计 |
| 4.3 显微组织分析 |
| 4.4 Al_3Zr&Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.5 Al_3Zr&Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 4.6 断口分析 |
| 4.6.1 常温拉伸断口分析 |
| 4.6.2 高温拉伸断口分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 热处理对铝基复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理对2%Al_3Zr&3%Al_3Ti/Al-10Si-2Ni组织与性能的影响 |
| 5.2.1 显微组织 |
| 5.2.2 T6 热处理后室温拉伸性能 |
| 5.2.3 T6 热处理后高温拉伸性能 |
| 5.3 热处理拉伸断口分析 |
| 5.3.1 常温断口分析 |
| 5.3.2 高温断口分析 |
| 5.4 热暴露对Al-8Si-2Ni显微组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 不同热暴露时间的Al-8Si-2Ni的显微组织 |
| 5.4.2 室温力学性能 |
| 5.4.3 高温力学性能 |
| 5.5 热暴露对4%Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 5.5.1 4%Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 5.5.2 常温力学性能 |
| 5.5.3 高温力学性能 |
| 5.6 断口分析 |
| 5.6.1 常温断口分析 |
| 5.6.2 高温断口分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的成果 |
（4）原位纳米Al2O3颗粒增强A356铝基复合材料的制备及挤压铸造的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题的意义 |
| 1.2 原位纳米颗粒增强铝基复合材料的研究与应用 |
| 1.2.1 原位纳米颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.2 原位纳米颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 原位纳米颗粒增强铝基复合材料存在的问题 |
| 1.2.4 纳米颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3 原位Al-SiO_2反应体系 |
| 1.3.1 原位Al-SiO_2体系的优势 |
| 1.3.2 原位Al-SiO_2体系的研究现状 |
| 1.4 挤压铸造成型技术 |
| 1.4.1 挤压铸造技术概述 |
| 1.4.2 挤压铸造颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 复合材料体系设计 |
| 2.1.1 基体的选择 |
| 2.1.2 增强体的选择 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 材料测试及表征方法 |
| 2.3.1 差热分析仪(DSC) |
| 2.3.2 金相分析(OM) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDS) |
| 2.4 复合材料的性能测试 |
| 2.4.1 拉伸性能测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 第三章 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-纳米SiO_2原位反应机理 |
| 3.2.1 热力学分析 |
| 3.2.2 DSC分析 |
| 3.2.3 Al-纳米SiO_2体系反应产物分析 |
| 3.2.4 反应动力学及机理 |
| 3.3 XD法制备纳米α-Al_2O_(3p)/Al复合材料 |
| 3.3.1 XD法制备纳米α-Al_2O_(3p)/Al预制件 |
| 3.3.2 纳米α-Al_2O_(3p)/Al预制件的物相分析 |
| 3.4 重熔稀释制备纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料 |
| 3.4.1 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的制备过程 |
| 3.4.2 纳米α-Al_2O_(3p)在A356中的分布 |
| 3.4.3 A356基体中的元素分布 |
| 3.5 纳米α-Al_2O_3颗粒对复合材料组织结构的影响 |
| 3.5.1 纳米α-Al_2O_3颗粒含量对α-Al相二次枝晶的影响 |
| 3.5.2 纳米α-Al_2O_3颗粒含量对Si相的影响 |
| 3.6 T6热处理对复合材料显微组织的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的挤压铸造成型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压铸造工艺参数的设定 |
