一、TiC颗粒增强2618复合材料的研究（论文文献综述）
黄勇[1]（2021）在《TiC颗粒对Al-Cu-Mg合金组织性能影响》文中研究说明近几十年来,铝合金材料广泛使用于各行各业,但因其强度和耐磨性的问题,在高精端行业面前只能望而却步。因此,越来越多的研究学者开始研究颗粒增强铝基复合材料,通过向铝合金基体内加入颗粒增强体,使得复合材料具有高强度,高耐磨性,耐高温等诸多优点。本文基体合金选用综合性能较高的Al-Cu-Mg合金中的2618铝合金,因其具有较好的耐热性能,大多被利用与航天航空的外壳和蒙皮材料,本次实验向2618铝合金基体内添加纳米TiC增强体颗粒,再进行大塑性变形,探讨纳米TiC颗粒对变形热处理后的TiC/2618复合材料的综合性能（组织、耐磨性、抗高温蠕变性、耐腐蚀性）的影响。本文主要研究内容和取得进展如下:（1）铸态组织中,纳米TiC颗粒的加入使得原来粗大的枝晶组织逐步转化为细小的等轴晶组织,纳米TiC在其中起到了异质形核的效果,有效的细化组织增强2618铝合金材料性能。变形态和热处理态中,材料内部组织开始出现动态再结晶,变形态中的拉长组织也随着纳米TiC颗粒的加入逐步转化为细小的等轴晶组织;热处理过程中,材料内部出现了较高比例的完全再结晶,随着TiC含量的增加完全再结晶比例呈先增大后减小的趋势。随着纳米TiC颗粒的加入,2618铝合金的室温力学性能持续上升,在TiC含量为0.5 wt%时,TiC/2618复合材料的力学性能达到最大,抗拉强度从原来基体的409MPa提升至485MPa,延伸率从11.8%提升至12.7%,相比2618基体,0.5wt%TiC/2618复合材料抗拉强度提升了约18.6%,延伸率提升了约7%。TiC/2618复合材料在热处理过程中产生析出相S（Al2Cu Mg）和S’（Al2Cu Mg）,同时还存在大量的位错堆积形成位错墙,当材料发生塑性变形时,析出相和位错交互作用,形成第二相强化,达到提升材料强塑性的效果。（2）热处理后的0.5 wt%TiC/2618复合材料进行摩擦磨损实验,磨损率和磨损系数均随着纳米TiC颗粒的加入先减小后增大,当TiC含量为0.5 wt%时,两者达到最低值。主要是前期向材料中添加少量的纳米TiC颗粒,增强体颗粒可以均匀的分布在基体的内部,有效的达到支撑磨损表面的效果,随着纳米TiC颗粒含量的增大,增强体在晶界和晶粒内发生团聚,增强体颗粒无法起到提升耐磨性的效果,从而会导致材料的磨损率出现降低的情况。（3）热处理后的0.5 wt%TiC/2618复合材料进行高温蠕变实验,TiC/2618复合材料抗蠕变性能均随着纳米TiC颗粒的增加而先增大后减小,纳米TiC颗粒在高温下比较稳定,不与其他基体材料发生反应,在高温状态下可以有效的阻碍晶粒和位错的移动,同时还能使得位错发生增殖,强化材料性能。（4）晶间腐蚀、电化学腐蚀和慢应力腐蚀这三种腐蚀实验都表明,纳米TiC颗粒的加入有利于提高TiC/2618复合材料的耐腐蚀性,综合三种腐蚀实验结果,当TiC含量为0.5 wt%时,TiC/2618复合材料的耐腐蚀性能最佳;另外,从慢应力腐蚀试验中,可以发现TiC/2618复合材料在3.5%Na Cl介质中的抗拉强度均低于空气介质中的抗拉强度。
迟一鸣[2]（2021）在《铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能》文中研究说明铝合金比强度高、导电导热性好、易于加工、并且具有一定的耐蚀性,因此在汽车制造、航空航天等领域有着广泛的应用。然而,铝合金表面硬度低、耐磨性差,这些不足极大地限制了其在摩擦磨损环境中的使用。表面改性技术可以在保持铝合金本身优异性能的基础上提高其表面性能,为制造业的“高效、节能”发展提供有效手段。除了热喷涂、电镀、阳极氧化、微弧氧化等表面技术,激光表面改性拥有快速凝固、热影响小、冶金结合好等特点,随着激光器的发展,铝合金表面激光改性技术受到了越来越多的关注。本文设计了“Fe+Al”、“Fe基合金”、“Fe基合金+B4C”、“Fe基合金+B4C+Ti”、“Fe基合金+h-BN”、“Fe基合金+h-BN+Ti”六种合金化材料体系,通过预置涂层法在6061铝合金表面制备出金属间化合物涂层,或以金属间化合物为基、多元陶瓷为增强相的复合涂层,综合讨论了合金化材料成分配比、激光工艺参数等对合金化层组织及性能的影响,并分析了原位生成陶瓷相的界面结构、形核机制及生长机理。使用不同配比的Fe粉和Al粉作为合金化材料,制备得到的合金化层主要由Fe4Al13,FeAl,Fe3Al和α-Al构成组成。富Fe熔体由于比重较大下沉至熔池底部,形成以“白亮带”为特征的过渡区,组织具有分层现象。此外,Fe和Al之间的放热反应促使界面处的基体进一步熔化,最终形成“锯齿状”界面。70Fe-30Al涂层耐磨性最好,磨损体积为基体的9.2%。使用Fe基合金作为预置涂层材料制备的合金化层由先析出的Fe-Al化合物及网状共晶组织构成,合金化层组织均匀致密,硬度约为459 HV0.2,是基体的6.8倍,磨损体积减小至基体的11.33%。选用“Fe基合金+B4C”体系制备的合金化层主要由Fe4Al33,FeAl,Fe3Al,Cr2B,CrB,Cr2B3,AlB2,Cr23C6,Cr7C3,Al4C3,α-Al组成。涂层硬度随预置粉末中B4C添加量的增多逐渐升高,添加20 wt.%B4C时,合金化层硬度高达531 HV0.2,但此时涂层脆性增加,缺陷增多,耐磨性变差。B4C添加量为10 wt.%的合金化层磨损失重最小,仅为基体的18.2%。向“Fe基合金+B4C”材料体系中添加Ti粉能够改善熔池的润湿性,并可通过Ti与B4C的反应原位生成TiC、TiB2等细小的强化相。合金化层主要由Fe4Al13,Cr2B,Cr7C3,TiB2,TiC和α-Al组成,当Ti的添加量提高到45 wt.%时,合金化层中还生成了 Al3Ti。添加30 wt.%Ti的涂层性能最好,硬度高达520 HV0.2,磨损体积仅为基体的7.2%。当Ti的添加量提高到45 wt.%后,合金化层组织的粗化及脆性相Al3Ti的形成导致硬度和耐磨性有所下降。在“Fe基合金+10 wt.%B4C+30 wt.%Ti”合金化层中,TiC小颗粒在先析出的短棒状TiB2表面异质形核,形成了 TiB2/TiC复合组织。两相界面存在[1210]TiB2//[011]TiC和（0001）TiB2//（111）TiC的晶体学位向关系,错配度仅为1.049%,表明TiB2可为TiC异质形核的最有效核心。“Fe基合金+h-BN”材料体系制备的合金化层主要由Fe4Al13,（Fe,Cr）,AlN,Cr2B,FeNx,α-Al等物相组成。激光合金化过程中密度较小的h-BN上浮到熔池表面造成严重烧损,且其含量增加到10 wt.%时熔池燃烧剧烈、合金化层稀释率过高,硬度和耐磨性急剧下降。向“Fe基合金+h-BN”材料体系中添加Ti粉能够减少预置涂层材料的烧损、改善熔池的润湿性,并通过Ti与h-BN的反应原位生成TiN,TiB2和TiB等强化相进一步提高表面性能。在熔池凝固过程中,AlN以亚稳态面心立方结构在先析出的颗粒状TiN表面异质形核并包围其生长,形成TiN/AlN复合组织。两相的晶面错配度约为9%,为中等有效形核。在室温、200℃和400℃下,添加15 wt.%Ti的合金化层磨损体积分别为相同条件下基体的8.2%、7.4%和10.1%,耐磨性显着提高。
靳一鸣[3]（2020）在《重熔稀释MAX/Cu中间体制备铝铜基复合材料组织及性能研究》文中进行了进一步梳理TiC是颗粒增强铝基复合材料中使用率较高的增强体,但是TiC颗粒与铝基体之间较差的润湿性,很难制备组织均匀、性能优良的复合材料。相比于计量比为1:1的TiC,非化学计量比TiCx（x<1）与金属基体之间具有良好的润湿性,同时具有正常计量比TiC颗粒的基本特性,是一种理想的金属基复合材料增强体。然而,传统的方法无法将Ti元素和C元素在球磨中充分混合均匀,而且Ti/C原子比为1:1的TiC具有更低的吉布斯自由能,这使得制备过程中将会有大量的TiC（Ti:C=1:1）相形成。本文以新型三元层状化合物Ti2AlC与Cu为原料,通过原位反应制备了 TiCx/Cu（Al）中间体,然后采用中间体重熔稀释的方法制备以非计量比TiCx为增强相,A1-4.5Cu变形铝合金和Al-10Cu铸造铝合金为基体的铝基复合材料,并利用DSC,XRD,TEM等测试技术对铝基复合材料的组织结构和力学性能进行表征。文章主要结果如下:（1）MAX相Ti2AlC与Cu在900℃以上保温一定时间可发生原位反应,生成TiCx相。随着烧结温度的提高以及保温时间的延长,TiCx中的x值逐渐增大。在1000℃,保温60 min烧结工艺下,中间体XRD结果中仅存在TiCx以及Cu（Al）的衍射峰。（2）采用TiCx/Cu（Al）中间体重熔稀释的工艺将非计量比TiCx引入至Al-10Cu铸造合金,其物相为α-Al,Al2Cu,TiCx和Al3Ti相,且TiCx中的x值均小于0.7。高分辨透射电镜分析表明,TiCx的尺寸达到纳米,主要分布在晶内,且与铝基体界面结合良好。当TiCx的加入量为0.5 wt.%时,复合材料的硬度值最大,为134.7 HV。此外,TiCx的加入提高了 Al-1OCu基复合材料的高温力学性能。（3）通过重熔稀释制备了不同TiCx含量增强A1-4.5Cu基复合材料,并评价了复合材料的时效强化效果和变形能力。复合材料的物相组成为α-Al,TiCx,A12Cu和Al3Ti相。随着TiCx含量的提高,复合材料的晶粒得到细化,时效态复合材料硬度提高。当TiCx含量为0.5 wt.%时,晶粒尺寸约为10～28μm,硬度值最高为114.6 HV。通过热模拟实验得到0.5 wt.%TiCx/Al-4.5Cu基复合材料热激活能为186.15 kJ/mol,而流变应力、变形温度以及应变速率间的本构方程为:8=1.85×1014[sinh（0.01847σ）]5.24904exp（-186.15×103/8.314T）（4）硼元素的加入显着改善了中间体重熔稀释制备的TiCx/Al-10Cu复合材料组织和性能。XRD结果表明,在1000℃保温60 min烧结工艺下Ti2AlC颗粒与Cu发生反应,二者之间的原位反应过程因加入少量硼元素受到影响,其主要物为TiCx、TiB2和Cu（Al）相。随着硼元素含量的提高,复合材料中非计量比TiCx物相的x值逐渐降低。当硼元素的加入量为0.35 wt.%时,TiCx/Al-10Cu基复合在材料维氏硬度值最大,为151.0 HV。相较于Al-10Cu合金,增加幅度为20.1%。此外,硼元素的加入改善了复合材料的高温性能。
段向征[4]（2020）在《内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能》文中研究指明陶瓷增强铝基复合材料具有高比模量、高比强度、耐磨性好等优异性能,在生产和生活领域得到广泛的应用。研究表明,增强相的尺寸以及在铝基体内的分布情况是影响陶瓷颗粒增强铝基复合材料的主要原因。当增强相的尺寸为微米级,复合材料的强度和弹性模量会提升,但其塑形和韧性会降低。纳米级别的增强相可以显着提高复合材料的强度而不降低其塑韧性,但是纳米级的增强相易在铝基体内发生团簇从而降低复合材料的性能。因此,微纳米混杂的陶瓷颗粒对复合材料的性能提升效果更加显着。与单相增强铝基复合材料相比,双相增强铝基复合材料表现出更优异的力学性能。微纳米混杂双相增强铝基复合材料其优异的室温、高温力学性能和耐磨损性能近年来被广泛关注。在众多的增强相陶瓷颗粒中,TiC与TiB2与铝的热膨胀系数差异较小,晶格匹配度高,是目前使用较多的陶瓷颗粒增强相。因此,通过原位反应制备微纳米混杂双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料,调控陶瓷颗粒含量来控制增强相的尺寸,进而影响增强相在铝基体内的分布,从而使制备的复合材料具备优异的室温、高温力学性能以及优异的耐磨性,这对铝基复合材料在工业以及航空航天等领域的应用具有实际指导意义。本论文对Al-Ti-B4C体系,采用燃烧合成反应致密一体化制备了微纳米混合尺度的双相增强铝基复合材料。研究了Al-Ti-B4C体系的反应机制,分析不同陶瓷含量以及不同TiB2/TiC摩尔比对复合材料的的组织、室温和高温压缩性能以及磨损性能的影响规律,揭示出复合材料的力学性能和耐磨性能的提高机制。本论文有以下三项创新点:1)揭示 Al-Ti-B4C 体系的反应过程为:Al+Ti+B4C→Al3Ti+Ti+B4C→AlnTi+TiCx+TiB2+TiaAlbCc→Al+TiCx+TiB2。2)揭示出不同陶瓷体积分数以及不同 TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料微观组织、陶瓷颗粒尺寸和室温及高温压缩性能影响规律和作用机制:a)经燃烧合成制备的不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织致密,没有明显的气孔和缺陷。复合材料中随着陶瓷含量的增加,合成的陶瓷颗粒的尺寸增大。当陶瓷的体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%时,陶瓷粒径从160nm增加到1.8μm。b)室温下,随着陶瓷TiB2和TiC体积分数的增加,微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的最大压缩强度,屈服强度和断裂应变均呈现先增大后减小的趋势。当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料陶瓷颗粒体积分数为40 vol.%时,复合材料具备最优异的压缩性能,σUCS、σ0.2和εf分别为1091MPa、776MPa和 13.5%。40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg 复合材料在 473K 和 523K温度下压缩综合性能最好,473K时,σUCs、σ0.2和εf分别为805MPa,547MPa和9.86%,523K时,σUCS、σ0.2和εf分别为471MPa,337MPa和6.26%。c)揭示出室温下随着TiB2/TiC摩尔比从3:1降到1:3时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度和最大压缩强度逐渐降低,断裂应变先增大后减小。当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别为938MPa、1301MPa和3.63%。高温下,TiB2/TiC摩尔比为3:1时复合材料的屈服强度和最大屈服强度最大。473K时,当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料σUCS、σ0.2和εf分别为886MPa,782MPa 和 4.12%,当温度为 523K 时,σUCs、σ0.2 和 εf 分别为 556MPa,450MPa和 2.98%,温度为 573K 时,σUCS、σ0.2和 εf 分别为 436MPa,352MPa 和 2.91%。d)揭示微纳米TiB2与TiC陶瓷颗粒增强铝基复合材料的强化机制:①TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在起到钉扎晶界和阻碍位错和晶界移动的作用,使位错发生缠结形成位错网;②陶瓷颗粒和铝基体之间良好的界面结合能有效的传递载荷。