一、Cu-纳米TiB_2原位复合材料的摩擦磨损性能（论文文献综述）
雷沙沙,刘洪军[1]（2021）在《铜基复合材料制备工艺的研究进展》文中研究表明高新科技的快速发展对高性能铜材料的开发提出了更高的要求,铜基复合材料因具有较高的强度和良好的导电导热性、耐磨耐腐蚀性、高温稳定性等而得到广泛的应用,其制备工艺在不断发展,且近年来取得了很大进展。综述了铜基复合材料主要制备工艺,包括粉末冶金法、铸造法、机械合金化法、内氧化法、原位合成法、熔体浸渗法和搅拌摩擦法等的特点及其研究进展,并对铜基复合材料制备工艺今后的发展方向进行了展望。
郭克星[2]（2021）在《纳米复合材料的制备工艺和性能》文中认为简述了纳米复合材料的发展历史、分类、制备工艺及其性能研究。纳米复合材料的制备工艺包括高能球磨法、非晶晶化法、烧结法、涂层法和原位复合技术等。其性能包括力学性能、电气特性、热学性能、光学特性和摩擦磨损特性等。
杨光,王冰钰,赵朔,王伟,李长富,王向明[3]（2021）在《选区激光熔化3D打印钛基复合材料研究进展》文中提出选区激光熔化（SLM）3D打印技术是近年来快速发展的金属增材制造技术,因其可设计性、快速净成形复杂构件、高表面质量等优势,拥有广泛应用前景。基于SLM工艺制造的钛基复合材料通常可得到纳米级陶瓷增强相,获得比钛合金更优异的性能,成形构件力学性能优于铸件锻件水平。本文综述了近年来基于SLM工艺制备钛基复合材料的发展现状,以陶瓷增强体的选择为切入点,阐述其典型微观组织特征及演化规律,探讨其性能表现,分析其特有的强化机制,并在此基础上,对未来尚需解决的关键性学术问题和发展方向进行了展望。
刘栓[4]（2021）在《微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制》文中研究指明陶瓷颗粒增强的铝合金具有更高的比强度和更广泛应用空间,在铝合金轻量化的研究中占有举足轻重的地位。相比于微米尺度颗粒而言,纳米尺度的陶瓷颗粒则更能发挥出颗粒增强体的优势。但纳米颗粒对高强的Al-Zn-Mg-Cu合金增强效应的研究却并不深入,多相纳米颗粒混杂增强下Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及力学性能的变化规律和机制需要进一步探讨分析。另外对于Al-Zn-Mg-Cu合金而言,合金往往要经过热变形和搅拌摩擦焊接来满足工业使用性能上的要求,但在纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形和搅拌摩擦焊接上的研究并不成熟,有待深入研究。因此,本文使用熔体内反应法制备了纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金,研究了纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为、热挤压成型及搅拌摩擦焊接过程中组织演变的规律及机制,揭示了纳米TiB2+TiC颗粒在不同热加工条件下提高Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制。本文的创新点如下:1)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及T6后合金力学性能的作用规律及影响机制:i)纳米TiB2+TiC颗粒凝固时作为α-Al的异质形核核心,并在固液界面前沿阻碍α-Al枝晶的生长,使得不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金铸态晶粒均得到稳定细化。同时还抑制了固液界面前沿溶质原子的传输扩散,从而降低了Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织中的元素偏析,使得元素在铸态晶粒中分布更加均匀,使得合金在常规热处理工艺下能达到更好的热处理效果。