| 4.3 挤压铸造工艺流程 |
| 4.4 挤压铸造下纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的显微组织 |
| 4.4.1 压射比压对复合材料显微组织的影响 |
| 4.4.2 压射比压对复合材料α-Al枝晶与Si相的影响 |
| 4.5 T6热处理对挤压铸造复合材料显微组织的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 重力铸造下复合材料的抗拉强度及伸长率 |
| 5.3 挤压铸造下复合材料的抗拉强度及伸长率 |
| 5.4 断口分析 |
| 5.4.1 铸态断口形貌 |
| 5.4.2 T6态断口形貌 |
| 5.5 复合材料硬度 |
| 5.5.1 不同颗粒体积分数下复合材料的硬度 |
| 5.5.2 不同压射比压下复合材料的硬度 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文及其它科研成果 |
（5）(B4C+Al2O3)/Al高温中子吸收材料的制备与加工研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 乏燃料贮存 |
| 1.2.1 湿法贮存 |
| 1.2.2 干式贮存 |
| 1.3 中子吸收核素和材料 |
| 1.3.1 中子吸收核素 |
| 1.3.2 中子吸收材料 |
| 1.4 高温铝基材料研究进展 |
| 1.4.1 Al-Si系列耐热铝合金 |
| 1.4.2 Al-Cu系列耐热铝合金 |
| 1.4.3 新型铝基耐热材料 |
| 1.5 本论文研究目的和研究内容 |
| 第2章 球磨外加Al_2O_3增强铝基复合材料微观结构与性能 |
| 2.1 Al_2O_3/Al复合材料球磨工艺探索 |
| 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 层状分级结构的构建与性能 |
| 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 原位氧化Al_2O_3增强铝基复合材料微观结构与性能 |
| 3.1 Al_2O_3分布对(B_4C+Al_2O_3)/Al复合材料力学性能与强化机制影响 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 实验材料与方法 |
| 3.1.3 实验结果 |
| 3.1.4 分析与讨论 |
| 3.2 Al_2O_3形态对(B_4C+Al_2O_3)/Al复合材料力学性能与强化机制影响 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 实验材料与方法 |
| 3.2.3 实验结果 |
| 3.2.4 分析与讨论 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 (B_4C+Al_2O_3)/Al复合材料板材制备及搅拌摩擦焊接 |
| 4.1 塑性加工方式对(B_4C+Al_2O_3)/Al复合材料微观结构及力学性能影响 |
| 4.1.1 引言 |
| 4.1.2 实验材料与方法 |
| 4.1.3 实验结果与分析 |
| 4.2 (B_4C+Al_2O_3)/Al复合材料挤压带板的搅拌摩擦焊接 |
| 4.2.1 引言 |
| 4.2.2 实验材料与方法 |
| 4.2.3 实验结果与分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 Al_2O_3/Al复合材料的热稳定性及其提高 |
| 5.1 还原氧化石墨烯提高Al_2O_3/Al复合材料热稳定性 |
| 5.1.1 引言 |
| 5.1.2 实验材料与方法 |
| 5.1.3 实验结果 |
| 5.1.4 分析与讨论 |
| 5.2 预先高温处理提高Al_2O_3/Al复合材料热稳定性 |
| 5.2.1 引言 |
| 5.2.2 实验材料与方法 |
| 5.2.3 实验结果 |
| 5.2.4 分析与讨论 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 全文总结与展望 |
| 6.1 本文主要结论 |
| 6.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间参与的科研项目及科研成果 |
| 作者简介 |
（6）纳米Y2O3颗粒及稀土Y对铝基复合材料热裂倾向性与力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1 基体材料的选择 |
| 1.2.2 颗粒增强体的选择 |
| 1.2.3 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.4 颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3 稀土在铝合金及铝基复合材料中的应用研究 |
| 1.3.1 稀土的精炼和细化作用 |
| 1.3.2 稀土对铝合金及铝基复合材料热裂倾向性的影响 |
