一、Effect of alumina short fiber and air-cooling processing on solidification microstructure and tensile properties of Al_2O_3/Al-15Si composites（论文文献综述）
王鹰[1]（2021）在《微纳ZnS对铝硅合金凝固组织的影响》文中研究表明铝硅合金是一种铸造性能优良的轻质合金,具有热膨胀率低、耐磨性好、比强度高等优点,其性能能够满足汽车行业、航空航天以及电子封装等领域的要求而被广泛应用。随着铝硅合金中含硅量的增加,Al-Si合金铸态组织中出现许多板块状初晶硅和粗针状共晶硅,严重破坏了合金基体的完整性,同时导致应力集中,降低铝硅合金的力学性能。因此,近年来,人们致力于研究细化初晶硅和共晶硅来改善铝硅合金的综合性能。本文以过共晶Al-24Si合金和共晶Al-12Si合金为研究对象,研究了ZnS对过共晶Al-24Si合金和共晶Al-12Si合金凝固组织的影响:（1）采用外加法和原位生成法,利用ZnS对过共晶Al-24Si合金进行变质处理。过共晶Al-24Si合金凝固组织中初晶硅和共晶硅两相均得到了一定程度的细化。对比原位法和外加法发现,当采用外加法向合金中添加0.6wt.%的微纳级ZnS时,Al-24Si合金中初晶硅得到了最佳细化效果,平均尺寸达到了23.46μm,初晶硅尺寸分布范围也较窄。（2）采用化学水浴法制备Al-12Si/ZnS变质剂,利用X-射线衍射（以下简称XRD）、扫描电子显微镜（以下简称SEM）、透射电子显微镜（以下简称TEM）以及能谱（以下简称EDX）分析了Al-12Si/ZnS物相与形貌。以Al-12Si/ZnS为变质剂,对共晶Al-12Si合金以及过共晶Al-24Si合金变质处理,实现了对铝硅合金中共晶硅的细化。当Al-12Si/ZnS的添加量为17.5 wt.%时,Al-12Si合金中共晶硅被细化成蠕虫状,平均尺寸为6.53μm。变质处理后的Al-12Si共晶合金布氏硬度提高了6.3%,极限抗拉强度和延伸率分别比未变质合金提高了16.19%和55.35%。（3）根据热分析原理,设计并安装了铝硅合金热分析仪器,测量并分析了添加变质与未添加变质剂铝硅合金的冷却曲线,发现ZnS变质剂可以有效的减小初晶硅和共晶硅结晶所需的过冷度。添加0.6wt.%ZnS变质处理后过共晶Al-24Si合金中初晶硅结晶过冷度提高了56.2℃;添加17.5wt.%Al-12Si/ZnS变质处理后共晶Al-12Si合金中共晶硅结晶过冷度提高了23.2℃。
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。
庚润[3]（2021）在《纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响》文中研究表明目前,已有研究指出纳米颗粒可以显着提高铸造铝合金的强塑性,并且与微米颗粒相比具有更好的强韧化效果。因此,纳米颗粒增强铝基复合材料在航空航天等领域具有潜在的应用前景。但高含量纳米颗粒存在易团聚难分散的瓶颈问题,一直没有得到很好的解决。导致纳米颗粒强化效果降低,甚至起到恶化作用,进而限制了纳米颗粒增强铝基复合材料的应用。塑性变形能够有效的改善纳米颗粒分布,并且变形量越大,效果越显着。冷轧工艺是工业生产铝合金薄板的主要加工方式,但目前还少见关于纳米颗粒对冷轧Al-Mg-Si合金板材的组织演变,力学性能及腐蚀行为的影响的研究。因此,通过塑性变形改善纳米颗粒分布,进一步改善和提高铝基复合材料板材的力学性能和耐腐蚀性能,具有重要的理论意义和工业化应用前景。本文采用“中间合金+搅拌铸造+冷轧制”法制备了纳米TiCp/Al-Mg-Si、纳米TiB2p/Al-Mg-Si和纳米(TiCp-TiB2p)/Al-Mg-Si冷轧板材;通过ARB工艺和CARB轧制工艺分别制备了单一Al-Mg-Si合金叠轧板材、单一3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料叠轧板材和“Al-Mg-Si合金+3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料（3.0-TiCp/M）”的复合叠轧板材和交互叠轧板材。研究了纳米单相TiCp、单相TiB2p和双相(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织演变和室温拉伸性能的影响规律;纳米TiCp和TiB2p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的加速腐蚀、电化学腐蚀和浸泡腐蚀性能的影响规律及作用机制;高含量纳米TiCp（3.0 wt%）、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相的层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制。本论文的创新点如下:1)揭示出单相纳米TiCp﹑TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si基体合金铸态和冷轧制+T6热处理态组织和室温力学性能的影响规律及机制:i)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化Al-Mg-Si基体合金铸态α-Al晶粒和冷轧制+T6热处理态的α-Al再结晶晶粒尺寸。细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。铸态α-Al晶粒细化主要归因于纳米TiCp作为α-Al结晶的形核异质核心和纳米TiB2p阻碍α-Al枝晶生长;ii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化β"析出相,细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。β"析出相细化的主要原因是晶粒细化促进固溶原子的均匀扩散,导致β"析出相多处均匀析出,使β"析出相尺寸减小;iii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)分别提高Al-Mg-Si合金板材的抗拉强度和屈服强度,20 MPa和13 MPa;34 MPa和29 MPa;49 MPa和59 MPa。强化效果由高到低的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。强化机制主要有如下三个方面:1β"析出相细化;2α-Al再结晶晶粒细化;3纳米TiCp和纳米TiB2p阻碍位错运动,促进位错增殖;2)揭示出纳米TiCp和纳米TiB2p在加速腐蚀、电化学腐蚀、浸泡腐蚀中对Al-Mg-Si基体合金冷轧板材的钝化效果、晶间腐蚀（IGC）和抗腐蚀性能的影响规律及机制:i)发现在加速腐蚀﹑电化学腐蚀和浸泡腐蚀条件下,抗腐蚀性能由高到低的顺序为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;ii)揭示出在3.5 wt%Na Cl水溶液中存在周期性腐蚀行为,IGC是影响腐蚀行为的主要因素。在第一周期存在两个腐蚀阶段。阶段I:首先形成Al2O3钝化膜,腐蚀现象开始,随后IGC导致腐蚀加重,直至Al2O3钝化膜脱落,达到腐蚀失重最大值;阶段II:又开始形成Al2O3钝化膜,腐蚀失重减轻。随着IGC发生,Al2O3钝化膜开裂、剥落,但同时有新的Al2O3钝化膜生成。待Al2O3钝化膜剥落速率大于生成速率时,阶段II结束,开始了另一个腐蚀周期;iii)揭示出晶界处第二相数量越多,IGC越严重;Al-Mg-Si合金冷轧板材添加纳米TiCp减少晶界处第二相数量,提高抗IGC能力。晶界处第二相数量由少到多的顺序依次为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;iv)揭示出Al2O3钝化膜致密性受如下两个方面因素影响。1是晶粒尺寸越小,越均匀,越易形成连续完好的Al2O3钝化膜;2是晶界处第二相数量越少,微电偶越少,IGC越轻微;3)揭示出纳米TiCp、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制:i)揭示出单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度分别比复合材料初始冷轧板材的RD和TD方向的强度提高50MPa,63 MPa和106 MPa,109 MPa。但其RD和TD方向上的屈服和抗拉强度的各向异性分别为56 MPa和46 MPa,均匀延伸率分别下降3.9%和3.1%;ii)揭示出与单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材相比,3.0-TiCp/M复合叠轧板材的RD方向均匀延伸率从4.2%提高到7.4%;TD方向屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别从380 MPa、431 MPa和5.0%提高到443 MPa、501MPa和6.4%。但其RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度的各向异性分别为112 MPa和103 MPa;iii)揭示出复合叠轧板材的强塑性提高主要归因于:复合材料层细小的β″析出相、弥散分布的纳米TiCp和细小的动态再结晶晶粒对位错产生的交互耦合作用,提高了板材强塑性;iv)首次采用CARB工艺消除了3.0-TiCp/M复合叠轧板材的强度各向异性。CARBi板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和3 MPa;CARBii板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和4 MPa;v)揭示出纳米TiCp在板材旋转90°叠轧和界面剪切力作用下,在空间分散趋于弥散,均匀化;构建出纳米TiCp层状弥散分布,双尺寸晶粒和β″析出相均匀层状分布新构型。vi)揭示出采用CARB两种工艺获得强塑性各向同性的机制主要归因于:纳米TiCp层状弥散分布、双尺寸晶粒与β″析出相的均匀层状分布构型,使板材的组织与性能均一化。本研究为提高变形铝合金的强塑性、各向同性和耐腐蚀性能提供了新的途径,为开发出具有优异、各向同性室温力学性能及耐腐蚀的纳米颗粒增强铝基复合材料轧制板材提供了实验依据和技术及理论参考。
