一、准晶颗粒增强的Al基复合材料的热膨胀性能(论文文献综述)
王娟,杨忠,孟祥松,段洪波,陶栋,李建平[1](2021)在《Al-Cu-Fe-Ce准晶中间合金的显微组织及热膨胀系数研究》文中研究表明针对准晶材料的脆性问题,通过常规铸造法制备了四元(Al63Cu25Fe12)100-xCex(原子数分数x=2,3,5,7)准晶中间合金,采用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)以及透射电子显微镜(TEM)等,分析了铈含量对合金组织及热膨胀系数的影响。结果表明:随着铈含量的增加,合金中的二十面体准晶Ⅰ相的含量逐渐降低,含铈相发生一定程度的富集和粗化,当铈含量增加至7%时,合金中细小分布的不规则块状Al13Ce2Cu13相明显减少,出现了团絮状的Al8CeCu4相;且随着铈含量的增加,合金的热膨胀系数先降低后又升高,含铈量为5%时,合金的热膨胀系数达到最小值。
卢依依[2](2021)在《Al-Cu-Fe准晶制备及其对7075合金组织和性能的影响》文中研究指明Al-Cu-Fe系准晶颗粒由于其优异力学性能和低热膨胀系数适合作为铝基复合材料的增强组元,以改善材料的热膨胀行为。本文首先采用普通铸造法制备Al63Cu27-xFe10+x(x=0,2,4)准晶合金,并研究热处理后准晶的微观组织,分析准晶相与热处理工艺之间的关系;对Al63Cu25 Fe12准晶合金进行球磨处理,以获得尺寸均匀的准晶颗粒;通过半固态铸造法,将Al63Cu25Fe12准晶颗粒加入7075合金,探究制备工艺、准晶加入量及热处理工艺对所制备复合材料组织与性能的影响,得到以下主要结论:普通铸造法所制备的Al-Cu-Fe系准晶合金,其铸态相组成包括:τ相、Ⅰ相、β相和λ相。DSC差热分析表明了λ相、β相、Ⅰ相和τ相的转变温度依次为:1143℃、975℃、874℃和702℃。Al63Cu27-x Fe10+x(x=0,2,4)合金组织表明,Al含量一定时,随着Cu含量减少、Fe含量增加,枝晶λ相变大,准晶Ⅰ相增多。经过750℃和800℃保温处理时,发生β+τ→Ⅰ的转变,λ、β、τ相含量显着减少,准晶Ⅰ相增多。采用半固态铸造法将Al63Cu25Fe12准晶颗粒与7075合金进行复合。对精炼除气和未精炼除气的两种(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料进行了相同条件的热处理,显微组织观察表明,当准晶添加量为10wt.%时,未精炼除气的(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料经480℃固溶处理和120℃时效处理后发现了准晶Ⅰ相的存在。这是由于铸造过程中7075合金熔体对Al63Cu25Fe12准晶颗粒的润湿性较差,准晶在熔体中分布不均匀,局部高含量的Fe、Cu原子与基体中的Al原子发生反应,分别生成准晶λ相和θ相;在热处理过程中,Fe原子和Cu原子和基体Al原子反应结合形成准晶Ⅰ相。力学性能测试表明,当7075合金中准晶添加量为10 wt.%时,未精炼除气的(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料具有较优的力学性能。为消除复合材料中的铸造缺陷、使组织均匀化,在400℃,0.5-1.0m/min挤出速率条件下,对未精炼除气的(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料进行挤压。(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料组织在挤压过程中,准晶颗粒和晶界周围的金属间化合物均匀粉碎。挤压后的(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料组织中均观察到准晶Ⅰ相:准晶Ⅰ相被准晶λ相包裹住,形成一圈亮白色的物质。力学性能测试表明,挤压处理可有效提高复合材料室温抗拉强度。当准晶添加量为10wt.%时,(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料获得抗拉强度极值475MPa。复合材料热膨胀性能研究表明,向7075合金中引入低热膨胀系数的Al63Cu25Fe12准晶,可使合金的线膨胀系数显着降低。与7075合金的线膨胀系数27.86×10-6/℃相比,挤压态10wt.%(Al63Cu25Fe12)p/7075复合材料的线膨胀系数最低可达19.18 ×10-6/℃。
王厚彬[3](2020)在《多内耗镁基阻尼复合材料力学与阻尼性能的研究》文中认为多内耗镁基阻尼复合材料具有高力学性能和高阻尼性能,同时兼具密度小、比强度高及散热性能好等优点,是近几年来镁合金领域的研究热点。多内耗镁基复合材料指的是在镁或者镁合金中添加陶瓷增强相或者中间化合物制备而成的金属复合材料,它能够将材料之间的优缺点进行互补,扩大了材料进一步的应用领域和使用范围。其中颗粒增强制备金属复合材料因其制备工艺简单、成本低,易于控制等特点而成为最受关注的制备方法。在陶瓷颗粒中,Si C颗粒具备高熔点、化学性质稳定并且与镁具有相同的晶体结构等特点,非常适合作为增强镁基复合材料的增强体。基于此,在本文中,分别选取含有长周期特殊结构相(LPSO相)和准晶相的Mg-Zn-Y合金为镁基体,Si C陶瓷颗粒为增强体,通过搅拌铸造制备多内耗镁基阻尼复合材料,通过OM、SEM、TEM、XRD及DMA等技术手段,研究合金中第二相和外加增强相对复合材料力学性能和阻尼性能的影响,分析讨论强化机制和阻尼机制。研究结果如下:(1)通过对Si C/Mg97Zn1Y2复合材料研究发现,随着Si C含量的增加,复合材料的力学性能呈现先上升后下降的趋势,当Si C颗粒添加量为0.5wt.