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入大幅增加了晶界面积,增加了溶质原子向晶内扩散的通道,使得固溶后元素分布更加均匀;且时效过程中金属基体与纳米颗粒之间的热错配形成大量的晶格缺陷,为析出相的形核提供形核位点和形核能,使得T6后Al-Zn-Mg-Cu合金析出相从97.13 nm减小到69.88 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入显着提高了铸造Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能,不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金的强度和塑性均同时提高。微量双相纳米颗粒增强铸造Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制为细晶强化、热错配强化和奥罗万强化,其中奥罗万强化起到主要的强化作用。2)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的组织演变规律及力学性能提高的强化机制:i)双相纳米TiB2+TiC颗粒通过钉扎效应抑制了热挤压过程中合金晶界和位错的运动,使得Al-Zn-Mg-Cu合金保持均匀化时的细化状态,并积攒了更高的变形能量,使得变形态和T6热处理后的晶粒中均萌发出了更多的结晶晶粒。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒细化合金晶粒组织并抑制元素偏析,使得热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金中T6热处理后弥散析出相和GP区析出相分布更加均匀,并降低了PFZ的宽度,PFZ尺寸从26 nm减小到了16 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒加入后Al-Zn-Mg-Cu合金的热挤压板材的屈服强度从653 MPa提高到了681 MPa,抗拉强度从708 MPa提高到了738MPa,断裂应变从12.16%减小到了10.21%,有着更佳的力学性能。微量双相纳米颗粒提高Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的主要强化机制为:细晶强化、位错强化、析出强化,并以析出强化为主。3)发现焊接热输入对搅拌摩擦焊接接头宏观形貌有着显着影响,揭示出双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头在热处理前后组织及力学性能的变化规律和作用机制:i)在0.3 mm轴肩压下量、600 rpm/min旋转速度和100 mm/min的行进速度下Al-Zn-Mg-Cu合金的可以实现宏观质量良好且美观的搅拌摩擦焊道。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入使得Al-Zn-Mg-Cu热挤压板材的搅拌摩擦焊接接头不同区域的组织均得到了不同程度的晶粒细化,且由于纳米颗粒的钉扎效应,阻碍了热处理过程中焊核区和前进侧TMAZ晶界的扩展,热处理后焊接接头的组织也得到有效的细化。iii)双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的搅拌摩擦焊接接头的显微硬度更高,热处理后焊接接头抗拉强度提高了15.6%。微量纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接接头的强化机制为细晶强化、位错强化和析出强化,其中析出强化承担主要的强化效果。
