一、纤维增强铝合金复合材料界面偏析研究（论文文献综述）
郑瀚森[1]（2021）在《高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究》文中进行了进一步梳理层状复合材料保持了单一组元材料的优点且克服了各自组元材料的不足,具有更优异的综合性能和广泛的工业应用前景。近年来,轨道交通、航空航天、国防军工等领域制动系统轻量化日趋迫切,开发结构功能一体化、短流程低成本制备技术,研制高强耐磨层状铝基复合材料制动部件,实现以铝代钢,具有重要的理论意义和应用价值。本论文以有工程应用背景的制动毂为研究对象,设计了外层耐磨层为SiCp/A357铝基复合材料、内层为7050高强铝合金材料的PAMC/Al层状复合材料制动毂;建立了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合流变铸造仿真模型;采用模拟仿真与实验研究相结合的方法,发展了高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻成型新技术;研究了工艺参数对组织与性能的影响规律,揭示了异种材料固液复合机理,实现了层状复合材料的固液复合,制备了结构功能一体化的高强耐磨层状铝基复合材料铸件。本文的主要研究结果如下:（1）通过模拟仿真与实验验证,研究了流变模锻工艺参数对7050高强铝合金铸件成型性与缺陷的影响。研究表明:铸造热节存在于制动毂轮辐和轮辋交界处,浇铸温度升高、成型比压降低和模具温度升高均会使热节存在时间上升;优化后的流变工艺参数为浇铸温度660℃、成型比压100 MPa、模具温度200℃,7050铝合金制动毂铸件成型良好,无缩孔缩松缺陷。（2）研究了电磁均匀化熔体处理及微合金化对7050高强铝合金流变模锻制动毂铸件组织与性能的影响。研究表明:对7050铝合金熔体施加电磁均匀化熔体处理及0.15 wt.%Sc微合金化处理后,流变模锻7050高强铝合金制动毂铸件组织明显细化,力学性能显着提升,与普通液态模锻相比,平均晶粒尺寸从136.9 μm降低至42.7 μm,抗拉强度由559MPa提升至597MPa,屈服强度由464MPa提升至518MPa,延伸率由6.1%提升至13.7%。（3）通过模拟仿真与实验研究,优化了耐磨环的结构参数,研究了固液复合铸造工艺关键参数对固液结合界面的影响,揭示了实现良好界面结合的规律:确保熔体与耐磨环表面润湿,耐磨环表面需产生一定程度的重熔并与熔体产生熔合结合,且熔合结合处液相共晶区尽量窄。本文实验条件下获得良好界面结合的工艺为:采用化学法去除表面氧化层,耐磨环结构参数为厚度5 mm、高度60 mm,耐磨环预热温度为200℃,加压前等待时间10 s。（4）分析表征了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液结合界面的组织形貌、元素分布、相组成及其力学性能。结果表明,固液界面耐磨环表层组织由细晶区、球化区和枝晶区构成;固液界面SiCp/A357铝基复合材料层存在约250 μm厚的过渡层,界面处存在大量T相和Mg2Si相;T6热处理后固液界面处T相消失生成了新相W相;经过T6热处理后,固液界面处维氏硬度从121.5 HV提升至172.0 HV,界面剪切强度由83.3 MPa提升至124.6 MPa,相比铸态提高了约50%。（5）在上述研究基础上制备了外径470 mm、高度120 mm的大型PAMC/Al层状复合材料制动毂铸件。铸件组织呈细小等轴晶,宏观偏析程度较小,固液界面结合良好。铸件经T6热处理后的力学性能为:轮辋轴向抗拉强度582MPa,屈服强度512 MPa,延伸率7.9%;轮辐的径向抗拉强度590MPa,屈服强度530MPa,延伸率6.4%;轮辐的径向抗剪强度304 MPa。摩擦性能为:摩擦系数0.5776,磨损率3.99×10-7 cm3/（N.m）。台架试验验证结果良好,性能优异,具有较好的工业应用前景。
李强[2]（2021）在《微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制》文中研究表明通过向铝合金熔体中引入陶瓷颗粒对其凝固组织构型和析出动力学进行调控,可以显着提高铝合金的宏观力学性能。陶瓷颗粒的尺寸、种类以及添加方法是影响铝合金性能的关键因素。近年来,在传统的单一颗粒基础上,研究人员提出了混杂颗粒的概念（双尺度颗粒和双相颗粒）,研究表明混杂颗粒作为铝合金调控剂具有超越传统单一颗粒的晶粒细化效率和强韧化效果。另外,亚共晶铝硅合金是铝合金中最常用的一种铸造铝合金,然而传统的孕育颗粒或者增强颗粒容易引发严重的“毒化”问题,新型颗粒的设计与开发已经成为进一步提高铝硅系合金综合性能空间的关键因素。本文通过燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系以及Al-Ti-B体系中成功制备了双相微纳米TiCN-TiB2颗粒以及双尺度TiB2颗粒。以商业纯铝为模型,采用中间合金重熔稀释+超声辅助搅拌铸造技术对比分析了不同颗粒类型、尺寸等对商业纯铝凝固行为、微观组织和力学性能的影响;对比研究了内生微米、双尺度TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金晶粒细化和强韧化的影响规律;研究了双相TiCN-TiB2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金以及铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织和室温力学行为的影响规律。揭示了双相TiCN-TiB2颗粒、双尺度TiB2颗粒对铝硅系合金凝固行为、微观组织以及力学性能的影响规律及其机制。本文主要创新点如下:1)首次采用燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系中成功制备了内生双相微纳米TiCN-TiB2颗粒,并对比分析了不同颗粒类型、尺寸以及凝固条件对商业纯铝模型组织和室温力学性能的影响及其机制。i)揭示出微纳米颗粒可以显着降低α-Al的形核过冷度,再辉平台特征明显减缓,微纳米颗粒在凝固过程中可以作为α-Al的异质形核核心,提高形核率。在较高温度梯度下双相TiCN-TiB2颗粒仍然可以实现柱状晶向等轴晶的转变,形核潜力高于微米TiCN颗粒。ii)揭示出微纳米颗粒可以显着细化α-Al晶粒,并且随着陶瓷含量的增加,晶粒尺寸不断细化。发现微/纳米颗粒细化商业纯铝效率:内生颗粒强于外加颗粒,双相强于单相,纳米强于微米。揭示出微纳米颗粒的细化机制:微米颗粒比纳米颗粒形核潜力大,而纳米颗粒既可以作为α-Al的异质形核核心,又可以阻碍晶粒的生长;对于双相TiCN-TiB2颗粒则兼具微/纳米的优势,表现出了更高的晶粒细化效率。iii)揭示出外加纳米SiC和内生TiCn-Al3Tim颗粒可以显着提高商业纯铝的室温和高温强度,且随着颗粒含量的增加,强度不断提高,但同时塑性也不断降低;而外加微/纳米TiCN颗粒和内生TiCN-TiB2颗粒可以同时显着提高商业纯铝的室温强塑性。发现高含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温和高温拉伸性能,外加纳米SiC颗粒<内生TiCn-Al3Tim颗粒;发现微含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温拉伸性能,外加微米TiCN颗粒<外加纳米TiCN颗粒<内生TiCN-TiB2颗粒。iv)揭示出微纳米颗粒强化商业纯铝的机制:室温强化机制为热错配强化、纳米颗粒的奥罗万强化以及细晶强化;高温强化机制为纳米颗粒对晶界的钉扎以及对位错攀移的阻碍。2)采用燃烧合成中间合金+超声辅助搅拌铸造法技术制备了内生微米TiB2颗粒和微纳米TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金。研究并揭示了不同尺度TiB2颗粒对亚共晶Al-7Si-4Cu晶粒细化和强韧化的影响规律及其机制。i)发现调整Al-Ti-B体系中Al的含量可以成功制备出微米尺度和微纳米双尺度的内生TiB2颗粒。当Al为50 wt.%时,TiB2为微米颗粒（0.73μm）;Al为20wt.%时,TiB2为微纳米双尺度颗粒（20 nm～350 nm）。ii)揭示出内生双尺度TiB2颗粒可以同时显着提高Al-7Si-4Cu合金的强塑性,且比微米尺寸TiB2颗粒强韧化效率高。强化机制贡献强弱为:θ′析出强化、热错配强化、奥罗万强化以及细晶强化。塑性提高机制包括:初生α-Al晶粒和共晶Si颗粒的细化以及较小的TiB2颗粒尺寸。iii)发现与微米尺度颗粒相比,微纳米双尺度TiB2颗粒更显着细化初生α-Al枝晶和共晶Si。初生α-Al细化机制:亚微米TiB2颗粒促进α-Al的异质形核,而纳米TiB2颗粒可以有效抑制α-Al晶粒生长。共晶Si细化机制:α-Al晶粒细化使形成弥散分布枝晶间液相微区,对共晶Si生长的限制作用导致共晶Si细化;θ′析出相细化机制:TiB2颗粒在淬火过程中诱发几何必须位错的产生,促进θ’析出相的形核和弥散分布。3)揭示了纳米TiCN、内生双相TiCN-TiB2颗粒对T6热处理态Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织和力学性能的影响规律及其机制。i)揭示出燃烧合成法制备的纯净双相TiCN-TiB2颗粒在Al-10Si-0.7Mg合金中具有优异的高温稳定性和化学稳定性,而外加纳米TiCN颗粒和Al-Ti-B4C-BN体系熔体内反应法形成了大量针状或块状Al3Ti相。ii)揭示燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着细化Al-10Si-0.7Mg合金的初生α-Al和共晶Si结构。凝固过程中亚微米TiB2颗粒可以作为初生α-Al的异质形核核心,而纳米TiCN颗粒吸附在固/液界面前沿阻碍晶粒的生长,双重作用导致α-Al晶粒显着细化。另外,纳米TiCN颗粒可以作为共晶Si的异质形核核心,另外,初生α-Al的细化改变了空间构型,促进了共晶Si的细化。iii)揭示出燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着提高Al-10Si-0.7Mg合金的综合力学性能。晶粒的显着细化和共晶Si的长径比显着降低促进合金的塑性明显提高。在0.5 wt.%添加量下,强塑积从3354.7 MPa%显着提高到5433.4MPa%,增加了62.0%。4)成功设计出高强韧铸态Al-10Si-2.0Mg合金,研究并揭示了双相TiCN-TiB2颗粒以及低温稳定化处理对铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织和室温力学行为的影响规律及其机制。i)揭示出随着Mg含量增加,α-Al二次枝晶臂间距、共晶Si以及Mg2Si化合物显着细化,且强塑性同时提高。强度提高机制:固溶强化、溶质团簇、α-Al的细化。塑性提高机制:α-Al细化、共晶Si和Mg2Si的细化。ii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒显着细化铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织。α-Al显着细化77.4%,双相TiCN-TiB2颗粒诱导共晶Si颗粒表面形成高密度孪晶,促进了共晶Si的各向同性生长,导致共晶Si细化。iii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒可以同时提高铸态Al-10Si-2.0Mg合金强塑性,且低温稳定化处理可以进一步提高强度。TiCN-TiB2颗粒不仅提高了溶质原子的固溶度,而且加速了析出动力学。屈服强度和抗拉强度分别为184.3 MPa和296.2 MPa,且断裂应变仍然高达11.8%。强度提高机制:细晶强化、双相TiCN-TiB2颗粒引起的热错配强化和奥罗万强化以及GP区和pre-β’’纳米析出相强化;塑性提高机制:初生α-Al以及共晶Si颗粒的细化。