%时,力学性能最优,抗压强度最高达到319MPa,较铸态合金增加了6.3%。通过断口分析可知,复合材料与基体合金一样均属于脆性断裂,并且裂纹源从试样边缘向内部扩展。对于复合材料阻尼性能而言,在应变振幅较低时,随着Si C含量的增加,复合材料的阻尼性能随之增大,Si C添加量为0.5wt.%表现出最好的阻尼性能;在应变振幅较高时,阻尼性能相差不大。(2)通过对Si C/Mg94Zn5Y1复合材料研究发现,Si C颗粒的加入对基体合金的显微组织以及准晶相影响不大,并且Si C颗粒分布较为均匀。复合材料的力学性能随着Si C含量的增加先升高后降低,抗压强度最高达到350MPa,较铸态合金增加了13.8%。对于该材料阻尼性能而言,在应变振幅较低时,Si C/Mg94Zn5Y1复合材料的阻尼性能随着Si C含量的增加变化不大,但是临界应变振幅值要比Mg94Zn5Y1合金要小,说明复合材料中的位错受弱钉扎点的影响越小,位错可动性较好,故而阻尼性能较好;在应变振幅较高时,复合材料的阻尼性能均高于铸态Mg94Zn5Y1合金,并且阻尼性能随着Si C含量的增加而降低。(3)通过对多孔Mg97Zn1Y2材料研究发现,孔隙率随着发泡剂Mg CO3含量的增加而增大。孔隙率增大,降低了多孔材料的致密度,降低了多孔Mg97Zn1Y2材料的力学性能,但复合材料的阻尼性能得到大幅度的提升;在应变振幅较低时,阻尼性能随着孔隙率的增大而增加。(4)通过对Si C/Mg97Zn1Y2、Si C/Mg94Zn5Y1和多孔Mg97Zn1Y2材料阻尼-应变振幅相关性研究发现,当复合材料处于滞弹性阶段时,利用G-L理论计算出了复合材料的1、2值,由此推出各复合材料中强弱钉扎点的数量。当复合材料处于微塑性变形阶段时,阻尼与应变振幅不再是线性关系,因此不能用G-L理论来解释,我们引入新的位错阻尼理论成功求解出位错滑移的激活体积大小,并解释了阻尼性能的影响因素。
李紫璇[4](2020)在《FeCoNiTi0.4Cr0.5Al0.6高熵合金颗粒增强6061铝基复合材料工艺与组织性能的研究》文中提出铝基复合材料(AMCs)因其具有低密度、高强度和高弹性模量等优异性能,使其在轻质材料的结构应用方面显示出巨大的潜力。陶瓷颗粒(Al2O3,Ti B2,B4C和Si C等)具有高强度、高刚度和硬度,通常用作AMCs中的强化相,但陶瓷颗粒与铝基体之间的界面结合比较差且复合材料难加工。近十几年来,高熵合金(HEA)由于其高强度、高硬度、良好的热稳定性和耐磨性且高熵合金增强体与铝基体之间具有良好的界面结合,因而受到广泛关注。本文采用机械合金化制备了Co Ni Fe Al0.4Ti0.6Cr0.5高熵合金颗粒,以及采用球磨-热压-热挤压工艺制备高熵合金颗粒增强6061铝基复合材料,并探讨了不同体积分数的高熵合金、不同球磨时间的复合材料粉末以及不同的热压温度对铝基复合材料的微观组织及力学性能的影响。主要结果如下:(1)采用机械合金化制备出纳米晶Co Ni Fe Al0.4Ti0.6Cr0.5高熵合金颗粒,平均粒径为12μm左右;采用球磨-热压-热挤压工艺制备出Co Ni Fe Al0.4Ti0.6Cr0.5高熵合金颗粒增强6061铝基复合材料。研究表明,热挤压工艺可明显改善复合材料的组织分布,显着减少热压样品中的HEA大颗粒团聚,且HEA颗粒沿着挤压轴方向呈带状分布,增强体和铝基体之间没有产生明显的界面反应。(2)加入纳米晶Co Ni Fe Al0.4Ti0.6Cr0.5高熵合金颗粒可显着提高铝基复合材料的强度。随着HEA颗粒体积分数的增加,复合材料的拉伸屈服强度先增大后减小。其中,6061Al-10HEA复合材料中增强相的组织分布较为均匀,可有效阻碍位错移动,拉伸屈服强度和断裂应变分别为179 MPa、12.3%,其屈服强度比6061铝基体(141 MPa)提高了27%。当HEA颗粒体积分数增加至15%、20%时,复合材料中有明显的HEA颗粒团聚现象及孔洞,尤其是6061Al-20HEA,严重降低了复合材料的力学性能。(3)球磨时间对复合材料的组织分布、晶粒结构及力学性能均产生重要影响。随着球磨时间的增加,HEA颗粒逐渐破碎,小颗粒增多,热挤压后增强相沿着热挤压轴呈带状分布的现象逐渐明显。其中6061Al-7.5HEA-10h复合材料的组织分布最均匀,热处理后其抗拉强度和断裂应变分别为378 MPa、8.4%。当球磨时间增加到20 h,抗拉强度和断裂应变均明显下降。这主要是由于HEA颗粒分布不均匀以及球磨时间较长引入较多氧化物导致。但是,当球磨时间长达40 h时,复合材料表现出最高的抗拉强度(385 MPa),且断裂应变(4.5%)接近6061Al-7.5HEA-20h复合材料的断裂应变(4.4%),这主要归因于6061Al-7.5HEA-40h复合材料基体中有明显的多尺寸晶粒结构,而这主要与细小的HEA颗粒簇与再结晶行为有关。该复合材料的强化机制有细晶强化、位错强化、载荷传递强化和Orowan强化,并以细晶强化为主。(4)随着热压温度的升高,高熵合金颗粒增强铝基复合材料的粉末流动性增加,孔洞逐渐减少,且基体-增强体界面层逐渐增厚。当热压温度为510℃时,获得适当厚度的界面层约0.4μm,复合材料的综合性能较好,拉伸屈服强度和断裂应变分别为198 MPa、9.5%。