③陶瓷颗粒和铝基体之间较大的热膨胀系数差异,在自然时效过程中会发生热错配应变形成高密度位错从而强化复合材料。3)揭示了不同陶瓷含量微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料常温下磨粒磨损行为和不同TiB2/TiC摩尔比对（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料高温下干摩擦磨损行为的影响规律:a)揭示出不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在外加载荷分别为5N、10N和15N,磨粒粒度分别为13μm、23μm和40μm的磨损工况下,随着复合材料中陶瓷颗粒体积分数的增加,复合材料的耐磨性逐渐提高。其中,在磨粒粒度40μm,外加载荷10N下,60 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的相对耐磨性比 10 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料提高了 1.58倍。陶瓷颗粒增强铝基复合材料耐磨性提高的机制是:陶瓷颗粒的存在使复合材料的硬度提高,增强了复合材料的承载能力,此外TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在,使A1203磨粒发生钝化从而提高了复合材料的耐磨性。b)揭示出在473K温度下,滑动速度0.32m/s和0.47m/s,外加载荷30N和40N时,不同陶瓷含量和TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料滑动磨损的规律:在相同滑动速度和外加载荷作用下,复合材料的摩擦系数随陶瓷颗粒的体积分数的增加呈逐渐递减的趋势。在摩擦速度为0.32m/s,外加载荷为30N时,当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的陶瓷颗粒体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%,复合材料的摩擦系数从0.418减小到0.253,单位体积磨损率从4.52×10-11m3/m减小到3.78×10-11m3/m。当外加载荷和滑动速度一定的情况下,当40 vol.%（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料中的TiB2/TiC摩尔比从1:3增加到3:1时,摩擦系数减小了 0.116,体积磨损率减小了 0.37X 10-11m3/m。c)揭示出微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在高温滑动磨损性能提高的机制主要有:①磨损表面发生的氧化反应形成的氧化膜减小了复合材料中“软相”铝基体和对磨副的接触面积,提高了复合材料的耐磨性;②硬度较大的陶瓷颗粒作为承载相,能够承受较大的外加压力,有效的传递了载荷,抵抗了复合材料的塑性变形;③TiB2与TiC陶瓷颗粒与铝基体良好的界面结合使陶瓷颗粒不易从磨损表面脱落,提高了复合材料的强度和硬度,对复合材料的稳定性起到重要支撑作用;④复合材料表面形成的机械混合层减小了复合材料表面硬度和熔点较低的铝基体和对磨副的之间有效接触面积,以及陶瓷颗粒对机械混合层的支撑作用,提高了复合材料在高温下的耐磨性;⑤陶瓷颗粒对位错的阻碍和钉扎晶界,提高了复合材料室温和高温的强度。
高瑜阳[5]（2019）在《微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能》文中认为与单相单一微米、单一纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料相比,双相微纳米混杂尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料表现出更优异的室温拉伸性能、耐磨损性能和抗疲劳性能。在众多陶瓷颗粒增强相中,内生TiCp和TiB2p具有与α-Al晶格匹配度好,与Al基体界面结合强度高,不与Al基体反应生成有害界面产物等优点。目前,在熔体内反应法和混合盐反应法等内生法制备的双相TiCp-TiB2p增强铝基复合材料中存在易产生反应物的残留,不能有效地调控TiCp-TiB2p尺寸,TiCp-TiB2p尺寸较大（>0.5μm）,且易团聚等不足,不利于TiCp-TiB2p强化效果的充分发挥。因此,探索和研究通过新的内生方法制备微纳米尺度TiCp-TiB2p增强铝基复合材料的制备技术,研究内生微纳米尺度TiCp-TiB2p对铝基复合材料室温、高温性能的影响规律及作用机制,对进一步提高铝基复合材料的室温、高温性能和拓展其工业应用范围具有重要的学术意义和实际应用价值。本文（1）首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术制备了原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了内生高质量分数微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强度、高温强塑性和耐磨粒磨损性能的影响规律及作用机制;（2）首次采用微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si中间合金+搅拌铸造+热挤压技术制备了微量（0.05 wt.%、0.1 wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/AlCu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了微量微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si合金室温和高温拉伸性能、室温疲劳性能和高温蠕变行为的影响规律及作用机制。本文主要创新点如下:1)首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术,成功制备出原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)发现采用Al-Ti-B4C体系原位合成TiCp和TiB2p时,随着生成的TiCp-TiB2p质量分数的增加,纳米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比下降,亚微米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比增加。40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料中的纳米和亚微米尺度TiCp-TiB2p的百分比分别为3.0%和95.6%。ii)揭示出40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度和抗拉强度在本研究中最高,分别为569 MPa和704 MPa,分别比基体合金（327 MPa、466 MPa）提高了242 MPa和238 MPa,但断裂应变（2.9%）比基体合金（11.5%）降低了8.6%。复合材料室温强度提高的机制为:热错配强化、载荷传递强化、Orowan强化和更加细小的θ′析出相强化。iii)揭示出内生微纳米尺度TiCp和TiB2p同时显着提高了Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强度与塑性。在573 K温度下,40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为141 MPa、164 MPa和31.2%,分别比基体合金（88 MPa、95 MPa和25.5%）提高了60.2%、72.6%和22.4%。复合材料高温强塑性提高的机制主要为:（a）微纳米尺度TiCp和TiB2p对α-Al晶界的钉扎和对位错运动的阻碍作用;（b）更加细小的θ′析出相的强化作用。iv)揭示出在不同Al2O3砂纸粒度（40μm、23μm、13μm）和不同外加载荷（5 N、15 N、25 N）下,内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的相对耐磨性比基体合金明显提高,其中40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料在砂纸粒度13?m和外加载荷5 N下的相对耐磨性比基体合金提高了4.17倍。复合材料耐磨粒磨损性能的提高主要归因于:内生微纳米尺度TiCp和TiB2p削弱了磨粒的刺入与犁削。2)首次采用中间合金+搅拌铸造+热挤压技术成功制备出微量（0.05wt.%、0.1wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)揭示出在凝固过程中,微纳米尺度TiCp和TiB2p可以作为α-Al晶粒的有效异质形核核心,从而细化了α-Al晶粒;在热挤压和T6热处理过程中,微量微纳米TiCp-TiB2p促进了α-Al晶粒的再结晶形核,并通过钉扎晶界作用抑制了再结晶晶粒的长大。Al-Cu-Mg-Si基体合金、0.05 wt.%和0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-CuMg-Si复合材料中细小α-Al再结晶晶粒（2.6-5.0μm）的百分比分别为29.1%、44.9%和46.0%;在T6热处理的固溶处理过程中,α-Al晶粒尺寸的减小缩短了Cu、Mg、Si原子向α-Al晶内的扩散距离,促进了Cu、Mg、Si原子在基体中的均匀分布,从而在时效处理时析出了尺寸更小,数量更多,分布更加均匀的θ′和Q′析出相。ii)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时提高了Al-Cu-Mg-Si合金的室温强度与塑性。0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为310 MPa、471 MPa和22.8%,分别比基体合金（278MPa、435 MPa和19.0%）提高了32 MPa、36 MPa和3.8%。复合材料室温强塑性同时提高的机制主要为:细晶强化、θ′、Q′析出相强化和纳米尺度TiCp-TiB2p的Orowan强化。iii)揭示出微量微纳米TiCp-TiB2p的加入明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的抗疲劳性能。0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的疲劳极限强度为125 MPa,比Al-Cu-Mg-Si基体合金的95 MPa提高了31.6%。复合材料室温抗疲劳性能的提高主要归因于:（a）α-Al晶粒细化:一方面使晶粒取向变得更加复杂,抑制了疲劳裂纹源的萌生;另一方面使疲劳裂纹扩展路径更加曲折,从而降低了疲劳裂纹扩展速率。（b）微纳米TiCp-TiB2p和更加细小的θ′和Q′析出相阻碍了裂纹尖端位错的滑移,导致疲劳裂纹扩展速率降低。iv)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的高温强度和塑性。在493 K下,0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为279 MPa、366 MPa和10.6%,分别比基体合金（255 MPa、318 MPa和8.5%）提高了24 MPa、48 MPa和2.1%。v)揭示出微量（0.05wt.%）微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入有效地提高了Al-Cu-MgSi基体合金蠕变发生的表观激活能和门槛应力,进而提高了抗高温蠕变性能。在473 K温度和220 MPa外加应力条件下,0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料发生蠕变断裂的时间（21.4h）比Al-Cu-Mg-Si基体合金发生蠕变断裂的时间（2.5h）延长了18.9h。在473 K温度和140 MPa外加应力条件下,AlCu-Mg-Si基体合金的稳态蠕变速率是0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的7.9倍。vi)揭示出微量微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性和抗高温蠕变性能提高的机制主要为:（a）尺寸更加细小的θ′和Q′析出相的析出强化;（b）分布在晶界处的微纳米尺度TiCp-TiB2p对晶界的钉扎作用;（c）晶内分布的微纳米尺度TiCp-TiB2p对位错运动的阻碍作用。本论文所取得的成果为开发和制备具有高的室温和高温力学性能、室温疲劳性能和高温抗蠕变性能的微纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料提供了新的技术思路、实验依据和理论参考。
刘晓蓉[6]（2019）在《原位（TiC、TiB2）增强铝基复合材料蠕变特性研究》文中研究说明本文采用原位反应Al-Ti-C体系和Al-Ti-B体系制备了原位（TiC、TiB2）增强铝基复合材料,研究了单一 TiC颗粒和TiB2颗粒以及TiC、TiB2协同作用对活塞铝合金微观组织的影响规律,测试了 T6状态不同复合材料的室温及高温拉伸性能和高温蠕变性能,分析了其蠕变机制。由于合金热稳定性对材料的使用寿命有较大的影响,本文还探讨了热暴露对复合材料组织和拉伸及蠕变性能的影响规律。主要的研究结论如下:T6态TiC/Al和TiB2/Al复合材料的α-Al枝晶主干变短,二次枝晶间距减小,晶粒细化。当TiB2和TiC协同作用时,α-Al晶粒细化显着。T6+350℃/100h热暴露后共晶硅粗化,部分变短棒状;初生硅棱角发生钝化;CuNiMnFe相明显长大粗化,部分条状的CuNiMnFe相发生了断裂;析出黑色汉字状的Mg2Si相。单一加入TiB2颗粒时,随着TiB2的含量从Owt.%增大到0.15wt.%,TiB2/Al室温抗拉强度呈现先增大后减小的趋势,在0.1wt.%时达到最高,由340MPa提高到358.02MPa,提高了 5%;单一加入TiC颗粒时,随着TiC的含量从Owt.%增大到0.06wt.%,TiC/Al室温抗拉强度呈现先增大后减小的趋势,在0.03wt.%时达到最高,由340MPa提高到341.6MPa,提高了 0.4%。根据室温力学性能,确定TiB2、TiC颗粒的最佳含量分别为0.1wt.%和0.03wt.%。当最佳含量0.03wt.%TiC、0.1wt.%TiB2协同加入合金后,室温延伸率提高3%。高温与室温拉伸性能呈现相同的规律。T6+350℃/100h热暴露处理后室温与高温拉伸性能下降,其规律与T6态相同。TiB2/Al和TiC/Al复合材料室温拉伸断裂机制为解理断裂。（TiB2+TiC）/A1复合材料室温断裂机制为解理和部分韧窝的混合型断裂。3种复合材料高温拉伸断裂机制为解理和部分韧窝的混合型断裂,断裂形式为脆性断裂。T6+350℃/100h热暴露处理后3种复合材料室温断裂机制为解理和部分韧窝的混合型断裂,断裂形式为脆性断裂;高温断裂机制为解理和微孔聚集的混合断裂机制。0.03wt.%TiC/Al、0.1wt.%TiB2/Al 和（0.lwt.%TiB2+0.03wt.%TiC）/A1 这 3 种复合材料的蠕变速率均随着应力的增加而增大。0.03wt.%TiC/Al和0.1wt.%TiB2/Al复合材料的抗蠕变性能均优于（0.1wt.%TiB2+0.03wt.%TiC）/Al复合材料。当TiB2和TiC协同作用时,α-Al晶粒细化,晶界比表面积增大,晶界滑移显着,材料蠕变抗力下降,晶界滑移对（0.1wt.%TiB2+0.03wt.%TiC）/A1复合材料蠕变变形机制起到主导作用。T6+350℃/100h热暴露处理后蠕变速率较T6态增大一个数量级,蠕变寿命降低,蠕变抗力大幅下降。其中,0.03wt.%TiC/Al 的蠕变性能优于 0.1wt.%TiB2/Al 和（0.1wt.%TiB2+0.03wt.%TiC）/A1复合材料,在应力32MPa下蠕变断裂寿命比基体合金提高7h,蠕变抗力提高。3种材料名义应力指数分别为8.0、7.5和6.8,其蠕变机制为第二相增强机制为主,伴随晶界滑移机制;0.1wt.%TiB2/Al、0.03wt.%TiC/Al 和（0.1wt.%TiB2+0.03wt.%TiC）/Al复合材料的蠕变断裂机制均为微孔聚集型断裂。T6+350℃/100h热暴露后三种复合材料名义应力指数分别为10.3、10.4和11,其蠕变机制为第二相增强机制为主,伴随晶界滑移机制;蠕变断裂机制为微孔聚集型断裂。