刘栓[3]（2021）在《微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制》文中进行了进一步梳理陶瓷颗粒增强的铝合金具有更高的比强度和更广泛应用空间,在铝合金轻量化的研究中占有举足轻重的地位。相比于微米尺度颗粒而言,纳米尺度的陶瓷颗粒则更能发挥出颗粒增强体的优势。但纳米颗粒对高强的Al-Zn-Mg-Cu合金增强效应的研究却并不深入,多相纳米颗粒混杂增强下Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及力学性能的变化规律和机制需要进一步探讨分析。另外对于Al-Zn-Mg-Cu合金而言,合金往往要经过热变形和搅拌摩擦焊接来满足工业使用性能上的要求,但在纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形和搅拌摩擦焊接上的研究并不成熟,有待深入研究。因此,本文使用熔体内反应法制备了纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金,研究了纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为、热挤压成型及搅拌摩擦焊接过程中组织演变的规律及机制,揭示了纳米TiB2+TiC颗粒在不同热加工条件下提高Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制。本文的创新点如下:1)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及T6后合金力学性能的作用规律及影响机制:i)纳米TiB2+TiC颗粒凝固时作为α-Al的异质形核核心,并在固液界面前沿阻碍α-Al枝晶的生长,使得不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金铸态晶粒均得到稳定细化。同时还抑制了固液界面前沿溶质原子的传输扩散,从而降低了Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织中的元素偏析,使得元素在铸态晶粒中分布更加均匀,使得合金在常规热处理工艺下能达到更好的热处理效果。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入大幅增加了晶界面积,增加了溶质原子向晶内扩散的通道,使得固溶后元素分布更加均匀;且时效过程中金属基体与纳米颗粒之间的热错配形成大量的晶格缺陷,为析出相的形核提供形核位点和形核能,使得T6后Al-Zn-Mg-Cu合金析出相从97.13 nm减小到69.88 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入显着提高了铸造Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能,不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金的强度和塑性均同时提高。微量双相纳米颗粒增强铸造Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制为细晶强化、热错配强化和奥罗万强化,其中奥罗万强化起到主要的强化作用。2)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的组织演变规律及力学性能提高的强化机制:i)双相纳米TiB2+TiC颗粒通过钉扎效应抑制了热挤压过程中合金晶界和位错的运动,使得Al-Zn-Mg-Cu合金保持均匀化时的细化状态,并积攒了更高的变形能量,使得变形态和T6热处理后的晶粒中均萌发出了更多的结晶晶粒。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒细化合金晶粒组织并抑制元素偏析,使得热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金中T6热处理后弥散析出相和GP区析出相分布更加均匀,并降低了PFZ的宽度,PFZ尺寸从26 nm减小到了16 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒加入后Al-Zn-Mg-Cu合金的热挤压板材的屈服强度从653 MPa提高到了681 MPa,抗拉强度从708 MPa提高到了738MPa,断裂应变从12.16%减小到了10.21%,有着更佳的力学性能。微量双相纳米颗粒提高Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的主要强化机制为:细晶强化、位错强化、析出强化,并以析出强化为主。3)发现焊接热输入对搅拌摩擦焊接接头宏观形貌有着显着影响,揭示出双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头在热处理前后组织及力学性能的变化规律和作用机制:i)在0.3 mm轴肩压下量、600 rpm/min旋转速度和100 mm/min的行进速度下Al-Zn-Mg-Cu合金的可以实现宏观质量良好且美观的搅拌摩擦焊道。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入使得Al-Zn-Mg-Cu热挤压板材的搅拌摩擦焊接接头不同区域的组织均得到了不同程度的晶粒细化,且由于纳米颗粒的钉扎效应,阻碍了热处理过程中焊核区和前进侧TMAZ晶界的扩展,热处理后焊接接头的组织也得到有效的细化。iii)双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的搅拌摩擦焊接接头的显微硬度更高,热处理后焊接接头抗拉强度提高了15.6%。微量纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接接头的强化机制为细晶强化、位错强化和析出强化,其中析出强化承担主要的强化效果。
张弛[4]（2020）在《钻杆用耐高温短碳纤维铝基复合材料组织与力学性能研究》文中进行了进一步梳理随着我国油气井钻探及科学钻探深度的不断拓展,对钻杆的要求也越来越高,传统G105、S135等型号钢钻杆因自重大、有磁性、耐腐蚀性能差等局限性无法完全满足超深井及特深井钻探工程的需求。过去几十年来,铝合金钻杆因其密度低、比强度高、耐酸腐蚀性能好等优点逐步赢得业内人士的青睐,并已经在美国、俄罗斯等工业发达国家形成一些列产品,被广泛应用于超深井、大位移井等高难钻井作业中。然而,铝合金材料的软化温度较低,在高温下其力学性能衰退明显,容易导致钻杆在深部高温地层的过早失效,这很大程度上限制了铝合金钻杆的应用与推广。本文面向超深井油气钻探和科学钻探对轻质、耐高温钻杆材料的需求,在现有2024铝合金钻杆材料的基础上,利用碳纤维本身高强度、热稳定性能好的特性,研究碳纤维增强铝基复合材料的强韧化机理,为研制新一代轻质高强耐高温碳纤维铝基复合材料钻杆提供理论依据。本文首先利用粉末冶金法制备了小含量的短碳纤维增强2024 Al基（SCFs/2024 Al）复合材料,微观组织观察表明,碳纤维在基体中随机分布,无明显方向性。在碳纤维和Al基体的界面处观察到较为剧烈的界面反应,伴有Al4C3界面产物生成,在界面处还可以观察到Al2Cu和富Mn相的偏析,且随着环境温度的升高,各个界面产物均出现粗化现象。碳纤维的加入可以有效提高SCFs/2024 Al复合材料的整体硬度,并且对碳纤维周围基体的硬度和模量的提升最为明显,纳米压痕试验结果表明最靠近碳纤维的基体其硬度和模量最高,分别为2.51 GPa和93.53 GPa。拉伸试验结果表明,SCFs/2024 Al复合材料的屈服强度和抗拉强度会随碳纤维含量的增加呈现先增加后下降的趋势,其中,4 vol.%SCFs/2024 Al拥有最高的屈服强度,在室温、150oC和250oC拉伸温度下,相较于2024 Al分别提高了19.6%、45.6%和36.7%。另外,SCFs/2024 Al复合材料的塑性相较于2024 Al显着降低,在室温下,由于残余热应力和界面产物导致的过强界面结合,碳纤维在室温复合材料拉伸断口上的主要断裂形式为剪切破坏。当温度升高后,随着残余应力的回复以及界面产物和偏析产物的粗化,碳纤维与Al基体的界面结合减弱,这时碳纤维在拉伸过程中主要被拔出或者与基体发生脱粘。随后,针对前文研究发现的碳纤维低应力脆断导致复合材料抗拉强度提升不明显及塑性下降明显现象,将热压烧结后的SCFs/2024 Al复合材料进行热挤压工艺处理,实现了较大含量的碳纤维在基体中沿挤压方向的定向排布。在挤压力恒定的前提下,挤压速度会随碳纤维含量的增加,温度的降低和挤压比的增大而下降。挤压速度下降反映了挤压过程中Al基体高温流变能力的下降,使碳纤维在基体中的无序程度加剧,表现为碳纤维与挤压方向的平均偏差角度加大。碳纤维的加入可以有效降低Al基体的晶粒尺寸,其晶粒细化效果对碳纤维周围的基体最为明显。在高温下,碳纤维可以有效抑制Al基体的晶粒长大。在界面处仍然可以观察到大量的Al4C3界面产物以及偏析现象。在室温下,SCFs/2024 Al复合材料的抗拉强度随着碳纤维含量的增加呈现先上升后下降的趋势,屈服强度随着碳纤维含量的增加不断上升。当碳纤维含量固定为8 vol.%,改变挤压参数时,460oC挤压温度和14.6挤压比条件下的复合材料抗拉强度最大,为514 MPa。挤压态SCFs/2024 Al复合材料的强化机理包括载荷传递、晶粒细化、织构转变及位错堆积。复合材料塑性急剧衰退是因为碳纤维的脆断,这是由于界面反应及残余热应力带来的的过强界面结合导致的。在高温下,SCFs/2024 Al复合材料和2024 Al的拉伸强度都有所下降,但碳纤维可以有效抑制复合材料强度的衰退,这主要得益于碳纤维高温性能稳定和对Al基体晶粒在高温下长大的抑制。此外,高温下碳铝界面处残余热应力的回复以及Al基体的软化使得碳纤维的脆断现象缓解,裂纹在界面处的应力集中减弱,界面可以发挥裂纹偏转机制,从而提高高温下复合材料的塑性,还可以进一步发挥碳纤维传递载荷的作用,提高复合材料的高温强度。无论是烧结态还是挤压态SCFs/2024 Al复合材料,在碳纤维和Al基体的界面处都观察到了较为剧烈的界面反应。为了抑制界面处发生的碳铝界面反应,在碳纤维表面通过Ti-I2体系CVD工艺制备Ti镀层,并在粉末冶金和热挤压工艺的研究基础上,研究了镀层的引入对SCFs/2024 Al复合材料界面及拉伸性能的影响。通过热力学理论计算确定了当Ti和I2的摩尔比为1:1.6时,TiI3和TiI2在反应腔体内的平衡浓度最大,最有利于Ti镀层的沉积。XRD及Raman结果表明,在降温过程中通入少量氧气,可以使碳纤维表面的镀层成分转化为TiO2和非晶C的组合。在900oC镀层温度下,镀层的厚度会随保温时间的延长而不断增加。在SCFs/2024 Al复合材料中,镀层的引入可以有效缓解界面处的碳铝界面反应,Al4C3的数量下降明显。在复合材料中,碳纤维表面的镀层转变为TiC、TiO2、MgO、Ti和非晶C的复杂成分。相较于挤压态SCFs/2024 Al复合材料,镀层SCFs/2024 Al复合材料的抗拉强度和塑性得到较大提升,这是由于镀层的引入改变了界面处的结构。裂纹偏转机制可以调节复合材料界面处的应力分布,避免界面处的应力集中,从而延长碳纤维有效传递载荷的时间,从而提高复合材料的力学性能和塑性。