张亚洲[5](2020)在《Al2Ti3V2ZrB高熵合金颗粒增强铝基复合材料的微观组织与力学性能研究》文中进行了进一步梳理针对传统陶瓷颗粒增强铝基复合材料和目前高熵合金增强铝基复合材料中存在的问题,研究开发了Al2Ti3V2ZrB轻质高熵合金增强体,并在此基础上成功制备了Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料,详细研究了Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料粉末的球磨工艺、烧结工艺以及Al2Ti3V2ZrB增强体颗粒的含量对Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料的组织和性能的影响,取得如下研究成果:经过350 r/min、10 h球磨后可以获得粒径为2-3mm的细小高熵合金粉末。经1350°C,2h烧结后可以获得由BCC基体、HCP、α-Ti B12、β-Al Zr3析出相组成的Al2Ti3V2ZrB高熵合金,合金的硬度和密度分别达到5.244 g/cm3、1153.9 HV。经过350 r/min、48 h机械球磨后得到的粒径为0.5-1μm的增强体颗粒是一种极具竞争力的铝基复合材料的增强体。Al2Ti3V2ZrB对Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料具有良好的强化效果,但复合材料的组织与性能受到球磨工艺、烧结工艺和Al2Ti3V2ZrB体积分数的影响。烧结温度会影响Al2Ti3V2ZrB增强体的尺寸及在2024Al基体中的分布,从而影响Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料的力学性能。采用烧结温度,2 h烧结时间的最佳烧结工艺制备的复合材料具有最好的Al2Ti3V2ZrB增强体颗粒分布效果和最高的密度与硬度。球磨工艺对Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料的微观组织产生显着的影响,过高的球磨速度或过长的球磨时间均会造成Al2Ti3V2ZrB颗粒的团聚,影响复合材料的组织均匀性。在球磨速度为150 r/min、球磨时间为5 h的最佳球磨工艺下,Al2Ti3V2ZrB颗粒在2024Al基体中的分布最均匀,复合材料的硬度最高、抗压强度最大,塑性最好。随着Al2Ti3V2ZrB增强体含量的增加,复合材料的硬度随之增加,但压缩强度呈现出先增加后下降的变化趋势。原因在于增强体颗粒在Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料中的分布均匀性随着增强体颗粒体积分数的增加先增加后下降,影响了Al2Ti3V2ZrB增强体对2024Al基体的弥散强化、Al2Ti3V2ZrB增强体与2024Al基体之间的载荷传递强化及2024Al基体细晶强化效果。
冯艳,陈超,彭超群,王日初[6](2017)在《镁基复合材料的研究进展》文中提出主要介绍镁基复合材料常见的增强体,分析其对镁基复合材料的显微组织、力学性能以及物理化学性能的影响,进一步讨论镁基复合材料界面反应和界面优化的研究现状,展望镁基复合材料的应用前景和发展方向。
李仲杰,姬长波,于化顺,潘峰,刘帅,余晖[7](2017)在《镁基复合材料中常用颗粒增强相研究现状》文中提出镁基复合材料具有低的密度、高比强度、比刚度与优异的阻尼性能,是汽车、航空航天等领域的理想化轻量材料,已经成为近年来新材料领域的研究热点。合理有效地选择颗粒增强相对于提升镁基复合材料的性能有着重要的作用。分别从外加法与原位合成法两个方面综述了镁基复合材料颗粒增强相的类型及其对材料力学性能的影响,并对其相应的应用现状进行了分析。最后对颗粒增强相的发展趋势进行了展望。
张峰浩[8](2016)在《AlCuFe准晶的制备及其与SiC分别增强ZL101的研究》文中认为Al-Si合金因其良好的铸造流动性,使得其所制备的铸件具有致密、耐磨、抗疲劳等优点,但因其内部初生α-Al的晶粒较为粗大,且会生成影响溶液顺利流动的共晶Si割裂组织,这些缺点严重影响制备出合金的综合性能和相应切削性,因此很难被广泛应用于汽车、航空航天等领域。然而通过对基体合金添加增强颗粒,可以起到细化晶粒且强化合金的作用,传统方法是应用SiC作为增强相,但是由于SiC颗粒与金属基体的润湿性差,且容易与基体界面发生反应,因此其应用受到了一定程度的限制。但是近年来由于准晶的发现,改变了这一现状,准晶具有高强度、高硬度、耐热、耐磨以及高温稳定性,最重要的是准晶与基体润湿性较好,是一种非常理想的金属强化相。本文正是利用准晶作为强化相,进行增强ZL101铝合金,并且与SiC增强ZL101合金做相应比较。本文首先利用常规铸造法准备出Al(63+x)Cu25-xFe12(x=0,1)准晶中间合金,随后通过适当的热处理工艺方案,促使该合金中准晶I相的成分趋于单一,分析这两种成分的准晶组织性能异同,并且在第一性原理的帮助下,利用准晶近似相的参数,成功构建了Al64Cu24Fe12准晶“晶胞”的近似结构,在几何优化成功的前提下,进一步分析所构建的准晶结构相应性能。其次,将制备出单一成分的准晶制成增强颗粒,进而强化ZL101合金,与SiC作为增强相时作对比。对二者的力学性能、显微组织以及XRD进行分析。试验表明:铸态Al(63+x)Cu25-xFe12(x=0,1)准晶中间合金主要包含4种相,分别为:先析出相λ、准晶I相、β相(τ相)和其他微量相。经过适当的热处理后,准晶I相的XRD衍射峰明显增高,且其类似相与其他杂相显着减少,准晶相趋于单一;并且根据分析可知,两种成分的准晶无论是在金相组织还是XRD分析,二者间并无明显区别。再将球磨后不同晶粒度(200目以下,100目-200目,大颗粒)的Al63Cu25Fe12准晶颗粒融入ZL101合金中进行强化,对比分析可知,加入增强相后,ZL101中的初生α-Al颗粒尺寸会减少,起到一定的细化晶粒作用。此外,由于准晶颗粒的加入,片状或者长条状的共晶Si被打断,其尺寸变得比较细小,弥散的分布到晶粒内部。晶粒度在100目-200目间的准晶颗粒增强效果最佳,最大抗拉强度为357.26MPa,延伸率为10.16%,硬度为63.6HB。同时,将其与SiC颗粒增强ZL101复合材料进行比较,结果表明:准晶增强后的综合性能均优于SiC强化后复合材料的性能,与后者相比抗拉强度提高41.9%,延伸率提高25.89%,硬度增加5.1%。且流动性也比SiC增强后的复合材料更佳。根据宏观断口和微观断口的综合分析,准解理断裂是准晶增强ZL101复合材料主要的断裂方式。