冯亦得[7]（2019）在《双连续相梯度TiC/Fe复合材料的制备工艺研究》文中指出本文基于耐磨损材料的应用背景,研究了双连续相TiC/Fe以及双连续相梯度TiC/Fe复合材料的制备工艺,复合材料中双连续的结构关系使陶瓷增强体和金属基体之间相互制约彼此填充,提升了复合材料的性能。实验中以有机海绵为模板使用料浆浸渍-无压烧结工艺制备了均质及梯度TiC多孔陶瓷作为三维网络结构的增强相,通过研究多孔陶瓷的浸渍、烧结等工艺得出实验范围内优化的材料配方和工艺参数。研究表明,均质及梯度TiC多孔陶瓷在微观下呈现连续且完整的三维网络结构,未见其他杂质相;选取不同孔径模板和调整浸渍工艺能实现对多孔陶瓷骨架直径、气孔率、体积密度的控制;以小孔径海绵（PPI值大）为模板制备的多孔陶瓷气孔率较低,体积密度大,抗压强度高,经6次浸渍的40 PPI多孔陶瓷抗压强度最高可达3.49 MPa。采用熔体无压浸渗工艺制备了均质及梯度结构的双连续相TiC/Fe复合材料,研究了复合材料的微观结构与力学性能的联系。实验结果表明,复合材料中TiC陶瓷相与基体金属之间界面结合紧密,无明显缺陷;梯度复合材料中梯度界面两侧陶瓷含量有明显差异,陶瓷骨架在界面处连续过度,金属基体贯穿于陶瓷增强体孔隙中,形成双连续梯度结构。双连续相TiC/Fe复合材料表现出良好的力学性能。以40 PPI模板浸渍5次得到的多孔陶瓷为增强相制备的双连续相TiC/Fe复合材料中,TiC陶瓷增强相的体积分数约为14.4%,抗拉强度最高可达1260MPa,抗压强度1084MPa,抗弯强度635 MPa,维氏硬度4.98 GPa,其性能相比于相同陶瓷含量的颗粒增强TiC/Fe复合材料具有明显的优势。双连续相梯度TiC/Fe复合材料的硬度呈梯度分布,含有小孔径陶瓷增强相一侧复合材料的维氏硬度明显高于大孔径增强相一侧。梯度复合材料的层间剪切强度随梯度多孔陶瓷上层孔径减小而增大,其中35 PPI-40 PPI梯度复合材料的层间剪切强度为346 MPa。双连续相TiC/Fe复合材料的摩擦磨损实验结果表明,复合材料的摩擦系数随着TiC体积含量升高而减小,其中35 PPI TiC/Fe复合材料的摩擦系数为0.52,且在不同载荷下复合材料的摩擦系数变化较小,均在0.51-0.56范围内,表现出良好的耐磨性和稳定的摩擦系数;35 PPI复合材料的磨损率和磨损深度最小,分别为0.15 ×10-9 mm3/N·m和2.96μM。
田伟思[8]（2018）在《不同尺度TiCp增强Al-Cu基复合材料的室温、高温力学行为》文中研究指明颗粒增强铝基复合材料因具有高比强度、高比模量、低密度、优异的耐磨性和较低的制造成本等优点,在汽车、航空航天等领域有着广阔的应用前景。颗粒的尺寸对铝基复合材料的性能有显着的影响。微米颗粒可以提高基体的强度和耐磨性,但通常会降低基体的塑性。纳米颗粒具有优于微米颗粒的强化效果,并且可以同时提高基体的强度和塑性,但是颗粒含量较高时易发生团聚,从而限制了纳米颗粒增强铝基复合材料强塑性的提高。如果将微米颗粒和纳米颗粒同时加入到基体中,有望同时发挥不同尺寸颗粒的优势,进一步提高复合材料的力学性能。根据颗粒增强体来源不同,颗粒可以分为外加颗粒和内生颗粒。与外加颗粒相比,内生颗粒具有表面无污染,与基体界面结合强度高,在基体中分散相对均匀等特点。然而,目前关于不同尺度（微米、纳米、微米+纳米）内生颗粒增强铸造铝基复合材料的力学性能及强化机制的研究较少。特别是关于微米+纳米双尺寸内生颗粒对铸造铝合金高温拉伸性能和蠕变行为的影响规律和作用机制研究更少。因此,研究不同尺度（微米、纳米、微米+纳米）内生颗粒对铸造铝合金的室温、高温力学行为的影响规律和作用机制,将为进一步提高颗粒增强铸造铝基复合材料的室温、高温力学性能和拓展其应用范围提供理论与技术支撑。本文以Al-Ti-C/CNTs体系自蔓延高温合成反应制备的内生微米TiCp-Al和内生纳米TiCp-Al两种铝基复合材料作为中间合金,成功地铸造出单一尺寸（微米或纳米）以及双尺寸（微米+纳米）TiCp/Al-Cu复合材料。研究了不同尺度（微米、纳米、微米+纳米）内生TiCp对铸造Al-Cu合金的室温、高温拉伸性能和蠕变行为的影响规律及作用机制。揭示出不同尺度（微米、纳米、微米+纳米）TiCp/Al-Cu复合材料室温、高温强化机制和抗高温蠕变性能提高的机制。具体结论如下:1)揭示出微米、纳米单一尺寸和微米+纳米双尺寸TiCp的加入使Al-Cu合金中的α-Al晶粒和θ′析出相的尺寸均得到明显细化。TiCp可以作为α-Al结晶过程中的有效异质形核核心,细化α-Al晶粒。在T6热处理的固溶过程中,α-Al晶粒尺寸越小,在晶界处的Al2Cu相分解后的Cu原子向α-Al晶内的扩散距离越短,Cu原子在晶内分布越均匀。在时效时可以析出尺寸更小、数量更多、分布更均匀的θ′析出相。不同尺度TiCp对α-Al晶粒和θ′析出相细化效果由高到低的顺序为:微米+纳米双尺寸TiCp→单一纳米TiCp→单一微米TiCp。2)揭示出微米+纳米双尺寸和纳米、微米单一尺寸TiCp的加入使Al-Cu合金的室温、高温（453 K和493 K）强塑性显着提高。不同尺度TiCp对Al-Cu合金室温、高温强塑性的提升效果由高到低顺序为:微米+纳米双尺寸TiCp→单一纳米TiCp→单一微米TiCp。M-1.0+N-0.3 TiCp/Al-Cu复合材料具有较高的强度和最高的断裂应变。在室温下,其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为363 MPa、541 MPa和17.5%,分别比Al-Cu基体合金（307 MPa、472 MPa、7.5%）提高56 MPa、69 MPa和10.0%。在493 K温度下,其屈服强度、抗拉强度、断裂应变分别为261 MPa、314 MPa、17.0%,分别比N-0.3 TiCp/Al-Cu和M-1.0 TiCp/Al-Cu复合材料提高27 MPa、31 MPa、5.1%和34MPa、35 MPa、6.4%;比Al-Cu基体合金（210 MPa、241 MPa、6.2%）提高51 MPa、73 MPa、10.8%。3)揭示出微米TiCp/Al-Cu复合材料在室温下的主要强化机制是细晶强化、析出强化和微米TiCp的载荷传递强化;纳米TiCp/Al-Cu复合材料的主要强化机制是细晶强化、析出强化和纳米TiCp的Orowan强化。微米+纳米双尺寸TiCp/Al-Cu复合材料的强化机制是细晶强化、析出强化、纳米TiCp的Orowan强化和微米TiCp的载荷传递强化。4)揭示出在高温拉伸后,复合材料和Al-Cu基体合金中的θ′析出相平均直径由小到大的顺序为:M-1.0+N-0.3 TiCp/Al-Cu→N-0.3 TiCp/Al-Cu→M-1.0 TiCp/Al-Cu→Al-Cu基体合金。微米、纳米、微米+纳米双尺寸TiCp/Al-Cu复合材料在高温下的主要强化机制分别为:微米TiCp/Al-Cu复合材料为θ′析出相强化和微米TiCp的载荷传递强化及钉扎晶界强化;纳米TiCp/Al-Cu复合材料为纳米TiCp强化和θ′析出相强化;微米+纳米双尺寸TiCp/Al-Cu复合材料为纳米TiCp强化、θ′析出相强化、微米TiCp的载荷传递强化和钉扎晶界强化。5)揭示出在453 K和493 K温度下应变速率由1×10-4 s-1升高到1×10-2 s-1,Al-Cu基体合金和TiCp/Al-Cu复合材料的屈服强度、抗拉强度和断裂应变逐渐升高。在相同温度和应变速率下,复合材料的强度和塑性均显着高于Al-Cu基体合金。Al-Cu基体合金和复合材料在高温拉伸时的应变速率越低,高温停留时间越长,θ′析出相粗化越显着。但在相同温度和应变速率下,复合材料中的θ′析出相尺寸小于Al-Cu基体合金。6)揭示出在453-493 K温度和120-200 MPa外加应力作用下,Al-Cu基体合金和复合材料的蠕变门槛应力由大到小的顺序为:M-1.0+N-0.3 TiCp/Al-Cu→N-0.3 TiCp/Al-Cu→M-1.0 TiCp/Al-Cu→Al-Cu基体合金。M-1.0+N-0.3 TiCp/Al-Cu复合材料具有最低的稳态蠕变速率,分别是Al-Cu基体合金的1/38至1/10,M-1.0 TiCp/Al-Cu复合材料的1/6至1/4和N-0.3 TiCp/Al-Cu复合材料的1/4至1/3。因此,与单一尺寸TiCp/Al-Cu复合材料相比,微米+纳米双尺寸TiCp/Al-Cu复合材料具有更好的抗蠕变性能。7)揭示出Al-Cu基体合金和不同尺度TiCp/Al-Cu复合材料的蠕变机制均为位错攀移机制。纳米Ti Cp/Al-Cu复合材料的抗蠕变性能高于Al-Cu基体合金的机制为:纳米TiCp强化和θ′析出相强化。微米+纳米双尺寸TiCp/Al-Cu复合材料的抗蠕变性能优于微米、纳米单一尺寸TiCp/Al-Cu复合材料的机制为:更加细小的θ′析出相的析出强化、纳米TiCp强化和微米TiCp的钉扎晶界强化以及载荷传递强化。本论文通过对比不同尺度（微米、纳米、微米+纳米）TiCp/Al-Cu复合材料的室温、高温力学行为,揭示出微米+纳米双尺寸颗粒增强体与微米、纳米单一尺寸颗粒增强体相比具有更好的强化效果,可以进一步提高复合材料的室温、高温强塑性和抗蠕变性能。为开发出具有优异室温、高温力学性能的颗粒增强铸造铝基复合材料提供了实验依据、技术和理论参考。
王磊[9]（2017）在《内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织与室温高温性能》文中研究说明研究指出微米颗粒能够提高铝基复合材料的强度和弹性模量,但会降低其塑性和韧性,而纳米颗粒可以增强铝基复合材料的室温强度而不降低塑性,并显着提高其高温力学性能等,因此纳米颗粒增强铝基复合材料已逐渐成为发展高性能,轻量化先进结构材料的首选。根据纳米颗粒加入方式不同,纳米颗粒增强铝基复合材料的制备方法分为内生法和外加法。外加法制备的复合材料具有颗粒表面易污染,且分散不均匀等缺点,难以达到预期增强效果。而内生法制备的纳米颗粒尺寸细小、表面无污染物、颗粒与基体界面结合好且分散相对均匀。其中,燃烧合成法因具有设备工艺简单、产物纯净、合成速度快等突出优点而备受关注。但该方法存在制备复合材料致密度低、难于合成尺寸小于100 nm的颗粒、合成纳米颗粒不易分散等一系列亟待解决的关键科学与技术难题,同时关于该方法制备的复合材料组织和力学性能的研究较少且不够深入。因此,需要进一步探索和揭示燃烧合成法制备纳米颗粒增强铝基复合材料的工艺、组织和室温高温力学性能及其强化机制。本论文针对上述存在问题,采用Al-Ti-C（碳源:碳纳米管（CNTs）、石墨（graphite）、碳黑（C-black））体系燃烧合成+真空热压+热挤压成型的一体化技术,制备纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料的最佳工艺。揭示出最佳碳源为CNTs,成功制备出致密的性能优异的纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料。研究了纳米TiCp体积分数、颗粒分散行为、界面结合等因素对内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料组织、室温高温力学性能、抗高温蠕变和抗干摩擦磨损性能的影响规律和作用机制,揭示出内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料室温高温的强化机制、抗高温蠕变机制和抗干摩擦磨损机制。本文主要研究结果如下:1)首次采用Al-Ti-CNTs体系燃烧合成+真空热压+热挤压一体化技术,成功制备出组织致密的纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料。i)揭示出CNTs与石墨、炭黑相比,具有最小的尺寸和最大的比表面积,增加了碳源与反应物的接触面积,同时CNTs在反应过程中溶解扩散速度最快,碳原子供应充足,反应时间最短,从而制备的TiCp颗粒尺寸最小且形貌为近球形。ii)揭示出CNTs球磨预处理2 h对促进纳米TiCp分散、促进反应完全和减少有害中间产物相的机制为:球磨剪短处理后CNTs获得更大的比表面积和更小的尺寸,增大了CNTs与Al-Ti二元液相的接触面积,促进了CNTs的溶解,使反应析出纳米TiCp的几率增多,提高了合成的纳米TiCp在基体中的分散,同时促进了反应的进行,燃烧合成反应更彻底,减少了Al3Ti中间相。iii)发现采用球磨2 h后的CNTs制备的9 vol.%纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料具有最高的屈服强度、抗拉强度、断裂应变,分别为404 MPa、601 MPa和8.1%,比采用未处理CNTs制备的9 vol.%纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料分别提高了66MPa、82 MPa和0.4%;相对于基体合金的屈服强度和抗拉强度（269 MPa和441MPa）分别提高135 MPa和160 MPa,但断裂应变（19.8%）降低。iv)揭示出纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料室温强化机制:相对均匀分散的纳米TiCp阻碍位错运动、纳米TiCp与α-Al基体良好的界面结合以及Al3Ti脆性相含量的大幅降低。