李强[5]（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》文中认为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。
张树刚[6]（2021）在《TiB2/2024Al复合材料挤压型材组织与性能研究》文中研究指明铝基复合材料具有密度低、比强度高、比刚度高、弹性模量大等优点,广泛用于航空航天、交通运输和微电子等领域。在铝合金基体中添加硬质陶瓷颗粒作为增强相,能够进一步提高合金的力学性能及其热稳定性,而且轻量化效果几乎没有损失。颗粒增强铝基复合材料已受到国内外学者的广泛关注,但相关研究主要集中在材料制备方法上,对固态坯料塑性变形工艺的研究较少。挤压成形主要用于具有一定截面形状型材产品的连续生产,在三向压应力的作用下,可消除初始坯料的内部缺陷,细化晶粒结构,并显着提升力学性能和耐腐蚀性能。目前,关于颗粒增强铝基复合材料热流变行为的研究较少,难以为挤压成形等热加工工艺的数值模拟提供基础数据支撑;Mg元素对颗粒增强铝基复合材料的组织性能影响很大,但Mg元素对挤压、固溶、时效等工艺过程的影响规律尚不可知;分流模挤压是获得中空类型材最重要的手段,挤压过程中不可避免的形成纵向焊缝,目前未见关于颗粒增强铝基复合材料分流模挤压的报道,难以判断该类材料分流模挤压的可行性。针对以上问题,本文以TiB2颗粒增强2024铝合金（TiB2/2024Al）为研究对象,通过等温热压缩实验,研究了 TiB2/2024Al的热流变行为,构建了本构方程和热加工图,对比研究了变形条件对有无TiB2颗粒作用下微观组织的影响。设计了不同Mg含量的四种TiB2/2024Al材料,开展了平模挤压和固溶时效热处理实验,研究了 Mg含量对铸态、挤压态、固溶时效态TiB2/2024Al组织性能的影响规律。对比研究了 2024Al和TiB2/2024Al的分流模挤压过程,对型材焊缝区、基体区的微观组织进行了分析,验证了颗粒增强铝基复合材料分流模挤压的可行性。本文的主要研究工作和结论如下:（1）基于等温热压缩实验,获得了不同温度和应变速率条件下的真应力-真应变曲线,研究了 TiB2/2024Al复合材料的热流变行为。建立了综合考虑变形温度、应变速率和应变补偿的修正Arrhenius本构模型,具有很高的预测材料流动应力的能力。基于动态材料模型建立了热加工图,提出热加工生产的参数选择范围是 310～340℃,0.001～0.03 s-1 和 350～430 ℃,0.1～1 s-1。与 2024Al 相比,TiB2/2024Al热压缩试样的晶粒尺寸更小、变形晶粒内部取向差更高、再结晶程度也略高、第二相尺寸更小且弥散。在高应变速率变形条件下,TiB2/2024Al变形晶粒内部含有比2024Al更丰富的亚晶,晶粒内部点阵缺陷也更大,表现出更高的硬度值。（2）设计了TiB2颗粒质量分数为3.5%,但Mg元素质量分数分别为0%、0.8%、1.5%、2.2%的TiB2/2024Al复合材料,并在相同工艺参数下进行了挤压和固溶时效热处理实验。研究发现,晶界上的大块析出相随Mg含量的升高逐渐增多,尺寸也增大。大量第二相的存在,加剧了晶粒变形和晶粒扭转,使晶粒内部储存能随Mg含量升高而升高,导致了后续固溶过程中出现了晶粒异常长大。当Mg含量为0%和0.8%时,异常大晶粒存在于型材表层;当Mg含量为1.5%和2.2%时,型材所有区域均被异常大晶粒占据。固溶时效处理的四组型材中分布着大量纳米级A120Cu2Mn3相（T相）,并且在Mg含量1.5%时分布最均匀。