一、Tensile behavior of SiC_p/2124Al composites with various SiC particle sizes at room temperature（论文文献综述）
王泽钰[1]（2021）在《选区激光熔化法制备纳米SiC增强铝基复合材料的组织调控与性能研究》文中提出碳化硅（SiC）颗粒增强铝基复合材料（Aluminum Matrix Composites,AMCs）因综合了铝基体与SiC增强相各自优异的性能,而具有高的比强度和比模量、良好的导电、导热性以及优异的抗疲劳和抗冲击性能,在航空航天、汽车轻量化等领域展现出广阔的应用前景。近年来,随着AMCs制备技术的持续发展,选区激光熔化技术（Selective Laser Melting,SLM）作为一种可整体成形形状复杂高性能AMCs的新工艺,因具有近净成形、制备的材料晶粒细小、增强相分布均匀以及增强相与基体之间界面结合良好等特点引起了人们的广泛关注。然而,在采用SLM制备SiC增强AMCs的过程中,具有不规则形貌的微米尺寸SiC颗粒往往容易造成铺粉不均,并会引起复合材料内部局部应力集中以及拉伸加载过程中颗粒自身开裂,导致材料塑韧性大幅下降,难以有效发挥SiC颗粒的强化效果。这些因素已成为制约SiC增强AMCs性能提升的主要瓶颈。为解决上述问题,本文选用近球形纳米SiC颗粒作为增强相,首先采用低能行星球磨工艺（Low-energy Planetary Ball Milling,LEPBM）获得SiC/Al Si10Mg复合粉末,随后利用SLM技术制备SiC/Al Si10Mg复合材料,研究了扫描速度和后续热处理对AMCs组织和性能的影响。针对SLM技术制备纳米SiC增强AMCs的现存问题,通过对粉末混合工艺及SLM制备工艺参数优化,获得了SLM制备纳米SiC增强AMCs的最优工艺窗口。进一步结合SLM成形SiC增强AMCs的致密度、相组成、微观组织演变、界面结构以及室温拉伸/压缩力学性能和硬度等的表征与分析,深入探讨了激光能量密度（EV）对Al基体与SiC颗粒之间的界面结合演变规律及其力学性能的影响机制。研究结果表明,采用直接球磨法难以获得纳米颗粒均匀分散的复合粉末。扫描速度（ν）为1000 mm/s时,打印态试样获得最大相对密度（97.94%）,并且其硬度(121 HV0.2)和抗拉强度（387 MPa）也达到最大值,但仍低于纯Al Si10Mg合金。微观组织研究表明试样内部存在较多孔隙,并且较低的能量输入导致了大量Al4C3脆性相和β-Al Fe Si相的生成。断口分析表明,在拉伸应力作用下Al/Al4C3界面极易发生脱粘,从而不利于AMCs强度和延性的提升。经300℃保温2 h后,试样的硬度和强度分别下降至74 HV0.2和254MPa。退火处理后网络状共晶组织断裂,Si从过饱和α-Al基体中析出。显然,固溶强化效应的减弱、网络状共晶组织的断裂以及基体晶粒的粗化导致了热处理态试样硬度和强度的降低。基于以上实验探索,本论文进一步通过采用溶剂辅助分散（Solvent-assisted Dispersion,SAD）与低能行星球磨相结合的工艺实现了纳米SiC颗粒在Al基球形粉末中的有效均匀分散。SLM成形工艺优化过程中发现,当ν固定为250 mm/s时,在高于150 W的激光功率（P）下即可制备近乎全致密的AMCs试样;SiC纳米颗粒沿α-Al亚晶界均匀分布,显着细化了基体晶粒。随着EV的增加,共晶组织由厚片状逐渐变为网状最终趋于弥散分布。同时,SiC颗粒在SLM过程中部分溶解并与基体发生反应,熔池温度的升高促进了反应产物向Al4SiC4的转化,从而加强了Al/SiC之间的界面结合强度。因此,在高激光能量输入下AMCs可获得较高的强度和断裂伸长率,这主要归因于显微组织均匀性的改善,强冶金/界面结合的形成以及有效的载荷传递。在激光功率达到210 W时,AMCs获得最佳的力学性能(硬度为131.7 HV0.1,模量为101 GPa,强度为440 MPa),相比于纯Al Si10Mg合金分别提升了约9.1%,2.8%和11.1%,同时保持了良好的塑性（7.4%）。
陈梦琴[2]（2021）在《IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究》文中研究指明新型电子器件IGBT模块高度集成化和高稳定性的发展对其封装材料的热物理性能提出了越来越高的要求。高SiC体积分数SiC/Al复合材料（SiC>50 vol.%）因具备高导热系数、低热膨胀系数、轻量及低成本的特点,使其在IGBT模块封装（基板）领域备受瞩目。该新型电子封装材料的制备技术现已成为国内外竞相发展的技术制高点。本文以IGBT用高导热、低膨胀基板的制备为研究对象,基于真空压力浸渗法,在对简单形状SiC预制体的模压成形工艺进行系统研究的基础上,提出和研究了复杂形状预制体的3DP打印工艺,解决了复杂形状预制体难以制备的技术难题;系统研究了将Al液渗入预制体的真空压力浸渗工艺,制备了高体积分数SiC/Al复合材料;获得了工艺参数对复合材料热物理性能的影响规律,为制备高导热、低膨胀的IGBT基板材料提供技术及理论支撑。本文主要研究结果如下:（1）深入研究了模压成形工艺对预制体体积分数、孔洞特征的影响,制备了形状简单、性能优良的预制体。获得不同比例100 μm和12 μm SiC颗粒对预制体体积分数和孔洞特征的影响规律:引入细小SiC颗粒引起预制体孔径变小,SiC体积分数在56%-72%之间可控调节;建立了造孔剂NH4HCO3含量与预制体孔隙率之间的关系模型:Y=27.04+0.398X,并且发现NH4HCO3可作为“孔桥”改善预制体内孔洞的连通性;获得了粘结剂NH4H2PO4对预制体成型性和孔洞特征的影响规律,确定本工艺中粘结剂的最佳添加量为5%。（2）研究了 3DP打印工艺对预制体成形性的影响,制备了形状复杂、轮廓完整的预制体。确定并优化了粘结剂及其配比:采用呋喃树脂作为低温粘结剂,采用NH4H2PO4作为高温粘结剂,高温粘结剂最佳添加量为9 vol.%。获得了打印层厚对SiC预制体成形性的影响规律:当打印层厚为0.2 mm时,预制体容易形成“层错”现象,随着打印层厚增加,“层错”现象逐渐减弱,0.24 mm是理想的打印层厚。（3）研究了真空压力浸渗工艺对Al液浸渗行为的影响,制备了界面结合良好、浸渗完全的高体积分数SiC/Al复合材料。获得了 Si和Mg元素对Al液浸渗效果的影响规律:选用高Si含量的Al-12Si-Mg合金,其流动性好,制备的复合材料致密度高,无界面反应;Mg元素的加入可以提高SiC与Al之间的润湿性,Mg含量为1 wt.%时Al液浸渗效果最佳,Mg元素含量大于1 wt.%将阻碍Al液浸渗,导致复合材料致密度降低。摸清了浸渗压力对Al液浸渗行为的影响规律:浸渗压力升高,Al液填充更加充分,复合材料致密度增加。（4）研究了 SiC体积分数、浸渗压力对复合材料热物理性能及机械性能的影响,获得了性能优异的SiC/Al复合材料。随着SiC体积分数及浸渗压力增加,复合材料导热系数、抗弯强度增加,热膨胀系数降低。高体积分数SiC/Al复合材料导热系数对其孔隙率十分敏感,基于H-J模型建立了新的计算模型:Kd=K∞+K0-K实,结合复合材料孔隙率该模型可实现对高体积分数SiC/Al复合材料导热系数的良好预测。基于以上研究,确定了复合材料最佳制备工艺,制备的复合材料组织均匀致密,界面反应控制良好,导热系数为177W/（m·k）、热膨胀系数为11.9×10-6/K、抗弯强度为334 Mpa,满足IGBT基板用封装材料的性能需求。
郑瀚森[3]（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》文中指出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。