田晋忠[9](2015)在《Al-Cu-Fe准晶的制备及在ZL101中的应用》文中指出铸造Al-Si合金有着非常好的铸造性能,如:流动性比较好,收缩率小,铸件致密和耐磨性好,在铸造铝合金中应用最为广泛。然而通过常规铸造法得到的合金中,初晶硅十分粗大,这降低了铝合金的综合性能。目前,通过向Al-Si合金中添加第二相,来改变铝硅合金中Si相的形态。Al-Cu-Fe准晶颗粒具有高的硬度、高的耐磨性,且和铝合金基体的润湿性好。因此非常适合作为Al-Si合金的强化相。本文中,为了改善Al-Si合金的性能,将Al-Cu-Fe准晶加入ZL101合金中。这样一方面可以制备高性能的铝基复合材料,另一方面也能为准晶的研究提供一定的实验基础。本文中,通过常规铸造的方法制备了Al63Cu25Fe12和Al60Cu25Fe12Si3准晶中间合金,对它们的微观结构和相的组成进行分析。并研究热处理对准晶相形成的影响。选取一种最佳的Al-Cu-Fe准晶成分作为Al-Si合金的强化相。将选择的准晶颗粒进行球磨处理,以此来获得75-150μm的准晶颗粒。然后将准晶颗粒加入ZL101合金中,研究准晶加入量、浇注温度和热处理工艺对Al60Cu25Fe12Si3颗粒增强ZL101复合材料微观组织和性能的影响。试验表明:铸态Al63Cu25Fe12和Al60Cu25Fe12Si3准晶中间合金在凝固的过程中主要生成了4种不同的相:λ相、准晶I相、β相(τ相)和其他微量相。经过热处理后,β相衍射峰强度明显降低,与Al63Cu25Fe12相比,Al60Cu25Fe12Si3合金中大部分β相转变为I相,且其他杂相较少,因此选择Al60Cu25Fe12Si3准晶作为Al-Si合金的强化相。Al60Cu25Fe12Si3准晶颗粒加入ZL101合金后,初生-Al的尺寸减少,且它的一次枝晶变细,二次枝晶的间距变小,其形态开始转变为蔷薇状。另外片状或者长条状的共晶Si被打断,其尺寸变得比较细小。随着准晶加入的含量的增多,-Al和共晶Si会进一步细化。准晶的加入的质量分数分别为1%、2.5%和4%,当浇注温度一定时(680℃、700℃或者720℃),随着加入含量的增多,复合材料的抗拉强度、硬度和伸长率有着较为明显的提升。当浇注温度为700℃,Al60Cu25Fe12Si3准晶颗粒加入量为4%时,复合材料的性能最佳。其抗拉强度、硬度和伸长率分别为245MPa、69.6HB和4.1%。与ZL101相比分别提高了34.6%、35.9%和28.1%。根据宏观断口和微观断口的综合分析,准解理断裂是准晶增强ZL101复合材料主要的断裂方式。本文中热处理的工艺为:固溶535℃±5℃/8h,65℃水淬后,时效温度为170℃±5℃,时间为6h、8h和10h。由于共晶Si在热处理的过程中完成了熔断和粒化的阶段,所以热处理后,共晶Si的形貌有了明显的改善,大部分共晶Si已经粒化。此外热处理后,复合材料的力学性能有了较为明显的提高。随着时效保温时间的增加,其抗拉强度和硬度也会有一定的增加,但其塑性有所降低。当时效温度为10h时,抗拉强度、硬度和伸长率分别为302MPa、103.6HB和5.5%,与铸态复合材料相比,分别提高了:23.3%、48.9%和34.1%。
田晋忠,赵宇宏,侯华,靳玉春,王栋[10](2015)在《准晶颗粒增强铝基复合材料的研究进展》文中提出介绍了准晶增强铝基复合材料的研究进展,综述了几种准晶增强铝基复合材料的强化机制。阐述了采用液态搅拌法、粉末冶金法、热等静压技术和挤压铸造法制备准晶增强铝基复合材料的组织特征及力学性能。另外,指出了该复合材料在制备中存在的问题。
二、准晶颗粒增强的Al基复合材料的热膨胀性能(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、准晶颗粒增强的Al基复合材料的热膨胀性能(论文提纲范文)
(1)Al-Cu-Fe-Ce准晶中间合金的显微组织及热膨胀系数研究(论文提纲范文)
1 实验材料及制备方法 |
2 实验结果与分析 |
2.1 (Al63Cu25Fe12)100-xCex(x=2,3,5,7) 合金的显微组织分析 |
2.2 合金的能谱和面扫分析 |
2.3 (Al63Cu25Fe12)100-xCex(x=2,3,5,7) 合金的热膨胀系数 |
3 结 论 |
(2)Al-Cu-Fe准晶制备及其对7075合金组织和性能的影响(论文提纲范文)
摘要 |
abstract |
1 绪论 |
1.1 准晶材料的研究概况 |
1.1.1 准晶的起源 |
1.1.2 准晶的分类及其几何模型 |
1.1.3 准晶的制备工艺现状 |
1.2 Al-Cu-Fe准晶材料的研究现状 |
1.2.1 Al-Cu-Fe系准晶合金中的相组成 |
1.2.2 Al-Cu-Fe系准晶的性能 |
1.2.3 Al-Cu-Fe准晶材料的应用 |
1.3 准晶增强铝基复合材料的研究现状 |
1.3.1 7075系高强铝合金的性质 |
1.3.2 准晶增强铝基复合材料的强化机制 |
1.3.3 Al-Cu-Fe准晶增强铝基复合材料的国内外研究进展 |
1.4 本文研究意义、目的及内容 |
1.4.1 研究意义与目的 |
1.4.2 本文研究内容 |
2 实验方案与研究方法 |
2.1 研究方案及技术路线 |
2.1.1 基体合金的选取 |
2.1.2 增强体的选择 |
2.1.3 制备工艺方法的选择 |
2.1.4 技术路线 |
2.2 试样的制备 |
2.2.1 Al-Cu-Fe系准晶材料的制备 |
2.2.2 准晶增强7075复合材料的制备 |
2.3 试样的表征 |