当没有添加Mg元素时,时效过程中仅析出θ-Al2Cu强化相;添加Mg元素后,同时析出了 θ和S-Al2CuMg相,S相在Mg含量1.5%时达到数量最多、分布最均匀。当Mg含量进一步提高至2.2%时,生成了局部集中的S相变体,并且S相沿T相集中析出,T相附近的析出减少,影响了强化效果。随Mg含量的增加,峰值时效试样的硬度、极限抗拉强度和耐磨性逐渐升高,并均在Mg含量为1.5%时达到峰值,而当Mg含量进一步提高至2.2%时,各项力学性能有所下降。（3）将2024Al和3.5wt.%TiB2/2024Al复合材料在相同的工艺参数下进行了分流模挤压实验,对比研究了挤出型材的组织性能。研究发现,型材中包括完全再结晶的焊缝区和部分再结晶的基体区,TiB2颗粒的加入细化了焊缝区和基体区的晶粒尺寸,TiB2/2024Al焊缝区的宽度明显大于2024Al。TiB2/2024Al型材的晶界上包括Al2Cu和Al2CuMg晶界相以及TiB2增强颗粒,挤压过程细化了晶界相的尺寸,提高了第二相分布的均匀性。除晶界上的相外,晶粒内部还存在了纳米级的A19Fe0.84Mn2.16Si和TiB2颗粒。焊缝区晶粒内部的TiB2颗粒呈现六边形或等轴形状与铝基体结合良好,此外由于晶粒完全由再结晶构成,位错密度很低;基体区晶粒内部的TiB2对位错有明显的抑制作用,又因为动态再结晶发生程度较低,晶粒变形严重,晶粒中出现大量位错。挤压态2024 Al和TiB2/2024Al复合材料的极限抗拉强度分别为255.6和263.6 MPa,伸长率分别为1 8.6%和19.2%,表明挤压TiB2/2024Al的焊合质量得到了很好控制,力学性能没有受到颗粒添加带来的不利影响。
郑家乐[7]（2021）在《原位TiB2颗粒增强7075铝基复合材料的组织及性能研究》文中提出颗粒增强铝基复合材料以其高比强度和比刚度、低密度、良好的热稳定性、耐磨性等优点在汽车、航空航天和制造等领域有着巨大的应用潜力。但关于7075铝基复合材料在不同温度下的力学性能的研究较少,且关于其高温流变行为的研究多局限于传统的本构方程,对7075铝基复合材料在不同变形条件下的流变应力的预测精度还需提高。本论文通过Al-K2TiF6-KBF4的混合盐反应体系制备了原位TiB2颗粒增强7075铝基复合材料,并对制备的材料进行挤压、固溶时效等工序。借助多种表征测试手段研究了复合材料的显微组织、力学性能、磨损性能、高温流变行为、本构方程及热处理工艺。通过轴对称等温压缩实验模拟了均匀化处理后复合材料铸锭的热变形过程,分析了不同变形条件下的流变行为、显微组织的演变规律。结果表明,复合材料在变形过程中存在近稳态流变特征。流变应力与变形温度负相关,与应变速率正相关。复合材料发生动态再结晶的临界温度为400℃。基于热模拟实验的应力应变数据,求出了经典Arrhenius本构模型的材料参数,建立了耦合应变量的Arrhenius本构模型及BP人工神经网络本构模型,同时对比了两种模型的预测精度,为优化复合材料的成形工艺提供理论依据。通过对复合材料的挤压和热处理工艺,研究了均匀化处理、热挤压工艺以及固溶温度、固溶时间、时效时间这些工艺参数对复合材料组织性能的影响。最终确定了 500℃的最佳固溶温度、1.5h的最佳固溶时间和26h的峰值时效时间,实现了基体沉淀相（MPt）、晶界沉淀相（GBP）和TiB2的合理配合。此外,还探讨了TiB2颗粒对基体的均匀化、固溶和时效进程的影响。TiB2颗粒对均匀化进程的影响取决于其形态分布。TiB2颗粒能够抑制基体的固溶进程而促进时效析出。通过显微组织的观察、高温拉伸实验和摩擦磨损实验研究了原位TiB2/7075复合材料的显微组织的演变、力学性能及耐磨性,分析了其强化机理、高温对力学性能的影响及磨损机制。结果表明,TiB2颗粒起到了晶粒细化的作用。T6态的复合材料再结晶比例较小,大量时效析出相弥散分布。在室温到200℃的温度范围内,两种复合材料的强度均高于合金。尽管100℃后合金及复合材料的强度都出现了一定程度下降,但复合材料仍然保持着较高的高温强度。而复合材料较基体合金塑性略有下降。随着温度的升高,复合材料的断裂机制中韧性比例逐渐增大。此外,复合材料表现出更好的耐磨性,通过磨损形貌判断7075合金及TiB2/7075的磨损机理为粘着磨损和磨粒磨损。