2)提出了内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料制备的最佳工艺:a)CNTs球磨预处理工艺:球磨速度300 r/min、时间2 h;b)球磨预分散Al、Ti、CNTs复合粉体工艺:球磨速度50 r/min、球磨时间48 h;c)复合粉体的冷压工艺:冷压成尺寸为?45 mm×35 mm的圆柱形预制坯体,施加压力20-30 MPa;d)燃烧合成+热压工艺:加热温度到900℃,燃烧合成反应开始后,施加压力;e)热挤压成型工艺:挤压温度为500℃、挤压比16:1-19:1;f)T4热处理工艺:固溶温度510 oC、时间1 h、自然时效96 h。3)揭示出内生纳米TiCp对Al-Cu-Mg复合材料再结晶组织的影响规律、提高高温强塑性和抗蠕变性能的机制。i)发现纳米TiCp能够钉扎亚晶界,稳定亚结构以及阻碍再结晶晶粒长大,形成由亚结构区域、变形区域和完全再结晶的等轴晶粒区域组成的不完全再结晶组织,而基体合金为完全再结晶的等轴晶粒（18.8μm）组织。基体合金和5 vol.%、7vol.%、9 vol.%纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料再结晶区域面积百分比分别约为96%、81%、69%、44%。ii)揭示出内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料高温强塑性同时提高,其中在573 K温度下,9 vol.%纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度、抗拉强度、断裂应变分别为139 MPa、157 MPa、17.2%,比基体合金分别提高29.9%、26.6%、73.7%。iii)发现在相同条件下,9 vol.%内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料抗高温蠕变性能是基体合金的4-15倍,其中在493 K、40 MPa下,复合材料抗高温蠕变性能是基体合金的15倍。揭示出复合材料的表观应力指数和表观激活能均高于基体合金,它们的蠕变变形均是受高温位错攀移机制所控制。iv)揭示出内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料高温强化机制为:（a）纳米TiCp阻碍位错滑移或攀移;（b）纳米TiCp钉扎晶界扩散迁移,从而强化晶界（包括大角度晶界和小角度晶界）;（c）纳米TiCp钉扎亚晶界,稳定亚结构以及阻碍再结晶形核和再结晶晶粒的长大,获得数量多且尺寸细小的θ′和S′析出相,更有效地阻碍位错运动。4)发现内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料比Al-Cu-Mg基体合金具有更优异的室温和高温耐磨损性能:i)揭示出在滑动速度0.63 m/s-1.26 m/s和载荷20 N-50 N范围内时,与基体合金相比,复合材料的室温耐磨性提高了40%-110%,其中在滑动速度0.94 m/s,载荷40 N下,15 vol.%纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料的耐磨损性能相对于基体合金提高了110%。发现随着滑动速度、载荷的增加,复合材料和基体合金的耐磨性均降低,但复合材料降低的程度远小于基体合金,主要原因是复合材料表面形成了纳米TiCp与Al2O3混合耐磨层。ii)揭示出在载荷20 N、滑动速度0.63 m/s和温度为433 K-493 K范围内时,复合材料的高温耐磨性比基体合金提高了70%-530%,其中在493 K下,20 vol.%纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料的耐磨性比基体合金提高了530%。发现随着温度增加,复合材料和基体合金的耐磨性均降低,但复合材料降低的程度远小于基体合金。20 vol.%纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料在433 K-493 K温度范围内的耐磨损性能几乎不变。原因是温度提高在复合材料表面形成了更加致密的纳米TiCp与Al2O3混合耐磨层。上述结果表明,复合材料在高温下耐磨性提高的程度显着高于其在室温提高的程度。iii)揭示纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料室温和高温耐磨损性能提高机制:（a）纳米TiCp钉扎位错和有效阻碍位错的运动,抵抗材料的塑性变形;（b）有效的传递载荷,阻碍摩擦副之间的粘着磨损;（c）纳米TiCp钉扎晶界,提高复合材料室温和高温强度、硬度,同时减少晶界微裂纹,降低层状剥落;（d）在复合材料表面形成了致密的纳米TiCp与Al2O3混合耐磨层。本论文所取得的成果为开发高强韧、高抗蠕变、高耐磨的纳米颗粒增强铝基复合材料及其制备方法提供了新的技术途径和实验依据与理论参考。
刘景苑[10]（2014）在《内生高体积分数TiCx/TiCx-TiB2增强2014铝基复合材料的组织与性能》文中研究指明近年来，随着航天航空、汽车、电子等领域的高速发展，我们对材料的要求也逐渐提到了一个新的高度。具有优异综合性能的金属基复合材料作为一种新型先进材料已经脱颖而出，并逐步得到了人们的认可，各领域对金属基复合材料的需求量也在不断的扩大。这其中，铝基、镁基等轻质复合材料起到了中流砥柱的作用。用铝作为基体可以使复合材料具有金属的可塑性和强韧性，同时使用陶瓷颗粒作为增强相又可以使得复合材料强度、刚度以及耐磨性得到极大的提高。作为一种新型结构、工程材料，陶瓷颗粒增强铝基复合材料因具有原材料资源丰富的特点而极大地降低了材料的生产成本。高体积分数的陶瓷颗粒增强铝基复合材料具有更高的压缩强度、硬度、耐磨性以及较低的热膨胀系数而适用于许多领域的应用需求。然而，随着陶瓷颗粒增强相体积分数的增加，复合材料中容易出现团聚、裂纹和孔洞等缺陷，降低材料的性能，因此对于高体积分数陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究大多集中于制备工艺上，而对于性能方面的研究很少。目前，制备陶瓷颗粒增强铝基复合材料的方法主要分为传统铸造法和原位内生法。并且原位内生法作为一种新型的制备方法具备了传统外加法所不具备的独特优势：增强体表面比较干净，改善了与铝基体之间的界面润湿性，提高了界面的结合强度；增强体分布比较均匀，不容出现团聚；不再对颗粒增强体进行预处理，简化制备工艺；反应生成的颗粒尺寸比较细小。因此研究利用原位内生法制备高体积分数陶瓷颗粒增强铝基复合材料及其力学性能具有重要的意义。本文用燃烧合成加热压的技术并以2014Al-Ti-C和2014Al-Ti-B4C两种体系为反应体系分别制备了TiCx/2014Al和（TiCx-TiB2）/2014Al两种复合材料，讨论了陶瓷含量对复合材料的陶瓷颗粒尺寸、显微组织结构、压缩性能和磨损性能的影响及机制，并改变了C/Ti摩尔比以及TiCx/TiB2摩尔比，研究了不同C/Ti和TiCx/TiB2摩尔比下50vol.%TiCx/2014Al和50vol.%（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料中陶瓷颗粒尺寸、形貌以及压缩性能、磨损性能的变化规律，并解释其机制。本论文主要有以下结论：（1）揭示出在TiCx/2014Al复合材料中随着TiCx含量的增加，其屈服强度、最大压缩强度和断裂应变具有先增大后减小的规律。随着陶瓷含量的增加，原位反应过程中的放热量增加，增大了复合材料中TiCx颗粒尺寸。陶瓷含量的增加有效地提高了复合材料的压缩强度强度；但陶瓷含量的增加导致反应体系中发气量变大从而降低复合材料的致密性，因此，在TiCx颗粒含量为50vol.%时具有最优压缩性能，其屈服强度、最大拉伸强度和断裂应变分别达到889MPa、1172MPa和7.54%。40vol.%和50vol.%TiCx/2014Al复合材料的致密性较高，体积磨损率较低，耐磨性较优。（2）揭示出不同C/Ti摩尔比（0.6、0.7、0.8、0.9和1.0）对50vol.%TiCx/2014Al复合材料的压缩性能以及磨损性能的影响规律。随着C/Ti摩尔比的增加，原位合成的TiCx陶瓷颗粒的形状从切角八面体向球形或者近球形转变，TiCx/2014Al复合材料的屈服强度、最大压缩强度和弹性模量先升高后降低，断裂应变量降低。C/Ti摩尔比降低，TiCx的x值变小，TiCx颗粒表现出来的金属性增强，改善了其与Al基体之间的界面结合；但C/Ti摩尔比的降低导致复合材料中产生大量Al3Ti脆性相，而且八面体TiCx陶瓷颗粒表面棱角处容易出现应力集中，导致裂纹萌生，降低材料压缩性能。优化出50vol.%TiCx/2014Al复合材料在C/Ti=0.8时具有最优压缩性能，其屈服强度、最大压缩强度、断裂应变和弹性模量分别达到了1094MPa、1454MPa、6.13%和211.65Gpa，同时其显微硬度最高（326.6HV），体积磨损率最低，耐磨性最优。（3）揭示出在（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料中随着TiCx和TiB2含量的增加，其屈服强度和断裂压缩强度增加，断裂应变量降低的规律。60vol.%（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料具有最高的屈服强度和断裂压缩强度，但其断裂应变最低；40vol.%（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料具有最大的断裂应变，但其屈服强度和断裂压缩强度最低。因此，50vol.%（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料具有最优压缩性能，其屈服强度、断裂压缩强度和断裂应变分别为950MPa、1137Mpa和5.83%。（4）揭示出不同TiCx/TiB2摩尔比（1/3、1/2、1/1、2/1和3/1）对50vol.%（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料压缩性能和磨损性能的影响规律。随着TiCx/TiB2摩尔比的增大，（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料的屈服强度和最大压缩强度降低，断裂应变先升高后降低。因为TiB2陶瓷颗粒的增强效果强于C缺位TiCx陶瓷颗粒，所以TiCx/TiB2摩尔比的减小会提高（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料的压缩强度。棱柱状的TiB2陶瓷颗粒表面棱角处容易产生应力集中而导致裂纹的萌生，过多的TiB2陶瓷颗粒增强相会降低复合材料的压缩断裂应变量，因此TiCx/TiB2摩尔比的减小降低了复合材料应变量。优化出当TiCx/TiB2=1/2时，50vol.%（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料具有最优压缩性能，其屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别达到815MPa、1085MPa和6.91%。C缺位TiCx陶瓷硬度低于TiB2陶瓷，随着TiCx/TiB2摩尔比的增加，复合材料的显微硬度降低，体积磨损率增大，耐磨性变差。（5）50vol.%TiCx/2014Al复合材料的屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别为889MPa，1172MPa和7.54%；50vol.%（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料的屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别为950MPa、1137MPa和5.83%。（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料中TiCx和TiB2颗粒的平均尺寸小于TiCx/2014Al复合材料中的TiCx颗粒尺寸，导致前者的屈服强度高于后者。因为棱柱状的TiB2陶瓷颗粒容易导致应力集中而产生裂纹，所以TiCx/2014Al复合材料的断裂应变高于（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料。C缺位TiCx陶瓷显微硬度低于TiB2陶瓷，（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料的显微硬度高于TiCx/2014Al复合材料，因此（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料具有更优耐磨性。材料选择推荐：a)当要求材料具有较高屈服强度和耐磨性时可以优先选择（TiCx-TiB2）/2014Al复合材料；b)当要求材料具有较高的断裂应变时可以优先选择TiCx/2014Al复合材料。
二、TiC颗粒增强2618复合材料的研究（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、TiC颗粒增强2618复合材料的研究（论文提纲范文）
（1）TiC颗粒对Al-Cu-Mg合金组织性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铝合金 |
| 1.2 铝基复合材料 |
| 1.2.1 复合材料的现状 |
| 1.2.2 陶瓷颗粒(TiC)增强铝基复合材料研究现状 |
| 1.3 铝基复合材料变形工艺 |
| 1.3.1 轧制变形 |
| 1.3.2 挤压变形 |
| 1.4 铝基复合材料腐蚀性能研究 |
| 1.5 铝基复合材料蠕变和摩擦磨损性能研究 |
| 1.5.1 蠕变性能研究 |
| 1.5.2 摩擦磨损性能研究 |
| 1.6 选题意义及研究内容 |
| 1.6.1 选题意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 制备方法 |
| 2.3.1 合金熔炼 |
| 2.3.2 热处理加工 |
| 2.3.3 轧制变形加工 |
| 2.4 微观组织分析 |
| 2.4.1 金相组织分析(OM) |
| 2.4.2 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.4.3 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.4.4 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.5 材料力学性能测试 |
| 2.5.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.5.2 高温拉伸性能测试 |
| 2.5.3 硬度测试 |
| 2.6 材料摩擦磨损性能测试 |
| 2.7 材料高温蠕变性能测试 |
| 2.8 材料腐蚀性能测试 |
| 2.8.1 晶间腐蚀 |
| 2.8.2 电化学腐蚀 |
| 2.8.3 慢应变速率应力腐蚀 |