2.3.1 微观组织分析 |
2.3.2 性能测试 |
3 Al-Cu-Fe系准晶的制备工艺研究 |
3.1 Al-Cu-Fe系准晶成分 |
3.2 铸态Al-Cu-Fe系准晶相分析及微观结构研究 |
3.2.1 铸态Al_(63)Cu_(27-x)Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶的微观组织研究和相分析 |
3.2.2 铸态Al_(63)Cu_(27-)xFe_(10+x)(x=0,2,4)准晶的DSC分析 |
3.2.3 分析与讨论 |
3.3 热处理对Al-Cu-Fe系准晶合金微观组织和相组成的影响 |
3.3.1 热处理态Al_(63)Cu_(27-x) Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶合金的微观组织分析 |
3.3.2 热处理态Al_(63)Cu_(27-x) Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶合金的相组成分析 |
3.3.3 热处理态Al_(63)Cu_(27-x) Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶Ⅰ相结构分析 |
3.3.4 分析与讨论 |
3.4 Al_(63)Cu_(27-x)Fe_(10+x)(x=0,2,4)显微硬度分析 |
3.5 本章小结 |
4 Al-Cu-Fe准晶与7075铝合金的复合工艺研究 |
4.1 半固态铸造复合工艺过程 |
4.2 精炼除气工艺对复合材料微观组织的影响 |
4.3 Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶对7075合金性能的影响 |
4.3.1 准晶质量分数对复合材料力学性能的影响 |
4.3.2 复合材料断口形貌分析 |
4.4 热处理对复合材料组织与性能的影响 |
4.4.1 热处理对复合材料组织的影响 |
4.4.2 分析与讨论 |
4.4.3 热处理对复合材料力学性能的影响 |
4.5 本章小结 |
5 挤压态(Al_(63)Cu_(25)Fe_(12))p/7075复合材料的组织与性能研究 |
5.1 复合材料的挤压工艺 |
5.2 挤压态复合材料的微观结构 |
5.3 挤压态复合材料的性能 |
5.3.1 挤压态(Al_(63)Cu_(25)Fe_(12))p/7075复合材料的力学性能 |
5.3.2 复合材料的断口形貌分析 |
5.3.3 复合材料线膨胀性能分析 |
5.4 热处理对挤压态(Al_(63)Cu_(25)Fe_(12))p/ZL101复合材料的影响 |
5.4.1 热处理对复合材料微观组织的影响 |
5.4.2 热处理对复合材料力学性能的影响 |
5.5 本章小结 |
6 结论 |
参考文献 |
致谢 |
(3)多内耗镁基阻尼复合材料力学与阻尼性能的研究(论文提纲范文)
摘要 |
abstract |
第一章 绪论 |
1.1 选题背景及研究意义 |
1.2 镁基复合材料研究现状 |
1.2.1 基体材料 |
1.2.2 增强体材料 |
1.2.3 镁基复合材料的制备方法 |
1.3 镁基复合材料的强化方式 |
1.3.1 位错强化 |
1.3.2 细晶强化 |
1.3.3 第二相强化 |
1.4 材料阻尼 |
1.4.1 材料阻尼的定义及分类 |
1.4.2 影响阻尼性能的因素 |
1.5 本课题的主要研究内容 |
第二章 实验过程及研究方法 |
2.1 合金成分设计 |
2.2 实验材料 |
2.3 实验实施 |
2.3.1 实验工艺流程 |
2.3.2 复合材料的熔炼与浇铸 |
2.3.3 多孔复合材料的熔炼与浇铸 |
2.4 复合材料的表征方法及性能测试 |
2.4.1 显微组织观察 |
2.4.2 X射线能谱分析 |
2.4.3 常温压缩测试 |
2.4.4 阻尼性能测试 |
2.4.5 孔隙率测试 |
第三章 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料力学性能与阻尼性能研究 |
3.1 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料显微组织及物相分析 |
3.1.1 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料显微组织分析 |
3.1.2 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料物相分析 |
3.2 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料力学性能分析 |
3.3 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料阻尼性能分析 |
3.4 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料阻尼机制分析 |
3.5 LPSO相和SiC相对SiC/Mg97Zn1Y2复合材料综合性能的影响 |
3.6 本章小结 |
第四章 SiC/Mg94Zn5Y1复合材料力学性能与阻尼性能研究 |
4.1 SiC/Mg94Zn5Y1复合材料显微组织及物相分析 |
4.2 SiC/Mg94Zn5Y1复合材料力学性能分析 |
4.3 SiC/Mg94Zn5Y1复合材料阻尼性能分析 |
4.4 SiC/Mg94Zn5Y1复合材料阻尼机制分析 |
4.5 准晶相和SiC相对SiC/Mg94Zn5Y1复合材料综合性能分析 |
4.6 本章小结 |
第五章 多孔Mg97Zn1Y2材料力学性能与阻尼性能研究 |