尹啸天[8]（2021）在《选区激光熔化316L不锈钢微观组织及性能研究》文中研究表明选区激光熔化技术（Selective laser melting,SLM）,作为一种极具前景的增材制造技术,被广泛用于生产制造中。与传统铸造相比,SLM可以直接加工形状复杂的构件,无需模具,并且其成形件保持良好的机械性能。316L不锈钢（Stainless steel,SS）因其耐腐蚀性优异、延展性高、生物相容性良好、价格低廉以及结构稳定等特点,在航空航天、石油化工等方面具有广阔前景,是最早用于SLM成形的材料。但是其强度低、晶间腐蚀严重、表面硬度低以及摩擦磨损性能差,阻碍了其应用。因此,为了提升复杂工况下的使用寿命,亟需对其进行改性。近几年,金属粉末颗粒增强不锈钢复合材料因其高强度、高刚度、优异的耐腐蚀性以及耐磨性,在各行业中应用广泛。然而,传统熔炼铸造技术难以改善因添加剂偏聚导致组织元素严重偏析现象。同时,以铸造等方法制备的零件,其力学、耐腐蚀以及摩擦磨损等性能均低于SLM成形件。因此,考虑到SLM成形的优势,故使用SLM技术制备金属颗粒增强316L SS复合材料。首先,在316L SS粉末基体中,分别混入不同质量分数（3%、10%）的金属钨（W）颗粒,旨在改善316LSS的强度和耐腐蚀性能,随后利用SLM设备成形。与纯316L SS相比,添加W后,样品的强度和耐腐蚀性均有所提升。其中,10wt%W/316L SS的样品屈服强度（Yield strength,YS）从627 MPa增加到980 MPa,并保持良好的延伸率19%,而3 wt%W/316L的YS提升5%,保持了原有延伸率。此外,3 wt%的W对耐腐蚀性能提升最显着,其腐蚀电流密度从10.1 μA·cm-2降至3.36 μAm-2,同时电荷转移电阻增加了 30倍。通常而言,腐蚀电流密度越低,电荷转移电阻越大代表着其耐腐蚀性能越好。但是耐腐蚀性能并不与W含量正相关,由于过量的重金属元素W会导致铁素体相在基体中形成,成为腐蚀起始点,导致局部腐蚀性能变差。强度的提升和耐腐蚀性能的变化可归于W颗粒的引入导致微观结构的变化。其次,制备了 Nb/316L SS复合材料,旨在改善316L SS的晶间腐蚀性,降低其敏化倾向性。结果表明,添加Nb后样品的电化学腐蚀性能提高。腐蚀电位（Ecorr）从-288 mV变为-191 mV;腐蚀电流密度（icorr）从1.23μAcm-2降低到0.78 μAcm-2;点蚀电位也提升了 140 mV;表面的电荷转移电阻增大;晶界敏化指数DOS值从0.242降至0.097,其值越低敏化倾向越小。Nb与C具有亲和性,会抑制Cr、C化合物的形成,改善局部贫Cr现象。此外,Nb的引入导致高角度晶界（High angle grain boundaries,HAGBs）含量增加,这意味着总的晶界长度降低。相较于晶内,晶界处的能量高,原子处于不稳定状态,是腐蚀的起始位置,因此晶界长度降低对其耐腐蚀的提升有贡献。Nb也会促进表面钝化膜的形成,增加了内层钝化膜（Cr、Mo、Nb等氧化物）的比重,从而导致较大的电荷转移电阻,阻碍了Cl-等腐蚀介质通过表面钝化膜进一步腐蚀基体。最后研究了不同质量分数（0.5%、1.5%、3%）的WC对其表面硬度以及摩擦磨损性能的影响。结果表明:表面硬度与WC含量成正相关,从221 HV增加到269 HV,而摩擦系数（Coefficient of friction,COF）与WC含量成负相关,从0.78降至0.16,故WC可显着提升其表面性能。通过微观结构和摩擦磨损形貌分析了其性能变化的原因。随着WC含量的增加,晶粒尺寸依次减少,表面硬度提升。硬度越高,通常表示其具备更好的摩擦磨损性能。此外,低角度晶界的比例增加,导致位错密度增加,其抵抗变形的能力增加,有助于磨损方式从磨粒磨损向粘附磨损的转变。所有样品均呈现磨粒磨损和粘附磨损两种磨损方式。含3 wt%WC的样品磨道表面形貌相对平坦、浅,这代表较低的磨损率,与其较低的COF一致,表明其摩擦磨损性能最好。