卞一涵[4]（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》文中研究表明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。
朱甲[5]（2021）在《直接激光沉积Al2O3陶瓷高温热处理工艺》文中认为Al2O3陶瓷材料具有高熔点、低密度、抗氧化和耐腐蚀等特点,在大推重比航空发动机热端部件制造等方面具有广阔的应用前景。直接激光沉积成形技术是一种基于同步送料的直接能量沉积增材制造技术,可实现近净尺寸陶瓷结构件的快速制备,具有工艺简单、生产周期短等优点。但由于凝固缺陷的存在,直接激光沉积Al2O3陶瓷目前存在弯曲强度低的问题,限制了其在更多领域的进一步应用和发展。针对这一问题,本课题提出通过后续高温热处理工艺提高直接激光沉积Al2O3陶瓷结构件弯曲强度的方法,对高温热处理前后样件的微观组织、宏观形貌及力学性能进行检测,对比分析高温热处理工艺对Al2O3陶瓷的影响机制以及Al2O3陶瓷力学性能与高温热处理工艺参数之间的规律性。主要研究内容及结论如下:（1）直接激光沉积成形Al2O3陶瓷样件的晶粒间含有薄膜状二维组织和狭长的沟壑状孔隙缺陷,晶粒表面为台阶状。Al2O3陶瓷的硬度为1878 HV,断裂韧性为2.85MPa·m1/2,弯曲强度为270 MPa,物相组成为α-Al2O3相。（2）Al2O3陶瓷样件分别完成热处理温度和热处理时间高温热处理实验后,进行微观组织检测。研究发现,随着热处理温度的增加,薄膜状二维组织逐渐消失,晶粒表面台阶也随之消失,沟壑状孔隙逐渐愈合变为线条状气孔。样件表面晶界内的杂质随热处理温度的提高逐渐熔化蒸发,晶界由断续成线的气孔逐渐变为连续完整的线条显现出来。随着热处理时间增加,沟壑状孔隙变为线条状,其尺寸逐渐减小;样件表面的晶界深度也逐渐增加。高温热处理后Al2O3陶瓷样件的物相组成没有改变,仍为α-Al2O3相。（3）Al2O3陶瓷样件分别完成热处理温度和热处理时间高温热处理实验后,进行宏观形貌和力学性能检测。研究发现,高温热处理后Al2O3陶瓷样件的质量、尺寸和粗糙度均未发生明显改变。在力学性能方面,Al2O3陶瓷的硬度和断裂韧性也未出现明显的变化,弯曲强度出现了明显的提高。Al2O3陶瓷的弯曲强度随热处理温度提高而不断增大,在1600℃高温热处理后时,弯曲强度达到494 MPa,增幅82.96%;Al2O3陶瓷的弯曲强度随热处理时间增加出现先升后降的现象,在15 h高温热处理后,弯曲强度达到548 MPa,增幅102.96%。
杨立凯[6]（2021）在《定向冷冻-压力浸渗制备仿生Al/B4C与Al/Al2O3复合材料》文中认为21世纪的一个重大挑战是开发新型轻质高强韧结构材料,以满足空天、建筑和交通等领域的应用。金属/陶瓷复合材料由于兼具金属的塑韧性和陶瓷的高刚度、高强度等优点是最理想的材料之一。然而,受材料、结构和工艺等多重因素影响,制备高性能复合材料需解决以下三方面问题:一是传统的金属基复合材料多以均匀复合为特征,不利于发挥组分之间的协同耦合响应机制;二是由于传统设计方法和制备工艺的约束,导致材料制造困难;三是缺乏具有普适性的精准制备策略,常需因材而异。如何解决这些共性问题一直是复合材料制备科学的研究难点。“师法自然”是解决上述问题的有效途径。本论文着眼于这一点,以三种自然生物材料为指引,分析了贝壳、羊角和骨骼的多级次结构与其优异性能的响应关系,通过提取其结构单元为设计模板,用于构筑具有仿生结构特征的高性能金属/陶瓷复合材料。首先,从制备技术的角度综述了近年来仿生材料的研究现状,重点阐述了定向冷冻技术的研究进展及其在仿生复合材料结构调控方面的技术优势。将新兴定向冷冻技术与传统熔体浸渗工艺相结合,并融合润湿性调控、乳液溶剂模板和固相梯度分布等思想,开发了多种仿生材料制造新方法。采用Al-B4C、Al-Al2O3为材料研究体系,创制了多种仿生结构金属/陶瓷复合材料,并研究了制备过程的关键因素与调控策略。主要研究结果如下:（1）受贝壳层状结构和强韧化机制的启发,发展了一种可通用于多种材料体系的定向冷冻-反应烧结-压力浸渗工艺,制备了轻质高强韧层状Al/B4C复合材料。将定向冷冻技术与反应烧结相结合,以原位转化物相的方式解决了B4C骨架成型难、易坍塌的问题。反应生成的Ti B2改善了Al与B4C的润湿性,在低温（850 oC）较小压力（2 MPa）下制备了致密的Al/B4C复合材料。骨架中游离碳（来自碳化硼原料和分散剂碳化）的消除,避免了复合材料中Al4C3的形成;Ti B2的生成,减缓了Al与B4C的化学反应。探明了复合材料物相组成和微观结构对其力学性能的影响。得益于脆性反应产物的减少和层状结构的完整,Ti O2加入量为20 wt.%的复合材料强度和韧性均达到最大。通过对裂纹扩展路径和断口形貌进行分析,发现层状复合材料良好的韧性源于纯Al的固有高延性和层状构型带来的裂纹偏转、金属桥接等外增韧机制。（2）受羊角层状/管状结构和吸能增韧机制的启发,开发了一种乳液定向冷冻-压力浸渗技术,制备了具有层状/管状结构的Al/Al2O3复合材料。首次将乳液溶剂模板与定向冷冻以及压力浸渗技术进行了结合,突破了传统定向冷冻仅能获得单一构型的约束。研究了溶剂组分（水和环己烷）对结晶体几何特征和骨架微观结构的影响。随环己烷加入量增大,浆料粘度变大,骨架由层状结构逐渐转变为均匀构型,同时在环己烷:水体积比为50:50时,获得了最接近羊角的层状/管状复合结构。分析了层状/管状Al/Al2O3复合材料微观结构与其力学性能的响应关系。层状/管状结构的协同变形行为提高了材料的能量吸收能力,赋予了复合材料优异的力学性能,其单位体积能量吸收量、压缩屈服强度、弯曲强度和断裂韧性(KIc),分别达到了107±11 MJ/m3、188±9MPa、262±9 MPa和8.1±0.3 MPa×m1（14）2,远高于天然羊角材料,在很大程度上实现了师法自然而又在某一方面超越自然的目标。（3）受骨骼层状/梯度结构和轻质强韧特征的启发,结合定向冷冻技术和溶质传输思想,开发了一种沉降或离心-定向冷冻-压力浸渗新技术,制备了具有层状/梯度结构的金属/陶瓷复合材料。在沉降-定向冷冻中,以莫来石纤维和氧化铝颗粒为例,重力沉降造成纤维梯度分布,再定向冷冻锁定并引入层状结构。研究了陶瓷分布与几何形貌对骨架微观结构的影响,发现冰晶可以推动氧化铝颗粒,但难以推动莫来石纤维。在离心-定向冷冻中,氧化铝颗粒在离心力作用下梯度分布,研究了离心旋转速率和离心旋转时间对骨架结构的影响。增大旋转速率或增长旋转时间都可以使陶瓷骨架的梯度特征更明显。压力浸渗Al或Al合金至陶瓷骨架中,制备了具有与骨相似结构和功能特征的复合材料。揭示了复合材料组分分布和微观结构与其力学性能之间的关系。复合材料强度、硬度和耐磨性的逐渐增大归因于陶瓷相含量的增大,而断裂韧性的提高归因于金属相含量的增大和层状结构带来的裂纹偏转、金属桥接、片层拉拔等增韧行为。总之,本文利用定向冷冻-熔体浸渗技术探索制备了仿生金属基复合材料,在一定程度上实现了金属与陶瓷的仿生复合化,以期为发展轻质高性能复合材料及其制备技术提供些许参考。
吕勋[7]（2020）在《γ-Al2O3纳米颗粒对高硅铝合金微观组织和性能的影响研究》文中认为高硅铝合金因为其优异的热膨胀性能和摩擦磨损性能广泛用于各种汽车零部件和电子封装材料中,但是其组织中粗大复杂不规则的多面体状的初晶硅和大的层片状共晶硅组织严重降低了材料的性能,对硅相的细化和变质的效果将直接决定着材料的性能,如何获得细小并且规则的块状初晶硅和细小呈纤维状的共晶硅是研究的重点。由于化学变质剂的瓶颈和毒化作用,使得高硅铝合金的硅相的细化和变质面临诸多挑战,因此本文使用γ-Al2O3纳米颗粒结合高能超声处理装置使其加入到Al-20Si合金中,实现了纳米颗粒对于硅相的细化和变质,并进行了机理分析,发现了γ-Al2O3纳米颗粒对初晶硅和共晶硅的生长过程中都有物理抑制作用,显着降低初晶硅的形核过冷度,同时还可能作为初晶硅的异质形核核心,随着γ-Al2O3纳米颗粒添加量增多,初晶硅从未变质的66.2μm细化到26.7μm,尺寸细化效率达到59.7%,长径比也从2.5降低到1.54,改善了初晶硅的形貌和在基体上的分布,共晶硅的长度也从67.5μm降低到了26.1μm,细化效率达到60.4%;材料的硬度、抗拉强度和延伸率从57.1HV、102.4 MPa、0.6%,分别提高到了88.1HV、152.8MPa、1.72%,热膨胀性能也显着降低,材料的磨损率从5.30×10-3mm/m降低到2.26×10-3mm/m,降低了57.4%,其磨损机制也从剥层磨损向黏着磨损和磨粒磨损转变。同时研究了冷却速率对于纳米颗粒增强Al-20Si复合材料的影响,发现在110K/s的高冷速下,纳米颗粒仍然对初晶硅具有显着的细化效果,此时Al-20Si复合材料的初晶硅平均尺寸达到最小为15.8μm,长径比为1.28,共晶硅长度为4.6μm,相比15K/s的冷速下初晶硅的细化效率达到37.8%,共晶硅的细化效率达到80.3%,并且发现了纳米颗粒在高冷速下可以诱发共晶硅产生更多的孪晶分支,从而使得大量共晶硅呈现纤维状结构。在110K/s的冷速下,Al-20Si复合材料的力学性能达到最高,其抗拉强度和延伸率分别为178.5MPa和2.4%。