5.1 多孔Mg97Zn1Y2材料的制备 |
5.2 多孔Mg97Zn1Y2材料显微组织和物相分析 |
5.2.1 多孔Mg97Zn1Y2材料显微组织分析 |
5.2.2 多孔Mg97Zn1Y2材料物相分析 |
5.3 多孔Mg97Zn1Y2材料力学性能分析 |
5.4 多孔Mg97Zn1Y2材料阻尼性能分析 |
5.5 多孔Mg97Zn1Y2材料阻尼机制分析 |
5.6 多孔Mg97Zn1Y2材料综合性能分析 |
5.7 本章小结 |
第六章 多内耗镁基阻尼复合材料阻尼-应变振幅相关性及微塑性研究 |
6.1 SiC/Mg97Zn1Y2复合材料阻尼-应变振幅相关性及微塑性研究 |
6.2 SiC/Mg94Zn5Y1复合材料阻尼-应变振幅相关性及微塑性研究 |
6.3 多孔Mg97Zn1Y2材料阻尼-应变振幅相关性及微塑性研究 |
6.4 本章小结 |
第七章 结论 |
参考文献 |
个人简历在读期间发表的学术论文 |
致谢 |
(4)FeCoNiTi0.4Cr0.5Al0.6高熵合金颗粒增强6061铝基复合材料工艺与组织性能的研究(论文提纲范文)
摘要 |
Abstract |
第一章 绪论 |
1.1 引言 |
1.2 颗粒增强铝基复合材料研究现状 |
1.2.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料 |
1.2.2 金属颗粒增强铝基复合材料 |
1.2.3 颗粒增强铝基复合材料制备工艺 |
1.3 .高熵合金增强体 |
1.3.1 高熵合金的定义及分类 |
1.3.2 高熵合金的四大效应 |
1.3.3 高熵合金增强体制备工艺 |
1.4 高熵合金增强金属基复合材料研究现状 |
1.5 本文研究意义及主要内容 |
第二章 复合材料设计及测试方法 |
2.1 引言 |
2.2 实验材料 |
2.2.1 基体的选择 |
2.2.2 增强体的选择 |
2.3 材料制备工艺 |
2.3.1 工艺流程 |
2.3.2 球磨工艺 |
2.3.3 真空烧结 |
2.3.4 热挤压 |
2.3.5 热处理 |
2.4 微观结构及性能测试 |
2.4.1 扫描电镜SEM |
2.4.2 透射电镜TEM |
2.4.3 X射线衍射分析 |
2.4.4 纳米压痕测试 |
2.4.5 EBSD |
2.4.6 CT |
2.4.7 力学性能测试 |
第三章 高熵合金体积分数对铝基复合材料的微观组织及力学性能的影响 |
3.1 引言 |
3.2 FeCoNiTi_(0.4)Cr_(0.5)Al_(0.6) 高熵合金增强铝基复合材料的制备 |
3.2.1 高熵合金粉末的制备 |
3.2.2 高熵合金的分析测试 |
3.2.3 高熵合金增强铝基复合材料粉末的制备 |
3.2.4 复合材料块体的制备 |
3.3 不同体积分数的高熵合金颗粒增强铝基复合材料 |
3.3.1 不同体积分数的高熵合金颗粒增强铝基复合材料热压后的组织图 |
3.3.2 不同体积分数高熵合金颗粒增强铝基复合材料热挤压后的组织图 |
3.3.3 不同体积分数高熵合金颗粒增强铝基复合材料的拉伸性能 |
3.3.4 增强体颗粒均匀分布的临界体积分数的计算 |
3.4 本章小结 |
第四章 球磨时间对高熵合金增强铝基复合材料的微观组织及力学性能的影响 |
4.1 引言 |
4.2 复合材料的制备 |
4.3 复合材料的微观组织 |
4.3.1 不同球磨时间的复合材料粉末 |
4.3.2 不同球磨时间的复合材料热挤压后的微观组织 |
4.3.3 不同球磨时间的复合材料热挤压后的晶粒结构 |
4.3.4 不同球磨时间复合材料的力学性能 |
4.4 复合材料的强化机制 |
4.5 本章小结 |
第五章 热压温度对高熵合金增强铝基复合材料的微观组织及力学性能的影响 |
5.1 引言 |
5.2 复合材料的制备 |
5.3 不同热压温度的高熵合金增强铝基复合材料 |
5.3.1 不同热压温度的高熵合金增强铝基复合材料微观组织 |
5.3.2 不同热压温度对高熵合金增强铝基复合材料拉伸性能的影响 |
5.3.3 不同热压温度复合材料的拉伸断口形貌 |
5.4 本章小结 |
结论 |
参考文献 |
攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
致谢 |
附录 |
(5)Al2Ti3V2ZrB高熵合金颗粒增强铝基复合材料的微观组织与力学性能研究(论文提纲范文)
摘要 |
abstract |
1 绪论 |
1.1 铝基复合材料概况 |
1.1.1 铝基复合材料发展概况 |
1.1.2 铝基复合材料基体与增强体 |
1.1.3 铝基复合材料的主要性能特点 |
1.1.4 铝基复合材料的增强机制 |
1.1.5 颗粒增强铝基复合材料存在的问题 |
1.2 高熵合金的研究与进展 |
1.2.1 高熵合金简介 |
1.2.2 高熵合金的特征与性能 |
1.2.3 轻质高熵合金组织与性能 |
1.3 高熵合金颗粒增强复合材料 |
1.3.1 常见的高熵合金增强体材料 |
1.3.2 高熵合金颗粒增强金属基复合材料研究现状 |
1.3.3 高熵合金增强铝基复合材料存在的问题 |
1.4 研究目的和意义及主要研究内容 |
1.4.1 研究目的及意义 |
1.4.2 主要研究内容 |
2 试验材料与试验方法 |
2.1 试验材料 |
2.2 Al_2Ti_3V_2ZrB高熵合金增强体的制备 |
1、金属粉末的混合 |
2、Al_2Ti_3V_2ZrB高熵合金块体材料的制备 |
3、Al_2Ti_3V_2ZrB高熵合金增强体的制备 |
2.3 Al_2Ti_3V_2ZrB/2024Al复合材料的制备 |
2.4 分析测试方法 |
1、X射线衍射物相分析 |
2、微观组织观察 |
3、密度测试 |
4、维氏硬度测试 |
5、压缩性能测试 |
