一、Elastic modulus of SiC_w/6061Al alloy composites as-squeeze-cast（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。
焦宇鸿[2]（2021）在《SiC/Al复合材料的原位合成与改性研究》文中进行了进一步梳理SiC/Al基复合材料由于高比强度、比模量,良好的导热性,膨胀系数可调,在结构材料和电子封装材料领域有巨大的应用潜力,但SiC-Al弱的界面润湿性（初始接触角约160°）和迅速的界面反应极大的限制了 SiC/Al基复合材料制备和性能提升。研究发现调控SiC-Al界面的因素多且复杂,因素间相互影响,调控界面的关键因素仍不明确,限制了 SiC/Al基复合材料性能提升和广泛应用。本文调研了测定SiC/Al基复合材料界面的影响因素,指出合金元素种类和含量、接触时间和温度是调控界面的关键因素。添加合金元素、SiC表面改性和特种工艺能实现SiC/Al界面调控,获得高性能SiC/Al基复合材料。其中,原位自生工艺在获得分散性好,尺寸在纳米-微米尺度的SiC/Al基复合材料方面有巨大的潜力,并可通过调控关键工艺因素获得多尺度纳米SiC/Al基复合材料。本研究采用原位自生工艺,研究了合金元素,温度,酚醛树脂C源等对原位自生SiC的影响,以粉末冶金和铸造技术,成功地通过原位自生工艺制备了 SiC/Al基复合材料,并在此基础上研究了 SiC/Al基复合材料高温原位氧化的物相和显微结构演变规律,工作如下:（1）以酚醛树脂为C源,30%AlMg（其中Mg占合金元素的3-10%）,800℃成功制备了高SiC含量（>40%）的SiC/Al基复合材料。研究了 Mg和Si对原位自生SiC产率、微观形貌、机械性能的影响。结果表明:高于10%的Mg添加使得试样中生成了大量Mg2Si,降低了 SiC的产率。适量的Mg添加（3-10%）能够破除原料表面氧化层,降低了原位自生SiC的温度,增加SiC的产率。原位自生SiC工艺中存在制约SiC生成的Si浓度阈值（>17.27%）,该值在温度低于800℃时,受温度和体系中Si（l）浓度控制,温度高于800℃时受体系中Si（l）的浓度控制。给出了普适性的测定不同铝合金体系原位自生SiC所需的Si浓度阈值的方法。物相分析表明原位自生的SiC具有立方结构和六方结构,即Resin-Al-Mg-Si体系中原位自生SiC存在两种或以上生长机制。Al10Mg添加在800℃下制备的SiC/Al基复合材料进行力学性能最佳,其最大抗弯强度为251.89 MPa。（2）以不同添加量的闪蒸热解酚醛树脂气体为原料,采用铸造工艺原位自生了低的增强相含量的（SiC,MgO,MgAl2O4）/Al基复合材料,研究了原位自生与铸造工艺相结合,制备SiC/Al基复合材料的关键工艺因素,阐述了酚醛树脂热解气相产物在原位自生SiC中的反应机制,研究了热解树脂量与复合材料力学性能关系。物相分析和显微结构证实了复合材料中原位合成了亚微米尺寸,分散均匀的SiC,MgAl2O4和MgO陶瓷颗粒。闪蒸热解过程产生的大量气体在熔体中形成较强的湍流和搅拌,将原位生成的细小的晶体颗粒均匀地分散在合金基体中。热解气体的化学活性和产率差异是原位自生陶瓷颗粒在基体含量差异的主要因素。显微结构分析表明树脂热解减少了基体中的夹杂的同时,增加了基体中的气孔,抗拉试样的断口形貌分析指出复合材料气孔的增加和基体中板条状的Si削弱了原位自生陶瓷颗粒的增强效果,复合材料的抗拉强度并未发生明显变化,主要分布在130-150MPa。弯曲和压缩强度测试证实了原位自生SiC,MgO,MgAl2O4对复合材料的增强效果:随原位自生陶瓷颗粒的增加,试样的抗弯强度和压缩强度由235.6 MPa 和 276.5 MPa 分别增加到 299.4 MPa 和 378.2 MPa。（3）为了进一步阐明Resin-Al-Mg-Si体系原位自生SiC的机理,基于原料组成和产物组成设计了体系中可能发生的反应,通过热力学计算验证,建立了 Resin-Al-Mg-Si体系中原位自生SiC的合成及生长模型。体系中SiC通过三条途径原位合成:一是热解气体与熔体中的Si（l）反应生成了 SiC;二是以低温时反应生成的少量Al4C3与熔体中的Si（l）发生反应生成SiC;三是熔体中的Si（l）与热解的C直接反应生成SiC,高温熔融合金将热解的C包裹进熔体内部,活性较高的Si（l）与C反应生成SiC。原位自生SiC颗粒的生长主要通过高温下Oswald熟化控制长大。体系中的MgO主要通过热解气体中的苯酚及其衍生物或其他含氧态热解产物与熔体中的活性Mg（l）直接反应生成,其主要的生成温度区间为557.3-710℃.系统中MgAl2O4的主要生成路径有两条:一是Al-Mg合金与含氧化合物直接反应形成MgAl2O4,该路径是MgAl2O4主要的生成路径;二是MgO在与熔体接触部分与含氧热解气态产物和Al（l）反应,形成MgAl2O4晶粒。（4）采用氧化改性的方法成功制备了 MgAl2O4/SiC,堇青石/莫来石等复合材料,研究了原料组成,温度等因素对氧化过程中体系物相组成,显微结构的影响。未处理的复合材料其抗氧化性高,低于1400℃,氧化后复合材料仍然保持较高的原始产物物相。在温度达到1500℃时,主要以莫来石相组成。合金添加促进了复合材料的氧化,不同温度下高合金比例的复合材料氧化后产物主要以镁铝尖晶石,莫来石,SiC,堇青石和镁橄榄石组成。通过温度和合金含量能够调控复合材料的物相组成,获得SiC/MgAl2O4,莫来石/镁铝尖晶石,堇青石/镁铝尖晶石等复合陶瓷相。显微结构和能谱表明,低的外加合金体系中存在大的,表面光滑的近球形颗粒和细小的规则六边形结构。当外加合金达到20%时,细小团聚体颗粒减少,出现了棒状结构。30%Al30.77Mg添加时,体系中以大的规则边缘的颗粒为主,在大颗粒断面,能够清晰发现同质或异质颗粒,并与基体有良好的界面连接。复合材料的抗弯强度分布在13.83±3.6MPa到22.32±4.3MPa,外加合金对复合材料有明显的增强效果。复合陶瓷硬度随合金含量的增加而降低。温度和合金增加均加速了复合材料的氧化。
胡恺琪[3]（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》文中研究说明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。
毕胜[4]（2020）在《CNT/7055Al复合材料的制备加工及力学行为研究》文中研究表明碳纳米管增强铝基（CNT/Al）复合材料具有高强度、高刚度、低密度等优点,在航空航天、交通运输等领域应用前景广阔。在过去的二十年里,虽然报道了许多关于CNT/Al复合材料的研究,但在CNT/Al复合材料制备、加工以及力学行为等方面仍存在一些需要深入研究的问题。高能球磨（HEBM）工艺虽能够高效分散CNT,但CNT在HEBM中的损伤和分散问题仍缺乏深入理解和统一认识。由CNT加入引起的室温韧性低以及高温变形困难等问题,是制约CNT/Al复合材料广泛工程应用的瓶颈,但至今仍缺乏有效的改善手段。此外,关于CNT/Al复合材料的力学行为研究大多关注静态力学性能,对动态力学性能的研究十分匮乏;对CNT/Al复合材料的高温变形行为也缺乏理解。本文针对以上问题,开展了以下研究工作:为获得高性能CNT/Al复合材料,以超高强7055Al合金为基体,制备了CNT/7055Al复合材料,对CNT在HEBM过程中的损伤与分散问题进行了系统研究。采用不同的过程控制剂添加方式,构造出“球状-片状-冷焊球状”和“球状-片状”两种HEBM粉末形貌演变模式。