孙建波[8]（2020）在《高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响》文中研究表明传统铝合金的高温力学性能已经不能满足应用在300℃以上新型发动机的耐热要求,在铝基体中引入高强、高热稳定性、高体积分数、与铝基体结合良好的强化相是进一步提高耐热铝合金高温力学性能的重要途径。本文以Al-Si-Ni合金为基体,在基体合金熔体中加入K2Zr F6盐和K2Ti F6盐,通过共晶反应和熔体原位反应生成共晶硅、Al3Ni、Al3Zr和Al3Ti强化相颗粒,考察基体Si含量、盐添加量和热处理工艺对Al3Zr&Al3Ti/Al-Si-Ni、Al3Zr/Al-Si-Ni和Al3Ti/Al-Si-Ni复合材料显微组织及室温和高温力学性能的影响规律及机理。得出以下主要结果:（1）Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料或Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织主要由α-Al、共晶Si相、Al3Ni相和（Al,Si）3Zr相或（Al,Si）3Ti组成,随着K2Zr F6或K2Ti F6盐添加量的增加,（Al,Si）3Zr相或（Al,Si）3Ti相数量增多,且它们由长棒状向块状转变,共晶Si和Al3Ni相得到显着细化。复合材料常温和350℃的抗拉强度和屈服强度都随K2Zr F6和K2Ti F6添加量的增多呈先升高后降低的趋势。在不同Al3Zr含量的复合材料中,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的室温抗拉强度和屈服强度最高,分别为186.3 MPa和91.8 MPa;不同Al3Ti含量的复合材料中,3%Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度最高,达到184.5 MPa。350℃高温拉伸时,不同Al3Zr含量的复合材料中,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度和屈服强度最高,分别为67.8 MPa和58.8 MPa,分别比基体提高了31.14%和24.58%;不同Al3Ti含量的复合材料中,4.5%Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度和屈服强度最高,分别为70.3 MPa和58.2 MPa,分别比基体提高了35.98%和23.31%。（2）采用正交试验法研究了Si质量百分比、Al3Zr&Al3Ti摩尔量和Al3Zr/Al3Ti摩尔比对Al3Zr&Al3Ti/Al-Si-Ni复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,复合材料的组织主要由α-Al、共晶Si相、Al3Ni相和（Al,Si）3（Zr,Ti）相组成。随着K2Ti F6和K2Zr F6盐添加量的增加,（Al,Si）3（Zr,Ti）相的形状由棒状转变为块状。复合材料的常温抗拉强度随Si含量,Al3Zr&Al3Ti摩尔量的增加,呈先升高后降低的趋势,三个因素对常温抗拉强度的影响大小规律为:Al3Zr&Al3Ti摩尔量>Al3Zr/Al3Ti摩尔比>Si含量;在350℃拉伸时,各因素对抗拉强度影响的主次顺序为Si含量>Al3Zr&Al3Ti摩尔量>Al3Zr/Al3Ti摩尔比。（3）考察了不同热处理工艺对2%Al3Zr&3%Al3Ti/Al-10Si-2Ni复合材料显微组织和力学性能的影响,结果表明,在固溶温度为490℃的T6热处理中,共晶硅发生球化现象,固溶温度升高,球化程度加剧,时效析出的Al3Ni颗粒沿着共晶硅分布,随着固溶温度的升高,复合材料的常温拉伸强度和伸长率一直升高,535℃×3 h+水淬（60℃）+185℃×6 h热处理后复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率达到最高,分别比铸态提高了11.85%、3.79%和71.54%。因为刚性结构被破坏,高温抗拉强度和屈服强度随固溶温度的升高而一直降低,535℃×3 h+水淬（60℃）+185℃×6 h热处理后分别比铸态降低了16.64%和7.93%,伸长率则比铸态提高了56.13%。（4）经450℃热暴露后,Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料显微组织中的共晶硅和Al3Ni相发生了球化现象,刚性互联结构的强化作用减弱。复合材料的伸长率随热暴露时间的增长而上升,抗拉强度和屈服强度快速降低然后趋于稳定。热暴露时间为150 h时,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的室温抗拉强度和屈服强度分别比铸态降低了31.03%和28.43%;4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的高温抗拉强度和屈服强度分别比铸态降低了39.62%和45.58%,伸长率比铸态时增长了222.48%。
曹国豪[9]（2020）在《非均匀Al2O3颗粒增强铝基复合材料的制备工艺及力学性能研究》文中指出颗粒增强铝基复合材料因具有高的比强度和比刚度、良好的热稳定性、耐磨性和较低的热膨胀系数等优异性能被广泛应用在航空、航天和交通等领域。但是,颗粒增强铝基复合材料存在强度和塑性矛盾的问题,即提高强度的同时会带来塑性的严重降低,限制了其更广泛的应用。一些研究表明,具有非均匀结构的金属基复合材料具有良好的强塑性匹配关系,在提高材料强度的同时依然能保持良好的塑性。但是对非均匀结构Al2O3颗粒增强铝基复合材料的制备及力学性能的研究还不够深入。本文采用粉末冶金工艺制备出具有非均匀结构的Al-Al2O3复合材料,分别研究了球磨时间、挤出比和体积分数对Al-Al2O3非均匀复合材料微观结构和力学性能的影响,并且对非均匀复合材料的失效机理、增韧机理和增强机理进行了分析。主要工作如下:1.研究了不同球磨时间的Al-5%Al2O3复合粉体（Al2O3体积分数为5%）的尺寸、形貌和物相组成。结果表明:复合粉体的尺寸随着球磨时间的增加先减小后趋于稳定,在球磨时间为15 h时,复合粉体的尺寸和形貌达到稳定;XRD结果显示不同球磨时间的复合粉体中除少量Al4C3相外,无其余杂质相。2.采用粉末冶金结合热挤出工艺制备出致密的Al-Al2O3非均匀复合材料,分别对热挤出前后的样品进行了表征。结果显示:Al-Al2O3复合材料的微观结构是由软相（纯铝）和硬相（纯铝和Al2O3颗粒复合）组成的非均匀结构,其中软相被硬相包裹;复合材料中的软相经过热挤出后被拉长,材料变为片状结构。3.研究了热挤出前不同球磨时间的Al-5%Al2O3非均匀复合材料的微观结构和常温准静态压缩性能。结果显示:软相的含量和尺寸随球磨时间的增加先减小后稳定,在球磨时间为15 h时达到稳定;随着球磨时间的增加,复合材料的屈服强度和抗压强度增加,但其失效应变降低。4.研究了热挤出后球磨时间和挤出比对Al-5%Al2O3非均匀复合材料的微观结构和常温拉伸性能的影响。结果显示:随着球磨时间的增加,复合材料的软相含量明显减小,复合材料的屈服强度和抗拉强度增加,但其失效应变降低;随着挤出比的增加,软相变形量加大,软相的长度和长径比均出现增加,宽度降低,复合材料的屈服强度和抗拉强度先增大后减小,失效应变降低。5.对球磨20h的Al-5%Al2O3非均匀复合材料进行压缩失效分析、动态压缩测试和拉伸失效分析。结果表明:在准静态压缩变形过程中,Al-Al2O3非均匀复合材料表面会产生弥散分布的微裂纹,通过软相形变降低应变局域化和阻碍微裂纹扩展等方式达到增韧效果;在动态压缩变形过程中,Al-Al2O3非均匀复合材料会产生局域的热熔化现象,使得材料应变增加;在拉伸变形过程中,Al-Al2O3非均匀复合材料产生弥散分布的变形带增加材料的失效应变。6.研究了不同体积分数的Al-Al2O3非均匀复合材料的微观结构、压缩性能和拉伸性能,并对其增强机理进行了分析。结果表明:随着体积分数的增加,复合材料的屈服强度、抗压强度和抗拉强度均出现增加,但其压缩和拉伸应变均降低;Al-Al2O3非均匀复合材料的增强机制主要为热失配强化、细晶强化和Orowan强化。