| 1.3.3 稀土对铝合金及铝基复合材料力学性能的影响 |
| 1.4 热裂倾向性研究概况 |
| 1.4.1 热裂缺陷机理 |
| 1.4.2 热裂倾向性改善措施 |
| 1.5 本文主要研究内容及技术路线 |
| 1.5.1 主要研究内容 |
| 1.5.2 技术路线 |
| 第2章 实验材料制备及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 纳米Y_2O_3颗粒增强ZL205A复合材料的制备 |
| 2.2.2 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料的制备 |
| 2.3 组织观察与性能测试 |
| 2.3.1 组织分析方法 |
| 2.3.2 热裂倾向性测试 |
| 2.3.3 室温和高温力学性能测试 |
| 第3章 纳米Y_2O_3颗粒增强ZL205A复合材料热裂倾向性分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纳米Y_2O_3颗粒增强ZL205A复合材料微观结构分析 |
| 3.2.1 复合材料物相分析 |
| 3.2.2 复合材料微观组织分析 |
| 3.2.3 复合材料热裂纹形貌分析 |
| 3.2.4 复合材料断口形貌分析 |
| 3.2.5 复合材料热裂倾向性分析 |
| 3.3 纳米Y_2O_3增强ZL205A复合材料晶粒度分析 |
| 3.4 纳米Y_2O_3颗粒增强ZL205A复合材料凝固温度区间分析 |
| 3.5 复合材料晶粒度、凝固温度区间与热裂倾向性的关系 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 稀土Y对3Y_2O_3/ZL205A复合材料热裂倾向性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 稀土Y对3Y_2O_3/ZL205A复合材料微观结构的影响 |
| 4.2.1 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料物相分析 |
| 4.2.2 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料微观组织分析 |
| 4.2.3 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料热裂纹形貌 |
| 4.2.4 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料断口形貌 |
| 4.2.5 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料热裂倾向性分析 |
| 4.3 稀土Y对3Y_2O_3/ZL205A复合材料晶粒度的影响 |
| 4.4 稀土Y对3Y_2O_3/ZL205A复合材料凝固温度区间的影响 |
| 4.5 复合材料晶粒度、凝固温度区间与热裂倾向性的关系 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 稀土Y对3Y_2O_3/ZL205A复合材料力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 金属间富钇化合物形貌分析 |
| 5.3 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料的室温力学性能 |
| 5.4 Y-3Y_2O_3/ZL205A复合材料的高温力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间所获科研成果 |
（7）γ-Al2O3纳米颗粒对高硅铝合金微观组织和性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高硅铝合金的组织和性能特点 |
| 1.2.1 高硅铝合金的组织特点 |
| 1.2.2 高硅铝合金的性能特点 |
| 1.3 过共晶铝硅合金硅相的细化和变质 |
| 1.3.1 过共晶铝硅合金的硅相细化和变质机理 |
| 1.3.2 铝硅合金的物理细化法 |
| 1.3.3 化学变质法 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.4.1 原位生成法 |
| 1.4.2 颗粒外加法 |
| 1.5 高硅铝合金的硅相细化和变质遇到的挑战 |
| 1.6 研究意义及主要内容 |
| 第二章 试验材料和方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.4 冷却速率的测量 |
| 2.5 材料的成分以及组织的显微表征 |
| 2.5.1 化学成分分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 光学显微分析(OM) |
| 2.5.4 扫描电子显微镜分析 |
| 2.5.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.5.6 DSC测试 |
| 2.5.7 原位拉伸 |
| 2.5.8 金相尺寸统计 |
| 2.6 材料的性能测试 |