程晓超[5]（2019）在《短碳纤维增强铝基复合材料的制备及性能研究》文中研究说明碳纤维增强的铝合金复合材料具有轻质高强、高模高韧、耐热、耐磨、耐蚀等优异性能,应用前景广阔。但碳纤维与铝合金之间的界面相容性差,为改善界面结合,本文采用化学镀技术对碳纤维镀覆Ni、Cu、Cu-Ni三种金属层,并对改性碳纤维进行热处理,采用粉末冶金工艺制备改性碳纤维增强的6061铝合金复合材料,利用EDS、XRD对镀层成分、物相进行表征,利用SEM对镀层、复合材料组织、磨损表面、磨屑等形貌进行表征,并研究了界面结合特征和纤维添加量对复合材料的致密度和力学性能的影响。（1）通过对化学镀沉积速率的测试和镀层形貌的观察,确定了最佳化学镀工艺:镀Ni的p H值、温度、时间分别为8、70℃、3 min,镀Cu的p H值、温度、时间分别为12.5、50℃、5 min。采用先镀Cu后镀Ni的两步法工艺在碳纤维表面制备了Cu-Ni复合层。（2）碳纤维热处理后,镀Cu碳纤维中纤维与镀层的界面结合方式为机械结合,镀Ni和镀Cu-Ni碳纤维中Ni向纤维的扩散导致界面由机械结合转变为扩散结合,镀Ni碳纤维中存在纤维损伤以及纤维结构的石墨化转变,镀Cu-Ni碳纤维中的Cu过渡层防止纤维受损并阻碍了石墨化转变进程,并在Cu-Ni复合层中发生固溶反应生成二元合金相固溶体Cu Ni。（3）随纤维添加量的增多,镀Ni、Cu、Cu-Ni碳纤维增强铝基复合材料的致密度和摩擦系数不断降低;线膨胀系数和磨损率先降低后升高;硬度和抗拉强度先升高后降低。三种复合材料经固溶时效处理之后,它们的致密度、硬度、抗拉强度均升高,线膨胀系数、摩擦系数、磨损率均降低。镀Cu-Ni碳纤维增强铝基复合材料的摩擦系数、磨损率最小,硬度、抗拉强度、线膨胀系数等力学性能最好。（4）低载荷下,6061铝合金的磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损,三种复合材料均为轻微的剥层磨损和磨粒磨损。镀Ni和镀Cu碳纤维增强铝基复合材料中分别伴随着纤维断裂和纤维脱粘,镀Cu-Ni碳纤维增强铝基复合材料的磨损表面平整光滑。6061铝合金的磨屑为大尺寸的块状且数量较多,复合材料的磨屑为小尺寸的颗粒状,磨损失重量少。高载荷下,6061铝合金发生严重塑性变形,而镀Cu-Ni碳纤维增强铝基复合材料仍为磨料磨损,磨损表面平整且质量损失较少,表现出优异的耐磨性。
谢嘉琪[6]（2019）在《蓝宝石晶须强韧化TiAl基复合材料的制备、组织与性能》文中研究表明钛铝合金作为一种新型结构材料,主要因其密度低（3.9～4.2 g/cm3）,高温强度和抗蠕变强度高,抗氧化性能优异等特点可替代传统的镍基高温合金,在航空领域和汽车发动机领域有着广阔的发展前景。但由于金属间化合物在室温的延展性较低,断裂韧性和可加工性较差等缺点极大的限制其作为结构部件的开发和应用。近些年来,许多研究都集中在引入β相稳定元素Nb,Mo上,因其加入会在高温条件下提供足够的独立滑移系,进而提高钛铝合金的高温机械性能和高温抗氧化性。此外通过机械热加工,以包套轧制和锻造的方法也可以提升其力学性能,但其在室温延展性差的问题依然存在。陶瓷纤维作为一种综合性能优良的材料,可以作为合金优良的增强体。同时,分布均匀的增强体颗粒作为异质形核核心对钛铝合金基体可以起到细化晶粒和层片的作用。基于这种理论,为了达到细化钛铝合金晶粒以及层片,提升钛铝合金力学性能的目的,实验中通过引入合金元素Nb和性能优异的单晶蓝宝石α-Al2O3晶须。对蓝宝石Al2O3晶须采用超声处理和球磨处理两种预处理工艺,利用铸造的工艺在水冷铜坩埚真空熔炼悬浮炉制备Ti-45Al-2Nb合金基体,在真空高频熔炼炉二次熔炼,通过螺旋搅拌器将预处理后的Al2O3晶须加入基体后浇铸成型,制备蓝宝石Al2O3晶须强韧化钛铝基复合材料。通过扫描电镜、透射电镜观察分析晶须的形态、分布以及与基体界面的结合情况,通过万能试验机等设备测试复合材料的力学性能。实验结果表明,经过超声预处理的0.5vol.%Al2O3晶须强韧化钛铝基复合材料晶粒细化至50μm左右,力学性能最为优异。显微维氏硬度从596 HV提高到620 HV,压缩测试得到断裂强度分别由1801.22MPa提高到2632.65 MPa,断裂应变分别由13.21%提高到24.15%。经球磨预处理的0.5vol.%Al2O3晶须强韧化钛铝基复合材料,晶粒细化至15μm至30μm,增强体的形貌为短小的Al2O3晶须和小颗粒,且均匀分布在基体内部。其显微维氏硬度提高至636HV,压缩测试得到的断裂强度略有提高到2635.18 MPa,但是断裂应变下降至21.42%。复合材料性能的提升主要由于第二相强化、细晶强化、晶须增韧。
刘向东[7]（2019）在《铍铝合金设计、粉末冶金制备及力学性能研究》文中提出铍铝合金比金属铍更节约铍资源,具有优异的力学性能、热学性能、光学性能和良好的加工性能,可以在大部分领域替代金属铍的应用,在航空航天领域具有极强的竞争优势和良好的发展前景。铍铝合金是一种双相金属基复合材料,国外通常采用强度较低的纯铝作为基体,限制了其力学性能。本文从合金强化、界面反应控制的角度设计了铍铝合金的成分;从提高综合力学性能的角度,分别采用真空热压烧结、放电等离子烧结和热等静压烧结制备了铍铝合金试样和产品;从控制微观组织和界面反应的角度,分别采用X射线衍射仪、扫描电镜、高分辨透射电镜、差示扫描量热仪等研究了铍铝合金的界面润湿性、界面反应和时效行为。主要研究内容和结果如下:（1）提出了铝合金基体中合金元素的选择依据,设计了铍铝合金成分。基于位错的微观力学模型、修正的剪切滞后模型,结合Weibull统计和Eshelby等效夹杂法,构建预测铍铝合金屈服强度的理论模型。模型分析结果表明,铝合金基体的强度、铍相的晶粒尺寸、铍铝两相的界面结合强度是铍铝合金屈服强度的重要影响因素。从热力学角度讨论了合金元素对铍相和铝相界面结合强度的影响。液态铝和固态铍、液态铝和固态氧化铍之间的润湿性决定铍相和铝相界面结合强度,在铝合金基体中添加Mg、Si等元素可以改善液态铝和固态铍、液态铝和固态氧化铍之间的润湿性,从而提高界面结合强度。结果表明,主要合金元素为Mg和Si的铝合金是铍铝合金的理想基体;铍铝合金的弹性模量随着铍含量的增加而增大,当Be含量为62wt.%,铍铝合金的弹性模量为200GPa,理论密度为2.10g/cm3,该成分的铍铝合金具有明显的比刚度优势。（2）系统研究了粉末冶金工艺对铍铝合金组织和性能的影响。干混球磨时间会影响铍铝混合粉末的成分均匀性和总氧量。随着球磨时间的增加,混合粉末的成分均匀性不断提高,但总氧量不断增加,球磨6h可以获得成分均匀、氧含量低于1.5wt.%的铍铝混合粉末。研究了冷等静压压力对铍铝混合粉末的压坯密度的影响。铍铝混合粉末的冷等静压行为符合粉末压制双对数方程,铍铝混合粉末压坯的密度随冷等静压压力的增加而近乎线性增加,在冷等静压压力为270MPa时,铍铝混合粉末压坯的致密度可达87%。烧结温度对铍铝合金的组织有显着影响。过高的烧结温度会导致铍铝合金组织中铝相发生团聚或者熔化渗出;在优化的工艺参数下,真空热压烧结、热等静压烧结和放电等离子烧结均可制备冶金质量良好,界面结合强度高,组织细小,无孔洞、裂纹等缺陷、力学性能优异的铍铝合金。（3）研究了不同铍颗粒尺寸、不同铝基体以及不同烧结方法对铍铝合金力学性能的影响。在铍含量相同的情况下,铍相晶粒尺寸由40μm减小到10μm,铍铝合金的延伸率基本不变,但是铍铝合金的屈服强度由195MPa提高到265MPa,抗拉强度由310MPa提高到383MPa;Be-38wt%Al和Be-38wt.%Al-Mg-Si的弹性模量基本相同,但Be-38wt.%Al-Mg-Si的屈服强度和抗拉强度均高于Be-38wt.%A1;相比于真空热压烧结,热等静压烧结的致密化烧结温度更低,得到的Be-38wt.%Al-Mg-Si的弹性模量、屈服强度、抗拉强度更高,其屈服强度和抗拉强度分别为265MPa和383MPa,与国际上相同铍含量的轧制态粉末冶金铍铝合金的屈服强度和抗拉强度相当。（4）研究了铍铝合金组织中合金元素的分布、相界面结构及取向关系。扫描电镜、高分辨透射电镜分析结果表明,热等静压态Be-38wt.%Al-Mg-Si的Mg和Si主要分布在A1基体中,铍铝两相界面处几乎没有反应产物生成;铍相和铝相之间没有完整的三维共格界面或半共格界面,随着界面处位错密度的增加,铍相和铝相形成了非共格界面;铍相和铝相会倾斜一定角度并保持特定的晶体取向关系以达到界面能量最低:[011]Al//（?）Be,（?）Al～0.8°（?）Be（5）研究了时效温度和时间对铍铝合金组织和力学性能。采用扫描电镜、高分辨透射电镜分析了铍铝合金在不同时效阶段的组织形貌,结合差示扫描量热法的实验结果得出了铍铝合金的时效析出序列和时效动力学。在时效温度为170℃时,Al-Mg-Si合金达到硬度峰值的时间为14h,而Be-38wt.%Al-Mg-Si达到硬度峰值的时间为8h;Be-38wt.%Al-Mg-Si的时效析出顺序与Al-Mg-Si合金相似,但GP区的形成受到抑制;Be-38wt.%Al-Mg-Si在170℃、保温8h后,Mg和Si元素已在铍铝界面上偏析;Be-38wt.%Al-Mg-Si中针状β"相在Al基体中单独析出或沿AI基体中的位错析出,并与A1基体保持一定的位向关系:[304]β’’//[001]Al,（?03）β’’//（200）Al,（020）β’’//（020）Al;（010）)β’’//（001）Al,[100]β’’//[（?）30]Al,[001]β’’//[310]Al。不同铍含量的热等静压态Be-38wt.%Al-Mg-Si在时效后屈服强度和抗拉强度均显着提高;当人工时效温度为170℃、时效时间为8h时,Be-38wt.%Al-Mg-Si的屈服强度和抗拉强度分别为340MPa和416MPa,高于国际相同铍含量的粉末冶金铍铝合金的最高屈服强度和抗拉强度。