曹富翔[4]（2021）在《SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究》文中研究说明SiC颗粒增强铝基复合材料具有弹性模量高、耐磨性好、尺寸稳定性高、比强度高等性能优点,在航空航天、汽车、体育器材等领域具有广泛的应用。为了分析并解决搅拌铸造法制备颗粒增强铝基复合材料中存在的问题,其中包括SiC颗粒不均匀分布、气孔率高、溶质元素偏析严重、晶粒粗大、颗粒和基体润湿性差等,从而为颗粒增强铝基复合材料的制备提供有效的理论指导。本文采用超声波辅助半固态搅拌铸造,以2024Al为基体,10μm SiC颗粒为增强体,制备出体积分数为0%、5%、10%、15%和20%的SiCp/2024Al复合材料,通过两步变形（挤压+轧制）的方法最终获得了厚度约为1 mm的SiCp/2024Al薄板。通过对SiCp/2024Al复合材料进行压力凝固实验,研究了不同模具温度、超声处理温度对铝基复合材料显微组织和力学性能的影响规律,成功制备出颗粒分布均匀、气孔率低和第二相分布均匀的SiCp/2024Al复合材料。对铸态SiCp/2024Al复合材料进行两步热变形,制备出不同体积分数的SiCp/2024Al复合材料薄板,研究了两步热变形（挤压+轧制）工艺对铸态复合材料显微组织和力学性能的影响规律。通过制备不同体积分数的SiCp/2024Al复合材料薄板,研究了SiCp的体积分数对SiCp/2024Al复合材料薄板显微组织和力学性能的影响。研究结果表明,超声辅助半固态搅拌铸造生产的10vol.%SiCp/2024Al复合材料具有良好的力学性能,极限抗拉强度最佳为297 MPa,延伸率为2.21%。在450℃模具温度下,SiCp/2024Al复合材料中的SiC颗粒存在明显的不均匀分布,颗粒贫瘠区的第二相存在网状分布,材料内部的气孔率高。随着模具温度从450℃升至550℃,复合材料内部的气孔率呈下降趋势,SiC颗粒分布均匀性提高,但第二相的偏析先减弱后增强。在500℃模具温度下,复合材料表现出最佳的力学性能。随着超声波处理温度的降低,从700℃至640℃的超声温度范围内,SiCp/2024Al复合材料中的SiC颗粒宏观分布不均匀性加剧。在高于2024Al液相线温度的超声处理下,随超声处理温度升高,铸件的气孔含量上升,SiCp/2024Al复合材料的力学性能下降。在低于2024Al液相线温度的超声处理下,降低超声处理温度,复合材料内部的气孔含量上升,第二相偏析严重,复合材料的力学性能下降。在670℃的超声处理温度下,SiCp/2024Al复合材料表现出最佳的力学性能。最佳的凝固工艺是模具温度接近2024Al固相线温度（500℃）,超声处理温度接近2024Al液相线温度（670℃）的工艺。在这种凝固工艺下,铸态SiCp/2024Al复合材料表现出:SiC均匀分布、气孔率低（0.2%）和第二相含量低（0.49%）。铸态复合材料经过两步热变形（挤压+轧制）后,铸态组织中的缺陷和挤压态试样的缺陷消失。两步热变形可以显着细化复合材料中铝基体的平均晶粒尺寸。挤压态复合材料中团聚的SiC颗粒阻碍了Cu Al2相的细化。两步热变形后,SiC颗粒和Cu Al2相尺寸下降,分布更加均匀。两步热变形改善了SiC颗粒与铝基体的界面结合强度。两步热变形后10vol.%SiCp/2024Al复合材料的极限拉伸强度和伸长率分别为489 MPa和10.42%。对不同颗粒含量的SiCp/2024Al复合材料板材进行显微组织和力学性能分析。研究发现:2024铝合金的平均晶粒尺寸为23.7μm,随SiCp含量的增加,复合材料的平均晶粒尺寸呈下降趋势,第二相的尺寸呈下降趋势,但第二相的含量没有发生变化。SiCp分布的均匀性随颗粒含量增加呈现先上升后下降的趋势,10vol.%SiCp/2024Al复合材料板材表现最优的颗粒分布。固溶处理和时效处理可以显着提高轧制态SiCp/2024Al复合材料的力学性能。时效处理后2024Al基体中有大量纳米级第二相析出。时效处理后,10vol.%SiCp/2024Al的屈服强度、极限抗拉强度和延伸率分别为391 MPa、514 MPa和7.2%。
李亚楠[5]（2021）在《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》文中指出本文设计了不同Zn含量的微合金化Mg-x Zn-0.1Y（x=0.6、1.3、2.0 wt.%）合金,选用力学性能最优的Mg-2.0Zn-0.1Y（wt.%）,进一步添加微量（0.3 wt.%）的不同形貌的Si C增强体（Si C纳米线,Si C纳米颗粒,Si C亚微米颗粒）,制备Si C/Mg-Zn-Y复合材料。研究热变形工艺、Zn含量、Si C增强体形貌对Mg-Zn-Y合金及其复合材料的显微组织与力学性能的影响。研究表明,随Zn元素含量增加至2 wt.%,铸态Mg-Zn-Y合金晶粒细化,第二相数量增加,形貌由点状转变为短棒状。进一步添加Si C增强体后,促进异质形核与成分过冷,组织中第二相数量明显增加。铸态Mg-Zn-Y合金的屈服强度（YS）、抗拉强度（UTS）、延伸率（EL）明显提高,主要由晶粒细化导致;添加Si C增强体后,复合材料的硬度与屈服强度明显高于合金,尤其是纳米尺寸增强体提升效果最为显着。经过热挤压后,Mg-Zn-Y合金发生动态再结晶与动态析出,晶粒显着细化,析出MgZn2纳米相。随挤压温度与速度增加,再结晶程度趋于完全,再结晶晶粒与析出相的尺寸增大,挤压形成的（101?0）?112?0?纤维织构明显弱化,YS、UTS下降,EL大幅提高。对比140℃-0.1 mm/s条件下挤压的不同Zn含量的Mg-Zn-Y合金,微量的Zn元素促进动态再结晶与动态析出,同时提高强度与延伸率。Mg-2.0Zn-0.1Y合金的力学性能最佳,YS、UTS、EL分别为406.4 MPa、424.53 MPa、12.2%,强化机制以细晶强化、位错强化为主。热挤压细化SiC/Mg-Zn-Y复合材料晶粒,动态析出MgZn2相。Si C纳米线(Si Cnw)的加入明显促进再结晶并且限制再结晶晶粒长大,极大程度弱化纤维织构,同时引入热错配强化与载荷传递强化等机制,进一步提升力学性能。随挤压温度和速度的增加,复合材料再结晶晶粒和析出相的尺寸与体积分数增加,织构强度进一步弱化,YS、UTS降低,EL提升。在140℃-0.1 mm/s挤压的复合材料,由于一维Si Cnw与基体界面结合良好,并且沿晶界弯扭分布,对再结晶晶粒限制长大作用最明显,再结晶晶粒尺寸仅为0.374?m,添加零维Si C纳米颗粒(Si Cnp)的复合材料晶粒尺寸为0.494?m,同质量分数的三维Si C亚微米颗粒（Si Cp）由于颗粒体积最大,数量最少,对晶粒限制效果最弱。Si Cnw/Mg-Zn-Y复合材料在140℃-0.1 mm/s时挤压强度最高,YS、UTS分别为495.53MPa与509.43 MPa。
贾宇琛[6]（2021）在《水菱镁矿及协效剂在EVA中阻燃性能研究》文中指出水菱镁矿（Hydromagne Site,Mg5（CO3）4（OH）2·4H2O,简称HM）是一种分布广泛的天然碱式碳酸镁矿物。作为新型的环境友好型天然矿物阻燃剂,HM具有很大的经济优势。天然HM可以替代氢氧化铝、氢氧化镁,作为新型矿物型阻燃填料使用。乙烯-醋酸乙烯酯共聚物（EVA）是应用非常广泛的高分子材料之一。但是其极限氧指数值（LOI）只有17%～19%,火灾危险性大。这些严重制约了EVA在相关领域的应用与发展。因此,降低EVA自身的火灾危险性是非常必要的。针对以上问题,论文首先采用两种粒径（D50=4.04μm和12.38μm）HM制备阻燃复合材料HM1/EVA和HM2/EVA,并与水镁石矿（MDH）复合材料MDH/EVA进行对比,明确了HM作为高分子复合材料阻燃填料的可行性,较小粒径D50=4.04μm制得的复合材料HM1/EVA其阻燃和力学性能整体优于复合材料HM2/EVA。其次通过添加三种不同的协效剂硅酮（SIC）、棒状硼酸锌（ZB）、海泡石（SEP）与HM复配制备复合材料,考察了协效剂类型、协效剂添加量、协效剂与HM的总添加量对复合材料的阻燃性能和力学性能的影响。最后采用O174硅烷偶联剂对HM进行干法改性,SEP与改性后HM复配制备复合材料,对比研究改性前后HM对复合材料的阻燃性能和力学性能的影响。主要研究内容及结论如下:（1）HM作为阻燃填料,与水镁石MDH的性能较相近,能提高复合材料HM/EVA的LOI值、垂直燃烧UL-94和成炭性。当HM添加量的增加至60 wt.%时,HM的粒径大小对复合材料的垂直燃烧已基本无影响。与复合材料HM2/EVA相比,粒径D50=4.04μm制得的复合材料HM1/EVA其TTI、THR和TSP整体性能较优,残炭更加致密,且较轻微地提升EVA复合材料的力学性能。（2）使用SIC、ZB和SEP作为协效剂时:（1）当ZB和SEP添加量均为9wt.%时,复合材料中ZB与HM总添加量（wt.%）分别是40、50和60,SEP与HM总添加量（wt.%）分别是50和60时,复合材料ZB-HM/EVA和SEP-HM/EVA的LOI都可以达到30%以上,满足了阻燃材料的一般要求。（2）当HM与ZB总添加量为40 wt.%时,协效剂ZB与HM对复合材料的垂直燃烧UL-94协效作用较显着。当其总添加量大于等于50 wt.%时,两种协效剂SIC和SEP制得的复合材料的垂直燃烧性能均趋向良好,燃烧过程中无滴落物,且均达到V-0阻燃级别,特别是当HM与协效剂总添加量为60 wt.%,协效剂SEP添加量（wt.%）为3、6和9时,复合材料的燃烧时间（t1+t2）均小于1.0 s,表现出优异的垂直燃烧UL-94性能。（3）SIC作协效剂与HM复配,对复合材料SIC-HM/EVA的抑烟性能起到负面影响。棒状ZB和SEP作协效剂与HM复配,能优化复合材料的隔热性能和抑烟性能,尤其是复合材料SEP9-HM51/EVA同时表现出了良好的抑烟和隔热性能。但ZB和SEP添加量的变化对其抑烟性能优化不显着。（4）添加量9 wt.%SEP相比与SIC和ZB的复合材料燃烧后残炭的成炭性较好,且表面形成了硅碳保护层。当总添加量增加至60 wt.%时,复合材料SIC-HM/EVA、ZB-HM/EVA和SEP-HM/EVA的燃烧残炭表面均已形成较平整致密的炭层,残炭表面白灰残余质量更大。特别是9 wt.%SEP添加量制得的复合材料SEP9-HM51/EVA,其残炭外表面基本无裂缝,残炭结构更加密实,其完整性保持得相对更好,残炭表面形成了致密的Mg O保护层。