张永顺[9]（2021）在《宏量制备的Cu纳米颗粒作为润滑油添加剂的应用研究》文中研究指明在润滑油中引入添加剂被认为是提高其摩擦性能最有效的策略。但是传统的润滑油添加剂都含有害成分,如氯（Cl）、磷（P）、硫（S）和一些重金属元素等,不符合现代工业节能环保的发展理念。金属铜（Cu）纳米颗粒因具有高比表面积、低剪切强度、高热稳定性、良好的导电性、环境友好、高效的减摩抗磨等特点,被视为是润滑油添加剂材料最有前景的候选材料之一。但是现有金属Cu纳米颗粒的制备方法仅限于实验室,是制约其大规模应用在润滑油领域的主要原因。因此,我们成功开发了一种新型的纳米颗粒量产技术称为Mass produced nanoparticles,简称MPNP宏量制备技术,该技术具有生产速度快（可高达300g/h）、原料利用率高、产品无杂质等诸多独特优势。本论文将采用MPNP宏量制备技术生产的金属Cu纳米颗粒应用于不同等级润滑油添加剂领域,并系统地研究了其摩擦性能和理化性能,为Cu纳米颗粒在润滑油领域的进一步应用提供了理论依据和实验基础。本论文主要开展了以下工作:（1）利用MPNP宏量制备技术生产的纳米Cu颗粒具有完美的球形度,分散均匀,无明显团聚现象,并且具有良好的热稳定性。大部分Cu纳米颗粒分布在10-240nm区间内,其中90.2%的颗粒小于100nm,其平均粒径约为67.7nm。MPNP工艺制备的纳米Cu颗粒的结构、形貌、粒径大小对应用于润滑油添加剂领域是非常有利的,这为我们后续研究提供了基础。（2）Cu纳米颗粒作为PAO6基础油的添加剂时,在油品中加入0.05wt%～2.0wt%含量范围内的Cu纳米颗粒时都可改善其摩擦性能,其中当Cu的含量为0.1wt%时,润滑效果最佳,平均摩擦系数、平均磨斑直径和磨损率分别达到最小值。在相同的载荷下添加了0.1wt%Cu纳米颗粒的PAO6的抗磨性优于纯PAO6基础油,并且纳米Cu的引入使得承载能力从392N提高到441N,有效改善了润滑油的耐磨性和承载力。（3）纳米Cu作为不同等级10W-40CD和10W-40CF-4发动机润滑油的添加剂时,分别在油品中加入0.05wt%～2.0wt%含量范围内的Cu纳米颗粒时都可改善其摩擦性能,同样的当Cu的含量为0.1wt%时,摩擦性能最优。在相同的载荷下纳米自修复润滑油10W-40CD+0.1wt%Cu和10W-40CF-4+0.1wt%Cu的抗磨性优于纯油品的,尤其在高载荷下更明显。结果表明Cu纳米颗粒的引入可以有效改善润滑油的耐磨性和负载力。此结果与作为基础油添加剂的摩擦性能相似,说明MPNP工艺制备的Cu的抗磨性能具有优异的稳定性,为开发Cu纳米自修复润滑油奠定了基础。（4）与市场上的多种等级商业润滑油的摩擦性能相比较,纳米自修复润滑油10W-40CF-4+0.1wt%Cu的摩擦性能更好。（5）Cu纳米颗粒作为不同等级发动机润滑油的添加剂时,根据润滑油国家标准GB11122-2006方法检测了其各项理化性能。结果表明残炭、酸值小幅度的增大,氧化安定性有所减小,虽然残炭、酸值、氧化安定性都有所变化,但是数值仍然在发动机润滑油理化性能国家标准GB11122-2006规定范围内。纳米Cu颗粒的添加对其他的理化性能基本没有影响,这为纳米自修复润滑油的开发奠定了基础。