李学武[10]（2020）在《连续氧化铝纤维增强氧化锆陶瓷基复合材料的制备和性能研究》文中研究说明连续纤维增强陶瓷基复合材料具有优异的耐高温、耐腐蚀、耐磨、抗蠕变、低热导、高强度和高韧性等性能,在航空、航天和核能等领域具有广泛的应用价值。然而,非氧化物连续纤维增强陶瓷基复合材料在高温氧化环境下易被氧化,导致材料氧化脆性发生灾难性断裂,因而其高温应用时对环境含氧量的要求极为严格。而氧化物型复合材料则具有优异的高温抗氧化性能,能够在高温氧化环境下长时间工作,同时该类复合材料的制造成本低,成为未来高温结构材料领域的优势材料。本文采用二维氧化铝纤维布作为增强体,3 mol%氧化钇稳定氧化锆作为基体材料,结合浆料浸渍法和放电等离子烧结技术制备了具有高致密度、高强度和高韧性的连续氧化铝纤维增强氧化锆陶瓷基复合材料;系统地研究了固相含量、pH值、分散剂含量和球磨时间对氧化锆浸渍浆料流动性和稳定性的影响,探究了高温热处理温度和时间对氧化铝纤维结构和力学性能的影响;研究了磷酸镧涂层对氧化铝纤维结构和力学性能的影响。通过制备不含磷酸镧界面层和含有磷酸镧界面层的连续氧化铝纤维增强氧化锆陶瓷基复合材料,利用理论计算和铬离子荧光光谱技术研究了复合材料界面应力状态,比较分析了两种复合材料微观结构和力学性能的差异,探究了磷酸镧界面层对复合材料断裂韧性和断裂模式以及界面应力的影响。主要结果如下:氧化锆浆料的最佳制备pH值为9、分散剂聚丙烯酸铵最佳加入量为3 wt.%、球磨时间9小时为宜。原始氧化铝纤维具有高抗拉强度（2.79±0.26 GPa）,但其强度受高温热处理温度影响较大。随着热处理温度的升高（1200-1400°C）,纤维晶粒长大,甚至出现异常长大,纤维缺陷增多,强度明显下降。本文利用改进的溶胶凝胶法在纤维表面沉积磷酸镧涂层以作为复合材料中纤维/基体界面层,经10次涂层沉积后所制备的纤维力学强度下降至2.04±0.42 GPa。不含磷酸镧界面层的连续氧化铝纤维增强氧化锆陶瓷基复合材料的致密度高达92%,抗弯强度为296±31 MPa。由于纤维的增韧作用,复合材料的断裂韧性较相同条件下制备的单相氧化锆陶瓷提高了近一倍,达到6.89±0.44 MPa·m1/2。但由于纤维和基体之间热膨胀系数不匹配导致界面残余应力较大,界面结合较强,纤维脱粘和拔出增韧行为受到限制,复合材料依然表现出较大的脆性。通过Cr3+荧光光谱分析,纤维/基体界面残余压应力高达369±63 MPa,和理论计算值422±6 MPa较为吻合。随着烧结温度的升高,复合材料纤维晶粒长大,缺陷增多,同时复合材料界面残余应力迅速升高,强度降低。含有磷酸镧界面层的连续氧化铝纤维增强氧化锆陶瓷基复合材料的致密度同样达到92%,抗弯强度为277±43 MPa,断裂韧性远高于不含磷酸镧界面层的复合材料达到15.93±0.75 MPa·m1/2。含有磷酸镧界面层的复合材料表现出了明显的纤维脱粘和拔出行为,断裂模式为非脆性断裂。经Cr3+荧光光谱测得的纤维/基体界面应力相较于不含磷酸镧界面层的复合材料降至131±41 MPa。因此,磷酸镧界面层释放了纤维和基体热失配导致的残余应力,为裂纹沿界面扩展提供了路径,提高了复合材料的断裂韧性,改善了复合材料的断裂模式。
二、Effect of alumina short fiber and air-cooling processing on solidification microstructure and tensile properties of Al_2O_3/Al-15Si composites（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、Effect of alumina short fiber and air-cooling processing on solidification microstructure and tensile properties of Al_2O_3/Al-15Si composites（论文提纲范文）
（1）微纳ZnS对铝硅合金凝固组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 铝合金简介 |
| 1.2.1 铝合金分类及简介 |
| 1.2.2 铸造铝硅合金 |
| 1.2.2.1 铝硅合金分类及常见牌号 |
| 1.2.2.2 铝硅合金相图与组织 |
| 1.2.2.3 铸造铝硅合金性能 |
| 1.3 铝硅合金中硅晶体结构与生长机制 |
| 1.3.1 硅的晶体结构 |
| 1.3.2 硅的生长机制 |
| 1.4 铝硅合金中初晶硅与共晶硅的形成与影响因素 |
| 1.4.1 初晶硅的形成 |
| 1.4.1.1 五瓣星形初晶硅 |
| 1.4.1.2 板片状初晶硅 |
| 1.4.1.3 八面体初晶硅 |
| 1.4.2 共晶硅的形成 |
| 1.4.3 铝硅合金硅相形成的影响因素 |
| 1.4.3.1 冷却速度 |
| 1.4.3.2 过热温度/保温时间 |
| 1.4.3.3 合金元素 |
| 1.5 硅相的细化方法 |
| 1.5.1 机械物理细化 |
| 1.5.2 快速凝固细化 |
| 1.5.3 半固态成形 |
| 1.5.4 化学变质处理 |
| 1.5.4.1 单组元变质 |
| 1.5.4.2 多组元变质 |
| 1.6 凝固理论与变质机理 |
| 1.6.1 金属晶粒细化理论 |
| 1.6.1.1 自由生长模型 |
| 1.6.1.2 晶格匹配理论 |
| 1.6.1.3 熔质理论 |
| 1.6.1.4 相互依存理论 |
| 1.6.2 铝硅合金变质机理 |
| 1.6.2.1 形核理论 |
| 1.6.2.2 生长理论 |
| 1.7 铸造热分析 |
| 1.7.1 铸造热分析原理与方法 |
| 1.7.2 冷却曲线的数学分析法 |
| 1.7.3 铸造热分析在铝硅合金中的发展与应用 |
| 1.8 本论文研究课题提出与研究内容 |
| 1.8.1 本论文研究课题提出 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备与工具 |
| 2.3 ZnS变质剂的制备 |
| 2.3.1 固相法 |
| 2.3.2 化学水浴沉积法 |
| 2.4 合金变质处理 |
| 2.4.1 变质剂处理 |
| 2.4.2 合金及工具预处理 |
| 2.4.3 合金过热处理 |
| 2.4.4 合金精炼 |
| 2.4.5 合金变质处理 |
| 2.4.6 测试试样的制备 |
| 2.4.6.1 试样切割与磨光 |
| 2.4.6.2 试样的抛光 |
| 2.4.6.3 测试试样的制备 |
| 2.5 物相、微观组织以及性能分析 |
| 2.5.1 XRD分析 |
| 2.5.2 金相分析 |
| 2.5.3 SEM以及EDX |
| 2.5.4 TEM |
| 2.5.5 硬度测试 |
| 2.5.6 拉伸测试 |
| 第三章 ZnS变质处理对Al-24Si合金凝固组织的影响 |
| 3.1 未变质处理Al-24Si合金组织 |
| 3.2 添加不同化合物原位反应ZnS变质处理Al-24Si合金 |
| 3.2.1 添加Na_2S |
| 3.2.2 添加Bi_2S_3 |
| 3.2.3 添加Fe_2S |
| 3.3 直接外加不同尺寸ZnS |
| 3.3.1 添加固相反应法制备纳米级ZnS |
| 3.3.2 添加微纳级ZnS |
| 3.3.3 添加微米级ZnS |
| 3.4 对比分析 |
| 3.5 机理讨论 |
| 3.5.1 ZnS变质初晶硅机理 |
| 3.5.2 外加法ZnS变质过程分析 |
| 3.5.3 原位生成ZnS变质过程分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 ZnS变质处理对Al-12Si合金凝固组织的影响 |
| 4.1 化学水浴法制备Al-12Si/ZnS的表征 |
| 4.1.1 XRD图谱分析 |
| 4.1.2 SEM形貌观察与EDX能谱分析 |
| 4.1.3 TEM形貌观察 |
| 4.2 Al-12Si/ZnS变质处理铝硅合金 |
| 4.2.1 Al-12Si/ZnS变质处理Al-12Si共晶铝硅合金 |
| 4.2.2 Al-12Si/ZnS变质处理Al-24Si过共晶铝硅合金 |
| 4.3 性能测试 |
| 4.3.1 力学性能检测 |
| 4.3.2 断口分析 |
| 4.4 机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 ZnS变质处理对铝硅合金冷却曲线的影响 |
| 5.1 冷却曲线测量装置简介 |
| 5.1.1 铝硅合金冷却曲线测量装置机理 |
| 5.1.2 自制冷却曲线测量装置 |
| 5.2 ZnS变质处理对Al-24Si过共晶铝硅合金冷却曲线的影响 |
| 5.2.1 未经变质处理Al-24Si过共晶铝硅合金冷却曲线 |
| 5.2.2 ZnS变质处理后Al-24Si过共晶铝硅合金冷却曲线 |
| 5.3 ZnS变质处理对Al-12Si共晶铝硅合金冷却曲线的影响 |
| 5.3.1 未经变质处理Al-12Si过共晶铝硅合金冷却曲线 |
| 5.3.2 ZnS变质处理后Al-12Si过共晶铝硅合金冷却 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的论文 |
（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）纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响（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制备技术 |
| 1.2.1 粉末冶金法 |
| 1.2.2 物理气相沉积法 |
| 1.2.3 搅拌铸造法 |
| 1.2.4 原位反应法 |
| 1.2.5 中间合金法 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料研究进展 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.2 非单一颗粒强化铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金的室温强化机制 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的腐蚀研究进展 |
| 1.4.1 铝合金的腐蚀类型 |
| 1.4.2 颗粒强化铝基复合材料的腐蚀 |
| 1.4.3 铝基复合材料的腐蚀机制 |
| 1.5 铝合金及铝基复合材料的叠轧研究进展 |
| 1.5.1 累积叠轧技术原理 |
| 1.5.2 铝合金及铝基复合材料叠轧板材的组织与性能 |
| 1.5.3 交互叠轧研究进展 |
| 1.5.4 叠轧过程中的强化机制 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 XPS测试分析 |
| 2.4 性能检测 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 电化学抗腐蚀性能测试 |