（3）三种协效剂与HM总添加量增加,复合材料HM/EVA、SIC-HM/EVA、ZB-HM/EVA和SEP-HM/EVA的拉伸强度和断裂伸长率与纯EVA相比均有明显下降。但横向上对比三种协效剂与HM的协效复配,当HM与SEP总添加量为60 wt.%时,SEP-HM/EVA复合材料的力学性能较优。当协效剂与HM总添加量相同时,对复合材料拉伸强度的缓解程度:（SEP+HM）>（ZB+HM）>（SIC+HM）,对断裂伸长率的缓解程度:（SEP+HM）>（SIC+HM）>（ZB+HM）,表明SEP与HM的协效复配对复合材料SEP-HM/EVA的力学性能下降缓解较佳,ZB与HM的协效复配相比SIC与HM的协效复配,在拉伸强度方面较优,但断裂伸长率则相反。复合材料拉伸强度和断裂伸长率的降低的因素按降序如下:HM>SEP>ZB≈SIC。说明HM添加量的增加是致复合材料拉伸强度和断裂伸长率的降低的最关键的影响因素。（4）使用O174硅烷偶联剂对HM粉体进行干法改性,得到O174硅烷偶联剂干法改性HM粉体较优条件:改性时间10 min,改性温度140℃,O174硅烷偶联剂用量为1.5 wt.%。相比未改性的复合材料SEP9-HM51/EVA,O174硅烷偶联剂改性后复合材料m SEP9-HM51/EVA的LOI值达到34.2%,提高率为2.9%。垂直燃烧UL-94均保持在V-0级别且同时均没有滴落现象。THR降低了19.72%,TSP降低了7.14%。拉伸强度提高了21.32%,其断裂伸长率相应地增大了27.45%。说明O174硅烷偶联剂改性HM有效提高了复合材料m SEP9-HM51/EVA的阻燃抑烟和力学性能。
杨志宇[7]（2021）在《颗粒增强铝基复合材料适配性对损伤过程与力学性能的影响》文中研究说明为了探究颗粒增强铝基复合材料中,颗粒与基体获得有效强化的配合范围,总结颗粒与基体适配性对复合材料性能的影响,本研究采用粉末冶金工艺,选用4 μm、8μm、12μm、15μm、20μm、30μm六种不同粒径颗粒分别与90 MPa、292 MPa、378 MPa三种不同屈服强度Al-Cu-Mg合金基体进行复合,制备出18种屈服强度从111 MPa到386MPa,抗拉强度从179MPa到597 MPa,伸长率从27%到7%变化的复合材料。在此基础上,使用原位拉伸的实验方法对受载过程中复合材料的损伤过程进行了观察与统计分析。通过将颗粒、基体损伤过程与复合材料力学性能建立联系,进而获得颗粒与基体适配性对复合材料损伤以及力学性能的影响规律,推导出颗粒与基体的有效强化配合范围。实验研究表明,在复合材料的受载变形过程中,颗粒会发生断裂,基体会因局部变形产生微孔,这些损伤随着复合材料的变形不断累积,最终导致断裂。通过对复合材料颗粒断裂比率与基体滑移带密度进行统计,根据两种损伤的统计变化规律,将复合材料损伤过程分为三个阶段:无损伤发生的弹性变形阶段;颗粒开裂比率迅速升高,滑移带密度开始增长的过渡阶段;以及颗粒开裂基本停止,基体滑移带密度不断升高的塑性变形阶段。两种损伤的绝对含量及相对大小由颗粒与基体的配合决定。两种损伤的相对大小也会决定复合材料的失效机制。当复合材料的颗粒粒径较大,基体强度较高时,颗粒断裂比率显着升高,颗粒断裂为复合材料的主要失效机制。当复合材料颗粒粒径较小,基体强度较低时,基体滑移带密度显着升高,基体中微孔聚集长大为复合材料的主要失效机制。将复合材料损伤过程与性能变化规律建立联系后表明,颗粒与基体存在有效适配范围。当颗粒与基体处于适配范围时,复合材料的屈服强度与抗拉强度随着颗粒粒径减小与基体强度升高而增大。当颗粒与基体不适配时,其受载过程中产生较多缺陷将使复合材料的性能低于基体性能,具体表现为:当弹性阶段颗粒所受应力超过自身强度极限时,颗粒将在复合材料屈服前发生较多开裂,使得复合材料屈服强度低于基体屈服强度。当较多的颗粒在塑性变形过程中断裂时,会显着降低复合材料的形变硬化率,同时引入的损伤增加了复合材料的断裂倾向,使复合材料抗拉强度低于基体强度。复合材料伸长率随着颗粒粒径增加先升高后下降,在颗粒粒径为12μm时发生转变。当颗粒粒径小于12μm时,颗粒对位错运动阻碍作用较为显着,随着颗粒粒径增大,颗粒对基体的限制能力降低,复合材料的伸长率升高。而当颗粒粒径大于12μm时,颗粒断裂随着颗粒粒径增大逐渐显着。复合材料更易在形变早期发生断裂,复合材料的伸长率随着颗粒粒径增加逐渐降低。根据复合材料屈服强度、抗拉强度与伸长率的性能变化规律,定义了颗粒与基体获得有效强化的适配范围。当颗粒粒径D与基体抗拉强度σ满足关系:1.48+1.17 ×10-2 D+2.09 ×10-3σ+4.28×10-5D2-2.40×10-6σ2+2.19 ×10-5σ>1时,该颗粒与基体复合后能有效提高复合材料抗拉强度,这一区域为有效强化区。同时在范围中,颗粒粒径趋近12μm时可获得较高伸长率,最大程度兼顾强度与塑性。当复合材料力学性能为主要设计指标时,应使复合材料组分满足有效强化区关系,以获得到较好的力学性能。
李明洋[8]（2021）在《通过调控纳米析出相制备新型核聚变堆用热沉材料和结构材料》文中指出随着人类对能源需求的日益增长以及传统能源所带来的环境问题越来越严重,发展清洁的核聚变能引起人们广泛的关注。材料问题一直是限制聚变能发展的一个难题,许多现有的材料已无法满足新一代聚变堆的使用要求。对聚变堆中的热沉材料和结构材料来说,高温结构稳定性不足是限制它们应用的一大障碍。本文选取了几种有望应用于下一代聚变堆中的候选热沉材料和结构材料为研究对象,分别研究了纳米析出相调控对微米晶合金和纳米晶合金组织和性能的影响。研究对象包括微米晶CuCrZr合金、纳米晶Cu-Ta合金和CoCrFeNi高熵合金。纳米析出相调控思路为:（1）提高析出相自身的稳定性;（2）调控析出相尺寸分布特征为梯度分布。析出相调控通过添加微量合金元素实现。本文对新型聚变堆材料的研发提供一定的研究思路和借鉴意义。采用电弧熔炼设计并制备了新型偏滤器热沉候选材料CuCrZrFeTiY合金,并对合金的组织和性能进行了表征分析。采用固溶、冷轧、时效的热处理工艺处理合金,合金的峰时效温度为500℃,峰时效状态下合金的室温拉伸强度为541 MPa,电导率为82%IACS。长时间退火实验表明合金在450℃具有极高的热稳定性,并且在500℃退火72h后仍能保持很高的强度。合金的热稳定性主要来源于两个方面:一是Fe、Ti和Y等元素的添加降低了合金的层错能使得合金在变形过程中引入了大量的低能低重位点阵晶界;二是基体中尺寸呈现双峰分布的纳米析出相有效钉扎了位错和晶界。～3 dpa离子辐照后合金内主要观察到平均尺寸为5 nm左右的层错四面体和平均尺寸为3.5 nm左右的位错环。在已有的新型热沉材料研发体系中,Cu-10Ta（at.%）合金具有明显的综合性能优势。但由于Ta元素含量高（24 wt.%）使得合金的制备成本过高限制了其广泛应用。研究发现直接降低Ta含量会大大降低Cu-10Ta合金的性能,因此,需要在合金性能不出现大幅度降低的情况下将Ta含量降低到可接受的范围内。本文采用机械合金化（MA）和放电等离子烧结（SPS）制备了Cu-0.6Ta-0.6Cr和Cu-0.6Ta合金,研究了 Cr元素的添加对合金组织和性能的影响。组织分析表明Cr元素的添加不仅细化了纳米析出相的尺寸还改变了析出相的成分,由Ta向更稳定的Cr2Ta转变。Cu-0.6Ta-0.6Cr合金的软化温度高达1050℃（0.97Tm）,且合金在900℃退火600 h后仍能保持初始硬度的81%,而Cu-0.6Ta合金在900℃退火300 h后仅能保持初始硬度的62%,可见Cr元素的添加大大提高了合金的高温稳定性。Cu-0.6Ta-0.6Cr合金的屈服强度为481 MPa、延伸率为14.2%,Cu-0.6Ta合金的屈服强度为331 MPa、延伸率为13.2%。Cr元素的添加提高了合金的强度而并未降低合金塑性。Cu-0.6Ta-0.6Cr合金在拉伸过程中出现了屈服行为而Cu-0.6Ta合金中并未出现,这是由于Cr元素的添加降低了合金层错能使得合金中出现位错锁钉扎位错形成柯氏气团从而出现屈服行为。CoCrFeNi高熵合金由于具有耐腐蚀、高塑性、高抗辐照性等而被认为是聚变堆候选结构材料。本论文采用MA和SPS方法制备了氧化物弥散强化CoCrFeNi高熵合金,研究了氧化物的引入对合金组织和性能的影响。平均直径为6.9nm、体积分数为0.32 vol.%的Y2Hf2O7颗粒成功引入基体,且氧化物颗粒与基体之间形成共格界面。氧化物的引入细化了晶粒尺寸和基体中的Cr7C3和Cr2O3的尺寸。氧化物的引入同时提高了合金的硬度、拉伸强度、电导率和耐腐蚀性。本项工作为引入纳米特征提高高熵合金的性能提供了借鉴意义。