研究发现,“球状-片状-冷焊球状”演变可以将CNT单根分散,粉末不断冷焊和破碎是CNT分散的主要方式。“球状-片状”演变未能将CNT分散,主要归因于片状Al粉的厚度超过临界值以及CNT团聚嵌入到片状Al粉表面。对两种不同粉末演化的CNT损伤研究发现,ID/IG与FWHM（D）的乘积相比ID/IG能更准确地描述CNT结构的损伤。对该参数量化的对比研究表明,在粉末片状化和破碎阶段,CNT损伤严重;在粉末冷焊阶段CNT损伤较小。在此基础上,制备了不同CNT含量的CNT/7055Al复合材料并详细分析了其微观组织和力学行为。研究发现,CNT/7055Al复合材料呈现粗细晶混合的晶粒结构,CNT主要分布于超细晶组织中,多数沿挤压方向分布。CNT-Al界面干净,无反应产物。其中,3 vol.%CNT/7055Al复合材料的抗拉强度达到816 MPa,但延伸率较低,仅为0.5%。细晶强化和Orowan强化是CNT/7055Al复合材料主要的强化机制。由于存在粗晶条带,复合材料存在严重的各向异性。为了改善CNT/7055Al复合材料的强韧性,通过轧制工艺优化了复合材料的织构组分,研究了轧制前后复合材料的微观组织、织构组分和力学性能。结果表明,轧制后,粗晶条带基本消除,复合材料主要由均匀的超细晶组成。轧制过程没有对CNT结构造成损伤。轧制前,复合材料具有丝织构,包括{011}<111>、Copper {112}<111>和{123}<111>组分。轧制后,复合材料织构类型变为板织构,包括{011}<111>、{113}<332>和{215}<342>组分。随着轧制压下量的增加,复合材料的织构强度增加。轧制后,复合材料的延伸率增加了一倍,而抗拉强度仅略有降低。这归因于:（1）板织构中大量有利的晶粒取向降低了变形的门槛;（2）轧制增加了位错密度,促进了变形进行;（3）轧制后增加了低角晶界比例,有助于位错滑移;（4）细小密集分布的析出相增加了超细晶的位错存储能力。此外,轧制后,由于粗晶条带的消除,复合材料的各向异性明显弱化。为了改善复合材料的热变形能力,探究了 CNT/7055Al复合材料的超塑性变形行为,获得了复合材料最佳变形参数,分析了 CNT在超塑性变形中的作用。研究结果表明,通过优化第二相数量,T6态复合材料相比挤压态复合材料显示出更高的延伸率。T6态和挤压态复合材料均在400℃和5 s-1条件下获得最大延伸率,分别为1 53%和125%。T6态复合材料的变形激活能和m值分别为171 kJ/mol和0.2。晶格扩散控制位错攀移是复合材料的主要变形机制。研究了不同CNT含量下复合材料的超塑性变形行为。结果表明,2vol.%和3 vol.%复合材料分别在400℃、3 s-1和400℃、5 s-1条件下获得最大延伸率,分别为11 8%和108%。强的CNT界面结合和大的长径比极大地抑制了晶界滑动,这是CNT/7055Al超塑性延伸率低于基体铝合金的主要原因。为了评估CNT/7055Al复合材料的服役性能,研究了复合材料在拉拉疲劳和拉压疲劳条件下的变形行为。结果表明,在拉拉疲劳过程中,CNT发挥载荷传递作用,抑制了超细晶区的裂纹萌生,使复合材料的疲劳强度优于基体合金。而在拉压疲劳过程中,由于CNT附近的基体发生断裂,CNT未起到增强效果,导致复合材料的疲劳强度与基体合金相当。分析了复合材料的疲劳损伤机制,讨论了CNT在疲劳变形中的作用。结果表明,粗晶应变局域化是复合材料疲劳损伤的主要机制。在拉拉疲劳中,损伤主要发生在粗晶区。在拉压疲劳过程中,由于较大的应力幅,粗晶和超细晶区均出现损伤。拉拉疲劳和拉压疲劳中,变形主要集中在复合材料的粗晶区域。在高应力条件下,粗晶和超细晶内位错密度均很低;在低应力条件下,粗晶中出现位错胞、位错缠结等亚结构,超细晶中未观察到明显的位错组态变化。
张斌[5]（2020）在《Al-3.2Mg-xZn-1.12Cu-yTi铝合金及挤压铸造晶须增强复合材料的制备加工与组织性能研究》文中研究表明Al-Zn-Mg-Cu系铝合金具有高强度和低密度等优良特性,被很多国家大量地用于军事装备与航天器的制造中,同时以Al-Zn-Mg-Cu系铝合金为基体制备的复合材料不仅强度有了提升,还具备高弹性模量、耐高温等优点。本文研究了Zn/Mg比（3.56、3.72、3.87）、Ti元素的含量（0wt%、0.39wt%、0.87wt%）、挤压比（10:1、16:1）和三种时效工艺（T6:121℃×24h;T6I6:121℃×2h（水冷）+65℃×56h+121℃×16h;RRA:121℃×24h+170℃×2h+121℃×24h）对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金挤压材力学性能和微观组织产生的影响;以自主熔炼的铝合金作为基体,探索挤压铸造制备复合材料的工艺路线;探索挤压铸造SiCw晶须增强的铝基复合材料经过四种时效工艺（T6-1:121℃×5h;T6-2:121℃×2.5h;T6I4:121℃×4h（水冷）+65℃×56h;T6I4-1:121℃×2h（水冷）+65℃×56h）对铝基复合材料的力学性能的影响。（1）铝合金的Zn/Mg比值分别为3.56、3.72、3.87,当Zn/Mg比值为3.56时,晶粒的细化程度明显,可以获得较高硬度（226.6HV）,Zn/Mg比值继续增加后位错密度和硬度降低;Ti元素含量分别为0wt%、0.39wt%、0.87wt%,Ti含量从0wt%到0.87wt%,晶粒尺寸呈现先增大后减小的趋势,其中含0.39wt%Ti的合金晶间腐蚀深度降低到了141.07μm。挤压比分别为10:1和16:1,挤压比大的铝合金晶粒尺寸更小,但基体极限固溶温度降低。相比T6时效,T6I6断续时效普遍提高了合金的硬度和室温拉伸强度,拉伸强度最高可以达到716.77MPa,RRA时效提高了合金的延伸率和抗腐蚀性能,延伸率达到7.0%以上。（2）挤压铸造工艺制备以SiCw、SiCw+SiCp和SiCw+CNTs混杂作为增强体的铝基复合材料。特定浓度硅酸钠结合磷酸铝作为粘结剂制备的预制件成型效果优良,经过烧结后能够保证低温强度和高温强度,晶须SiCw增强体预制件的抗压强度可达到19.24MPa。适当延长超声波震荡时间可以提高SiCw、SiCw+SiCp和SiCw+CNTs混杂的预制件成型速率。挤压铸造制备复合材料过程中,以SiCw和SiCw+CNTs混杂增强体制备的预制件和复合材料成型速率高成型效果优良,致密度分别可以达到97%和98%。（3）挤压铸造制备的SiCw增强铝基复合材料晶粒细化效果明显,未溶相减少,位错强化达到91.4MPa。时效分为单级时效T6、T6-1和断续时效T6I4、T6I4-1,时效后复合材料硬度普遍提高,电导率出现了规律性的降低,T6I4-1时效后的材料硬度达到最高的345.8HV,电导率达到最低的11.7IACS%。该复合材料最佳的时效工艺是T6-2:121℃×2.5h,压缩强度和压缩断裂应变分别提高到了746.42MPa和7.0%。综上所述,本文在铝合金研究过程中通过调整合金成分、改变挤压比、结合不同的时效工艺制备出了拉伸强度达到716.77MPa的高强度铝合金,也获得了抗晶间腐蚀性能良好延伸率提高到7.0%以上的铝合金。在铝基复合材料研究过程中,通过挤压铸造方法结合不同时效工艺制备出了硬度达到345.8HV的高硬度SiCw晶须增强铝基复合材料,也制备出了压缩强度达到746.42MPa,压缩断裂应变达到7.0%的高强度和高应变的SiCw晶须增强的铝基复合材料。以上发现在国内外研究中鲜有报道。
冯艳,陈超,彭超群,王日初[6]（2017）在《镁基复合材料的研究进展》文中研究指明主要介绍镁基复合材料常见的增强体,分析其对镁基复合材料的显微组织、力学性能以及物理化学性能的影响,进一步讨论镁基复合材料界面反应和界面优化的研究现状,展望镁基复合材料的应用前景和发展方向。