| 第三章 纳米TiC颗粒含量对TiC/2618复合材料组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纳米TiC颗粒对铸态2618铝合金组织和力学性能影响 |
| 3.2.1 纳米TiC颗粒对铸态2618铝合金组织的影响 |
| 3.2.2 纳米TiC颗粒对铸态2618铝合金力学性能的影响 |
| 3.3 纳米TiC颗粒对变形态2618铝合金组织和力学性能影响 |
| 3.3.1 纳米TiC颗粒对变形态2618铝合金组织的影响 |
| 3.3.2 纳米TiC颗粒对变形态2618铝合金力学性能的影响 |
| 3.4 纳米TiC颗粒对热处理态2618铝合金组织和力学性能影响 |
| 3.4.1 纳米TiC颗粒对热处理态2618铝合金组织的影响 |
| 3.4.2 纳米TiC颗粒对热处理态2618铝合金力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 纳米TiC颗粒对TiC/2618复合材料摩擦磨损和高温蠕变性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 2618、TiC/2618复合材料摩擦磨损性能 |
| 4.2.1 不同TiC含量及载荷对材料磨损性能的影响 |
| 4.2.2 不同TiC含量及转速对材料磨损性能的影响 |
| 4.3 2618、TiC/2618复合材料高温蠕变性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 纳米TiC颗粒对TiC/2618复合材料耐腐蚀性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 晶间腐蚀 |
| 5.3 电化学腐蚀 |
| 5.3.1 极化曲线分析 |
| 5.3.2 阻抗谱分析 |
| 5.4 慢应变速率应力腐蚀 |
| 5.4.1 断口分析 |
| 5.4.2 声发射分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 主要研究内容和取得进展 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（2）铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铝及铝合金表面改性技术 |
| 1.2.1 阳极氧化 |
| 1.2.2 电镀、化学镀 |
| 1.2.3 热喷涂 |
| 1.2.4 微弧氧化 |
| 1.2.5 激光表面改性 |
| 1.3 铝合金表面激光合金化技术的研究进展 |
| 1.3.1 激光合金化工艺 |
| 1.3.2 涂层材料设计原则 |
| 1.3.3 合金化层材料体系 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层材料 |
| 2.2 激光合金化试验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 预置涂层制备 |
| 2.2.3 激光合金化 |
| 2.3 材料表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相试样制备 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子探针分析 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 磨损试验 |
| 2.3.8 三维磨损形貌分析 |
| 第3章 Fe-Al合金化层的微观组织和耐磨性能 |
| 3.1 涂层材料设计 |
| 3.2 激光合金化Fe-Al涂层的组织与性能 |
| 3.2.1 合金化层的物相组成 |
| 3.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 3.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.3 激光合金化JG-3 Fe基合金涂层的组织与性能 |
| 3.3.1 试验设计及初步分析 |
| 3.3.2 合金化层的物相分析 |
| 3.3.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.3.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 激光合金化Fe基合金-B_4C-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 4.1 B_4C添加量对合金化层的影响 |
| 4.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 4.1.2 合金化层的物相组成 |
| 4.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 4.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 4.2.1 正交试验设计 |
| 4.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 4.2.3 合金化层的物相组成 |
| 4.2.4 合金化层的微观组织结构 |
| 4.2.5 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.3 合金化层中TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.3.1 TiB_2/TiC复合组织的TEM分析 |
| 4.3.2 TiB_2/TiC界面错配度计算 |
| 4.3.3 TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 激光合金化Fe基合金-BN-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 5.1 BN添加量对合金化层的影响 |
| 5.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 5.1.2 合金化层的物相组成 |
| 5.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 5.2.1 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 5.2.2 合金化层的物相组成 |
| 5.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.3 合金化层中TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.3.1 TiN/AlN复合组织的TEM分析 |
| 5.3.2 TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 本文的主要创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果和获奖情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（3）重熔稀释MAX/Cu中间体制备铝铜基复合材料组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.1.1 颗粒增强铝基复合材料的分类及应用 |
| 1.1.2 颗粒增强Al-Cu基复合材料 |
| 1.1.3 TiC增强Al-Cu基复合材料 |
| 1.1.4 颗粒增强铝基复合材料的制备工艺 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料强化机制 |
| 1.3 非计量比TiC_x增强金属基复合材料 |
| 1.3.1 非计量比TiC_x相的结构和性质 |
| 1.3.2 TiC_x增强金属基复合材料 |
| 1.3.3 TiCx/金属基复合材料面临的主要问题 |
| 1.4 MAX相与TiC_x/金属基复合材料 |
| 1.4.1 MAX相的结构和性质 |
| 1.4.2 MAX相控制分解制备TiC_x/金属基复合材料 |
| 1.5 研究内容与意义 |
| 第二章 试验方案及研究方法 |
| 2.1 试验原料与设备 |
| 2.2 工艺路线 |
| 2.3 试验方案 |
| 2.3.1 TiC_x/Cu中间体的成设计及制备方法 |
| 2.3.2 TiC_x/Al-Cu基复合材料的成分设计及制备方法 |
| 2.4 复合材料及合金组织与性能表征 |
| 第三章 MAX/Cu原位反应制备TiC_x/Cu(Al)中间体材料 |
| 3.1 烧结温度对MAX/Cu中间体原位反应的影响 |
| 3.2 烧结时间对MAX/Cu中间体原位反应的影响 |
| 3.3 MAX/Cu比例对MAX/Cu中间体原位反应的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 TiC_x/Cu(Al)中间体重熔稀释制备Al-Cu基复合材料 |
| 4.1 TiCx/Al-10Cu基复合材料组织及性能研究 |
| 4.1.1 TiC_x/Al-10Cu基复合材料组织分析 |
| 4.1.2 TiC_x/Al-10Cu基复合材料性能评价 |
| 4.2 TiC_x/Al-4.5Cu基复合材料组织及性能研究 |
| 4.2.1 TiC_x/Al-4.5Cu基复合材料组织分析 |
| 4.2.2 TiC_x/Al-4.5Cu基复合材料性能评价 |
| 4.2.3 TiC_x/Al-4.5Cu基复合材料等温压缩试验 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 微量硼元素对TiC_x/Al-10Cu基复合材料组织及性能的影响 |
| 5.1 烧结工艺对MAX/Cu-B原位反应的影响 |
| 5.1.1 烧结温度对MAX/Cu-B原位反应的影响 |
| 5.1.2 成分比例对MAX/Cu-B原位反应的影响 |
| 5.2 硼元素对TiCx/Al-10Cu基复合材料组织及性能研究 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间的研究成果 |
（4）内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.1 交通领域轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.2 航天航空轻量化材料的研究进展 |
| 1.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的发展现状 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3.2.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在汽车领域应用 |
| 1.3.2.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航天航空领域应用 |
| 1.3.2.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航空探测器领域应用 |
| 1.3.2.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在其他领域应用 |
| 1.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料增强相的种类 |
| 1.3.3.1 单相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.2 双相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的外加法制备工艺 |
| 1.3.3.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的原位合成制备工艺 |
| 1.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料磨损性能的研究 |
| 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 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备及处理工艺 |
| 2.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备 |
| 2.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜及能谱分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩和高温压缩性能 |
| 2.4.3 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.4 高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 内生微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织和性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制和微观组织分析 |
| 3.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制 |
| 3.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.3 原位内生(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的压缩性能 |
| 3.3.1 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温压缩性能 |
| 3.3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能 |
| 3.3.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的强化机制 |
| 3.4 TiB_2/TiC摩尔比对微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织及压缩性能的影响 |
| 3.4.1 不同TiB_2/TiC摩尔比微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.4.2 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的常温压缩性能分析 |