| 2.6.1 硬度测试 |
| 2.6.2 室温拉伸测试 |
| 2.6.3 热膨胀性能测试 |
| 2.6.4 摩擦磨损测试 |
| 第三章 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金微观组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金微观组织的影响 |
| 3.2.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对初晶硅的组织影响 |
| 3.2.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对初晶硅的组织影响 |
| 3.3 初晶硅和共晶硅的生长形貌分析 |
| 3.4 γ-Al_2O_3纳米颗粒的分布 |
| 3.5 γ-Al_2O_3纳米颗粒对硅相的细化和变质机理 |
| 3.6 Al-20Si复合材料的原位拉伸断裂特性 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金的性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金显微硬度的影响 |
| 4.3 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金力学性能的影响 |
| 4.3.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金的拉伸断口的影响 |
| 4.4 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金热膨胀系数的影响 |
| 4.4.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金热膨胀系数的影响 |
| 4.4.2 Al-20Si复合材料热膨胀系数的理论模型计算 |
| 4.5 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.5.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金摩擦系数的影响 |
| 4.5.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金磨损率的影响 |
| 4.5.3 不同纳米颗粒对Al-20Si合金磨损行为的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 冷却速率对Al-20Si复合材料组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 冷却速率对Al-20Si复合材料初晶硅的组织影响 |
| 5.3 冷却速率对Al-20Si复合材料共晶硅的组织影响 |
| 5.4 冷却速率对γ-Al_2O_3纳米颗粒的分布影响 |
| 5.5 冷却速率对Al-20Si复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与创新性 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新性 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
（8）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 |
（9）原位亚微米α-Al2O3颗粒增强AlSi9Cu3基复合材料制备及其挤压铸造研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 原位颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1 原位颗粒增强铝基复合材料特点 |
| 1.2.2 原位铝基复合材料的制备技术 |
| 1.2.3 原位制备颗粒铝基复合材料存在的问题及措施 |
| 1.2.4 颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3 Al-SiO_2 体系原位制备铝基复合材料的研究 |
| 1.3.1 Al-SiO_2 体系背景 |
| 1.3.2 Al-SiO_2 反应体系的发展现状 |
| 1.4 钨极氩弧熔覆技术 |
| 1.4.1 钨极氩弧熔覆技术概述 |
| 1.4.2 钨极氩弧熔覆工艺参数 |
| 1.4.3 钨极氩弧熔覆制备原位复合材料的研究进展 |
| 1.5 挤压铸造成型技术 |
| 1.5.1 挤压铸造技术概述 |
| 1.5.2 挤压铸造颗粒增强铝基复合材料的发展 |
| 1.5.3 挤压铸造颗粒增强铝基复合材料可能存在的问题及措施 |
| 1.6 本课题的主要研究内容 |
| 第二章 实验材料、设备及研究方法 |
| 2.1 复合材料体系设计 |
| 2.1.1 基体合金材料 |
| 2.1.2 增强体颗粒 |
| 2.1.3 实验原材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 材料测试与表征 |
| 2.3.1 差热分析(DSC) |