方虹泽[8]（2018）在《原位自生Ti2AlC增强TiAl合金的凝固组织演变与力学性能》文中认为具有潜在优势的航空发动机叶片材料TiAl基合金,由于其密度低、比强度高及优异的高温性能等特点,可提高航天发动机推重比,降低能耗。原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金,可以有效地弥补单一金属间化合物存在的不足。定向凝固技术可获得单一方向生长的全片层TiAl基合金,明显提高其蠕变、疲劳和高温性能。但是在原位自生Ti2AlC形成过程、合金化元素耦合作用,以及定向凝固原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金等方面,仍需要研究和完善。本文系统研究了熔铸过程中碳化物的形成过程,高温合金元素Nb和Ta的耦合作用,合金元素B对Ti2AlC增强TiAl基合金组织演变和力学性能的影响,定向凝固原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金的组织演变,揭示了定向凝固成形机制,制备了具有定向凝固组织的原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金坯锭。研究熔铸过程中原位自生Ti2AlC的形成过程,发现随着碳含量增加,Ti2AlC增强相长径比降低,Ti2AlC相周围存在残余γ相等实验结果。其形成过程为:加热升温过程中,660℃时铝被熔化;液态铝和固态海绵钛发生反应,在接近900℃时生成液态TiAl3;高于900℃时钛与碳生成TiC;当温度达到1200℃以上,Ti2AlC由液态TiAl3、固态TiC和Ti发生反应而生成;温度高于1625±10℃时,熔融金属液中的Ti2AlC颗粒分解为TiC颗粒和液态TiAl,由于TiC具有较高熔点（约为3200℃）,以固态形式分布在熔融态金属液中。在降温凝固过程中,固态TiC颗粒作为异质形核质点,再次与液态TiAl反应生成Ti2AlC颗粒。因此在凝固过程中,TiC颗粒作为Ti2AlC颗粒的异质形核质点,而Ti2AlC颗粒作为基体的异质形核质点。随着碳含量的增加,片层团被显着细化。通过调控Al含量,可以有效地将残余TiC完全转变为Ti2AlC相。提高了二元TiAl合金室温和高温的力学性能。在调控原位自生Ti2AlC增强二元TiAl合金的基础上,选取Ti42Al2.6C和Ti46Al2.6C两种合金做为对比实验。向两种合金中添加Nb元素,研究Nb对合金组织演变和力学性能的影响。实验结果表明,当Nb含量大于等于4 at.%时,Ti42Al2.6C-xNb合金中,B2相存在于片层团之间,并随Nb含量增加而增加。在Ti46Al2.6C-xNb合金中,片层团之间形成大量γ相,显微组织中不存在B2相。由于Nb在γ相中具有较大固溶度,所以γ相含量越高,基体固溶Nb的含量就越多,从而降低了Nb元素偏析,减少了B2相的形成。Nb的添加可以一定程度提高两种基体合金的室温和高温力学性能,但是当合金基体中B2相的含量较高时,合金的力学性能会降低。选取Ti42Al6Nb2.6C和Ti46Al8Nb2.6C两种合金基体进行对比实验,为了消除基体中的B2相,利用具有大原子半径和高熔点的Ta,在凝固过程中抑制Nb的偏析,降低B2相的含量。实验结果表明,Ti42Al6Nb2.6C合金中添加Ta,会消除片层团间的B2相,而对于Ti46Al8Nb2.6C合金,当Ta含量大于等于0.6 at.%时,在片层团内部形成B2相。这是因为Ta具有较小的扩散系数,高凝固速率下抑制了Nb元素的扩散,使其更多的固溶到基体当中。随着Ta元素含量的增加,Ti42Al6Nb2.6C合金片层团尺寸增加了2.2倍,而Ti46Al8Nb2.6C合金片层团尺寸降低了1.4倍。这与凝固前沿Nb和Ta元素的含量有直接关系,因为Nb和Ta会作为异质形核质点,随着其含量的增加,片层团尺寸会被细化。在Ti42Al6Nb2.6C-xTa合金中,片层团与γ相之间的晶界处,或者片层团间的γ相内,均存在Ti1.4Al纳米沉淀相,γ相内Ti1.4Al相周围存在着大量位错。由于Ta的低扩散率,抑制了Ti的扩散,使其在晶界处或者晶体缺陷处发生堆垛顺序和成分改变,进而形成Ti1.4Al相。Ti1.4Al相与γ相在晶体结构上极为相似,所以Ti1.4Al相具有莫尔条纹的形貌特征。由于Ta的添加,抑制了B2相形成,因此Nb和Ta的固溶起到了很大的作用,能够提高合金室温和高温的力学性能。Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta和Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金中添加B元素,利用B的细化作用和原位生成TiB的沉淀强化作用,进一步调控合金显微组织和力学性能。在两种基体合金中,硼化物含量随着B含量增加而增加,Nb和Ta为TiB相稳定元素,凝固过程中优先固溶进TiB相内。添加B元素后,Ta抑制Nb偏析的作用降低,在Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,合金显微组织中生成B2相,随着TiB含量增加,B2相含量随之降低;而在Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,添加B后片层团内B2相消失。凝固过程中,Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,F型硼化物含量明显增加,而Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta-xB合金中C型硼化物含量增加较为明显。B的添加可提高合金的力学性能,尤其是Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta2.0B合金,850℃时高温抗拉强度为664MPa,伸长率为6.89%。主要作用机制为原位自生TiB的沉淀强化作用,而细晶强化作用受到一定限制。作为拓展和探索性实验,初选Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金作为制备定向凝固合金坯料的母锭成分,通过抽拉速度和加热功率参数的控制,成功制备出具有定向凝固组织的Ti2AlC增强TiAl合金坯料。当抽拉速度为0.2 mm/min,加热功率为39 kW时,合金固液界面相对平直,稳定生长区的柱状晶与温度梯度方向所成角度较小,并且柱状晶连续生长较好。固液界面前沿存在的初生相为β相和α相,α初生相存在原因是形成Ti2AlC过程中消耗一部分Ti,使得枝晶间Al元素偏析,发生β初生相向α初生相转变。糊状区存在着未完全转变的片层组织,Ti2AlC颗粒主要分布在定向凝固试样的初始过渡区和稳定生长区的凝壳区,并且与试样边部具有一定距离。该工艺参数下定向凝固初始过渡区作用范围较小,定向凝固组织稳定性较好。
崔森[9]（2018）在《强韧化钛铝合金复合材料的制备、组织与性能的研究》文中进行了进一步梳理钛铝合金因其具有低密度,高的比强度,优良的高温性能,被看作是高温镍基合金的优秀替代材料。在近些年被广泛应用于航空航天产业。然而,钛铝合金的室温塑性差,断裂韧性低成为限制其进一步发展应用的重要因素。因此,开发强韧化钛铝合金是当今世界钛铝合金研究领域的重点。通过添加β相稳定元素,使基体中获得可开动滑移系较多的β相来改善钛铝合金室温脆性和断裂韧性的方法已经成为当前强韧化钛铝合金的一个基本思路。特别是高Nb钛铝合金由于其优良的高温强度和抗蠕变性,成为钛铝合金的一个主要研究方向。然而,高含量的Nb元素也不可避免的增加了钛铝合金的密度,而且当前的热压烧结,包套轧制等工业也大大增加了合金的成本。本研究设计中拟通过铸造工艺制备低密度纤维/晶须强韧化的钛铝合金复合材料,在强韧化钛铝合金的同时,不显着增加其密度。在本研究中,以纯钛和纯铝作为原料,分别制备了碳纤维/石墨烯强韧化钛铝合金复合材料和碳化硅晶须强韧化钛铝基复合材料。石墨烯/碳纤维强韧化钛铝合金复合材料的制备是通过粉末冶金,真空快淬和两次真空熔炼制备的。所得复合材料的晶粒尺寸细化至60μm,维氏硬度从钛铝合金的502HV提升至626HV,室温压缩测试的抗压强度由约1801MPa提升至约2301Mpa,断裂应变从约17.02%提升至约26.27%。根据其形貌与组织,分析其性能改善主要归因于纤维增韧,第二相强化,细晶强化几个方面。碳化硅晶须增强钛铝铌铁合金复合材料是利用真空悬浮熔炼制备,利用纯钛纯铝以及β相稳定元素铌和铁制备Ti-46Al-2Nb-2Fe合金,再通过引入强度与韧性俱佳的碳化硅晶须,进一步改良钛铝合金的性能。通过调整碳化硅晶须的比例,发现0.5%体积分数的晶须强韧化钛铝合金具有最佳的力学性能,此时其晶粒尺寸小于50μm,并具有2700MPa的抗压强度和17.35%的断裂应变。通过扫描电镜,透射电镜等的研究分析了增强体与基体的界面结合,分析了原位自生Nb4C3分别与α2-Ti3Al相以及γ-TiAl相之间存在的晶体位向关系,同时发现了相界面处（0002）α2的孪晶组织。
史建超[10]（2018）在《Zn元素对5083合金显微组织、力学性能和腐蚀性能影响的研究》文中进行了进一步梳理5083合金是中等强度的Al-Mg系铝合金,具有良好的耐腐蚀性能、高的韧性和适宜的成型性能,其广泛应用于航空航天领域及汽车工业。5083合金强度是制约其应用的主要问题,因此提高5083合金的强度是研究的主要热点。本文通过水冷铜模铸造方法,研究添加不同质量分数Zn元素的5083合金铸造性能。分析了快速凝固对合金中的溶质元素偏析的影响。通过大塑性变形轧制,制备晶粒尺寸为纳米的合金材料。水冷铜模铸造可以使合金快速凝固条件下,减小铸造合金的晶粒尺寸,降低合金中的溶质元素偏析程度。然后对合金进行均匀化处理分析,均匀化处理制度为475℃×10h能够达到理想的效果。5083合金添加Zn元素后加工硬化能力提高,可以通过大塑性变形轧制制备超细晶合金,轧制后的合金晶粒尺寸为200nm左右。本文以添加不同质量分数Zn元素的5083合金为研究对象,采用电感耦合等离子直读光谱仪（ICP）、扫描电镜（SEM）、金相显微镜（OM）、X射线衍射仪（XRD）、能谱分析（EDAX）、电化学工作站和透射电镜（TEM）等技术分析测试。通过室温拉伸、硬度测试和腐蚀性试验等对材料的微观组织和性能进行了研究。本文研究的主要内容如下:（1）使用设计水冷铜模模具铸造,使添加不同Zn元素的5083合金在较大的过冷度下快速凝固,获得大致相等的等轴晶晶粒,晶粒尺寸约50-60μm,且合金晶界上金属间化合物量明显减少。（2）利用XRD分析及Vegard’s定律,估算铸造及均匀化处理后添加0%、1.5%、3%和5%Zn元素的5083合金溶质元素的固溶度。结果表明:添加不同质量分数Zn元素5083合金通过水冷铜模快速凝固铸造,可以降低铸造合金中溶质元素Mg和Zn的偏析程度。随着Zn含量的增加,Mg和Zn元素容易以金属间化合物析出,导致Mg元素的固溶度降低。Zn元素的添加阻碍铸态合金中Mg元素固溶于合金的基体内部。（3）铸造合金的抗拉强度随着Zn元素的质量分数增加而增加。当添加Zn元素的质量分数为0%、1.5%、3%和5%时,铸造合金的抗拉强度分别为:160MPa,171 MPa,245 MPa和365 MPa,而延伸率均小于1%。