3 Al_2Ti_3V_2ZrB高熵合金增强体的制备工艺及微观组织分析 |
3.1 Al_2Ti_3V_2ZrB高熵合金的制备工艺研究 |
3.1.1 Al_2Ti_3V_2ZrB高熵合金粉末的制备及微观组织研究 |
3.1.2 Al_2Ti_3V_2ZrB高熵合金的制备及微观组织研究 |
3.2 烧结温度对Al_2Ti_3V_2ZrB合金高熵合金力学性能的影响 |
3.3 Al_2Ti_3V_2ZrB增强体颗粒的制备及增强体颗粒粒径的选择 |
3.4 本章小结 |
4 Al_2Ti_3V_2ZrB/2024Al复合材料的微观组织与性能研究 |
4.1 Al_2Ti_3V_2ZrB/2024Al复合材料的制备工艺探索 |
4.2 球磨工艺对复合材料微观组织的影响 |
4.2.1 球磨工艺对Al_2Ti_3V_2ZrB/2024Al复合材料粉末组织的影响 |
4.2.2 球磨工艺对Al_2Ti_3V_2ZrB/2024Al复合材料微观组织的影响 |
4.3 球磨工艺对Al_2Ti_3V_2ZrB/2024Al复合材料力学性能的影响 |
4.3.1 球磨工艺对复合材料硬度的影响 |
4.3.2 球磨工艺对复合材料压缩性能的影响 |
4.4 本章小节 |
5 Al_2Ti_3V_2ZrB含量对Al_2Ti_3V_2ZrB/2024Al复合材料微观组织和力学性能的影响 |
5.1 Al_2Ti_3V_2ZrB含量对复合材料微观组织的影响 |
5.2 Al_2Ti_3V_2ZrB含量对复合材料力学性能的影响 |
5.2.1 Al_2Ti_3V_2ZrB含量对复合材料硬度的影响 |
5.2.2 Al_2Ti_3V_2ZrB含量对复合材料压缩性能的影响 |
5.3 本章小结 |
6 结论 |
参考文献 |
个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
致谢 |
(7)镁基复合材料中常用颗粒增强相研究现状(论文提纲范文)
1 外加法增强相颗粒类型 |
1.1 陶瓷增强相颗粒 |
1.2 非晶增强相颗粒 |
1.3 准晶增强相颗粒 |
1.4 LPSO增强相颗粒 |
1.5 金属及合金增强相颗粒 |
1.6 金属间化合物增强相颗粒 |
2 原位自生增强相颗粒类型 |
2.1 原位合成陶瓷增强相颗粒 |
2.2 原位合成金属间化合物增强相颗粒 |
3 增强相颗粒的发展趋势 |
(8)AlCuFe准晶的制备及其与SiC分别增强ZL101的研究(论文提纲范文)
摘要 |
Abstract |
1 绪论 |
1.1 准晶材料概况 |
1.1.1 准晶的发现与分类 |
1.1.2 准晶的制备方法 |
1.1.3 准晶的性能 |
1.1.3.1 力学性能 |
1.1.3.2 传输特性 |
1.1.3.3 表面特性 |
1.1.3.4 弥散强化特性 |
1.1.4 准晶的应用 |
1.2 Al-Cu-Fe准晶研究 |
1.2.1 Al-Cu-Fe准晶的相成分 |
1.2.2 Al-Cu-Fe准晶的性能 |
1.3 Al-Cu-Fe准晶的国内外研究进展 |
1.3.1 国外研究进展 |
1.3.2 国内研究进展 |
1.4 SiC作为增强相的研究概况 |
1.5 课题的研究意义、目的和内容 |
1.5.1 课题的意义及目的 |
1.5.2 课题的研究内容 |
2 实验方案和研究方法 |
2.1 基体和增强颗粒的选取 |
2.1.1 Al基体选择 |
2.1.2 增强颗粒选取 |
2.2 实验方案及技术路线 |
2.2.1 Al-Cu-Fe准晶制备 |
2.2.2 设计并优化准晶“晶胞”结构 |
2.2.3 准晶与SiC增强ZL101合金的制备 |
2.2.4 准晶与SiC颗粒增强ZL101的制备-挤压铸造法 |
2.2.5 准晶与SiC颗粒增强ZL101的制备-砂铸法 |
2.2.6 固溶时效处理 |
2.3 实验设备及检测方法 |
2.3.1 制备Al-Cu-Fe准晶的主要设备和检测方法 |
2.3.2 增强材料的实验设备和测试方法 |
3 Al_(63+x)Cu_(25-x)Fe_(12)(x=0,1)准晶相分析与成分对比 |
3.1 Al-Cu-Fe系准晶成分 |
3.2 铸态Al_(63+x)Cu_(25-x)Fe_(12)(x=0,1)合金微观组织分析 |
3.3 热处理对Al_(63+x)Cu_(25-x)Fe_(12)(x=0,1)合金的影响 |
3.4 Al_(64)Cu_(24)Fe_(12)准晶的计算 |
3.4.1 结合能 |
3.4.2 电子结构 |
3.5 本章小结 |
4 Al_(63+x)Cu_(25-x)Fe_(12)(x=0,1)/ZL101复合材料研究 |
4.1 复合材料制备工艺研究 |
4.1.1 熔炼温度 |
4.1.2 颗粒加入位置 |
4.1.3 搅拌速度与搅拌时间 |
4.2 浇铸工艺 |
4.3 复合材料组织性能分析 |
4.3.1 ZL101组织及性能分析 |
4.3.2 Al_(63+x)Cu_(25-x)Fe_(12)(x=0,1)/ZL101铝基复合材料组织及性能分析 |
4.3.3 不同颗粒度的准晶对铝基复合材料组织及性能的影响 |
4.4 复合材料断口分析 |
4.5 本章小结 |
5 准晶与SiC增强ZL101对比 |
5.1 Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)与SiC增强ZL101组织性能比较 |
5.2 Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)与SiC增强ZL101流动性的比较 |
5.3 本章小结 |
总结 |
参考文献 |
攻读硕士期间所取得的科研成果 |
致谢 |
(9)Al-Cu-Fe准晶的制备及在ZL101中的应用(论文提纲范文)
摘要 |
Abstract |