| 3.4.3 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 内生微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温磨粒磨损性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损的研究 |
| 4.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同陶瓷含量的(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温磨损的研究 |
| 5.3 不同TiB_2/TiC摩尔比(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损的研究 |
| 5.4 不同体积分数及不同配比微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料在高温下干滑动摩擦磨损机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.1.1 固态法 |
| 1.2.1.2 液态法 |
| 1.2.2 微米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.2.1 颗粒表面改性 |
| 1.2.2.2 铝基体合金的合金化 |
| 1.2.2.3 制备工艺的改进与优化 |
| 1.2.3 纳米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.3.1 原位内生法 |
| 1.2.3.2 外加法 |
| 1.2.3.3 中间合金法 |
| 1.2.4 微纳米尺度颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5 双相颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5.1 双相微米尺度增强相 |
| 1.2.5.2 双相纳米尺度增强相 |
| 1.2.5.3 双相微纳米尺度增强相 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料室温、高温性能的研究 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料室温抗疲劳性能的研究 |
| 1.3.1.1 颗粒增强铝基复合材料的疲劳断裂机理 |
| 1.3.1.2 颗粒增强铝基复合材料的疲劳性能 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的高温拉伸性能 |
| 1.3.3 颗粒增强铝基复合材料的抗高温蠕变性能 |
| 1.3.3.1 蠕变机制 |
| 1.3.3.2 颗粒增强铝基复合材料的抗蠕变性能 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.1.2 制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.2 实验用复合材料的制备 |
| 2.2.1 燃烧合成+热压+热挤压法制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.1.1 粉末冶金法制备Al-Cu-Mg-Si基体合金 |
| 2.2.1.2 燃烧合成+热压制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料 |
| 2.2.1.3 内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料的热挤压二次加工 |
| 2.2.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.2.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金的制备 |
| 2.2.2.2 内生微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si中间合金的制备 |
| 2.2.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的制备 |
| 2.2.2.4 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的热挤压二次加工 |
| 2.2.3 基体合金和复合材料的热处理 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温和高温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 蠕变性能测试 |
| 2.4.4 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.5 疲劳性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 燃烧合成+热压+热挤压法制备原位内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备、组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备与组织 |
| 3.2.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备 |
| 3.2.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料热压烧结态组织 |
| 3.2.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料挤压态组织 |
| 3.3 燃烧合成+热压+热挤压制备的内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能 |
| 3.3.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能 |
| 3.3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能 |
| 3.3.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料磨粒磨损行为 |
| 3.4 内生双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相TiC_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能对比 |
| 3.4.1 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织 |
| 3.4.2 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 3.4.3 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的磨粒磨损行为 |
| 3.5 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制和耐磨性改善机制 |
| 3.5.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强化机制 |
| 3.5.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强化机制 |
| 3.5.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料耐磨性改善的机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织和室温性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺与组织 |
| 4.2.1 中间合金+搅拌铸造制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺 |
| 4.2.2 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金组织的影响规律 |
| 4.2.3 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金 θ′和Q′析出相的影响规律 |
| 4.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温性能与强化机制 |
| 4.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温疲劳性能 |
| 4.3.2.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的S-N曲线 |
| 4.3.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料疲劳断口形貌分析 |
| 4.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制 |
| 4.3.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能提高的机制 |
| 4.3.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗疲劳性能提高的机制探讨 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温拉伸性能 |
| 5.2.1 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 5.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料析出相的高温稳定性 |
| 5.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性提高的机制 |
| 5.3 微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温蠕变行为 |
| 5.3.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的抗蠕变性能 |
| 5.3.2 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的蠕变机制 |
| 5.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）原位（TiC、TiB2）增强铝基复合材料蠕变特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Si活塞合金 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.3.2 国内外研究现状 |
| 1.4 热暴露 |
| 1.5 蠕变性能研究 |
| 1.5.1 蠕变行为 |
| 1.5.2 蠕变变形和断裂机理 |
| 1.5.3 复合材料蠕变机制 |
| 1.6 本文研究的意义与内容 |
| 1.6.1 研究的目的与意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 2 试验方法 |
| 2.1 试验用原材料及设备 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 反应体系 |
| 2.1.3 试验设备 |
| 2.2 复合材料制备 |
| 2.2.1 制备工艺方法 |
| 2.2.2 原位(TiC、TiB_2)/Al复合材料的制备过程 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.3 技术路线 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 拉伸试验 |
| 2.4.2 高温蠕变试验 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 2.5.1 OM分析 |
| 2.5.2 SEM和 EDS分析 |
| 3 原位(TiC、TiB_2)/Al复合材料的显微组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 T6 态复合材料的显微组织及拉伸性能 |
| 3.2.1 Al-Si活塞合金的微观组织 |
| 3.2.2 原位TiB_2/Al和 TiC/Al复合材料的微观组织及拉伸性能 |
| 3.2.3 原位(TiB_2+TiC)/Al复合材料的微观组织及拉伸性能 |
| 3.2.4 拉伸断口分析 |
| 3.3 热暴露态复合材料的显微组织及拉伸性能 |
| 3.3.1 热暴露态复合材料的显微组织 |
| 3.3.2 热暴露态复合材料的拉伸性能 |
| 3.3.3 拉伸断口分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 原位(TiC、TiB_2)/Al复合材料蠕变行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 T6 态复合材料的蠕变性能分析 |
| 4.2.1 复合材料不同应力下的蠕变行为 |
| 4.2.2 相同应力下复合材料的蠕变行为 |
| 4.2.3 应力与蠕变速率的关系 |
| 4.2.4 复合材料蠕变损伤组织 |
| 4.2.5 蠕变断口分析 |
| 4.3 热暴露态复合材料的蠕变性能分析 |
| 4.3.1 复合材料不同应力下的蠕变行为 |
| 4.3.2 相同应力下复合材料的蠕变行为 |
| 4.3.3 T6 态和热暴露态的蠕变行为对比 |
| 4.3.4 复合材料和活塞合金热暴露前后的蠕变行为对比 |
| 4.3.5 应力与稳态蠕变速率的关系 |
| 4.3.6 热暴露态复合材料蠕变损伤组织 |
| 4.3.7 蠕变断口分析 |
| 4.4 蠕变机制 |
| 4.4.1 蠕变变形机制 |
| 4.4.2 蠕变断裂机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表论文 |
| 致谢 |
（7）双连续相梯度TiC/Fe复合材料的制备工艺研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 引言 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铁基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 铁基复合材料的增强相 |