卞一涵[9]（2021）在《Al-ZrO2-X体系原位反应机制及多相颗粒增强铝基复合材料的研究》文中认为科学技术的进步极大地促进了现代工业的发展,同时对工程材料性能的要求也越来越苛刻,传统的铝合金材料已经无法满足要求。原位合成铝基复合材料由于具备增强颗粒和基体的双重优势而成为材料领域的研究热点。然而,目前已开发应用的原位合成铝基复合材料体系较少,并且反应生成增强相的同时往往伴随着粗大或者具有特殊形貌的有害相。目前研究较多的原位体系为Al-ZrO2体系,但该体系反应生成的ZrAl3粒子在应力的作用下会出现脆裂现象,限制复合材料力学性能上限的提升。为了开发原位合成铝基复合材料新体系,本文以Al-ZrO2体系为基础,以调控增强相形貌、设计合成纳米Zr化物粒子和构筑多相多尺度粒子网状构型三种思路出发,设计了 Al-ZrO2-X原位合成新体系,研究了其反应机制、力学性能和强化机理,为原位合成具有综合力学性能的新材料提供了思路。本文的研究内容如下:（1）Al-ZrO2-MoSi2多级反应机制与复合材料力学性能实验发现,Al-ZrO2体系在680℃反应后生成（A12O3+ZrAl3）/Al复合材料,纳米Al2O3粒子和薄片状微米ZrAl3粒子在铝基体上均匀分布。在Al-ZrO2体系引入MoSi2后,Al-ZrO2-MoSi2体系进行多级原位反应,当体系升温至573.9℃时,Al和ZrO2进行固-固反应生成Al2O3和ZrAl3,然后Al和MoSi2在更高温度下发生液—固反应生成花瓣状Al12Mo相,同时使薄片状ZrAl3相转为短棒状的（Al,Zr,Si）相,生成（Al12Mo+（Al,Zr,Si）+A12O3）/Al复合材料。由于增强相的演变,（Al12Mo+（Al,Zr,Si）+Al2O3）/Al 复合材料相比于（Al2O3+ZrAl3）/Al 复合材料具有更高的硬度,在室温下的拉伸强度由305 MPa提高到330 MPa,在350℃下的拉伸强度也由101 MPa提高至109 MPa。（2）Al-ZrO2-B2O3原位反应机制与（ZrB2+Al2O3）/Al复合材料制备在Al-ZrO2体系中引入B2O3使脆性ZrAl3相转变为ZrB2相,当ZrO2和B2O3的摩尔比为1:1时,体系完全反应后合成（ZrB2+Al2O3）/Al复合材料。而当ZrO2和B2O3的摩尔比为1:0.5时,原位反应后仍保留部分微米级薄片状ZrAl3粒子,生成（ZrAl3+ZrB2+Al2O3）/Al复合材料。通过原位反应温度的调控,可使复合材料中的ZrB2和Al2O3粒子具有纳米尺寸,合成纳米双相颗粒增强铝基复合材料。挤压研究发现,微米级Al基体和ZrAl3粒子形成择优取向,α-Al晶粒具有<111>//ED的挤压丝织构,ZrAl3粒子的长轴平行于挤压方向形成了（001）ZrAl3//ED的取向。由于B2O3的引入消除了易发生脆裂现象的ZrAl3粒子,纳米ZrB2和Al2O3粒子可以更有效地减少应力集中现象,阻碍铝基体的动态软化,（ZrB2+Al2O3）/Al复合材料相较于（ZrAl3+ZrB2+Al2O3）/Al复合材料表现出更低的热膨胀率和更高的力学性能,其在350℃下的拉伸强度可达188 MPa。（3）多相多尺度颗粒网状构型（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料的设计与制备在Al-ZrO2体系基础上引入N和B元素,800℃原位反应制备了一种新型的（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料。Al2O3、ZrB2和AlN增强粒子分别具有微米,亚微米和纳米多种尺度。对粒子的含量进行调控可使复合材料增强相由弥散分布转变为网状分布,形成三维硬质骨架。实验表明,网状构型的（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料具有更优异的综合性能。硬相粒子可有效包裹软相铝基体使复合材料具有更低的热膨胀率和更高的弹性模量。同时,网状增强粒子具有更显着的热错配强化和位错增殖强化效果,使（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料的室温和高温拉伸强度可达504 MPa和200 MPa,该复合材料在高端制造领域具有广阔的应用前景。
张一帆[10]（2021）在《纳米粒子对氧化物弥散强化钢与钒合金的辐照损伤行为的影响》文中研究指明结构材料是未来聚变堆开发应用面临的关键瓶颈问题之一,ODS钢和钒合金都因其优越的性能被认为是聚变堆结构材料的重要候选。但目前对辐照环境下ODS钢的组织稳定性尚未形成统一的结论;对钒合金的辐照损伤行为的研究还处于早期阶段。本文以12Cr-ODS钢和V-4Cr-4Ti合金为主要研究材料,采用高压电镜、离子辐照、透射电镜、纳米压痕等手段对上述问题进行了研究,主要研究内容如下:采用高压电镜原位电子辐照结合HRTEM的方法,研究了常温、300℃和500℃电子辐照下12Cr-ODS钢中纳米粒子的稳定性。使用原位HRTEM替代传统TEM双束成像的方法可以在有效识别纳米粒子的同时避免辐照诱导位错环衬度引起的干扰。结果表明大部分Y-Ti-O纳米粒子在室温电子辐照至1.52 dpa时尺寸稳定,仅有极少数发生粗化。同时可以观察到一些新的Y-Ti-O纳米粒子在辐照过程中析出。在300℃时效后的TEM样品中Y-Ti-O纳米粒子发生“球形-立方”转化,形成近似立方的YTiO3共格纳米粒子。该纳米粒子在300℃和500℃电子辐照时发生明显的粗化,且粗化速率与辐照温度正相关。在辐照损伤速率恒定的前提下弥散粒子的尺寸的三次方与辐照剂量成线性关系,证实了该纳米粒子在电子辐照下的粗化过程由Ostwald熟化机制主导。对预注入He+的12Cr-ODS钢的电子辐照实验表明He的存在会降低Y的扩散并间接提高弥散相粒子的稳定性。电子辐照处于300℃和500℃下的12Cr-ODS钢样品时,在FFT图像中出现特殊的衍射条纹。HRTEM分析表明,该衍射条纹的产生与纳米粒子/基体界面处析出物的特殊形貌有关。电子辐照过程中,纳米粒子/基体界面处的缺陷阱导致了析出相沿着界面析出、长大。动力学研究表明辐照温度为500℃时析出相的形成速率快于300℃,说明析出物的形成速率与辐照温度正相关。相比于Fe-Cr合金中的辐照析出,ODS钢中的辐照析出对氢离子的预注依存性小,不需氢离子注入来协调晶格畸变。根据HRTEM结果提出了沿共格YTi03粒子/基体界面析处的单层Cr析出和YTiO3析出两种假设并结合衍射模拟进行了分析。使用室温D+离子辐照结合纳米压痕的方法研究了 V-4Cr-4Ti合金与含纳米粒子的V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti3SiC2合金的辐照硬化和辐照诱导位错环。结果表明V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti3SiC2合金具有更低的辐照硬化率,发现V-4Cr-4Ti合金具有异常辐照硬化现象,即合金在辐照后的实测硬化值远高于其理论辐照硬化值。分析表明,该异常硬化与合金中Ti（CNO）析出物的尺寸变化密切相关。为了进一步验证相关结论并排除Ti3SiC2引入的C元素可能造成的干扰,使用机械合金化结合放电等离子体烧结的方法制备了一些列不同Y含量的V-4Cr-4Ti合金,并探索了改善钒合金的塑性的新方式。以Y元素作为脱氧剂,通过内氧化的方式,可以有效降低钒合金基体中过剩氧的含量,从而有效提高钒合金的塑性,脱氧产物为Y2O3和YVO4纳米粒子。通过机械合金化、放电等离子烧结等关键参数的优化,确定了制备含纳米粒子的V-4Cr-4Ti合金的最佳工艺流程:以240 rpm球磨40h球料比为10:1,烧结温度1150℃、压力40 MPa、保温5 min。针对ZrO2球磨介质,提出了烧结温度的新边界条件。离子辐照实验表明表明排除晶内Ti（CNO）析出的影响后合金的辐照硬化主要由辐照诱导位错环产生,硬化值与理论值较为接近。与普通V-4Cr-4Ti合金相比,含纳米粒子的V-4Cr-4Ti合金具有更低的位错密度和更低的辐照硬化率,但纳米粒子的存在会导致辐照后Ti元素在弥散相周围偏聚。
二、Tensile behavior of SiC_p/2124Al composites with various SiC particle sizes at room temperature（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、Tensile behavior of SiC_p/2124Al composites with various SiC particle sizes at room temperature（论文提纲范文）
（1）选区激光熔化法制备纳米SiC增强铝基复合材料的组织调控与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铝基复合材料概述 |
| 1.2.1 铝基复合材料的分类及增强相的选择 |
| 1.2.2 SiC颗粒增强铝基复合材料的传统制备工艺 |
| 1.3 激光增材制造技术概述 |
| 1.3.1 激光熔化沉积技术 |
| 1.3.2 选区激光熔化技术 |
| 1.4 选区激光熔化SiC增强铝基复合材料研究现状 |
| 1.5 本课题的主要研究内容及创新点 |
| 2 实验过程及方法 |
| 2.1 实验原材料及相关试剂 |
| 2.2 实验仪器与设备 |
| 2.2.1 材料制备相关设备 |
| 2.2.2 表征及性能测试设备 |