1 绪论 |
1.1 铝和铝合金概述 |
1.1.1 铝及铝合金的性质 |
1.1.2 Al-Si 合金的应用现状 |
1.2 准晶材料的发现与研究 |
1.2.1 准晶的发现 |
1.2.2 准晶的分类 |
1.2.3 准晶的制备 |
1.3 Al-Cu-Fe 准晶材料的研究 |
1.3.1 Al-Cu-Fe 准晶的相与成分 |
1.3.2 Al-Cu-Fe 准晶的性能 |
1.4 准晶材料的应用 |
1.5 准晶增强铝基复合材料的研究进展 |
1.5.1 准晶增强铝基复合材料的强化机制 |
1.5.2 准晶增强铝基复合材料的研究进展 |
1.6 课题的研究意义、目的和内容 |
1.6.1 课题的研究意义和目的 |
1.6.2 课题的研究内容 |
2 实验方案和研究方法 |
2.1 合金的选取 |
2.1.1 基体合金的选取 |
2.1.2 增强相 Al-Cu-Fe 系合金成分的选择 |
2.2 实验方案 |
2.3 实验的主要设备和测试方法 |
2.3.1 AlCuFe 系准晶的主要实验设备和测试方法 |
2.3.2 复合材料的主要实验设备和测试方法 |
3 铸态 Al-Cu-Fe 系准晶的制备及微观结构分析 |
3.1 Al-Cu-Fe 系准晶成分的确定 |
3.2 Al-Cu-Fe 系合金的制备 |
3.3 铸态 Al-Cu-Fe 系合金微观组织的分析 |
3.4 铸态 Al-Cu-Fe 系合金 X 衍射分析 |
3.5 热处理对 Al-Cu-Fe 系准晶相形成的影响 |
3.6 本章小结 |
4 (Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3)p/ZL101 复合材料的组织和性能 |
4.1 复合材料制备工艺的研究 |
4.1.1 准晶加入温度的研究 |
4.1.2 准晶颗粒加入位置和搅拌位置的确定 |
4.2 复合材料的制备 |
4.2.1 增强相颗粒的预处理 |
4.2.2 复合材料的制备 |
4.3 ZL101 的显微组织和力学性能 |
4.4 加入 Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3)颗粒对 ZL101 复合材料的影响 |
4.5 颗粒含量(Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3))p/ZL101 铝基复合材料微观组织的影响 |
4.6 颗粒含量对(Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3))p/ZL101 铝基复合材料力学性能的影响 |
4.7 (Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3))p/ZL101 铝基复合材料断口分析 |
4.8 复合材料的强化机理 |
4.9 本章小结 |
5 热处理对(Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3))p/ZL101 复合材料组织和性能的影响 |
5.1 (Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3))/ZL101 复合材料的热处理工艺 |
5.2 热处理对(Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3))/ZL101 复合材料组织的影响 |
5.3 热处理对复合材料力学性能的影响 |
5.4 热处理对(Al_(60)Cu_(25)Fe_(12)Si_3))/ZL101 复合材料断口形貌的影响 |
5.5 热处理的强化机理 |
5.6 本章小结 |
结论 |
参考文献 |
攻读硕士学位期间发表的论文及所取得的研究成果 |
致谢 |
(10)准晶颗粒增强铝基复合材料的研究进展(论文提纲范文)
1 准晶增强铝基复合材料的强化机制 |
1.1 载荷传递机制 |
1.2 位错强化机制 |
1.3 细晶强化 |
2 准晶增强铝基复合材料的制备 |
2.1 搅拌铸造法 |
2.2 粉末冶金法 |
2.3 热等静压技术 |
2.4 挤压铸造法 |
3 存在的问题 |
4 结语 |
四、准晶颗粒增强的Al基复合材料的热膨胀性能(论文参考文献)
- [1]Al-Cu-Fe-Ce准晶中间合金的显微组织及热膨胀系数研究[J]. 王娟,杨忠,孟祥松,段洪波,陶栋,李建平. 西安工业大学学报, 2021(04)
- [2]Al-Cu-Fe准晶制备及其对7075合金组织和性能的影响[D]. 卢依依. 西安工业大学, 2021(02)
- [3]多内耗镁基阻尼复合材料力学与阻尼性能的研究[D]. 王厚彬. 华东交通大学, 2020(06)
- [4]FeCoNiTi0.4Cr0.5Al0.6高熵合金颗粒增强6061铝基复合材料工艺与组织性能的研究[D]. 李紫璇. 华南理工大学, 2020(02)
- [5]Al2Ti3V2ZrB高熵合金颗粒增强铝基复合材料的微观组织与力学性能研究[D]. 张亚洲. 郑州大学, 2020(02)
- [6]镁基复合材料的研究进展[J]. 冯艳,陈超,彭超群,王日初. 中国有色金属学报, 2017(12)
- [7]镁基复合材料中常用颗粒增强相研究现状[J]. 李仲杰,姬长波,于化顺,潘峰,刘帅,余晖. 精密成形工程, 2017(05)
- [8]AlCuFe准晶的制备及其与SiC分别增强ZL101的研究[D]. 张峰浩. 中北大学, 2016(08)
- [9]Al-Cu-Fe准晶的制备及在ZL101中的应用[D]. 田晋忠. 中北大学, 2015(07)
- [10]准晶颗粒增强铝基复合材料的研究进展[J]. 田晋忠,赵宇宏,侯华,靳玉春,王栋. 热加工工艺, 2015(02)