| 1.2.2 铁基复合材料的润湿性 |
| 1.2.3 铁基复合材料的力学性能 |
| 1.3 双连续相复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 双连续相复合材料的国内外研究现状 |
| 1.3.2 双连续相复合材料的优点 |
| 1.3.3 双连续相复合材料的制备方法 |
| 1.4 梯度材料研究现状 |
| 1.4.1 梯度材料特点与分类 |
| 1.4.2 梯度材料制备方法 |
| 1.5 研究目标和研究内容 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验方案 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验原料 |
| 2.4 实验步骤 |
| 2.5 材料性能测试和表征 |
| 2.5.1 气孔率测试 |
| 2.5.2 密度测试 |
| 2.5.3 抗压强度测试 |
| 2.5.4 抗拉强度测试 |
| 2.5.5 抗弯强度测试 |
| 2.5.6 维氏硬度测试 |
| 2.5.7 层间剪切强度测试 |
| 2.5.8 摩擦磨损性能测试 |
| 2.5.9 X射线衍射分析 |
| 2.5.10 微观分析 |
| 3 TiC多孔陶瓷的制备 |
| 3.1 均质TiC多孔陶瓷制备工艺研究 |
| 3.1.1 浸渍工艺研究 |
| 3.1.2 烧结工艺研究 |
| 3.2 均质TiC多孔陶瓷微观结构分析 |
| 3.3 均质TiC多孔陶瓷性能测试 |
| 3.4 TiC多孔陶瓷物相分析 |
| 3.4.1 EDS能谱分析 |
| 3.4.2 XRD物相分析 |
| 3.5 梯度TiC多孔陶瓷的制备 |
| 3.6 梯度TiC多孔陶瓷的微观结构分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 双连续相TiC/Fe复合材料的制备 |
| 4.1 无压浸渗工艺研究 |
| 4.2 双连续相TiC/Fe复合材料的制备 |
| 4.2.1 单层复合材料的制备 |
| 4.2.2 梯度复合材料的制备 |
| 4.3 双连续相TiC/Fe复合材料的微观结构 |
| 4.3.1 单层复合材料的微观结构 |
| 4.3.2 梯度复合材料的微观结构 |
| 4.3.3 梯度复合材料界面EDS能谱分析 |
| 4.4 双连续相TiC/Fe复合材料的物相分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 双连续相TiC/Fe复合材料的性能研究 |
| 5.1 双连续相TiC/Fe复合材料力学性能 |
| 5.1.1 拉伸强度 |
| 5.1.2 压缩强度 |
| 5.1.3 弯曲强度 |
| 5.1.4 维氏硬度 |
| 5.2 双连续相TiC/Fe复合材料摩擦性能 |
| 5.2.1 TiC陶瓷体积分数的影响 |
| 5.2.2 压强的影响 |
| 5.3 双连续相梯度TiC/Fe复合材料力学性能 |
| 5.3.1 层间剪切强度 |
| 5.3.2 维氏硬度 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）不同尺度TiCp增强Al-Cu基复合材料的室温、高温力学行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强金属基复合材料的制备技术 |
| 1.2.1 外加法制备颗粒增强金属基复合材料 |
| 1.2.1.1 粉末冶金法 |
| 1.2.1.2 搅拌铸造法 |
| 1.2.1.3 浸渗法 |
| 1.2.1.4 喷射沉积法 |
| 1.2.2 内生法制备颗粒增强金属基复合材料 |
| 1.2.2.1 自蔓延高温合成法(SHS法) |
| 1.2.2.2 放热弥散法(XDTM法) |
| 1.2.2.3 接触反应法和熔体直接反应法 |
| 1.2.2.4 气液反应合成法(VLS法) |
| 1.2.2.5 混合盐反应法 |
| 1.2.2.6 中间合金法 |
| 1.2.3 中间合金法制备颗粒增强金属基复合材料的研究进展 |
| 1.2.3.1 混合盐反应法制备中间合金 |
| 1.2.3.2 SHS法制备中间合金 |
| 1.3 颗粒增强金属基复合材料高温力学行为的研究进展 |
| 1.3.1 颗粒增强金属基复合材料的高温拉伸性能 |
| 1.3.2 颗粒增强金属基复合材料的高温蠕变行为 |
| 1.3.2.1 蠕变曲线 |
| 1.3.2.2 蠕变变形机制 |
| 1.3.2.3 颗粒增强金属基复合材料的抗蠕变性能 |
| 1.4 不同尺寸颗粒混杂增强金属基复合材料的研究进展 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 Al-Cu基体合金的制备 |
| 2.2.2 内生TiC_p-Al中间合金的制备 |
| 2.2.3 TiC_p/Al-Cu复合材料的制备 |
| 2.2.4 热处理实验 |
| 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 |
| 2.3.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 室温和高温拉伸性能 |
| 2.4.2 高温蠕变行为 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 微米、纳米及微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的组织和室温力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微米TiC_p/Al-Cu复合材料的组织和室温力学性能 |
| 3.2.1 内生微米TiC_p-Al中间合金的制备 |
| 3.2.2 微米TiC_p/Al-Cu复合材料的铸态组织 |
| 3.2.3 微米TiC_p对铸造Al-Cu基复合材料θ′析出相尺寸和分布的影响 |
| 3.2.4 微米TiC_p/Al-Cu复合材料的室温力学性能 |
| 3.2.5 微米TiC_p/Al-Cu复合材料的室温拉伸断口形貌 |
| 3.3 纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的组织和室温力学性能 |
| 3.3.1 内生纳米TiC_p-Al中间合金的制备 |
| 3.3.2 纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的铸态组织 |
| 3.3.3 纳米TiC_p对铸造Al-Cu基复合材料中θ′析出相尺寸和分布的影响 |
| 3.3.4 纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的室温力学性能与断口形貌 |
| 3.4 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的组织和室温力学性能. |
| 3.4.1 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的铸态组织 |
| 3.4.2 微米+纳米双尺寸TiC_p对铸造Al-Cu基复合材料θ′析出相尺寸和分布的影响 |
| 3.4.3 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的室温力学性能 |
| 3.4.4 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的室温拉伸断口形貌 |
| 3.5 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的组织和室温力学性能的对比及强化机制 |
| 3.5.1 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的微观组织 |
| 3.5.2 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的室温拉伸性能对比 |
| 3.5.3 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的室温强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 微米、纳米及微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的高温拉伸性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微米TiC_p/Al-Cu复合材料的高温力学性能 |
| 4.2.1 微米TiC_p对Al-Cu基复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 4.2.2 微米TiC_p/Al-Cu复合材料中θ′析出相的高温稳定性 |
| 4.3 纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的高温力学性能 |
| 4.3.1 纳米TiC_p对Al-Cu基复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 4.3.2 纳米TiC_p/Al-Cu复合材料中θ′析出相的高温稳定性 |
| 4.3.3 应变速率对纳米TiC_p增强Al-Cu基复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 4.3.4 应变速率对TiC_p增强Al-Cu基复合材料高温拉伸后θ′析出相尺寸的影响 |
| 4.4 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的高温力学性能 |
| 4.4.1 TiC_p对微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 4.4.2 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料中θ′析出相的高温稳定性 |
| 4.5 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的高温拉伸性能对比及强化机制 |
| 4.5.1 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的高温拉伸性能对比 |
| 4.5.2 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的高温强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 纳米、微米及微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的高温蠕变行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al-Cu基体合金和纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变行为 |
| 5.2.1 Al-Cu基体合金和纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变性能 |
| 5.2.2 Al-Cu基体合金和纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变机制 |
| 5.2.3 纳米TiC_p/Al-Cu复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.2.3.1 Al-Cu基体合金和纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变断口分析 |
| 5.2.3.2 温度和应力对蠕变后纳米TiC_p/Al-Cu复合材料中θ′析出相尺寸的影响 |
| 5.2.3.3 纳米TiC_p/Al-Cu复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.3 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变行为 |
| 5.3.1 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变性能 |
| 5.3.2 微米+纳米双尺寸与微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变机制 |
| 5.3.3 微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织与室温高温性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 原位颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 原位内生颗粒增强铝基复合材料制备技术 |
| 1.2.2 原位内生纳米尺寸颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.3 燃烧合成技术制备纳米颗粒增强铝基复合材料研究 |
| 1.2.3.1 纳米颗粒增强铝基复合材料的燃烧合成制备技术 |
| 1.2.3.2 燃烧合成技术主要存在问题 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料高温变形行为的研究 |
| 1.3.1 增强体颗粒对铝基复合材料高温变形的影响 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的蠕变变形行为 |
| 1.3.2.1 蠕变变形的本质 |
| 1.3.2.2 蠕变理论 |
| 1.3.2.3 颗粒增强铝基复合材料抗蠕变性能的研究 |
| 1.4 原位颗粒增强铝基复合材料摩擦磨损性能的研究进展 |
| 1.4.1 摩擦及磨损主要失效形式 |
| 1.4.1.1 粘着磨损 |
| 1.4.1.2 磨粒磨损 |
| 1.4.1.3 表面疲劳磨损 |
| 1.4.1.4 摩擦-化学磨损 |
| 1.4.2 原位颗粒增强铝基复合材料摩擦磨损行为的研究 |
| 1.5 本文的主要研究内容与目标 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法及技术路线 |
| 2.2.1 碳源优化选择 |
| 2.2.2 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 室温高温拉伸性能、蠕变以及干摩擦磨损性能 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩、拉伸和高温拉伸性能 |
| 2.4.3 蠕变性能 |