| 2.4.3 室温抗腐蚀性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 纳米TiC_p、TiB_(2p)和(TiC_p-TiB_(2p))增强Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备、组织和室温力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备及组织演变 |
| 3.2.1 内生纳米 TiC_p-Al中间合金和纳米 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.2.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料的铸态组织 |
| 3.2.3 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料在冷轧过程中的组织演变及析出相分布 |
| 3.2.4 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.3 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织影响及室温强化机制 |
| 3.3.1 纳米TiC_p对T6 处理后的Al-Mg-Si合金冷轧板材再结晶组织的影响 |
| 3.3.2 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金板才在二次冷轧中的位错增殖影响 |
| 3.3.3 纳米TiC_p的室温强化机制 |
| 3.4 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材与单相TiC_p、TiB_(2p)/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的组织与性能对比 |
| 3.4.1 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料及纳米TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.4.2 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料和TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料的铸态组织 |
| 3.4.3 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料,TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料和(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料的轧制组织 |
| 3.4.4 单相和双相Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.5 单相及双相纳米颗粒的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 纳米 TiC_p和纳米 TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的腐蚀行为的影响规律及机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 腐蚀样品的制备及腐蚀方法 |
| 4.2.1 腐蚀样品的制备 |
| 4.2.2 加速腐蚀方法及溶液 |
| 4.2.3 电化学腐蚀及浸泡腐蚀方法和溶液 |
| 4.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的加速腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.3.1 最大腐蚀深度 |
| 4.3.2 加速腐蚀表面 |
| 4.4 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的电化学腐蚀行为影响规律.. |
| 4.4.1 极化曲线 |
| 4.4.2 阻抗性能测试 |
| 4.5 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的侵泡腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.5.1 耐盐水腐蚀的影响规律 |
| 4.5.2 耐盐水腐蚀形貌 |
| 4.6 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的钝化行为、晶间腐蚀的影响规律及腐蚀机制 |
| 4.6.1 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶粒形貌及其钝化行为的影响规律 |
| 4.6.2 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶界处第二相数量及晶间腐蚀的影响 |
| 4.6.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材腐蚀性能的影响机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 纳米TiC_p对Al-Mg-Si板材在复合叠轧过程中组织和室温力学性能的影响规律及其作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备﹑组织和力学性能 |
| 5.2.1 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备 |
| 5.2.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧初始板材的组织与力学性能 |
| 5.2.3 Al-Mg-Si基体合金和TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的组织与力学性能 |
| 5.3 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧复合板材的制备﹑组织和性能 |
| 5.3.1 复合叠轧板材的制备 |
| 5.3.2 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的微观组织 |
| 5.3.3 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的力学性能 |
| 5.3.4 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材中层状异质构型的强化机制 |
| 5.4 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织与性能的影响规律 |
| 5.4.1 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的不同交互叠轧工艺 |
| 5.4.2 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.3 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.4 不同交互叠轧工艺对纳米TiC_p空间分布的影响 |
| 5.5 不同交互叠轧工艺对 Al-Mg-Si合金+Ti Cp/Al-Mg-Si 复合材料复合叠轧板材的强度各向同性机制 |
| 5.7 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 |
（4）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 |
（5）直接激光沉积Al2O3陶瓷高温热处理工艺（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 Al_2O_3陶瓷材料 |
| 1.1.1 Al_2O_3陶瓷材料应用背景 |
| 1.1.2 Al_2O_3陶瓷制备工艺 |
| 1.1.3 直接激光沉积Al_2O_3陶瓷材料 |
| 1.2 高温热处理工艺 |
| 1.2.1 高温热处理工艺概述 |
| 1.2.2 Al_2O_3陶瓷高温热处理研究现状 |
| 1.3 本课题研究的主要内容 |
| 1.3.1 研究内容 |
| 1.3.2 技术路线 |
| 2 直接激光沉积Al_2O_3陶瓷高温热处理及检测方法 |
| 2.1 实验设备与材料 |
| 2.1.1 实验设备 |
| 2.1.2 实验材料 |
| 2.2 直接激光沉积实验方法及高温热处理实验方法 |
| 2.2.1 直接激光沉积实验方法 |
| 2.2.2 高温热处理实验方法 |
| 2.3 检测方法 |
| 2.3.1 微观组织检测及元素分析 |
| 2.3.2 物相组成检测 |
| 2.3.3 质量检测 |
| 2.3.4 粗糙度检测 |
| 2.3.5 硬度及断裂韧性检测 |
| 2.3.6 弯曲强度检测 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 高温热处理对Al_2O_3陶瓷微观组织的影响 |
| 3.1 直接激光沉积Al_2O_3陶瓷的微观组织 |