| 2.3.2 金相分析(OM) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDS) |
| 2.3.5 透射电镜分析 |
| 2.4 复合材料性能测试 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 第三章 α-Al_2O_(3p)/AlSi9Cu3 复合材料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-SiO_2 原位反应体系可行性分析 |
| 3.2.1 热力学分析 |
| 3.2.2 动力学分析 |
| 3.3 钨极氩弧熔覆工艺制备α-Al_2O_(3p)/Al复合材料 |
| 3.3.1 Al-SiO_2 预制体的制备 |
| 3.3.2 α-Al_2O_(3p)/Al复合材料的制备及显微组织 |
| 3.3.2.1 α-Al_2O_(3p)/Al复合材料的制备过程 |
| 3.3.2.2 α-Al_2O_(3p)/Al复合材料的物相分析 |
| 3.3.2.3 扫描(SEM)及能谱(EDS)分析 |
| 3.3.2.4 电流大小对α-Al_2O_(3p)/Al复合材料显微组织的影响 |
| 3.4 重熔稀释制备α-Al_2O_(3p)/AlSi9Cu3 复合材料 |
| 3.4.1 α-Al_2O_(3p)/AlSi9Cu3 复合材料的制备过程 |
| 3.4.2 超声对复合材料组织的影响 |
| 3.4.3 颗粒对复合材料显微组织的影响 |
| 3.5 T6 热处理对复合材料显微组织的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 α-Al_2O_(3p)/AlSi9Cu3 复合材料的挤压铸造 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压铸造设备及参数设定 |
| 4.3 α-Al_2O_(3p)/AlSi9Cu3 复合材料的挤压铸造流程 |
| 4.4 挤压铸造下复合材料的显微组织 |
| 4.4.1 挤压铸造对复合材料显微组织的影响 |
| 4.4.2 挤压铸造对颗粒及合金成分的影响 |
| 4.5 T6 热处理对挤压铸造复合材料显微组织的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 α-Al_2O_(3p)/AlSi9Cu3 复合材料的力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 金属型重力铸造下复合材料的抗拉强度与伸长率 |
| 5.3 挤压铸造下复合材料的抗拉强度与伸长率 |
| 5.4 复合材料断口分析 |
| 5.4.1 重力铸造复合材料断口形貌 |
| 5.4.2 挤压铸造复合材料断口形貌 |
| 5.5 复合材料的硬度 |
| 5.5.1 不同体积分数下复合材料的硬度 |
| 5.5.2 不同挤压铸造压力下复合材料的硬度 |
| 5.6 复合材料的强化机制 |
| 5.6.1 颗粒强化机制 |
| 5.6.2 细晶强化机制 |
| 5.6.3 位错强化机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
（10）合金元素、冶炼工艺对铝硅焊丝氢含量及焊缝性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝硅系合金焊丝的研究现状 |
| 1.2.1 铝合金焊丝的分类 |
| 1.2.2 Al-Si合金焊丝的生产工艺 |
| 1.3 Al-Si合金中Si相研究现状 |
| 1.3.1 Al-Si合金中Si相的生长机制 |
| 1.3.2 Al-Si合金中Si相的细化方法 |
| 1.3.3 Al-Si合金变质细化机理 |
| 1.4 Al-Si焊丝合金中氢的研究 |
| 1.4.1 氢的产生及气孔在铸件、焊缝中的形成 |
| 1.4.2 气孔对铝合金铸件和焊缝性能的影响 |
| 1.4.3 合金化处理对Al-Si合金吸氢倾向的影响 |
| 1.5 本文选题依据和研究内容 |
| 第二章 研究方法与试验内容 |
| 2.1 研究技术路线 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 母材的选择 |
| 2.2.2 Al-Si焊丝合金的制备 |
| 2.2.3 冶炼工艺改进、优化研究 |
| 2.3 Al-Si焊丝合金性能测试 |
| 2.3.1 焊丝合金氢含量测试分析 |
| 2.3.2 焊丝合金熔化特性测试 |
| 2.3.3 成品焊丝送丝性能测试 |
| 2.4 6082-T6 焊接接头制备及其性能测试 |
| 2.4.1 焊接接头制备 |
| 2.4.2 焊接接头性能测试 |
| 2.5 Al-Si焊丝和接头显微组织及成分分析 |
| 2.5.1 金相试样制备及组织观察 |
| 2.5.2 扫描电镜分析 |
| 第三章 冶炼工艺改进、优化及合金元素对SAl4043 焊丝组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 焊丝合金冶炼工艺改进、优化 |
| 3.3 熔体保温静置过程中合金化元素的烧损 |
| 3.4 Ti、Sr、Ce对 SAl 4043 焊丝合金显微组织的影响 |