断口分析表明,铸造合金的断裂机制主要是沿晶界解理断裂。（4）均匀化处理表明:铸造合金在475℃×10h制度下进行均匀化处理,Mg和Zn元素大部分固溶到Al合金基体内部,合金的晶粒尺寸没有长大,同时无过烧现象。因此,合金的理想均匀化处理制度为475℃×10h。快速凝固的水冷铜模铸造缩短了均匀化处理时间,节约了均匀化处理过程的能量消耗。在晶界上残留第二相成份分析表明:金属间化合物主要由Fe和Si元素组成。（5）对均匀化处理的合金力学性能进行分析可知:均匀化处理的合金抗拉强度随着Zn元素的质量分数增加而增加。当添加Zn的质量分数为0%、1.5%、3%和5%时,合金的抗拉强度分别为:295MPa、355MPa、360MPa和425MPa,延伸率为7.5%、5.5%、4.6%和4.1%。断口分析表明,均匀化处理后的合金断裂机制主要为韧性断裂。（6）合金进行总压下量为85%轧制后,晶粒尺寸小于200nm。随着Zn元素质量分数的提高,合金的晶粒尺寸降低。其原因是合金的加工硬化率降低。（7）轧制后的合金,抗拉强度大幅提高。Zn元素的添加量0%、1.5%、3%和5%时,合金抗拉强度分别为:406MPa、495MPa、560MPa和596MPa。其中添加5%Zn元素的合金,其抗拉强度和屈服强度为596MPa和567MPa。该合金的抗拉强度和屈服强度是退火处理5083合金的2倍,但轧制后合金延伸率下降。（8）将合金在质量分数为3.5%的NaCl水溶液中进行浸泡试验和电化学试验,研究结果表明:随着Zn元素质量分数的增加,均匀化处理的合金耐腐蚀性能下降。且轧制后的合金耐腐蚀性能低于均匀化处理的合金。
二、纤维增强铝合金复合材料界面偏析研究（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、纤维增强铝合金复合材料界面偏析研究（论文提纲范文）
（1）高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高强铝合金的铸造成型 |
| 1.2.1 7xxx系铝合金的研究现状 |
| 1.2.2 7xxx铝合金的铸造工艺 |
| 1.2.3 7xxx铝合金流变成型研究进展 |
| 1.3 层状复合材料的成型方法 |
| 1.3.1 离心铸造法 |
| 1.3.2 浸渗法 |
| 1.3.3 铸造复合法 |
| 1.4 层状复合材料的界面结合机理 |
| 1.4.1 固液界面的复合机理 |
| 1.4.2 固液界面的过渡层 |
| 1.4.3 元素扩散及化合物生长对固液界面结合性能的影响 |
| 1.5 本论文研究目的与意义 |
| 1.6 本论文的难点、关键技术及创新点 |
| 1.7 本论文研究内容及技术路线 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 SiCp/A357复合材料 |
| 2.1.2 7050铝合金 |
| 2.2 实验装置 |
| 2.2.1 SiC颗粒预处理装置 |
| 2.2.2 真空搅拌铸造装置 |
| 2.2.3 固液复合铸造装置 |
| 2.2.4 熔体处理装置 |
| 2.2.5 热处理装置 |
| 2.3 有限元模拟仿真 |
| 2.3.1 模拟仿真软件及内容 |
| 2.3.2 几何模型的建立及计算参数 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 化学成分分析 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 室温力学性能分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 摩擦磨损性能分析 |
| 3 7050铝合金流变模锻工艺研究 |
| 3.1 7050铝合金流变模锻工艺仿真优化 |
| 3.1.1 模型建立及计算参数设定 |
| 3.1.2 计算结果及分析 |
| 3.2 实验中各工艺参数对成型性的影响 |
| 3.2.1 模具温度的影响 |
| 3.2.2 浇铸温度的影响 |
| 3.2.3 比压对成型性的影响 |
| 3.3 各工艺参数对微观缺陷的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 7050铝合金流变模锻组织性能调控研究 |
| 4.1 流变模锻成型工艺对组织的影响 |
| 4.1.1 浇铸温度对微观组织的影响 |
| 4.1.2 比压对晶粒形貌的影响 |
| 4.2 7050铝合金组织调控方案 |
| 4.3 7050铝合金制动毂调控前后的组织与性能 |
| 4.4 7050铝合金组织调控优化机理 |
| 4.4.1 微合金化对7050铝合金铸件微观组织与力学性能的影响 |
| 4.4.2 IC-AEMS熔体处理对7050铝合金铸件微观组织和性能的影响 |
| 4.5 7050铝合金层的拉伸断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺研究 |
| 5.1 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺仿真优化 |
| 5.1.1 耐磨环厚度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.2 耐磨环高度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.3 耐磨环预热温度对其内表面升温的影响 |
| 5.2 复合铸造工艺参数对固液界面结合的影响 |
| 5.2.1 耐磨环表面处理对界面结合的影响 |
| 5.2.2 耐磨环预热温度对界面结合的影响 |
| 5.2.3 复合铸造加压前等待时间对界面结合的影响 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合界面的组织与性能 |
| 6.1 固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.1 铸态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.2 T6态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.2 固液复合界面的力学性能 |
| 6.2.1 维氏硬度测试 |
| 6.2.2 剪切性能测试 |
| 6.3 分析和讨论 |
| 6.3.1 固液铸造过程中界面的形成 |
| 6.3.2 剪切断口分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂复合铸造实验 |
| 7.1 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂结构及制备 |
| 7.2 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂组织及性能 |
| 7.2.1 微观组织表征 |
| 7.2.2 性能分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）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 |
（3）微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 纳米颗粒增强铝基金属材料的制备方法 |
| 1.2.1 外加法 |
| 1.2.2 混合盐反应法 |
| 1.2.3 中间合金法 |
| 1.2.4 熔体内反应法 |
| 1.3 纳米颗粒对铝合金凝固过程及凝固微观组织影响的研究 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒与基体合金界面结合问题的研究 |
| 1.3.2 纳米颗粒对铝合金凝固组织影响机制的研究 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金析出相析出行为的影响 |
| 1.4 纳米颗粒对铝合金加工变形行为影响的研究 |
| 1.4.1 热变形后纳米颗粒的分布 |
| 1.4.2 纳米颗粒对铝合金热变形组织的影响 |
| 1.4.3 纳米颗粒对热变形铝合金热处理后组织与性能的影响 |
| 1.5 颗粒增强铝合金的搅拌摩擦焊接的研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头组织影响 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金材料的制备 |
| 2.2.1 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒的制备及分散 |
| 2.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材的制备 |
| 2.2.3 Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接板材的制备 |
| 2.2.4 Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜及透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 显微硬度分析 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对铸造Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔体内反应颗粒的表征 |
| 3.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.3.1 TiC&TiB_2颗粒与Al相的晶格错配 |
| 3.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.4 熔体内原位内生TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织的影响 |
| 3.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织的影响 |
| 3.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金偏析行为的影响 |
| 3.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金析出行为的影响 |
| 3.5 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响及强化机制 |
| 3.5.1 熔体内 原位内 生纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的室温拉伸性能 |