| 3.1.1 直接激光沉积Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.1.2 直接激光沉积Al_2O_3陶瓷的物相组成 |
| 3.2 高温热处理温度对Al_2O_3陶瓷微观组织的影响 |
| 3.2.1 500℃10 h高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.2.2 1000℃10 h高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.2.3 1500℃10 h高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.2.4 1600℃10 h高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.2.5 热处理温度单因素实验后Al_2O_3陶瓷的物相组成 |
| 3.3 高温热处理时间对Al_2O_3陶瓷微观组织的影响 |
| 3.3.1 5h1600℃高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.3.2 10h1600℃高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.3.3 15h1600℃高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.3.4 20h1600℃高温热处理实验后Al_2O_3陶瓷的晶粒形态 |
| 3.3.5 热处理时间单因素实验后Al_2O_3陶瓷的物相组成 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 高温热处理对Al_2O_3陶瓷宏观形貌与力学性能的影响 |
| 4.1 热处理温度对Al_2O_3陶瓷宏观形貌的影响 |
| 4.1.1 热处理温度对Al_2O_3陶瓷样件质量的影响 |
| 4.1.2 热处理温度对Al_2O_3陶瓷样件尺寸的影响 |
| 4.1.3 热处理温度对Al_2O_3陶瓷样件表面粗糙度的影响 |
| 4.2 热处理时间对Al_2O_3陶瓷宏观形貌的影响 |
| 4.2.1 热处理时间对Al_2O_3陶瓷样件质量的影响 |
| 4.2.2 热处理时间对Al_2O_3陶瓷样件尺寸的影响 |
| 4.2.3 热处理时间对Al_2O_3陶瓷样件表面粗糙度的影响 |
| 4.3 热处理温度对Al_2O_3陶瓷力学性能的影响 |
| 4.3.1 热处理温度对Al_2O_3陶瓷硬度的影响 |
| 4.3.2 热处理温度对Al_2O_3陶瓷断裂韧性的影响 |
| 4.3.3 热处理温度对Al_2O_3陶瓷弯曲强度的影响 |
| 4.4 热处理时间对Al_2O_3陶瓷力学性能的影响 |
| 4.4.1 热处理时间对Al_2O_3陶瓷硬度的影响 |
| 4.4.2 热处理时间对Al_2O_3陶瓷断裂韧性的影响 |
| 4.4.3 热处理时间对Al_2O_3陶瓷弯曲强度的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（6）定向冷冻-压力浸渗制备仿生Al/B4C与Al/Al2O3复合材料（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 自然生物材料的设计结构 |
| 1.2.1 贝壳与层状结构 |
| 1.2.2 羊角与层状/管状结构 |
| 1.2.3 骨骼与层状/梯度结构 |
| 1.2.4 多种结构复合构型 |
| 1.3 仿生结构复合材料的制备技术与研究现状 |
| 1.3.1 仿贝壳层状复合材料 |
| 1.3.2 仿羊角层状/管状复合材料 |
| 1.3.3 仿骨骼层状/梯度复合材料 |
| 1.4 定向冷冻技术制备仿生结构材料的研究进展 |
| 1.4.1 定向冷冻技术原理 |
| 1.4.2 定向冷冻技术的关键控制因素 |
| 1.4.3 定向冷冻技术制备仿生复合材料的研究现状 |
| 1.5 课题研究目的、研究内容和创新点 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 创新点 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 骨架材料 |
| 2.1.2 浸渗金属 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 高温润湿性测试 |
| 2.4 真空-压力浸渗 |
| 2.5 组织分析 |
| 2.5.1 陶瓷骨架的线性收缩率与孔隙率 |
| 2.5.2 复合材料的密度 |
| 2.5.3 物相分析 |
| 2.5.4 显微观察 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 浆料粘度 |
| 2.6.2 显微硬度 |
| 2.6.3 弹性模量 |
| 2.6.4 压缩强度 |
| 2.6.5 弯曲强度 |
| 2.6.6 断裂韧性 |
| 2.6.7 原位弯曲 |
| 2.6.8 磨损性能 |
| 第3章 定向冷冻-压力浸渗制备仿贝壳层状Al/B_4C复合材料 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 骨架物相组成 |
| 3.4 骨架微观结构 |
| 3.5 高温润湿性与浸渗压力优化 |
| 3.6 复合材料物相组成 |
| 3.7 复合材料微观结构 |
| 3.8 复合材料力学性能 |
| 3.9 复合材料增韧机制 |
| 3.10 本章小结 |
| 第4章 乳液定向冷冻-压力浸渗制备仿羊角层状/管状Al/Al_2O_3复合材料 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 陶瓷骨架结构 |
| 4.4 浆料粘度对陶瓷骨架微观结构的影响 |
| 4.5 复合材料微观结构 |
| 4.6 复合材料力学性能 |
| 4.6.1 弹性模量 |
| 4.6.2 压缩性能 |
| 4.6.3 弯曲性能 |
| 4.7 复合材料吸能机制与增韧机制 |
| 4.7.1 吸能机制 |
| 4.7.2 增韧机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 沉降/离心-定向冷冻-压力浸渗制备仿骨骼层状/梯度复合材料 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 沉降-定向冷冻-压力浸渗制备层状/梯度Al/(Al_2O_3+Mullite)复合材料 |
| 5.2.1 沉降分离动力学 |
| 5.2.2 实验材料与方法 |
| 5.2.3 梯度多孔陶瓷骨架 |
| 5.2.4 复合材料结构 |
| 5.2.5 复合材料力学性能 |
| 5.2.6 复合材料断裂机制 |
| 5.3 离心-定向冷冻-压力浸渗制备层状/梯度Al/Al_2O_3复合材料 |
| 5.3.1 离心分离动力学 |
| 5.3.2 实验材料与方法 |
| 5.3.3 陶瓷浆料粘度 |
| 5.3.4 离心旋转速率对陶瓷骨架结构的影响 |
| 5.3.5 离心旋转时间对陶瓷骨架结构的影响 |
| 5.3.6 复合材料微观结构与力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 本文结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 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 |
（7）γ-Al2O3纳米颗粒对高硅铝合金微观组织和性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高硅铝合金的组织和性能特点 |
| 1.2.1 高硅铝合金的组织特点 |
| 1.2.2 高硅铝合金的性能特点 |
| 1.3 过共晶铝硅合金硅相的细化和变质 |
| 1.3.1 过共晶铝硅合金的硅相细化和变质机理 |
| 1.3.2 铝硅合金的物理细化法 |
| 1.3.3 化学变质法 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.4.1 原位生成法 |
| 1.4.2 颗粒外加法 |
| 1.5 高硅铝合金的硅相细化和变质遇到的挑战 |
| 1.6 研究意义及主要内容 |
| 第二章 试验材料和方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.4 冷却速率的测量 |
| 2.5 材料的成分以及组织的显微表征 |
| 2.5.1 化学成分分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 光学显微分析(OM) |
| 2.5.4 扫描电子显微镜分析 |
| 2.5.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.5.6 DSC测试 |
| 2.5.7 原位拉伸 |
| 2.5.8 金相尺寸统计 |
| 2.6 材料的性能测试 |
| 2.6.1 硬度测试 |
| 2.6.2 室温拉伸测试 |
| 2.6.3 热膨胀性能测试 |
| 2.6.4 摩擦磨损测试 |
| 第三章 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金微观组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金微观组织的影响 |
| 3.2.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对初晶硅的组织影响 |