| 3.4.1 Ti对SAl 4043 焊丝合金铸态显微组织的影响 |
| 3.4.2 Sr对SAl 4043 焊丝合金铸态显微组织的影响 |
| 3.4.3 Ce对SAl 4043 焊丝合金铸态显微组织的影响 |
| 3.4.4 Sr、Ce对 Al-5Si-0.08Ti连铸连轧杆组织的影响 |
| 3.5 Ti、Sr、Ce对 SAl4043 焊丝合金力学性能的影响 |
| 3.6 Ti、Sr、Ce对 SAl4043 焊丝合金的变质机理分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 Sr、Ce对 SAl4047 焊丝显微组织以及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Sr、Ce对 SAl4047 焊丝合金熔化特性的影响 |
| 4.3 Sr、Ce对 SAl4047 焊丝合金铸态显微组织的影响 |
| 4.3.1 Sr对SAl4047 焊丝合金铸态显微组织的影响 |
| 4.3.2 Ce对SAl4047 焊丝合金铸态显微组织的影响 |
| 4.4 Sr、Ce对 SAl4047 焊丝合金力学性能的影响 |
| 4.4.1 Sr对SAl4047 焊丝合金力学性能及断口形貌的影响 |
| 4.4.2 Ce对SAl4047 焊丝合金力学性能及断口形貌的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Sr、Ce对 SAl4043、4047 焊丝氢含量和焊缝质量的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Sr、Ce对 SAl4043、4047 焊丝合金氢含量的影响 |
| 5.2.1 Sr、Ce对 SAl4043、4047 焊丝熔体RPT定性测氢结果的影响 |
| 5.2.2 Sr、Ce对 SAl4043、4047 焊丝定量测氢结果的影响 |
| 5.2.3 Sr、Ce对 SAl4043、4047 焊丝氢含量影响的机理分析 |
| 5.3 Sr、Ce对6082 氩弧焊接头质量的影响 |
| 5.3.1 Sr、Ce对6082 氩弧焊焊缝气孔率的影响 |
| 5.3.2 Sr、Ce对6082 氩弧焊接头静载力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Sr、Ce元素复合添加对SAl4043、4047 自动焊丝送丝性以及焊缝质量的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Sr、Ce复合变质对焊丝合金氢含量的影响 |
| 6.3 Sr、Ce复合变质对SAl4043、4047 焊丝铸态显微组织的影响 |
| 6.3.1 Sr、Ce复合变质对SAl4043 焊丝铸态显微组织的影响 |
| 6.3.2 Sr、Ce复合变质对SAl4047 焊丝铸态显微组织的影响 |
| 6.4 Sr、Ce复合变质对焊丝合金力学性能及断口形貌的影响 |
| 6.5 Sr、Ce复合变质对SAl4043、4047 成品焊丝送丝性能的影响 |
| 6.5.1 Sr、Ce复合变质对SAl4043 焊丝送丝性相关性能的影响 |
| 6.5.2 复合变质SAl4043、4047 成品焊丝层绕特性的优化 |
| 6.6 Sr、Ce复合变质对6082 焊接接头质量的影响 |
| 6.6.1 Sr、Ce复合变质对MIG焊接的焊缝气孔率的影响 |
| 6.6.2 Sr、Ce复合变质对MIG焊接的焊接接头力学性能的影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
四、铸造Al_2O_3/Al-Si合金复合材料的组织与断口形貌分析（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]粉末冶金GNPs/Al复合材料的组织调控与强化机理[D]. 李建超. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [3]高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响[D]. 孙建波. 广西大学, 2020(07)
- [4]原位纳米Al2O3颗粒增强A356铝基复合材料的制备及挤压铸造的研究[D]. 牟姝妤. 江苏大学, 2020(02)
- [5](B4C+Al2O3)/Al高温中子吸收材料的制备与加工研究[D]. 昝宇宁. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [6]纳米Y2O3颗粒及稀土Y对铝基复合材料热裂倾向性与力学性能的影响[D]. 李东. 兰州理工大学, 2020(12)
- [7]γ-Al2O3纳米颗粒对高硅铝合金微观组织和性能的影响研究[D]. 吕勋. 上海交通大学, 2020(01)
- [8]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
- [9]原位亚微米α-Al2O3颗粒增强AlSi9Cu3基复合材料制备及其挤压铸造研究[D]. 严庆. 江苏大学, 2019(02)
- [10]合金元素、冶炼工艺对铝硅焊丝氢含量及焊缝性能的影响[D]. 王博. 南京航空航天大学, 2019(01)