| 2.3 实验方案及技术路线 |
| 2.4 表征及性能测试 |
| 2.4.1 致密度测试 |
| 2.4.2 物相分析 |
| 2.4.3 微观组织表征 |
| 2.4.4 界面及析出相表征 |
| 2.4.5 力学性能测试 |
| 3 扫描速度和后续热处理对SLM成形SiC增强AMCs的影响 |
| 3.1 实验过程 |
| 3.2 结果分析 |
| 3.2.1 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs致密化程度的影响 |
| 3.2.2 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs相组成的影响 |
| 3.2.3 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs微观组织演变的影响 |
| 3.2.4 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 SLM成形SiC增强AMCs的工艺参数优化 |
| 4.1 实验设计及过程 |
| 4.2 混粉工艺优化 |
| 4.3 SLM工艺参数优化 |
| 4.4 工艺参数对AMCs致密化程度及微观组织的影响 |
| 4.4.1 激光功率对AMCs致密化程度及微观组织的影响 |
| 4.4.2 扫描速度对AMCs致密化程度及微观组织的影响 |
| 4.5 工艺参数对AMCs显微硬度的影响 |
| 4.5.1 激光功率对AMCs显微硬度的影响 |
| 4.5.2 扫描速度对AMCs显微硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 SLM成形SiC增强AMCs的组织性能研究及强韧化机理分析 |
| 5.1 物相分析 |
| 5.2 微观组织分析 |
| 5.3 晶粒取向及织构分析 |
| 5.4 力学性能 |
| 5.4.1 纳米压痕 |
| 5.4.2 压缩性能 |
| 5.4.3 拉伸性能 |
| 5.5 SLM成形SiC增强AMCs的强韧化机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果及获得奖励 |
（2）IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 IGBT模块发展概述 |
| 1.2.1 IGBT模块及封装 |
| 1.2.2 IGBT基板及发展现状 |
| 1.3 SiC/Al基板的制备方法概述 |
| 1.3.1 固态法 |
| 1.3.2 喷射沉积法 |
| 1.3.3 搅拌铸造法 |
| 1.3.4 液态法 |
| 1.3.5 其他相关制备方法 |
| 1.4 SiC预制体的制备工艺及研究 |
| 1.4.1 模压成形及其工艺参数研究 |
| 1.4.2 3D打印技术及其工艺参数研究 |
| 1.4.3 SiC预制体的其它成型方法及研究 |
| 1.5 液相浸渗工艺及研究 |
| 1.5.1 挤压铸造工艺及研究现状 |
| 1.5.2 无压浸渗工艺及研究现状 |
| 1.5.3 真空压力浸渗工艺及研究现状 |
| 1.6 研究意义和目的 |
| 1.7 研究内容和技术路线 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 实验技术路线 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 SiC增强体 |
| 2.1.2 Al合金基体 |
| 2.1.3 粘结剂 |
| 2.1.4 造孔剂 |
| 2.2 主要实验设备 |
| 2.2.1 预制体成型设备 |
| 2.2.2 真空压力浸渗设备 |
| 2.3 材料分析测试方法 |
| 2.3.1 SiC颗粒粒度测试 |
| 2.3.2 材料成分分析及组织形貌观察 |
| 2.3.3 材料物理性能测试 |
| 2.3.4 材料力学性能测试 |
| 3 SiC预制体模压成型工艺研究 |
| 3.1 制备SiC预制体的模压成型工艺 |
| 3.1.1 模压成型制备SiC预制体素坯 |
| 3.1.2 预制体素坯烧结 |
| 3.2 两种粒径SiC不同配比对预制体的影响 |
| 3.2.1 预制体中SiC体积分数 |
| 3.2.2 预制体孔隙特征 |
| 3.3 造孔剂含量对预制体的影响 |
| 3.3.1 SiC预制体孔隙率 |
| 3.3.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.4 粘结剂对预制体的影响 |
| 3.4.1 SiC预制体成形性与孔隙率 |
| 3.4.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 SiC预制体3DP工艺研究 |
| 4.1 3DP技术打印SiC预制体 |
| 4.1.1 SiC预制体的3DP打印 |
| 4.1.2 预制体素坯烧结 |
| 4.2 粘结剂对SiC预制体成形性的影响 |
| 4.3 打印层厚对SiC预制体成形性及强度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al液真空压力浸渗工艺研究 |
| 5.1 Al液真空压力浸渗工艺 |
| 5.2 Si元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.3 Mg元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.4 浸渗压力对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.5 3DP工艺制备的预制体的浸渗 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 SiC/Al复合材料性能变化规律及分析 |
| 6.1 SiC/Al复合材料导热系数变化规律及分析 |
| 6.1.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.3 复合材料孔隙率与导热系数 |
| 6.2 SiC/Al复合材料热膨胀系数变化规律及分析 |
| 6.2.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.2.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.3 SiC/Al复合材料抗弯强度变化规律及分析 |
| 6.3.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.3.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（3）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 |
（4）SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.2 搅拌铸造法 |
| 1.3.3 喷射沉积法 |
| 1.3.4 压力浸渗法 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的热变形工艺 |
| 1.4.1 挤压 |
| 1.4.2 锻造 |
| 1.4.3 轧制 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 SiC_p/2024Al复合材料板材的制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 OM显微组织观察 |
| 2.3.2 SEM观察 |
| 2.3.3 TEM观察 |
| 2.3.4 XRD分析 |
| 2.3.5 室温拉伸 |
| 2.3.6 室温硬度测试 |
| 2.3.7 致密度测试 |
| 第3章 铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 3.2.2 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 3.3 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 3.3.2 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 两步热变形SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 两步热变形对SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 4.3 两步热变形对SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC_p/2024Al复合材料板材的显微组织和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材显微组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材显微组织影响 |