董蓉桦[7]（2016）在《SiC纳米线诱发Al基体层错和孪晶的形成机制及其对力学行为的影响》文中研究指明随着现代科学技术的发展,对结构材料提出了更加苛刻的要求。纳米金属基复合材料由于具有远高于微米复合材料的强化效率,成为理想的结构材料之一。目前对纳米复合材料的组织特征研究还不深入。另一方面,铝是层错能极高的面心立方金属,通常难以形成面缺陷。目前关于晶界诱发铝中层错和孪晶的研究已经很多,然而铝基复合材料中界面诱发铝基体层错和孪晶的研究还未见报道。为了研究高含量相界面对铝基体组织及力学性能的影响机制,获得高强化效率的纳米复合材料,本文采用挤压铸造法成功制备了体积分数10%30%的SiC纳米线增强纯铝和6061铝复合材料,系统地研究了SiC纳米线对基体缺陷形式和析出行为的影响机制。同时针对SiC纳米线的特征,研究了界面形貌、相界面含量、热挤压变形等对复合材料力学性能的影响,并对其强化机理进行了研究。本文首先研究了SiC纳米线的组织结构,柱状和竹节状两种形貌的SiC纳米线均是由2H和3C结构的小片段复合而成的一种复合型结构,竹节状形貌是由于纳米线中孪晶的周期性导致的。研究了SiC纳米线增强纯铝复合材料的微观组织。SiC纳米线与基体之间没有发现界面反应,并且也没有明显的位相关系。当体积分数为10%至25%时,SiCnw/Al复合材料的缺陷形式为位错。当体积分数达到30%时,复合材料基体的缺陷形式由位错变为层错和孪晶。基体中包括单孪晶和双重孪晶,其中单孪晶在电子束长时间照射下会发生退孪生现象,而双重孪晶则不会。对复合材料生成的孪晶进行分析表明:基体中的单孪晶为零应变孪晶,用随机不全位错机制可以解释;双重孪晶为两个零应变孪晶滑移相交形成,在节点处生成面角位错从而使双重孪晶十分稳定。依据发射全位错和不全位错的临界切应力,计算出了相界面面积与铝基体形成层错的临界界面含量条件,当界面面积超过临界值后,基体中优先发射不全位错形成层错和孪晶。电子束长时间照射会使样品温度升高,从而改变了基体的切变模量,提高了界面面积的临界值从而使单孪晶发生了退孪生现象。研究了SiC纳米线增强6061Al复合材料的微观组织及时效硬化行为。体积分数为10%25%的SiCnw/6061Al复合材料的时效硬化规律相似,时效硬度均是先升高后降低,达到峰时效的时间为5小时。但是在过时效阶段,复合材料的硬度下降速度和下降幅度都远高于基体6061Al合金。复合材料的欠时效组织为GP区,峰时效组织β’’相,过时效组织为B’相。过时效组织与6061铝合金的β相不同,分析认为这是由于Mg元素在界面处大量偏聚导致基体中的Mg/Si比降低造成的,适宜生成Mg/Si比小的B’相。为了证明这一推断,向15vol.%-SiCnw/6061Al复合材料中加入了0.8wt.%的Mg元素后,过时效组织中出现了β相,并且提高了复合材料过时效的硬度值,从而证明了复合材料过时效硬度下降是由于Mg元素偏聚从而生成B’相沉淀强化不足所导致的。30vol.%-SiCnw/6061Al在时效初期,基体中同样存在层错和孪晶,但是随着时效时间的延长,层错和孪晶的密度显着降低,演化为一种与基体共格的菱形相,经表征菱形相为基于Si偏聚区的层错四面体。分析表明,这种新型的层错四面体与传统的空位型层错四面体的结构及其形成条件均有显着不同。对这种层错四面体的形成机制进行了分析:由于Mg元素大部分偏聚在界面处,基体中只能形成Si元素的偏聚区,而层错优先在Si偏聚区的界面处形核,Si偏聚区周围的（111）晶面族上的层错相交反应最终形成层错四面体,本文将其命名为偏聚型层错四面体。研究了SiC纳米线形貌、SiC纳米线含量、SiC纳米线排布对复合材料力学性能的影响。竹节状SiC纳米线的强化效率高于柱状SiC纳米线,随着竹节状纳米线含量的提高,SiCnw/6061Al复合材料的拉伸强度和延伸率均提高。强度和塑性的提高主要是由于竹节状SiC纳米线具有更多的界面面积以及更强的界面结合所致。随着SiC纳米线含量的提高,SiCnw/Al和SiCnw/6061Al复合材料的屈服强度和微屈服强度逐渐提升,当体积分数达到30%时,复合材料的屈服强度和微屈服强度都有偏离强度和体积分数线性关系的跃升,这种跃升与基体中缺陷形式变化有关。结果显示,层错和层错四面体能使复合材料强度偏离线性提高约70%。基于剪切滞后模型,对SiC纳米线增强铝基复合材料的屈服强度公式进行了修正,提出了SiC纳米线长径比、尺寸效应、排布方式以及层错强化等对强度的贡献,最终得到了复合材料的屈服强度公式。
刘一雄[8]（2015）在《Ti颗粒与SiCp协同增强铝基复合材料组织性能与强化机理研究》文中进行了进一步梳理复合材料因具有可设计性的特点,而备受科研工作者的关注。铝基复合材料具有高比强度、高比模量以及耐磨损等优异综合性能。提高高性能颗粒增强体含量能够获得高强度与耐磨的高性能铝基复合材料。但随着增强体含量的些微增大,铝基复合材料的强度和塑/韧性存在着相互倒置关系。本论文的研究目标是通过铸造途径在复合材料中形成一定数量、一定尺寸、均匀分布的韧性金属区域,制备得到一种金属-陶瓷混杂增强铝基复合材料,在强度提高的同时,有效改善材料塑/韧性,保留其耐磨损性能。首先,本文对挤压铸造技术制备得到的不同基体（2024Al与7075Al）、不同增强体（Ti B2、Si C和Ti）或增强体组合铝基复合材料进行了性能对比分析,筛选出拉伸性能优异的增强体与基体组合。结果表明,Ti金属颗粒与Si Cp协同增强7075Al复合材料能获得更好的拉伸性能。Ti金属颗粒在提高复合材料抗拉强度的同时,改善了材料的损伤容限,得到强度和塑性均有所提高的新材料。其次,研究了Ti金属颗粒对复合材料时效行为的影响。复合材料中Ti金属颗粒的存在减少了基体中的热错配位错密度,降低了基体中GP区和析出相的形核率;同时也导致了析出相长大激活能的降低。溶质Mg原子在Ti金属颗粒与基体间界面的偏聚降低了基体中Mg原子浓度,而热错配位错形成的扩散通道则加剧了这一现象,使复合材料在不同时效温度区间下表现出不同的时效温度敏感度。尽管Ti金属颗粒降低了析出相长大激活能,但析出温度的提高和溶质原子浓度的降低都迟滞了时效峰值的出现。此外,峰时效热处理后复合材料的强度与塑性进一步得到提高。Mg-Ti扩散层和界面Ti Al3金属间化合物反应层的形成,强化了Ti金属颗粒与基体间结合,增强了Ti金属颗粒的强化效果,进一步提高了复合材料的塑性。再次,研究了Ti金属颗粒对复合材料断裂行为的影响及其强化机理。复合材料的损伤演变过程受到增强体颗粒尺寸和性能的影响。相比于小尺寸的Si C颗粒,大尺寸Si C颗粒在变形过程中更容易破裂。Si C颗粒的破裂导致增强体总承载能力的下降,降低了复合材料的强度。同时,变形过程中大尺寸Si C颗粒的优先破裂加速了裂纹的扩展,降低了复合材料的塑性。而Ti金属颗粒在复合材料中形成了以Ti金属颗粒为核心,包裹有低密度位错基体的微区,这些微区在变形过程中不仅有效地释放应力、协同变形,减少Si C颗粒的破裂,提高了基体合金的变形能力,从而导致复合材料强度与塑性的提高;同时也阻碍了裂纹的扩展,极大地提高了材料的损伤容限。研究结果有助于深入理解金属-陶瓷协同增强复合材料的断裂行为及其结构-性能关系,对复合材料的组织性能优化与设计具有非常重要的意义。最后,研究了Ti金属颗粒对复合材料摩擦磨损行为的影响。复合材料表现出疲劳磨损与磨粒磨损相结合的特征。Ti金属颗粒产生的协同变形和应力释放效应,使得磨损过程中Si C颗粒的破裂变得更为困难,降低了复合材料的摩擦系数;同时也有效地阻碍了疲劳裂纹的形成与扩展,提高了复合材料在低载荷下的耐磨损性能。载荷提高后,Ti金属颗粒、Si C颗粒以及基体对载荷不同程度的应变响应导致增强体与基体间界面的应力急剧增大,磨损表面应力影响区中的Si C颗粒的破裂加剧,使得裂纹在Ti金属颗粒与复合材料间的扩展变得更为容易,降低复合材料耐磨损性能。研究表明,金属-陶瓷协同增强铝基复合材料的微观结构独特,并由此衍生出一系列独特性能,表现出轻质、高强、塑性以及耐磨等优异的综合性能。这种多元/多尺度的微结构韧化复合工艺是具有前瞻性的,对促进金属基复合材料的迅速发展具有非常重要的意义。