| 3.5.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸断口形貌分析 |
| 3.5.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材组织的影响 |
| 4.2.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压态微观组织的影响 |
| 4.2.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金热处理后组织的影响 |
| 4.2.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金析出相的影响 |
| 4.3 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的影响及机制 |
| 4.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接工艺参数对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊道宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩压下量对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 搅拌头旋转速度和进给速度对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头组织的影响 |
| 5.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.4 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响及机制 |
| 5.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头显微硬度的影响 |
| 5.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头力学性能的影响 |
| 5.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊接接头的强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）钻杆用耐高温短碳纤维铝基复合材料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 课题背景及选题意义 |
| 1.2 铝合金钻杆的研究现状 |
| 1.2.1 铝合金钻杆的特点 |
| 1.2.2 铝合金钻杆生产的关键技术 |
| 1.2.3 铝合金钻杆的应用 |
| 1.3 碳纤维增强铝基(Cf/Al)复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 碳纤维的基本性质 |
| 1.3.2 Cf/Al复合材料的制备工艺 |
| 1.3.3 Cf/Al复合材料的界面控制 |
| 1.3.4 Cf/Al复合材料力学性能的强化机制 |
| 1.4 存在的问题及发展趋势 |
| 1.5 本文研究内容及技术路线 |
| 第2章 材料制备及试验方法 |
| 2.1 试验材料及设备 |
| 2.2 短碳纤维增强2024 铝基复合材料的制备工艺 |
| 2.2.1 真空热压烧结工艺 |
| 2.2.2 挤压工艺 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.2.4 CVD法镀Ti工艺 |
| 2.3 密度测试 |
| 2.4 微观组织表征及物相鉴定 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 拉伸性能测试 |
| 2.5.2 维氏硬度测试 |
| 2.5.3 纳米压痕测试 |
| 第3章 烧结态SCFs/2024 Al复合材料高温界面组织演化及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SCFs/2024 Al复合材料的组织表征 |
| 3.2.1 碳纤维的分布 |
| 3.2.2 SCFs/2024 Al复合材料的XRD表征 |
| 3.2.3 SCFs/2024 Al复合材料的界面组织 |
| 3.3 SCFs/2024 Al复合材料的密度 |
| 3.4 力学性能 |
| 3.4.1 维氏硬度 |
| 3.4.2 纳米压痕测试 |
| 3.4.3 拉伸性能及断裂行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 热挤压工艺对SCFs/2024 Al复合材料组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压速度 |
| 4.3 挤压态SCFs/2024 Al复合材料的组织 |
| 4.3.1 碳纤维的排布 |
| 4.3.2 宏观织构 |
| 4.3.3 SCFs/2024 Al复合材料的EBSD表征 |
| 4.3.4 SCFs/2024 Al的界面组织 |
| 4.4 挤压态SCFs/2024 Al复合材料的密度 |
| 4.5 挤压态SCFs/2024 Al复合材料的力学性能 |
| 4.5.1 硬度 |
| 4.5.2 拉伸性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 SCFs/2024 Al复合材料的界面优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CVD反应热力学分析 |
| 5.3 镀层成分及形貌 |
| 5.4 镀层SCFs/2024 Al复合材料的界面组织 |
| 5.5 拉伸性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所获得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）短碳纤维增强铝基复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 碳纤维(Cf)概述 |
| 1.1.1 碳纤维的定义及特点 |
| 1.1.2 碳纤维的应用 |
| 1.2 金属基复合材料(MMCs)概述 |
| 1.2.1 MMCs的定义及分类 |
| 1.2.2 MMCs的制备工艺及应用 |
| 1.2.3 MMCs存在的问题及解决方法 |
| 1.3 碳纤维增强铝基(Cf/Al)复合材料概述 |
| 1.3.1 Cf/Al复合材料的定义及特点 |
| 1.3.2 Cf/Al复合材料的强化机制 |
| 1.3.3 Cf/Al复合材料的界面研究及解决方案 |
| 1.3.4 Cf/Al复合材料的国内外研究现状 |
| 1.4 本课题的研究意义和研究内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验条件及实验方法 |
| 2.1 实验条件 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备及技术路线 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 碳纤维表面改性 |
| 2.2.2 复合材料的制备及热处理 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.2.4 微观形貌表征 |
| 第三章 Cf化学镀工艺及镀层研究 |
| 3.1 Cf化学镀Ni工艺研究 |
| 3.1.1 pH值对镀层形貌的影响 |
| 3.1.2 温度对镀层形貌的影响 |
| 3.1.3 时间对镀层形貌的影响 |
| 3.2 Cf化学镀Cu工艺研究 |
| 3.2.1 pH值对镀层形貌的影响 |
| 3.2.2 温度对镀层形貌的影响 |
| 3.2.3 时间对镀层形貌的影响 |
| 3.3 Cf化学镀Cu-Ni工艺研究 |
| 3.4 碳纤维与镀层结合力研究 |
| 3.5 碳纤维与镀层界面结合特征的研究 |
| 3.5.1 Cf截面微观形貌分析 |
| 3.5.2 热处理对镀层形貌及成分的影响 |
| 3.5.3 热处理对Cf截面微观形貌的影响 |
| 3.5.4 热处理后镀层物相成分分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Cf/Al复合材料的组织与性能分析 |
| 4.1 Cf/Al复合材料的微观组织形貌分析 |
| 4.2 成型压力和烧结温度对Cf/Al复合材料致密度的影响 |
| 4.3 Cf/Al复合材料力学性能分析 |
| 4.3.1 Cf/Al致密度分析 |
| 4.3.2 Cf/Al硬度分析 |
| 4.3.3 Cf/Al抗拉强度分析 |
| 4.3.4 Cf/Al线膨胀系数分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Cf/Al复合材料的摩擦磨损性能研究 |
| 5.1 Cf/Al摩擦磨损性能分析 |
| 5.2 Cf/Al磨损形貌及磨屑分析 |
| 5.3 载荷对复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（6）蓝宝石晶须强韧化TiAl基复合材料的制备、组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛铝合金概述 |
| 1.1.1 钛铝合金的基本性质 |
| 1.1.2 钛铝合金的发展和应用 |
| 1.1.3 钛铝基金属间化合物的组织和力学性能 |
| 1.1.4 合金元素对钛铝合金组织和性能的影响 |
| 1.2 钛铝基合金的加工制备方法 |
| 1.3 钛铝基复合材料 |
| 1.3.1 增强相的选择 |
| 1.4 本课题的研究意义及主要内容 |
| 1.4.1 本课题的研究意义 |
| 1.4.2 本课题研究的主要内容 |
| 第二章 实验材料的制备及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体原材料 |
| 2.1.2 增强相原材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 加工处理设备 |
| 2.2.2 材料组织观察、分析所用的设备 |
| 2.3 研究路线及实验方法 |
| 2.3.1 研究路线工艺流程图 |
| 2.3.2 增强相的预处理 |
| 2.3.3 钛铝基合金基体的制备 |
| 2.3.4 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的制备 |
| 2.3.5 组织观察 |
| 2.3.6 力学性能测试 |