| 5.2.2 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材力学性能的影响 |
| 5.3 SiC_p/2024Al复合材料板材时效处理后显微组织和力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景与研究意义 |
| 1.2 Mg-Zn系合金研究现状 |
| 1.3 镁基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 增强体类型 |
| 1.3.2 增强体形貌 |
| 1.4 热变形对显微组织的影响 |
| 1.4.1 动态再结晶 |
| 1.4.2 动态析出行为 |
| 1.4.3 织构演变 |
| 1.5 热变形对力学性能的影响 |
| 1.5.1 镁合金强化机制 |
| 1.5.2 镁基复合材料强化机制 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料制备 |
| 2.1.1 Mg-Zn-Y合金的制备 |
| 2.1.2 SiC/Mg-Zn-Y复合材料的制备 |
| 2.2 热挤压 |
| 2.3 样品表征与性能测试 |
| 2.3.1 OM组织观察 |
| 2.3.2 SEM组织观察 |
| 2.3.3 XRD物相分析 |
| 2.3.4 TEM组织观察 |
| 2.3.5 宏观织构测试 |
| 2.3.6 室温拉伸测试 |
| 第三章 铸态Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态Mg-Zn-Y合金显微组织与力学性能 |
| 3.2.1 Zn含量对铸态Mg-Zn-Y合金显微组织的影响 |
| 3.2.2 Zn含量对铸态Mg-Zn-Y合金力学性能的影响 |
| 3.3 铸态SiC/Mg-Zn-Y复合材料显微组织与力学性能 |
| 3.3.1 SiC对铸态镁基复合材料显微组织的影响 |
| 3.3.2 SiC对铸态镁基复合材料力学性能的影响 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 热挤压态Mg-Zn-Y合金显微组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热挤压对Mg-Zn-Y合金显微组织的影响 |
| 4.2.1 挤压温度对热挤压态Mg-Zn-Y合金显微组织的影响 |
| 4.2.2 挤压速度对热挤压态Mg-Zn-Y合金显微组织的影响 |
| 4.3 热挤压对Mg-Zn-Y合金织构的影响 |
| 4.4 热挤压对Mg-Zn-Y合金力学性能的影响 |
| 4.5 Zn含量对热挤压态Mg-Zn-Y合金的影响 |
| 4.5.1 Zn含量对热挤压态Mg-Zn-Y合金显微组织的影响 |
| 4.5.2 Zn含量对热挤压态Mg-Zn-Y合金织构的影响 |
| 4.5.3 Zn含量对热挤压态Mg-Zn-Y合金力学性能的影响 |
| 4.6 讨论 |
| 4.7 小结 |
| 第五章 热挤压态SiC/Mg-Zn-Y复合材料显微组织与力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热挤压对SiC_(nw)/Mg-Zn-Y复合材料显微组织的影响 |
| 5.2.1 挤压温度对SiC_(nw)/Mg-Zn-Y复合材料显微组织的影响 |
| 5.2.2 挤压温度对SiC_(nw)/Mg-Zn-Y复合材料显微组织的影响 |
| 5.3 热挤压对SiC_(nw)/Mg-Zn-Y复合材料织构的影响 |
| 5.4 热挤压对SiC_(nw)/Mg-Zn-Y复合材料力学性能的影响 |
| 5.5 SiC增强体形貌对SiC/Mg-Zn-Y复合材料显微组织与力学性能的影响 |
| 5.5.1 SiC增强体形貌对热挤压态SiC/Mg-Zn-Y复合材料显微组织的影响 |
| 5.5.2 SiC增强体形貌对热挤压态SiC/Mg-Zn-Y复合材料力学性能的影响 |
| 5.6 讨论 |
| 5.7 小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）水菱镁矿及协效剂在EVA中阻燃性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 水菱镁矿物性 |
| 1.2 国内外水菱镁矿资源概况 |
| 1.2.1 国外资源概况 |
| 1.2.2 国内资源 |
| 1.2.3 水菱镁矿的应用 |
| 1.3 高分子材料阻燃 |
| 1.4 常见的阻燃剂 |
| 1.4.1 镁铝系阻燃剂 |
| 1.4.2 硅系阻燃剂 |
| 1.5 协效剂 |
| 1.5.1 硼酸锌 |
| 1.5.2 硅酮 |
| 1.5.3 海泡石 |
| 1.6 表面改性 |
| 1.7 EVA的性质 |
| 1.8 燃烧过程 |
| 1.9 论文研究内容 |
| 第2章 水菱镁矿性质与粒径对阻燃性能的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验试剂和仪器 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.2.3 分析与表征 |
| 2.2.4 实验方法 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 原料分析 |
| 2.3.2 复合材料阻燃和抑烟性能分析 |
| 2.3.3 力学性能分析 |
| 2.4 结论 |
| 第3章 三种协效剂协效水菱镁矿/EVA复合材料阻燃性能测试分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验试剂和仪器 |
| 3.2.1 实验原料 |
| 3.2.2 实验设备 |
| 3.2.3 分析与表征 |
| 3.2.4 实验方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 协效剂原料分析及表征 |
| 3.3.2 阻燃性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 三种协效剂-水菱镁矿/EVA力学性能测试分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验试剂及仪器 |
| 4.2.1 实验原料 |
| 4.2.2 实验设备 |
| 4.2.3 分析与表征 |
| 4.2.4 实验方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 水菱镁矿改性及SEP-HM/复合材料性能测试分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验试剂及仪器 |
| 5.2.1 实验原料 |
| 5.2.2 实验设备 |
| 5.2.3 分析与表征 |
| 5.2.4 实验方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 O174硅烷偶联剂干法改性 |
| 5.3.2 海泡石协效改性HM在EVA中的应用 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论和展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（7）颗粒增强铝基复合材料适配性对损伤过程与力学性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 序 |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料强化原理 |
| 1.2.1 载荷传递 |
| 1.2.2 位错强化 |
| 1.2.3 Orowan强化 |
| 1.2.4 基体合金自身强化 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料力学性能主要影响因素 |
| 1.3.1 颗粒尺寸 |
| 1.3.2 颗粒形貌 |
| 1.3.3 颗粒体积分数 |
| 1.3.4 损伤 |
| 1.3.5 颗粒与基体的适配性 |
| 1.4 原位表征方法 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 1.7 难点 |
| 1.8 创新点 |
| 2 材料制备及分析测试方法 |
| 2.1 SiC颗粒增强铝基复合材料的制备 |
| 2.1.1 复合材料设计 |
| 2.1.2 复合材料制备 |
| 2.2 分析测试方法 |