| 2.4.4 室温和高温干摩擦磨损性能 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织演变和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同碳源燃烧合成制备TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的研究 |
| 3.2.1 不同碳源Al-Ti-C体系燃烧合成制备TiC_p颗粒尺寸、形貌和TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织 |
| 3.2.2 TiC_p颗粒尺寸、形貌、体积分数对复合材料压缩性能的影响规律 |
| 3.3 Al-Ti-CNTs体系燃烧合成+真空热压+热挤压一体化工艺制备纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料微观组织和力学性能 |
| 3.3.1 Al-Ti-CNTs体系燃烧合成+真空热压+热挤压一体化制备纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料工艺流程 |
| 3.3.2 纳米TiC_p体积分数对颗粒尺寸分布、形貌的影响规律 |
| 3.3.3 热挤压对纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料微观组织和增强体分散的影响规律 |
| 3.3.4 纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的室温和 493 K拉伸性能 |
| 3.3.5 纳米TiC_p颗粒强化铝基复合材料的强化机制分析 |
| 3.4 球磨预处理CNTs对纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料微观组织和力学性能的影响规律 |
| 3.4.1 CNTs球磨预处理的研究 |
| 3.4.2 CNTs球磨预处理对Al-Ti-C体系反应彻底性影响规律 |
| 3.4.3 不同球磨时间预处理CNTs作碳源制备纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织 |
| 3.4.4 CNTs球磨预处理对不同体积分数纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的力学性能影响规律 |
| 3.4.5 球磨预处理CNTs对促进Al-Ti-CNTs体系反应生成纳米TiC_p颗粒分散的机制分析 |
| 3.5 Al-Ti-CNTs体系燃烧合成制备的纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料工艺优化和机制分析 |
| 3.5.1 不同碳源对Al-Ti-C体系燃烧合成反应制备不同体积分数TiC_p颗粒尺寸、形貌和复合材料压缩性能的影响规律及作用机制 |
| 3.5.2 热挤压提高Al-Ti-CNTs体系燃烧合成+真空热压法制备纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的致密性，促进纳米TiC_p分散和强化复合材料的机制 |
| 3.5.3 球磨预处理CNTs对纳米TiC_p分布、中间产物Al3Ti以及复合材料组织和力学性能的影响规律和作用机制 |
| 3.5.4 Al-Ti-CNTs体系燃烧合成+真空热压+热挤压一体化制备致密的纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料最佳工艺 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的高温变形行为及高温强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织 |
| 4.2.1 内生纳米TiC_p颗粒对复合材料微观组织的影响及其在基体中的分散、及与基体界面结合 |
| 4.2.2 纳米TiC_p颗粒对复合材料回复和再结晶程度的影响规律 |
| 4.2.3 纳米TiC_p颗粒对Al-Cu-Mg复合材料 θ′和S′析出相的影响规律 |
| 4.3 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的高温强塑性 |
| 4.3.1 纳米TiC_p体积分数对内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 4.3.2 不同温度下，内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料中析出相长大的规律 |
| 4.3.3 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料高温强塑性同时提高机制 |
| 4.4 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料高温抗蠕变性能 |
| 4.4.1 Al-Cu-Mg合金和内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的蠕变 |
| 4.4.2 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 4.4.2.1 Al-Cu-Mg合金和内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料蠕变前后微观组织EBSD分析 |
| 4.4.2.2 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料蠕变后析出相的变化规律 |
| 4.5 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的高温强化机制分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的干滑动摩擦磨损行为及磨损机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al-Cu-Mg合金和内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料微观组织及硬度和拉伸性能 |
| 5.3 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的室温干摩擦磨损行为 |
| 5.3.1 外加载荷对不同体积分数内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的室温干摩擦磨损行为的影响 |
| 5.3.2 滑动速度对不同体积分数内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的室温干摩擦磨损行为的影响 |
| 5.3.3 常温下内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料耐磨损性能提高机制分析 |
| 5.4 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的高温干摩擦磨损行为 |
| 5.4.1 温度对不同体积分数纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料高温干摩擦磨损行为的影响规律 |
| 5.4.2 不同体积分数纳米TiC_p对复合材料高温干摩擦磨损行为的影响规律 |
| 5.4.3 高温下内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料耐磨损性能提高的机制分析 |
| 5.5 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料耐摩擦磨损性能提高机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（10）内生高体积分数TiCx/TiCx-TiB2增强2014铝基复合材料的组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 金属基复合材料的发展概况 |
| 1.2.1 金属基复合材料的发展 |
| 1.2.2 金属基复合材料的分类 |
| 1.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究现状及应用 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.2 不同种类陶瓷颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.4 增强相含量对陶瓷颗粒增强铝基复合材料组织和性能的影响 |
| 1.3.5 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验方法 |
| 2.1 实验所用原材料 |
| 2.2 实验研究对象 |
| 2.3 制备方法和工艺路线 |
| 2.4 样品表征 |
| 2.4.1 X 射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.2 扫描电镜（SEM） |
| 2.4.3 场发射扫描电镜（FESEM） |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 密度与显微硬度测试 |
| 2.5.2 压缩与磨损性能测试 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 内生 TiC_x陶瓷颗粒增强 2014 铝基复合材料的微观组织与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 陶瓷含量对 TiC_x/2014Al 复合材料微观组织和性能的影响 |
| 3.2.1 陶瓷含量对 TiC_x/2014Al 复合材料微观组织的影响 |
| 3.2.2 陶瓷含量对 TiC_x/2014Al 复合材料压缩性能的影响 |
| 3.2.3 陶瓷含量对 TiC_x/2014Al 复合材料磨损性能的影响 |
| 3.3 C/Ti 摩尔比对 50vol.% TiC_x/2014Al 复合材料微观组织和性能的影响 |
| 3.3.1 C/Ti 摩尔比对 50vol.% TiC_x/2014Al 复合材料组织的影响 |
| 3.3.2 C/Ti 摩尔比对 50vol.% TiC_x/2014Al 复合材料室温压缩性能的影响 |
| 3.3.3 C/Ti 摩尔比对 50vol.% TiC_x/2014Al 复合材料磨损性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 内生(TiC_x-TiB_2)双相陶瓷颗粒复合增强 2014 铝基复合材料的微观组织和性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 陶瓷含量对(TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料微观组织和性能的影响 |
| 4.2.1 陶瓷含量对(TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料微观组织的影响 |
| 4.2.2 陶瓷含量对(TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料压缩性能的影响 |
| 4.2.3 陶瓷含量对(TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料磨损性能的影响 |
| 4.3 TiC_x/TiB_2摩尔比对50vol.% (TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料微观组织和性能的影响 |
| 4.3.1 TiC_x/TiB_2摩尔比对 50vol.% (TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料微观组织的影响 |
| 4.3.2 TiC_x/TiB_2摩尔比对 50vol.% (TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料压缩性能的影响 |
| 4.3.3 TiC_x/TiB_2摩尔比对 50vol.% (TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料磨损性能的影响 |
| 4.4 50vol.%TiC_x/2014Al 和(TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料微观组织和性能的比较 |
| 4.4.1 50vol.%TiC_x/2014Al 和(TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料微观组织的比较 |
| 4.4.2 50vol.%TiC_x/2014Al 和(TiC_x-TiB_2)/2014Al 复合材料的性能比较 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
四、TiC颗粒增强2618复合材料的研究（论文参考文献）
- [1]TiC颗粒对Al-Cu-Mg合金组织性能影响[D]. 黄勇. 江苏理工学院, 2021
- [2]铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能[D]. 迟一鸣. 山东大学, 2021(10)
- [3]重熔稀释MAX/Cu中间体制备铝铜基复合材料组织及性能研究[D]. 靳一鸣. 江西理工大学, 2020(01)
- [4]内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能[D]. 段向征. 吉林大学, 2020(08)
- [5]微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能[D]. 高瑜阳. 吉林大学, 2019
- [6]原位（TiC、TiB2）增强铝基复合材料蠕变特性研究[D]. 刘晓蓉. 西安工业大学, 2019(03)
- [7]双连续相梯度TiC/Fe复合材料的制备工艺研究[D]. 冯亦得. 北京交通大学, 2019(12)
- [8]不同尺度TiCp增强Al-Cu基复合材料的室温、高温力学行为[D]. 田伟思. 吉林大学, 2018(12)
- [9]内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织与室温高温性能[D]. 王磊. 吉林大学, 2017(03)
- [10]内生高体积分数TiCx/TiCx-TiB2增强2014铝基复合材料的组织与性能[D]. 刘景苑. 吉林大学, 2014(09)