| 第三章 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化TiAl复合材料的实验设计与增强体处理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钛铝基体成分的设计 |
| 3.3 强韧化TiAl基复合材料增强体的理论设计与预处理 |
| 3.3.2 晶面错配度的计算 |
| 3.3.3 蓝宝石Al_2O_3晶须的预处理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料微观组织的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纤维状蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化Ti-45Al-2Nb合金复合材料 |
| 4.2.1 Ti-45Al-2Nb合金的微观组织 |
| 4.2.2 纤维状蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的微观组织与相组成 |
| 4.3 球磨蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化Ti-45Al-2Nb合金复合材料 |
| 4.3.1 球磨Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的微观组织与相组成 |
| 4.4 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的TEM及相界面分析 |
| 4.4.1 钛铝基体层片组织的TEM照片及分析 |
| 4.4.2 第二相相界面与钛铝基体的TEM及分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 强韧化钛铝复合材料力学性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的力学性能 |
| 5.2.1 硬度测试 |
| 5.2.2 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化TiAl基复合材料压缩性能的测试 |
| 5.2.3 纤维状蓝宝石Al_2O_3晶须体积分数对压缩性能的影响 |
| 5.3 强韧化钛铝基复合材料强韧化机理 |
| 5.3.1 细晶强化 |
| 5.3.2 第二相强化 |
| 5.3.3 晶须增韧 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（7）铍铝合金设计、粉末冶金制备及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究意义 |
| 1.2 铍铝合金的性质及应用 |
| 1.3 粉末冶金铍铝合金的制备及性能 |
| 1.3.1 制备工艺 |
| 1.3.2 粉末冶金铍铝合金力学性能研究现状 |
| 1.4 研究目标和主要研究内容 |
| 2 铍铝合金成分设计 |
| 2.1 从力学性能考虑成分设计 |
| 2.1.1 弹性模量设计 |
| 2.1.2 屈服强度设计 |
| 2.1.3 屈服强度影响因素分析 |
| 2.2 从界面结合强度考虑成分设计 |
| 2.2.1 Al-X/Be体系润湿性(X=Mg、Si、Cu、Zn) |
| 2.2.2 Al-X/BeO体系润湿性(X=Mg、Si、Cu、Zn) |
| 2.3 合金元素对界面反应的影响 |
| 2.3.1 计算相图 |
| 2.3.2 实验相图 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 实验材料及方法 |
| 3.1 原材料粉末 |
| 3.1.1 铍粉 |
| 3.1.2 铝合金粉 |
| 3.2 材料制备方法 |
| 3.2.1 球磨混合 |
| 3.2.2 冷等静压成形(CIP) |
| 3.2.3 真空热压烧结(VHP) |
| 3.2.4 放电等离子烧结(SPS) |
| 3.2.5 热等静压烧结(HIP) |
| 3.2.6 热处理 |
| 3.3 分析表征 |
| 3.3.1 分析样品制备 |
| 3.3.2 成分分析 |
| 3.3.3 组织分析表征 |
| 3.3.4 微观缺陷分析 |
| 3.3.5 热分析 |
| 3.4 性能测试 |
| 4 铍铝合金的制备、组织及力学性能 |
| 4.1 铍铝粉末的混合 |
| 4.2 铍铝混合粉末的冷等静压成形 |
| 4.2.1 压力对压坯致密度的影响 |
| 4.2.2 冷等静压压制方程 |
| 4.3 铍铝混合粉末压坯高温烧结 |
| 4.3.1 真空热压烧结 |
| 4.3.2 放电等离子烧结 |
| 4.3.3 热等静压烧结 |
| 4.4 铍颗粒尺寸对铍铝合金力学性能的影响 |
| 4.5 铝合金基体对铍铝合金力学性能的影响 |
| 4.6 烧结方法对铍铝合金力学性能的影响 |
| 4.7 铍铝合金的界面特征 |
| 4.7.1 界面结合状态 |
| 4.7.2 界面几何结构 |
| 4.7.3 界面缺陷 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 镀铝合金的时效行为 |
| 5.1 时效析出序列 |
| 5.2 时效组织演变 |
| 5.2.1 时效析出相形貌 |
| 5.2.2 析出相与铝基体的位向关系 |
| 5.3 时效处理对力学性能的影响 |
| 5.3.1 时效温度和时间对硬度的影响 |
| 5.3.2 时效态铍铝合金的拉伸性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论和展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的主要成果 |
（8）原位自生Ti2AlC增强TiAl合金的凝固组织演变与力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 金属间化合物 |
| 1.2.1 TiAl金属间化合物 |
| 1.2.2 Ti-Al系合金相图 |
| 1.2.3 Ti-Al-Nb系合金相图 |
| 1.2.4 Ti-Al-C系相图 |
| 1.2.5 Ti-Al-Ta系合金相图 |
| 1.2.6 Ti-Al-B系合金相图 |
| 1.3 颗粒增强TiAl基合金 |
| 1.3.1 增强相 |
| 1.3.2 颗粒增强TiAl基合金制备工艺 |
| 1.3.3 颗粒增强相原位自生合成技术 |
| 1.4 颗粒增强TiAl合金增强和增韧机制 |
| 1.4.1 增强机制 |
| 1.4.2 增强相增韧机制 |
| 1.5 TiAl合金定向凝固技术 |
| 1.5.1 模壳法定向凝固 |
| 1.5.2 电磁冷坩埚定向凝固技术 |
| 1.6 研究主要内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 实验材料制备及相关设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 电弧熔炼炉设备及其熔炼工艺 |
| 2.2.3 定向凝固设备及其熔炼工艺 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 金相显微镜 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜 |
| 2.3.3 透射电子显微镜 |
| 2.3.4 相分析X射线衍射仪 |
| 2.3.5 室温压缩性能测试 |
| 2.3.6 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.7 高温拉伸性能测试 |
| 2.3.8 纳米硬度测试 |
| 第3章 C和 Al对原位自生Ti_2AlC/Ti Al合金组织和力学性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 C和 Al对 TiAl合金显微组织影响 |
| 3.2.1 不同含量C对 Ti44Al合金显微组织影响 |
| 3.2.2 不同含量Al对 Ti(40-48)Al2.6C合金显微组织影响 |
| 3.3 C和 Al对合金相组成影响 |
| 3.3.1 不同含量C对 Ti44Al合金相组成影响 |
| 3.3.2 不同含量Al对 Ti(40-48)Al2.6C合金相组成影响 |
| 3.4 C和 Al对合金力学性能影响 |
| 3.4.1 不同含量C对 Ti44Al合金力学性能影响 |
| 3.4.2 不同含量Al对 Ti(40-48)Al2.6C合金力学性能影响 |
| 3.5 C与 Ti_2AlC增强相的作用机制 |
| 3.5.1 C的固溶作用 |
| 3.5.2 Ti_2AlC相形成机制 |
| 3.5.3 C和 Ti_2AlC颗粒强韧化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Nb和 Ta对原位自生Ti_2AlC/Ti Al合金组织和力学性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Nb和 Ta对 TiAl合金显微组织影响 |
| 4.2.1 Nb对 Ti42Al2.6C和 Ti46Al2.6C合金显微组织影响 |
| 4.2.2 Ta对 Ti42Al6Nb2.6C和 Ti46Al8Nb2.6C合金显微组织影响 |
| 4.3 Nb和 Ta对 TiAl合金相组成影响 |
| 4.3.1 Nb对 Ti42Al2.6C和 Ti46Al2.6C合金相组成影响 |
| 4.3.2 Ta对 Ti42Al6Nb2.6C和 Ti46Al8Nb2.6C合金相组成影响 |
| 4.4 Nb和 Ta对 TiAl合金力学性能影响 |
| 4.4.1 Nb对 Ti42Al2.6C和 Ti46Al2.6C合金力学性能影响 |
| 4.4.2 Ta对 Ti42Al6Nb2.6C和 Ti46Al8Nb2.6C合金力学性能影响 |
| 4.5 Nb和 Ta对 TiAl合金凝固组织演变和力学性能的影响机制 |
| 4.5.1 Nb对 TiAl合金凝固组织演变和力学性能的影响机制 |
| 4.5.2 Ta对 TiAl合金凝固组织演变和力学性能的影响机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 原位自生TiB对 Ti_2AlC/Ti Al合金组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 原位自生TiB对 TiAl合金显微组织影响 |
| 5.2.1 TiB对 Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金显微组织影响 |
| 5.2.2 TiB对 Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金显微组织影响 |