| 2.2.1 组织表征 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 原位拉伸 |
| 3 复合材料微观组织与力学性能分析 |
| 3.1 基体合金组织与力学性能 |
| 3.1.1 基体合金组织分析与表征 |
| 3.1.2 基体合金力学性能 |
| 3.1.3 基体合金断口形貌 |
| 3.2 复合材料组织与力学性能 |
| 3.2.1 复合材料组织分析与表征 |
| 3.2.2 复合材料力学性能 |
| 3.2.3 复合材料断口形貌 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 复合材料受载过程中的组织变化 |
| 4.1 复合材料受载过程原位观察 |
| 4.2 复合材料受载过程中的形貌变化 |
| 4.2.1 颗粒开裂 |
| 4.2.2 基体局部变形 |
| 4.3 基体与颗粒特性对复合材料组织变化的影响 |
| 4.4 复合材料受载损伤过程 |
| 4.4.1 颗粒损伤特性 |
| 4.4.2 基体损伤特性 |
| 4.4.3 复合材料颗粒与基体适配性对损伤过程的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 适配性对复合材料力学性能的影响 |
| 5.1 复合材料损伤对性能的影响机制 |
| 5.1.1 屈服强度 |
| 5.1.2 形变强化 |
| 5.1.3 抗拉强度 |
| 5.2 适配性对复合材料力学性能的影响 |
| 5.2.1 适配性对复合材料强度的影响 |
| 5.2.2 适配性对复合材料伸长率的影响 |
| 5.2.3 颗粒与基体的适配范围 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）通过调控纳米析出相制备新型核聚变堆用热沉材料和结构材料（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 核聚变 |
| 2.1.1 核聚变概念 |
| 2.1.2 发展聚变能的必要性 |
| 2.1.3 核聚变反应堆 |
| 2.2 聚变反应堆偏滤器热沉材料 |
| 2.2.1 偏滤器热沉材料发展概况 |
| 2.2.2 面向聚变堆纳米晶铜合金研究现状 |
| 2.3 核聚变堆结构材料 |
| 2.3.1 聚变堆结构材料概述 |
| 2.3.2 高熵合金抗辐照性能研究现状 |
| 2.3.3 氧化物弥散强化高熵合金研究现状 |
| 2.4 选题思路与研究内容 |
| 3 材料制备与实验方法 |
| 3.1 材料制备 |
| 3.1.1 微米晶CuCrZrFeTiY合金的制备 |
| 3.1.2 纳米晶Cu-Ta-Cr合金的制备 |
| 3.1.3 氧化物弥散强化CoCrFeNi高熵合金的制备 |
| 3.2 材料表征 |
| 4 析出相调控对微米晶CuCrZrFeTiY合金组织和性能的影响 |
| 4.1 提高铜合金高温性能方法 |
| 4.2 新型铜合金组织表征分析 |
| 4.2.1 光镜组织分析 |
| 4.2.2 扫描组织分析 |
| 4.2.3 EBSD组织分析 |
| 4.2.4 TEM组织分析 |
| 4.3 离子辐照后组织分析 |
| 4.4 新型铜合金性能分析 |
| 4.4.1 最佳时效温度探索 |
| 4.4.2 强化机制分析 |
| 4.4.3 热稳定性分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 析出相调控对纳米晶Cu-Ta-Cr合金组织和性能的影响 |
| 5.1 Cr元素添加对合金组织的影响 |
| 5.1.1 粉末形貌分析 |
| 5.1.2 XRD分析 |
| 5.1.3 EBSD组织分析 |
| 5.1.4 TEM组织分析 |
| 5.1.5 离子辐照后TEM组织分析 |
| 5.2 Cr元素添加对合金力学性能的影响 |
| 5.3 Cr元素添加对合金热稳定性的影响 |
| 5.3.1 软化温度测定 |
| 5.3.2 长时间热处理性能和组织分析 |
| 5.4 热稳定性机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 氧化物的引入对CoCrFeNi高熵合金组织和性能的影响 |
| 6.1 氧化物的引入对合金微观组织的影响 |
| 6.1.1 XRD分析 |
| 6.1.2 SEM分析 |
| 6.1.3 EBSD分析 |
| 6.1.4 TEM分析 |
| 6.2 氧化物的引入对合金硬度和电阻率的影响 |
| 6.3 氧化物的引入对合金力学性能的影响 |
| 6.3.1 拉伸性能 |
| 6.3.2 强化机制分析 |
| 6.4 氧化物的引入对合金抗腐蚀性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）Al-ZrO2-X体系原位反应机制及多相颗粒增强铝基复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 原位合成铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 原位合成技术的发展现状 |
| 1.2.2 原位合成增强相类型及应用 |
| 1.3 常见的铝基复合材料原位合成体系 |
| 1.3.1 Al-Ti-X体系 |
| 1.3.2 Al-Zr-X体系 |
| 1.4 原位合成铝基复合材料性能的影响因素 |
| 1.4.1 增强相 |
| 1.4.2 基体组织 |
| 1.4.3 增强粒子与基体的界面 |
| 1.5 本课题的研究意义及主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 研究思路与技术路线 |
| 2.3 铝基复合材料的原位制备 |
| 2.3.1 试验材料 |
| 2.3.2 复合材料的制备方法 |
| 2.4 试样制备与分析表征 |
| 2.4.1 差式扫描量热分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电镜分析 |
| 2.4.4 透射电镜分析 |
| 2.4.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.6 光谱分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 布氏硬度测试 |
| 2.5.2 线膨胀性能测试 |
| 2.5.3 室温拉伸测试 |
| 2.5.4 高温拉伸测试 |
| 第三章 Al-ZrO_2-MoSi_2体系原位反应机制及复合材料制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-ZrO_2体系反应合成(Al_2O_3+ZrAl_3)/Al复合材料 |
| 3.2.1 Al-ZrO_2体系的DSC分析 |
| 3.2.2 Al-ZrO_2体系反应合成复合材料的微观组织分析 |
| 3.3 Al-ZrO_2-MoSi_2体系原位合成机制与微观组织分析 |
| 3.3.1 Al-ZrO_2-MoSi_2体系反应合成复合材料的微观组织分析 |
| 3.3.2 Al-ZrO_2-MoSi_2体系的多级反应机制 |
| 3.4 Al-ZrO_2(-MoSi_2)体系反应合成复合材料的力学性能 |
| 3.4.1 复合材料的宏观硬度 |
| 3.4.2 室温和高温拉伸性能 |
| 3.4.3 强化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Al-ZrO_2-B_2O_3体系反应机制与(ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料的制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-ZrO_2-B_2O_3体系的原位反应机制 |
| 4.2.1 Al-ZrO_2-B_2O_3体系的热力学分析 |
| 4.2.2 Al-ZrO_2-B_2O_3体系的DSC分析 |
| 4.3 (ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料的设计与制备 |
| 4.3.1 ZrO_2与B_2O_3摩尔比对复合材料增强相的影响 |
| 4.3.2 反应温度对(ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料微观组织的影响 |
| 4.3.3 纳米(ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料的微观组织 |
| 4.4 热挤压对增强粒子和铝基体取向的影响 |
| 4.4.1 挤压对增强粒子取向的影响 |
| 4.4.2 热挤压对复合材料铝基体取向的影响 |
| 4.5 Al-ZrO_2-B_2O_3反应合成复合材料的性能 |
| 4.5.1 复合材料的热膨胀性能 |