邢莉[9]（2014）在《反应热压法原位合成MgAl2O4w/6061Al复合材料及其强化机理》文中认为铝基复合材料由于其轻质高强、耐磨耐蚀以及尺寸稳定性好等优点,被广泛应用于航空航天、交通运输以及电子材料等领域。选择合成出性能优良的增强体并发展新的复合技术是目前发展铝基复合材料的关键。MgAl2O4尖晶石晶须具有低缺陷密度,高强度、高熔点等特点,被认为是一种理想增强体材料。反应热压法合成复合材料能获得增强相分布均匀,界面结合良好的金属基复合材料而受到广泛的关注,研究反应热压法在MgAl2O4w/6061Al复合材料制备中的应用具有重要价值。本论文以6061Al合金粉、Mg粉和H3BO3粉末为原料,通过球磨预处理,采用真空热压烧结工艺在6061铝合金基体中原位合成MgAl2O4晶须。探究了原位生长MgAl2O4的热压烧结参数,对复合材料进行了T6时效处理及热挤压变形研究,揭示了原位合成晶须对复合材料时效动力学的影响,以及热挤压变形对复合材料力学性能的影响。结果表明,采用反应热压法能够在相对较低的温度（600°C）下于6061Al基体中原位合成分散均匀且与基体界面结合良好的MgAl2O4晶须,其直径为30200 nm,长径比为1050,在基体内相互搭接形成网状结构骨架。在热压烧结温度为600°C,压力为50 MPa下制备的复合材料表现出优良的综合性能。T6处理后的铝合金及其复合材料时效强化作用明显,晶须的存在显着加速了时效动力学。这是由于尖晶石晶须与铝基体之间的热错配导致了材料中高密度位错的形成,增加了非均匀形核位点,从而促进了时效析出相的形成。热挤压变形显着提高了复合材料的力学性能,材料由脆性断裂方式转变为韧脆结合的混合断裂机制。这是由于挤压过程中,晶须与基体界面附近形成大量位错,充分发挥了位错强化作用;同时MgAl2O4晶须沿挤压方向定向排列,与基体界面结合情况改善,有效提高了两者间载荷传递的能力。复合材料经挤压和时效双重处理后,其拉伸性能显着提高,抗拉强度最高可达508 MPa,屈服强度可达436 MPa,和6061铝合金相比,分别提高了2.8倍和1.1倍。这是基体时效强化和晶须定向排列强化共同作用的结果。
王明亮[10]（2014）在《不同方式增强6061铝基复合材料的组织和性能研究》文中提出本文利用搅拌铸造法制备了6vol.%Mg2B2O5w/6061Al （W6）,6vol.%SiCp/6061Al （P6）复合材料及（3vol.%Mg2B2O5w+3vol.%SiCp）/6061（W3P3）混杂复合材料。采用热压缩试验和热加工图技术研究了P6及W3P3的热变形行为及热加工能力；利用万能试验机测试了挤压态各材料高温力学性能；采用维氏硬度计测试、DSC分析研究了铸态及挤压态各材料的时效行为；利用热膨胀仪对挤压态及挤压后T6热处理态的各材料的尺寸稳定性进行了测试；采用扫描电镜（SEM）、金相显微镜（OM）对复合材料的微观组织进行了观察和分析。结果表明，利用搅拌铸造法制备的各复合材料中，W3P3的增强体的分散性最好，W6存在严重Mg2B2O5w团聚现象；P6中的SiCp也存在明显偏聚；W3P3的热加工区域为：350-450C/0.0001-0.003s-1（domain#1）; P6存在两个热加工区域：300-400C/0.0001-0.003s-1（domain I）及380-450C/0.01-0.1s-1（domain II）,domain#1的变形激活能为224kJ/mol，变形机理包含位错攀移控制的蠕变和DRX控制的晶界滑移，domain I和domain II的变形激活能分别为177kJ/mol及263kJ/mol，对应的变形机理分别为位错攀移控制的蠕变及交滑移。高温力学性能测试表明：在相同温度下，W3P3的抗拉强度、屈服强度及弹性模量均是最高的，单独对比复合材料的伸长率发现，W3P3的伸长率也是最大的，这与W3P3中增强体的均匀分布存在直接关系。时效行为测试表明：SiCp比Mg2B2O5w能更加有效的提高硬度值；复合材料中GP区的形成受到了抑制，复合材料较基体合金时效硬化过程明显加速；铸态材料的时效硬度值高于相应的挤压态材料的硬度值，铸态较挤压态材料的时效硬化过程明显加速。尺寸稳定性测试表明：在两种状态下，W3P3的dL/L0，CTE及滞后环宽度均是最小的，T6热处理能有效降低各材料的dL/L0，CTE及滞后环宽度；挤压态各材料热循环后残余应变绝对值最小的为W6，其次为W3P3；T6热处理后残余应变绝对值最小为P6，其次为W3P3。
二、Elastic modulus of SiC_w/6061Al alloy composites as-squeeze-cast（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、Elastic modulus of SiC_w/6061Al alloy composites as-squeeze-cast（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）SiC/Al复合材料的原位合成与改性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 Al-SiC界面研究 |
| 1.1.1 Al-SiC界面润湿性 |
| 1.1.2 Al-SiC界面反应 |
| 1.1.3 Al-SiC界面模拟计算研究 |
| 1.2 Al-SiC界面调控 |
| 1.2.1 合金元素引入对界面调控的影响 |
| 1.2.2 中间层引入对界面调控的影响 |
| 1.2.3 其他方法在界面调控中的应用 |
| 1.3 先进SiC/Al基复合材料制备工艺 |
| 1.3.1 特种铸造 |
| 1.3.2 激光熔覆和喷射沉积工艺 |
| 1.3.3 辊压和锻造工艺 |
| 1.3.4 原位自生工艺 |
| 1.3.5 其他工艺 |
| 1.4 SiC/Al基复合材料性能 |
| 1.5 SiC/Al基复合材料氧化改性 |
| 1.6 SiC/Al基复合材料研究现状与困境 |
| 1.7 本研究的目的及意义 |
| 2 实验部分 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 SiC/Al-Mg-Si复合材料的制备 |
| 2.3 闪蒸热解制备(SiC,MgO,MgAl_2O_4)/Al基复合材料 |
| 2.4 原位氧化制备复相陶瓷复合材料 |
| 2.5 复合材料测试 |
| 3 原位自生高体积分数SiC/Al-Mg-Si复合材料 |
| 3.1 Resin-Al-Mg-Si体系原位自生SiC的物相 |
| 3.2 合金元素对SiC产率的影响 |
| 3.3 原位自生SiC微观形貌的演变 |
| 3.4 原位自生SiC对性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 4 原位自生制备(SiC,MgO,MgAl_2O_4)/Al基复合材料 |
| 4.1 原位自生复合材料的物相和反应 |