| 3.2.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对初晶硅的组织影响 |
| 3.3 初晶硅和共晶硅的生长形貌分析 |
| 3.4 γ-Al_2O_3纳米颗粒的分布 |
| 3.5 γ-Al_2O_3纳米颗粒对硅相的细化和变质机理 |
| 3.6 Al-20Si复合材料的原位拉伸断裂特性 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金的性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金显微硬度的影响 |
| 4.3 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金力学性能的影响 |
| 4.3.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金的拉伸断口的影响 |
| 4.4 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金热膨胀系数的影响 |
| 4.4.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金热膨胀系数的影响 |
| 4.4.2 Al-20Si复合材料热膨胀系数的理论模型计算 |
| 4.5 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.5.1 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金摩擦系数的影响 |
| 4.5.2 γ-Al_2O_3纳米颗粒对Al-20Si合金磨损率的影响 |
| 4.5.3 不同纳米颗粒对Al-20Si合金磨损行为的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 冷却速率对Al-20Si复合材料组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 冷却速率对Al-20Si复合材料初晶硅的组织影响 |
| 5.3 冷却速率对Al-20Si复合材料共晶硅的组织影响 |
| 5.4 冷却速率对γ-Al_2O_3纳米颗粒的分布影响 |
| 5.5 冷却速率对Al-20Si复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与创新性 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新性 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
（8）高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 耐热铝合金研究概况 |
| 1.1.1 耐热铝合金的发展现状 |
| 1.1.2 耐热铝合金的国内外研究进展 |
| 1.2 铸造耐热铝合金 |
| 1.2.1 铸造耐热Al-Si合金 |
| 1.2.2 合金化元素对耐热Al-Si合金的影响 |
| 1.2.3 铸造耐热Al-Cu合金 |
| 1.2.4 热处理对耐热铝合金的作用 |
| 1.3 耐热铝合金强化机理 |
| 1.4 铝基复合材料的增强体与制备方法 |
| 1.4.1 Al_3M相对耐热铝基复合材料的作用 |
| 1.4.2 外加增强体制备铝基复合材料 |
| 1.4.3 搅拌铸造法制备铝基复合材料 |
| 1.4.4 原位反应法制备耐热铝基复合材料 |
| 1.5 本文研究目的及意义 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 复合材料制备及熔炼方法 |
| 2.5 热处理工艺 |
| 2.6 微观组织检测与分析仪器 |
| 2.6.1 金相试样制备 |
| 2.6.2 显微组织分析 |
| 2.7 拉伸性能测试 |
| 第三章 Al_3Zr和 Al_3Ti对铝基复合材料组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织及力学性能 |
| 3.2.1 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 3.2.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的常温拉伸性能 |
| 3.2.3 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 3.3 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织与力学性能 |
| 3.3.1 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 3.3.2 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的常温拉伸性能 |
| 3.3.3 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 3.4 断口分析 |
| 3.4.1 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料常温断口分析 |
| 3.4.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料高温断口分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 原位反应制备Al_3Zr& Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的显微组织及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 正交实验设计 |
| 4.3 显微组织分析 |
| 4.4 Al_3Zr&Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.5 Al_3Zr&Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 4.6 断口分析 |
| 4.6.1 常温拉伸断口分析 |
| 4.6.2 高温拉伸断口分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 热处理对铝基复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理对2%Al_3Zr&3%Al_3Ti/Al-10Si-2Ni组织与性能的影响 |
| 5.2.1 显微组织 |
| 5.2.2 T6 热处理后室温拉伸性能 |
| 5.2.3 T6 热处理后高温拉伸性能 |
| 5.3 热处理拉伸断口分析 |
| 5.3.1 常温断口分析 |
| 5.3.2 高温断口分析 |
| 5.4 热暴露对Al-8Si-2Ni显微组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 不同热暴露时间的Al-8Si-2Ni的显微组织 |
| 5.4.2 室温力学性能 |
| 5.4.3 高温力学性能 |
| 5.5 热暴露对4%Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 5.5.1 4%Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 5.5.2 常温力学性能 |
| 5.5.3 高温力学性能 |
| 5.6 断口分析 |
| 5.6.1 常温断口分析 |
| 5.6.2 高温断口分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的成果 |
（9）非均匀Al2O3颗粒增强铝基复合材料的制备工艺及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的概述 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料的性能 |
| 1.2.3 颗粒增强铝基复合材料的制备工艺 |
| 1.3 均匀分布铝基复合材料 |
| 1.3.1 微米颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.2 纳米颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.4 非均匀金属基复合材料 |
| 1.4.1 非均匀结构设计 |
| 1.4.2 仿生结构设计 |
| 1.4.3 非均匀微结构设计 |
| 1.5 本文主要研究目标 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 Al-Al_2O_3复合材料的制备 |
| 2.2.1 复合粉体的制备 |
| 2.2.2 复合材料的烧结和热挤出 |
| 2.3 Al-Al_2O_3复合材料的性能测试 |
| 2.3.1 常温准静态压缩测试 |
| 2.3.2 常温动态压缩测试 |
| 2.3.3 常温拉伸测试 |
| 2.4 Al-Al_2O_3复合材料的显微表征 |
| 2.4.1 X射线衍射仪(XRD) |
| 2.4.2 金相显微镜(OM) |