| 5.3 原位自生TiB对 TiAl合金相组织影响 |
| 5.3.1 TiB对 Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金相组织影响 |
| 5.3.2 TiB对 Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金显微组织影响 |
| 5.4 原位自生TiB对 TiAl合金力学性能影响 |
| 5.4.1 TiB对 Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金力学性能影响 |
| 5.4.2 TiB对 Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金力学性能影响 |
| 5.5 原位自生TiB影响TiAl合金组织演变和力学性能机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 定向凝固原位自生Ti_2AlC增强TiAl合金的组织与性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 母锭Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金显微组织特征 |
| 6.3 抽拉速度影响Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金显微组织演变 |
| 6.4 加热功率影响Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金显微组织演变 |
| 6.5 定向凝固原位自生Ti_2AlC增强TiAl合金的形成机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（9）强韧化钛铝合金复合材料的制备、组织与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛铝合金概述 |
| 1.1.1 钛铝合金的基本性质 |
| 1.1.2 钛铝合金的工业应用 |
| 1.1.3 钛铝合金相变与组织 |
| 1.2 钛铝合金强韧化 |
| 1.3 钛铝合金复合材料 |
| 1.4 本课题研究的意义及主要内容 |
| 1.4.1 本课题的研究意义 |
| 1.4.2 本课题研究的主要内容 |
| 第二章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体原材料 |
| 2.1.2 增强相原材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 加工处理设备 |
| 2.2.2 组织观察分析及性能检测用设备 |
| 2.3 试验方法及步骤 |
| 2.3.1 增强相的设计与物相鉴定 |
| 2.3.2 增强相的预处理 |
| 2.3.3 钛铝合金基体的熔炼 |
| 2.3.4 强韧化钛铝合金复合材料的制备 |
| 2.3.5 组织观察与相分析 |
| 2.3.6 力学性能测试 |
| 第三章 TiAl合金复合材料的试验设计与增强体处理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 强韧化钛铝合金复合材料的设计与增强体的制备 |
| 3.2.1 基体钛铝合金的设计 |
| 3.2.2 碳纤维/石墨烯强韧化钛铝合金复合材料增强体的制备 |
| 3.2.3 SiC晶须强韧化钛铝合金复合材料增强体的理论设计与处理 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 强韧化钛铝合金复合材料微观组织的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 碳纤维/石墨烯强韧化钛铝合金复合材料的微观组织 |
| 4.2.1 增强体薄带与钛铝基体真空悬浮熔炼的微观组织 |
| 4.2.2 碳纤维/石墨烯强韧化钛铝合金复合材料的二次熔炼 |
| 4.3 SiC晶须强韧化Ti-46Al-2Nb-2Fe合金复合材料的微观组织 |
| 4.3.1 Ti-46Al-2Nb-2Fe合金的微观组织 |
| 4.3.2 SiC晶须强韧化钛铝合金复合材料的微观组织与相组成 |
| 4.3.3 SiC晶须强韧化钛铝合金复合材料的TEM及相界面分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 强韧化钛铝合金复合材料力学性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 碳纤维/石墨烯强韧化钛铝复合材料的力学性能 |
| 5.2.1 硬度测试 |
| 5.2.2 压缩性能测试 |
| 5.3 SiC晶须强韧化钛铝复合材料的力学性能 |
| 5.3.1 硬度测试 |
| 5.3.2 SiC晶须强韧化钛铝合金复合材料压缩性能的测试 |
| 5.3.3 SiC晶须体积分数对压缩性能的影响 |
| 5.4 强韧化钛铝合金复合材料强韧化机理 |
| 5.4.1 细晶强化 |
| 5.4.2 第二相强化 |
| 5.4.3 纤维增韧 |
| 5.4.4 孪晶强韧化 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（10）Zn元素对5083合金显微组织、力学性能和腐蚀性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝及铝合金塑性变形的结构特性 |
| 1.1.1 铝变形时的滑移 |
| 1.1.2 铝合金变形时滑移 |
| 1.2 铝合金的研究现状 |
| 1.3 铝合金的强化机制 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 析出强化 |
| 1.3.3 弥散强化 |
| 1.3.4 细晶强化 |
| 1.3.4.1 累积叠轧 |
| 1.3.4.2 等通道挤压 |
| 1.3.4.3 往复挤压 |
| 1.3.4.4 高压扭转 |
| 1.3.4.5 限制槽压 |
| 1.3.4.6 大压下量冷轧 |
| 1.3.5 复合强化 |
| 1.4 Al-Mg-Zn合金热处理和时效析出顺序 |
| 1.5 本文研究的主要内容 |
| 第2章 合金制备与试验方法 |
| 2.1 合金制备 |
| 2.1.1 合金成份设计 |
| 2.1.2 合金熔炼以及热处理工艺 |
| 2.1.2.1 合金熔炼 |
| 2.1.2.2 合金轧制变形工艺 |
| 2.2 性能测试 |
| 2.2.1 硬度测试 |
| 2.2.2 拉伸实验 |
| 2.2.3 腐蚀试验 |
| 2.2.4 热分析 |
| 2.3 显微组织观察与分析 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 XRD物相分析 |
| 2.3.3 SEM和断口形貌观察 |
| 2.3.4 TEM显微结构和结构分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 水冷铜模快速凝固对合金铸造及均匀化的影响 |
| 3.1 铸造合金的显微组织及表征 |
| 3.1.1 铸造原始态(F) |
| 3.1.2 铸造合金中Mg和Zn元素的固溶度 |
| 3.1.3 冷却速度对合金铸造影响 |
| 3.2 均匀化处理对铸造合金微观组织的影响 |
| 3.2.1 均匀化时间对合金的微观组织影响 |
| 3.2.2 均匀化处理后合金Mg和Zn元素的固溶度 |
| 3.3 铸造合金凝固过程和讨论 |
| 3.4 铸态合金和均匀化处理合金拉伸性能 |
| 3.4.1 铸态合金拉伸性能 |
| 3.4.2 均匀化处理合金拉伸性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 合金的时效工艺优化和力学性能 |
| 4.1 铸造合金的时效硬化曲线 |
| 4.1.1 90℃时效硬化曲线 |
| 4.1.2 100℃时效硬化曲线 |
| 4.1.3 110℃时效硬化曲线 |
| 4.1.4 120℃时效硬化曲线 |
| 4.1.5 温度对添加不同Zn含量时效硬化的影响 |
| 4.2 固溶和时效温度对合金拉伸性能的影响 |
| 4.3 不同质量分数Zn元素5083合金室温拉伸性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 轧制制备超细晶合金微观组织及性能 |
| 5.1 添加Zn元素的5083合金轧制后的显微组织 |
| 5.2 大塑性冷轧变形显微硬度和位错密度的测量 |
| 5.3 添加不同Zn元素5083超细晶力学性能 |
| 5.4 超细晶合金的塑性硬化行为 |
| 5.5 合金断口分析 |
| 5.5.1 铸态合金断裂行为 |
| 5.5.2 均匀化处理合金的断裂行为 |
| 5.5.3 轧制态合金断裂行为 |
| 5.6 合金的腐蚀性能 |
| 5.7 合金的盐水腐蚀行为 |
| 5.7.1 合金盐水浸泡实验失重的结果与分析 |
| 5.7.2 合金极化曲线测试结果与分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间发表的论文 |
| 个人简历 |
四、纤维增强铝合金复合材料界面偏析研究（论文参考文献）
- [1]高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究[D]. 郑瀚森. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [2]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)
- [3]微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制[D]. 刘栓. 吉林大学, 2021
- [4]钻杆用耐高温短碳纤维铝基复合材料组织与力学性能研究[D]. 张弛. 吉林大学, 2020(08)
- [5]短碳纤维增强铝基复合材料的制备及性能研究[D]. 程晓超. 河北工业大学, 2019(06)
- [6]蓝宝石晶须强韧化TiAl基复合材料的制备、组织与性能[D]. 谢嘉琪. 河北工业大学, 2019
- [7]铍铝合金设计、粉末冶金制备及力学性能研究[D]. 刘向东. 中国工程物理研究院, 2019(01)
- [8]原位自生Ti2AlC增强TiAl合金的凝固组织演变与力学性能[D]. 方虹泽. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [9]强韧化钛铝合金复合材料的制备、组织与性能的研究[D]. 崔森. 河北工业大学, 2018(07)
- [10]Zn元素对5083合金显微组织、力学性能和腐蚀性能影响的研究[D]. 史建超. 东北大学, 2018(01)