| 4.1.1 原位自生工艺 |
| 4.1.2 闪蒸热解中的反应设计及热力学计算 |
| 4.1.3 物相组成分析 |
| 4.2 复合材料显微结构 |
| 4.3 力学性能分析 |
| 4.4 复合材料拉伸失效分析 |
| 4.5 小结 |
| 5 Resin-Al-Mg-Si体系原位自生SiC的生长模型 |
| 5.1 酚醛树脂热解产物 |
| 5.2 产物的反应路径设计及热力学计算 |
| 5.2.1 MgO和Mg_2Si的反应路径及其Gibbs自由能变 |
| 5.2.2 MgAl_2O_4的反应路径及其Gibbs自由能变 |
| 5.2.3 SiC的反应路径及其Gibbs自由能变 |
| 5.2.4 其他可能存在的反应路径及其Gibbs自由能变 |
| 5.3 原位自生SiC生长模型 |
| 5.4 小结 |
| 6 SiC/Al-Mg-Si改性研究 |
| 6.1 SiC/Al-Mg-Si复合粉体改性 |
| 6.2 SiC/Al-Mg-Si物相演变规律 |
| 6.3 SiC/Al-Mg-Si原位氧化显微结构演变规律 |
| 6.4 力学性能 |
| 6.5 小结 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及专利 |
（3）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 |
（4）CNT/7055Al复合材料的制备加工及力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1引言 |
| 1.2 CNT简介 |
| 1.2.1 CNT的结构与制备 |
| 1.2.2 CNT的性能 |
| 1.3 CNT/Al复合材料的高能球磨制备 |
| 1.3.1 CNT/Al复合材料的制备方法简介 |
| 1.3.2 高能球磨工艺简介 |
| 1.3.3 CNT在高能球磨过程中分散与损伤 |
| 1.4 CNT/Al复合材料的超塑性 |
| 1.4.1 超塑性简介 |
| 1.4.2 铝基复合材料的超塑性 |
| 1.4.3 CNT/Al复合材料的超塑性 |
| 1.5 CNT/Al复合材料的力学性能 |
| 1.5.1 CNT/Al复合材料的静态力学性能 |
| 1.5.2 CNT/Al复合材料的强韧化 |
| 1.5.3 CNT/Al复合材料的动态力学性能 |
| 1.6 本论文研究目的和研究内容 |
| 第2章 HEBM法制备高性能CNT/7055Al复合材料 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 CNT在球磨过程中的分散及损伤机理研究 |
| 2.2.1 实验材料及方法 |
| 2.2.2 两种粉末球磨方式对CNT分散的影响 |
| 2.2.3 两种粉末球磨方式对CNT损伤的影响 |
| 2.2.4 小结 |
| 2.3 CNT/7055Al复合材料的微观组织与力学性能 |
| 2.3.1 实验材料及方法 |
| 2.3.2 微观组织 |
| 2.3.3 力学性能及强化机制 |
| 2.3.4 小结 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 优化织构改善CNT/7055Al复合材料的强韧性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 挤压和挤压-轧制复合材料的微观组织与力学性能 |
| 3.3.2 挤压和挤压-轧制复合材料的织构分析 |
| 3.3.3 挤压和挤压-轧制复合材料的各向异性 |
| 3.3.4 挤压和挤压-轧制复合材料断口分析 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 轧制后复合材料强度降低的原因 |
| 3.4.2 挤压和挤压-轧制复合材料的韧化机制 |
| 3.4.3 力学性能各向异性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 CNT/7055Al复合材料的超塑性变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CNT/7055Al复合材料的超塑性行为 |
| 4.2.1 实验材料及方法 |
| 4.2.2 拉伸前微观组织 |
| 4.2.3 流变应力、延伸率及门槛应力分析 |
| 4.2.4 拉伸后孔洞、微观组织及断口观察 |
| 4.2.5 超塑性变形机制 |
| 4.2.6 第二相对复合材料超塑性变形的影响 |
| 4.2.7 小结 |
| 4.3 CNT含量对复合材料超塑性行为的影响 |
| 4.3.1 实验材料及方法 |
| 4.3.2 不同CNT含量下复合材料的高温流变应力和延伸率 |
| 4.3.3 复合材料断口观察 |
| 4.3.4 CNT在超塑性变形中的作用 |
| 4.3.5 小节 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 CNT/7055Al复合材料的高周疲劳行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 疲劳前微观组织 |
| 5.3.2 拉伸性能和疲劳性能 |
| 5.3.3 疲劳断口观察 |
| 5.3.4 疲劳后微观组织 |
| 5.3.5 疲劳样品表面形貌 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 复合材料疲劳损伤机制 |
| 5.4.2 应力比对复合材料疲劳寿命的影响 |
| 5.4.3 CNT在疲劳中的作用机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 已发表的学术论文与参加的学术会议 |
| 作者简介 |
（5）Al-3.2Mg-xZn-1.12Cu-yTi铝合金及挤压铸造晶须增强复合材料的制备加工与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的发展概况 |
| 1.2.1 国外Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的发展 |
| 1.2.2 国内Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的发展 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金强化方法 |
| 1.3.1 主合金元素 |
| 1.3.2 微合金元素 |
| 1.3.3 杂质元素 |
| 1.3.4 热处理工艺 |
| 1.3.5 变形加工工艺 |
| 1.4 铝基复合材料 |
| 1.4.1 铝基复合材料的概述 |
| 1.4.2 铝基复合材料的性能 |
| 1.4.3 强化机理 |
| 1.5 非连续增强铝基复合材料 |
| 1.5.1 非连续型复合材料的发展和应用 |
| 1.5.2 非连续铝基复合材料的的制备工艺 |
| 1.5.3 挤压铸造制备非连续增强铝基复合材料概况 |
| 1.5.4 非连续增强铝基复合材料的基体和增强体 |
| 1.6 研究目的和内容 |
| 第二章 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金和铝基复合材料制备 |
| 2.1 高强度7000 系铝合金制备及组织结构分析 |
| 2.1.1 铝合金的成分设计及熔铸成型 |