| 2.4.3 扫描电子显微镜(SEM)和X射线能谱仪(EDS) |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 球磨时间对Al-Al_2O_3非均匀复合材料的组织和力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 非均匀复合材料的表征 |
| 3.2.1 粉体的尺寸和形貌 |
| 3.2.2 粉体的物相分析 |
| 3.2.3 块体的微观结构 |
| 3.3 非均匀复合材料的压缩性能 |
| 3.3.1 常温准静态压缩性能 |
| 3.3.2 常温准静态压缩失效分析 |
| 3.3.3 动态压缩性能 |
| 3.3.4 动态压缩断口 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 热挤出变形对Al-Al_2O_3非均匀复合材料的组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热挤出对不同球磨时间样品组织和拉伸性能的影响 |
| 4.2.1 物相组成 |
| 4.2.2 微观结构 |
| 4.2.3 常温拉伸性能 |
| 4.2.4 拉伸断口 |
| 4.2.5 拉伸失效分析 |
| 4.3 挤出比对复合材料组织和拉伸性能的影响 |
| 4.3.1 微观结构 |
| 4.3.2 常温拉伸性能 |
| 4.3.3 拉伸断口 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 体积分数对Al-Al_2O_3非均匀复合材料的组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热挤出前体积分数对复合材料组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 微观结构 |
| 5.2.2 常温准静态压缩性能 |
| 5.2.3 压缩断口 |
| 5.3 热挤出后体积分数对复合材料组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 微观结构 |
| 5.3.2 常温拉伸性能 |
| 5.3.3 拉伸断口 |
| 5.4 Al-Al_2O_3非均匀复合材料强化机理 |
| 5.4.1 载荷传递强化 |
| 5.4.2 Orowan强化 |
| 5.4.3 热失配强化 |
| 5.4.4 细晶强化 |
| 5.4.5 混合强化 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及科研成果 |
（10）连续氧化铝纤维增强氧化锆陶瓷基复合材料的制备和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 氧化铝纤维简介 |
| 1.3 氧化锆陶瓷简介 |
| 1.4 连续纤维增强陶瓷基复合材料概述 |
| 1.4.1 连续纤维增强陶瓷基复合材料的分类 |
| 1.4.2 连续纤维增强陶瓷基复合材料的设计原则 |
| 1.4.3 连续纤维增强陶瓷基复合材料的制备方法 |
| 1.4.4 连续纤维增强陶瓷基复合材料的增韧机制 |
| 1.4.5 连续纤维增强陶瓷基复合材料的增韧方式——设计弱界面 |
| 1.5 连续纤维增强陶瓷基复合材料的研究进展 |
| 1.5.1 连续纤维增强陶瓷基复合材料 |
| 1.5.2 氧化物连续纤维增强陶瓷基复合材料 |
| 1.6 课题研究主要意义和内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 实验与研究方法 |
| 2.1 主要实验材料与设备 |
| 2.1.1 增强体纤维 |
| 2.1.2 陶瓷基体 |
| 2.1.3 其他材料 |
| 2.1.4 主要实验设备 |
| 2.2 LaPO_4涂层制备工艺与表征方法 |
| 2.2.1 LaPO_4涂层的制备 |
| 2.2.2 纤维表征方法 |
| 2.3 浆料的制备工艺和表征方法 |
| 2.3.1 浆料的制备 |
| 2.3.2 浆料的表征方法 |
| 2.4 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的制备与表征方法 |
| 2.4.1 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的制备 |
| 2.4.2 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的表征方法 |
| 第三章 Al_2O_3纤维的结构和力学性能研究 |
| 3.1 Al_2O_3纤维的组成分析 |
| 3.2 Al_2O_3纤维的力学性能和微观结构 |
| 3.3 高温热处理对Al_2O_3纤维力学性能和微观结构的影响 |
| 3.4 LaPO_4涂层对Al_2O_3纤维力学性能和形貌的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 YSZ浆料的制备工艺与性能研究 |
| 4.1 pH值对浆料性能的影响 |
| 4.1.1 pH值对YSZ浆料陶瓷颗粒Zeta电位的影响 |
| 4.1.2 pH值对YSZ浆料黏度的影响 |
| 4.1.3 pH至对YSZ浆料悬浮稳定性的影响 |
| 4.2 分散剂对浆料性能的影响 |
| 4.2.1 分散剂对YSZ陶瓷颗粒Zeta电位的影响 |
| 4.2.2 分散剂对YSZ浆料黏度的影响 |
| 4.2.3 分散剂对YSZ浆料悬浮稳定性的影响 |
| 4.3 球磨时间对浆料性能的影响 |
| 4.3.1 球磨时间对YSZ浆料黏度和粒径的影响 |
| 4.3.2 球磨YSZ浆料粉体颗粒显微形貌 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的结构和力学性能研究 |
| 5.1 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的组成及结构 |
| 5.1.1 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的基体表征 |
| 5.1.2 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料微观结构 |
| 5.2 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的力学性能研究 |
| 5.2.1 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的力学性能 |
| 5.2.2 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的增韧机理 |
| 5.2.3 烧结温度对Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的界面应力研究 |
| 5.3.1 Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料界面应力分析 |
| 5.3.2 烧结温度对Al_2O_(3,f)/YSZ复合材料的界面应力的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Al_2O_(3,f)/LaPO_4/YSZ复合材料的结构和力学性能研究 |
| 6.1 Al_2O_(3,f)/LaPO_4/YSZ复合材料的微观结构 |
| 6.2 Al_2O_(3,f)/LaPO_4/YSZ复合材料的力学性能研究 |
| 6.2.1 Al_2O_(3,f)/LaPO_4/YSZ复合材料的力学性能 |
| 6.2.2 Al_2O_(3,f)/LaPO_4/YSZ复合材料的增韧机理 |
| 6.3 Al_2O_(3,f)/LaPO_4/YSZ复合材料的界面应力研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
四、Effect of alumina short fiber and air-cooling processing on solidification microstructure and tensile properties of Al_2O_3/Al-15Si composites（论文参考文献）
- [1]微纳ZnS对铝硅合金凝固组织的影响[D]. 王鹰. 青岛科技大学, 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]纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响[D]. 庚润. 吉林大学, 2021
- [4]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)
- [5]直接激光沉积Al2O3陶瓷高温热处理工艺[D]. 朱甲. 大连理工大学, 2021(01)
- [6]定向冷冻-压力浸渗制备仿生Al/B4C与Al/Al2O3复合材料[D]. 杨立凯. 吉林大学, 2021(01)
- [7]γ-Al2O3纳米颗粒对高硅铝合金微观组织和性能的影响研究[D]. 吕勋. 上海交通大学, 2020(01)
- [8]高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响[D]. 孙建波. 广西大学, 2020(07)
- [9]非均匀Al2O3颗粒增强铝基复合材料的制备工艺及力学性能研究[D]. 曹国豪. 西南交通大学, 2020(07)
- [10]连续氧化铝纤维增强氧化锆陶瓷基复合材料的制备和性能研究[D]. 李学武. 上海交通大学, 2020(09)