| 4.5.2 复合材料的室温和高温拉伸性能 |
| 4.5.3 复合材料的强化和断裂机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 多相多尺度颗粒网状构型(Al_2O_3+ZrB_2+AlN)/Al复合材料的设计与制备 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 (Al_2O_3+ZrB_2+AlN)/Al复合材料的制备 |
| 5.3 Al_2O_3,ZrB_2和AlN增强相构型的构筑 |
| 5.3.1 增强相的网状构型 |
| 5.3.2 网状增强相的构筑机理 |
| 5.4 (Al_2O_3+ZrB_2+AlN)/Al复合材料的性能测试 |
| 5.4.1 复合材料的硬度和弹性模量 |
| 5.4.2 复合材料的热膨胀性能和拉伸性能 |
| 5.4.3 多相多尺度颗粒及其构型强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录Ⅰ:攻读硕士期间发表的论文 |
| 附录Ⅱ:攻读硕士期间授权的专利 |
| 附录Ⅲ:参加的学术会议 |
| 附录Ⅳ:所获奖励 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（10）纳米粒子对氧化物弥散强化钢与钒合金的辐照损伤行为的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 核聚变 |
| 2.2 金属材料的辐照损伤概述 |
| 2.2.1 辐照损伤的物理过程 |
| 2.2.2 辐照损伤的产生 |
| 2.2.3 辐照肿胀 |
| 2.2.4 辐照增强扩散和辐照偏析 |
| 2.2.5 辐照对材料力学行为的影响 |
| 2.2.6 核嬗变 |
| 2.3 聚变堆用结构材料研究进展 |
| 2.3.1 RAFM钢及其辐照损伤特性 |
| 2.3.2 ODS钢及其辐照损伤特性 |
| 2.3.3 纳米粒子在辐照过程中的稳定性研究 |
| 2.3.4 钒合金及其辐照损伤特性 |
| 2.3.5 其他包层候选材料 |
| 2.4 金属材料的弥散强化概述 |
| 2.4.1 金属材料的弥散强化原理 |
| 2.4.2 典型的弥散强化合金制备方法 |
| 2.4.3 非粉末冶金法制备ODS合金 |
| 2.5 产生辐照损伤的实验方法概述 |
| 2.5.1 中子辐照 |
| 2.5.2 离子辐照 |
| 2.5.3 电子辐照与高压电镜 |
| 3 实验方法与研究内容 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.1.1 ODS钢的电子辐照损伤行为 |
| 3.1.2 纳米颗粒对V-4Cr-4Ti辐照损伤行为的研究 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 设备与仪器 |
| 3.3 辐照样品的表征手法 |
| 3.3.1 透射电镜对辐照缺陷的表征手法 |
| 3.3.2 使用HRTEM显示纳米粒子衬度的方法 |
| 3.3.3 透射电镜样品厚度的测量 |
| 3.3.4 纳米压痕技术 |
| 4 电子辐照下12Cr-ODS钢中纳米粒子的稳定性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.3 室温辐照下纳米粒子的稳定性分析 |
| 4.4 高温辐照下纳米粒子的稳定性分析 |
| 4.4.1 时效导致的纳米粒子形态变化 |
| 4.4.2 高温电子辐照下纳米粒子的粗化 |
| 4.4.3 共格YTiO_3粒子的粗化动力学 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 高温电子辐照下ODS钢中的衍射条纹分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.3 ODS钢中的衍射条纹 |
| 5.3.1 12Cr-ODS钢中的衍射条纹 |
| 5.3.2 预注入He对衍射条纹的影响 |
| 5.3.3 11Cr-ODS钢中的衍射条纹 |
| 5.4 衍射条纹结构与成因分析 |
| 5.4.1 析出物的成因分析 |
| 5.4.2 Cr析出假设 |
| 5.4.3 YTiO_3析出假设 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 弥散强化钒合金的辐照损伤行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.3 V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti_3SiC_2合金中的纳米粒子与析出相 |
| 6.3.1 V-4Cr-4Ti-1.8Y-0.4Ti_3SiC_2合金中的纳米粒子 |
| 6.3.2 Ti(CNO)析出相 |
| 6.4 辐照诱导位错环与辐照硬化 |
| 6.4.1 辐照诱导位错环 |
| 6.4.2 辐照硬化 |
| 6.4.3 Ti(CNO)析出物尺寸变化对合金硬化的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 粉末冶金法制备V-4Cr-4Ti合金的研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验 |
| 7.3 钒基粉末的机械合金化研究 |
| 7.3.1 振动球磨过程中粉体的演化 |
| 7.3.2 行星球磨过程中粉体的演化 |
| 7.4 球磨过程的数学描述 |
| 7.4.1 基本模型 |
| 7.4.2 球磨能量对粉体变形的影响 |
| 7.4.3 振动球磨过程中的粉体粒径模型 |
| 7.4.4 行星球磨过程中的粉体粒径模型 |
| 7.5 V-4Cr-4Ti复合粉体的烧结工艺研究 |
| 7.5.1 SPS烧结参数的初步探讨 |
| 7.5.2 新的烧结边界条件 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 纳米粒子对V-4Cr-4Ti合金力学与辐照损伤行为的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验 |
| 8.3 含纳米粒子的V-4Cr-4Ti合金的微观结构 |
| 8.3.1 XRD分析 |
| 8.3.2 V-4Cr-4Ti的微观结构 |
| 8.4 V-4Cr-4Ti合金的力学性能 |
| 8.5 V-4Cr-4Ti合金的高温辐照损伤实验 |
| 8.5.1 高温离子注入实验 |
| 8.5.2 辐照诱导位错环 |
| 8.5.3 辐照硬化 |
| 8.6 V-4Cr-4Ti合金的室温辐照损伤实验 |
| 8.6.1 室温离子注入实验 |
| 8.6.2 辐照诱导位错环 |
| 8.6.3 辐照硬化 |
| 8.6.4 纳米粒子周围的Ti包覆层 |
| 8.7 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
四、Tensile behavior of SiC_p/2124Al composites with various SiC particle sizes at room temperature（论文参考文献）
- [1]选区激光熔化法制备纳米SiC增强铝基复合材料的组织调控与性能研究[D]. 王泽钰. 西安理工大学, 2021
- [2]IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究[D]. 陈梦琴. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [3]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)
- [4]SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究[D]. 曹富翔. 太原理工大学, 2021
- [5]热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究[D]. 李亚楠. 太原理工大学, 2021(01)
- [6]水菱镁矿及协效剂在EVA中阻燃性能研究[D]. 贾宇琛. 中国科学院大学(中国科学院青海盐湖研究所), 2021(01)
- [7]颗粒增强铝基复合材料适配性对损伤过程与力学性能的影响[D]. 杨志宇. 北京科技大学, 2021(08)
- [8]通过调控纳米析出相制备新型核聚变堆用热沉材料和结构材料[D]. 李明洋. 北京科技大学, 2021(08)
- [9]Al-ZrO2-X体系原位反应机制及多相颗粒增强铝基复合材料的研究[D]. 卞一涵. 山东大学, 2021(12)
- [10]纳米粒子对氧化物弥散强化钢与钒合金的辐照损伤行为的影响[D]. 张一帆. 北京科技大学, 2021(08)