| 2.1.2 均质化退火 |
| 2.1.3 挤压变形加工工艺 |
| 2.1.4 固溶+时效处理 |
| 2.2 铝基复合材料的设计与制备 |
| 2.2.1 增强体预制件的设计与制备 |
| 2.2.2 铝基复合材料的设计与制备 |
| 2.2.3 复合材料的热处理工艺 |
| 2.2.4 密度和致密度测定 |
| 2.3 组织结构分析以及性能测试 |
| 2.3.1 金相组织OM分析 |
| 2.3.2 SEM分析 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.3.4 硬度检测 |
| 2.3.5 电导率 |
| 2.3.6 室温拉伸性能检测 |
| 2.3.7 室温压缩性能测试 |
| 2.3.8 晶间腐蚀性能检测 |
| 第三章 Zn/Mg比、挤压比、Ti元素含量和时效工艺对Al-3.2Mg-xZn-1.12Cu-yTi铝合金挤压材组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.3.1 金相组织OM分析 |
| 3.3.2 SEM微观组织分析 |
| 3.3.3 XRD分析 |
| 3.3.4 硬度和电导率测试 |
| 3.3.5 拉伸性能与断口形貌 |
| 3.3.6 晶间腐蚀 |
| 3.4 本章结论 |
| 第四章 铝基复合材料的制备工艺探索 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 影响预制件成型的因素 |
| 4.2.1 粘结剂对预制件成型的影响 |
| 4.2.2 第一批预制件 |
| 4.2.3 第二批预制件 |
| 4.3 挤压铸造制备复合材料 |
| 4.3.1 复合材料成型工艺 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 时效工艺对挤压铸造制备的复合材料组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 金相组织分析 |
| 5.3.2 SEM和 EDS分析 |
| 5.3.3 基体和复合材料的XRD分析 |
| 5.3.4 硬度和电导率 |
| 5.3.5 室温压缩性能 |
| 5.3.6 复合材料压缩断口形貌分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 文章工作总结 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
| 学术论文 |
| 专利 |
| 参与项目 |
（7）SiC纳米线诱发Al基体层错和孪晶的形成机制及其对力学行为的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 复合材料中SiC增强体概述 |
| 1.2.1 SiC颗粒 |
| 1.2.2 纳米SiC颗粒 |
| 1.2.3 SiC晶须 |
| 1.3 SiC纳米线的研究现状 |
| 1.3.1 SiC纳米线的制备方法 |
| 1.3.2 SiC纳米线的生长机制 |
| 1.3.3 SiC纳米线的形貌特征 |
| 1.3.4 SiC纳米线的性能 |
| 1.4 纳米金属基复合材料 |
| 1.4.1 纳米金属基复合材料的制备 |
| 1.4.2 纳米金属基复合材料的微观组织 |
| 1.4.3 纳米金属基复合材料的力学性能 |
| 1.5 高层错能金属中的层错和孪晶 |
| 1.5.1 孪晶的分类 |
| 1.5.2 孪晶的形成机制 |
| 1.5.3 孪晶对材料力学性能的影响 |
| 1.5.4 层错四面体 |
| 1.6 纳米金属基复合材料研究中存在的问题及发展趋势 |
| 1.7 本文的研究目的和内容 |
| 第2章 材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 SiC纳米线 |
| 2.1.2 基体合金 |
| 2.1.3 复合材料的制备 |
| 2.1.4 复合材料的热挤压 |
| 2.1.5 复合材料的热处理 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 扫描电镜显微分析 |
| 2.2.2 透射电镜显微分析 |
| 2.2.3 X射线衍射分析（X-ray diffraction，XRD） |
| 2.2.4 差示扫描量热分析 |
| 2.2.5 硬度测试 |
| 2.2.6 拉伸性能测试 |
| 2.2.7 三点弯曲性能测试 |
| 第3章 SiC纳米线诱发纯铝复合材料基体中的层错与孪晶 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SiC纳米线的表征 |
| 3.3 SiC_(nw)/Al复合材料的界面结构 |
| 3.4 SiC_(nw)/Al复合材料基体中的缺陷结构 |
| 3.4.1 15vol.%~25vol.%-SiC_(nw)/Al复合材料基体中的缺陷结构 |
| 3.4.2 30vol.%-SiC_(nw)/Al复合材料基体中的缺陷结构 |
| 3.4.3 层错和孪晶的形成机制 |
| 3.5 SiC纳米线对复合材料纯铝基体缺陷组织的影响机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 SiC纳米线对 6061Al时效行为与微观缺陷的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热挤压对SiC_(nw)/6061Al复合材料的显微组织的影响 |
| 4.2.1 SiC_(nw)/6061Al复合材料的退火态显微组织 |
| 4.2.2 挤压态SiC_(nw)/6061Al复合材料的显微组织 |
| 4.3 SiC纳米线对6061铝时效行为的影响 |
| 4.3.1 15vol.%-SiC_(nw)/6061Al复合材料的时效硬化行为 |
| 4.3.2 15vol.%-SiC_(nw)/6061Al复合材料的时效析出组织 |
| 4.3.3 Mg元素对 15vol.%-SiC_(nw)/6061Al复合材料时效行为的影响 |
| 4.4 SiC_(nw)/6061Al复合材料中层错四面体的形成与机制 |
| 4.4.1 层错四面体的形态与特征 |
| 4.4.2 层错四面体的形成机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SiC纳米线对铝基复合材料力学行为与强化机制的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiC纳米线增强铝基复合材料的强韧化行为 |
| 5.3 SiC纳米线形貌对复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 SiC纳米线含量对复合材料力学性能的影响 |
| 5.4.1 SiC纳米线含量对SiC_(nw)/Al复合材料力学性能的影响 |
| 5.4.2 SiC纳米线含量对SiC_(nw)/6061Al复合材料力学性能的影响 |
| 5.5 热挤压对复合材料力学性能的影响 |
| 5.6 SiC纳米线增强铝基复合材料的强化模型 |
| 5.7 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 |
（8）Ti颗粒与SiCp协同增强铝基复合材料组织性能与强化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 单一增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.2 复合材料的微结构设计 |
| 1.3 混杂增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 混杂增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 混杂增强铝基复合材料的性能设计 |
| 1.4 铝基复合材料的时效行为 |
| 1.5 铝基复合材料的力学行为 |
| 1.5.1 强化理论 |
| 1.5.2 断裂行为 |
| 1.6 铝基复合材料摩擦磨损性能 |
| 1.7 存在的问题及发展趋势 |
| 1.8 本文的研究内容 |
| 第二章 材料与测试方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 复合材料设计 |
| 2.2.1 基体选择 |
| 2.2.2 增强体选择 |
| 2.3 试验材料 |
| 2.4 试验设备 |
| 2.5 测试方法 |
| 2.5.1 布氏硬度测试 |
| 2.5.2 粒径分布测试 |
| 2.5.3 密度测试 |
| 2.5.4 拉伸性能测试 |
| 2.5.5 摩擦磨损性能测试 |
| 2.5.6 显微组织观察 |
| 2.5.7 DSC分析 |
| 第三章 复合材料的制备与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料的制备工艺 |
| 3.2.1 粉体处理 |
| 3.2.2 挤压铸造工艺 |
| 3.3 增强体与基体对复合材料性能影响 |
| 3.4 Ti金属颗粒尺寸与含量对复合材料性能的影响 |
| 3.4.1 Ti金属颗粒尺寸对复合材料性能的影响 |
| 3.4.2 Ti金属颗粒含量对复合材料性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti金属颗粒对复合材料时效行为影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理试验过程 |
| 4.3 热处理试验结果 |
| 4.3.1 时效处理后硬度值变化趋势 |
| 4.3.2 时效前后复合材料微观组织结构变化 |
| 4.4 Ti金属颗粒对复合材料时效行为影响分析 |
| 4.4.1 复合材料时效峰值时间分析 |
| 4.4.2 复合材料析出相热分析 |
| 4.4.3 Ti金属颗粒对复合材料时效行为影响机理 |
| 4.5 Ti-Al间界面及热处理对复合材料力学性能影响 |
| 4.5.1 Ti-Al间界面反应 |
| 4.5.2 热处理对复合材料性能影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Ti金属颗粒对复合材料断裂行为及强化机理影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验过程 |
| 5.3 Ti金属颗粒对复合材料力学性能影响 |
| 5.3.1 复合材料组织分析 |
| 5.3.2 复合材料力学性能与断.分析 |
| 5.3.3 Ti金属颗粒对复合材料断裂行为影响 |
| 5.4 颗粒尺寸与性能对复合材料力学行为影响 |
| 5.4.1 复合材料组织分析 |
| 5.4.2 颗粒尺寸和性能对复合材料性能的影响 |
| 5.4.3 颗粒尺寸和性能对复合材料断.的影响 |
| 5.4.4 颗粒尺寸和性能对复合材料微观结构的影响 |
| 5.4.5 颗粒尺寸和性能对复合材料的力学行为影响分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 Ti金属颗粒对复合材料摩擦磨损性能影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 复合材料摩擦磨损试验方法及其性能 |
| 6.2.1 试验材料及方法 |
| 6.2.2 (SiC_p+Ti)/7075Al复合材料的磨损性能 |
| 6.3 Ti金属颗粒对复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3.1 低转速条件下复合材料摩擦磨损性能 |
| 6.3.2 高转速条件下复合材料摩擦磨损性能 |
| 6.4 Ti金属颗粒对复合材料摩擦磨损行为影响 |
| 6.4.1 低转速条件下Ti金属颗粒对复合材料摩擦磨损行为影响 |
| 6.4.2 高转速条件下Ti金属颗粒对复合材料摩擦磨损行为影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 一 主要研究结论 |
| 二 创新点 |
| 三 后续工作建议 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（9）反应热压法原位合成MgAl2O4w/6061Al复合材料及其强化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝基复合材料 |
| 1.2.1 铝基复合材料概述 |
| 1.2.2 铝基复合材料的主要类型 |
| 1.2.3 晶须增强铝基复合材料 |
| 1.3 原位合成铝基复合材料 |
| 1.3.1 原位合成铝基复合材料的特点 |
| 1.3.2 常见原位合成铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.3 原位合成铝基复合材料的研究现状及发展趋势 |
| 1.4 原位合成铝基复合材料的强化机理 |
| 1.4.1 铝基复合材料的界面 |
| 1.4.2 铝基复合材料的热处理 |
| 1.4.3 热挤压对铝基复合材料性能的影响 |
| 1.4.4 铝基复合材料的强化机制 |
| 1.5 课题研究的意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及设备 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热压法原位合成MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的制备工艺 |
| 2.2.1 复合材料的制备工艺流程 |
| 2.2.2 工艺参数分析设计 |
| 2.3 原位合成MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的时效工艺 |
| 2.4 原位合成MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的挤压工艺 |
| 2.5 实验设备 |
| 2.5.1 复合材料制备所用仪器设备 |
| 2.5.2 复合材料表征与测试所用仪器与方法 |
| 第三章 热压法原位合成MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的研究 |
| 3.1 MgAl_2O_4晶须的原位生长 |
| 3.1.1 MgAl_2O_4晶须的表征 |
| 3.1.2 热压温度对MgAl_2O_4晶须及复合材料组织的影响 |
| 3.1.3 热压压力对MgAl_2O_4晶须及复合材料的影响 |
| 3.2 晶须与基体的界面研究 |
| 3.3 MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的力学性能 |
| 3.3.1 热压温度对MgAl_2O_4w/6061Al复合材料性能的影响 |
| 3.3.2 热压压力对MgAl_2O_4w/6061Al复合材料性能的影响 |
| 3.3.3 不同Mg含量对MgAl_2O_4w/6061Al复合材料性能的影响 |
| 3.4 断口形貌分析 |
| 3.4.1 压缩断口 |
| 3.4.2 拉伸断口 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 热压原位合成MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的强化机理 |
| 4.1 MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的时效特征 |
| 4.1.1 时效对复合材料硬度的影响 |
| 4.1.2 时效对复合材料力学性能的影响 |
| 4.1.3 6061铝合金及MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的时效动力学分析 |
| 4.2 热挤压对MgAl_2O_4w/6061Al复合材料组织性能的影响 |
| 4.2.1 挤压对MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的微观组织的影响 |
| 4.2.2 挤压对MgAl_2O_4w/6061Al复合材料性能的影响 |
| 4.2.3 拉伸断口形貌分析 |
| 4.2.4 挤压态MgAl_2O_4w/6061Al复合材料的时效强化 |
| 4.3 复合材料的强化机理 |
| 4.3.1 MgAl_2O_4晶须直接承载强化 |
| 4.3.2 位错强化 |
| 4.3.3 细晶强化 |
| 4.3.4 其他强化方式 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文及参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（10）不同方式增强6061铝基复合材料的组织和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题的背景及意义 |
| 1.2 不同方式增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 单一增强体增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.2 混杂金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3 金属基复合材料的热变形行为 |
| 1.3.1 本构方程 |
| 1.3.2 热加工图 |
| 1.4 金属基复合材料的时效行为 |
| 1.4.1 时效行为的研究方法 |
| 1.4.2 金属基复合材料时效行为研究所涉及的体系及成果 |
| 1.5 金属基复合材料的尺寸稳定性 |
| 1.5.1 热膨胀行为 |
| 1.5.2 冷热冲击循环下的尺寸稳定性 |
| 1.5.3 微屈服强度 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体合金 |
| 2.1.2 增强体 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 热压缩试验 |
| 2.3.2 挤压试验 |
| 2.3.3 拉伸试验 |
| 2.3.4 时效行为测试 |
| 2.3.5 尺寸稳定性测试 |
| 2.3.6 显微组织观察及物相分析 |
| 第3章 铸态复合材料的热变形行为及热加工能力研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 W_3P_3, P_6 复合材料的压缩流变行为分析 |
| 3.3 W_3P_3, P_6复合材料的热加工图 |
| 3.3.1 热加工图的构建准则 |
| 3.3.2 热加工图的构建过程 |
| 3.3.3 热加工图中可加工区域及不稳定性区域 |
| 3.4 可加工区域的动力学分析 |
| 3.5 可热加工区域的变形机理分析 |
| 3.6 热压缩前后的组织演变 |
| 3.6.1 W_3P_3和 P_6复合材料的铸态微观组织 |
| 3.6.2 W_3P_3和 P_6复合材料热压缩后的微观组织 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 挤压态复合材料的组织和高温机械性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压态材料的宏观形貌及微观组织 |
| 4.2.1 挤压态材料的宏观形貌 |
| 4.2.2 挤压态复合材料的微观组织 |
| 4.3 挤压态材料的高温机械性能 |
| 4.4 挤压态合金及复合材料的拉伸断口形貌 |
| 4.4.1 宏观断口形貌 |
| 4.4.2 微观断口形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 复合材料及基体合金的时效行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 时效硬化行为研究 |
| 5.3 时效析出序列研究 |
| 5.4 时效析出反应活化能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 复合材料及基体合金的尺寸稳定性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热膨胀行为测试 |
| 6.3 冷热冲击循环下的尺寸稳定性 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、Elastic modulus of SiC_w/6061Al alloy composites as-squeeze-cast（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]SiC/Al复合材料的原位合成与改性研究[D]. 焦宇鸿. 陕西科技大学, 2021(01)
- [3]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)
- [4]CNT/7055Al复合材料的制备加工及力学行为研究[D]. 毕胜. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [5]Al-3.2Mg-xZn-1.12Cu-yTi铝合金及挤压铸造晶须增强复合材料的制备加工与组织性能研究[D]. 张斌. 江苏大学, 2020(02)
- [6]镁基复合材料的研究进展[J]. 冯艳,陈超,彭超群,王日初. 中国有色金属学报, 2017(12)
- [7]SiC纳米线诱发Al基体层错和孪晶的形成机制及其对力学行为的影响[D]. 董蓉桦. 哈尔滨工业大学, 2016(02)
- [8]Ti颗粒与SiCp协同增强铝基复合材料组织性能与强化机理研究[D]. 刘一雄. 华南理工大学, 2015(01)
- [9]反应热压法原位合成MgAl2O4w/6061Al复合材料及其强化机理[D]. 邢莉. 天津大学, 2014(03)
- [10]不同方式增强6061铝基复合材料的组织和性能研究[D]. 王明亮. 青海大学, 2014(02)