陈健[10]（2021）在《原位自生TiB2/6061铝基复合材料制备及其组织性能研究》文中指出随着汽车、通讯、轨道交通、航空航天等行业发展,要求铝合金产品具有大型、复杂、薄壁等特点,传统的铝合金材料局限于其较低的硬度和耐磨性、高线性膨胀系数和大体积收缩率已经不能满足性能要求。原位自生铝基复合材料的增强颗粒在熔体内部生成,增强相尺寸细小、分布均匀,与基体结合强度高,颗粒增强铝基复合材料的强韧性相比传统铝合金都有了很大的提高。本文的主要研究内容分为两个部分,前半部分采用混合盐（LSM）反应法,先以纯铝为基体合金,选择KBF4、K2Ti F6混合盐反应体系,来研究合理的制备工艺参数,成功制备出TiB2/Al复合材料后,再按照工艺参数制备TiB2/6061铝基复合材料并对其组织与性能进行研究;设计合理的热处理工艺,对热处理过后的TiB2/6061铝基复合材料的组织与性能进行研究。具体结论如下:（1）研究了搅拌及分散剂Ce O2对混合盐法制备工艺的影响,确定了最优的制备工艺参数,最后成功制备了不同质量分数（1wt%、3wt%、5wt%）的TiB2/6061铝基复合材料,且增强颗粒分布均匀、没有团聚。（2）对制备的复合材料的力学性能进行表征与测试,结果表明复合材料的硬度、拉伸性能、耐磨性能相比6061铝合金基体都有了明显提高。5wt%TiB2颗粒增强相的复合材料的硬度达到了76HB,相比较6061铝合金硬度值提高了38.2%;5wt%TiB2/6061铝基复合材料的抗拉强度达到209MPa,比6061铝合金基体的抗拉强度高了56MPa;5wt%TiB2/6061铝基复合材料磨损率下降了大概34.5%。（3）研究了相同固溶时间下不同固溶温度以及相同固溶温度不同固溶时间复合材料的显微组织和硬度的变化,确定了最佳固溶处理工艺为535℃/4h;研究了相同时效时间下不同时效温度以及相同时效温度不同时效时间复合材料的显微组织和硬度的变化,确定了最佳时效处理工艺为175℃/9h。（4）硬度和拉伸性能测试结果显示热处理后的材料的强度得到明显增强。其中,1wt%、3wt%、5wt%TiB2/6061铝基复合材料热处理后的抗拉强度分别达到了278MPa、304MPa、316Mpa。热处理之后四种材料的磨损率降低,且随增强颗粒质量分数增加材料磨损率减小,其中5wt%TiB2/6061铝基复合材料的磨损率从11×10-9m3降低到了4×10-9m3。（5）复合材料在锻压处理过程中使得自身的一些铸造缺陷消除并且组织更加均匀、致密,从而提高了材料的力学性能。复合材料锻后热处理的拉伸强度分别达到了284 MPa、306 MPa、323 MPa、347 MPa,而材料的伸长率变化与未锻复合材料热处理变化趋势类似,略有下降,变化范围不大。
二、Cu-纳米TiB_2原位复合材料的摩擦磨损性能（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、Cu-纳米TiB_2原位复合材料的摩擦磨损性能（论文提纲范文）
（1）铜基复合材料制备工艺的研究进展（论文提纲范文）
| 0 引 言 |
| 1 粉末冶金法 |
| 2 铸造法 |
| 3 机械合金化法 |
| 4 内氧化法 |
| 5 原位合成法 |
| 6 熔体浸渗法 |
| 7 搅拌摩擦法 |
| 8 结束语 |
（3）选区激光熔化3D打印钛基复合材料研究进展（论文提纲范文）
| 1 SLM 3D打印钛基复合材料增强体的选择 |
| 2 SLM 3D打印钛基复合材料增强相组织形貌演化 |
| 2.1 SLM 3D打印钛基复合材料典型组织特征 |
| 2.2 SLM 3D打印钛基复合材料增强相形貌演化 |
| 3 SLM 3D打印钛基复合材料性能 |
| 3.1 SLM 3D打印钛基复合材料力学性能 |
| 3.2 SLM 3D打印钛基复合材料其他性能 |
| 4 SLM 3D打印钛基复合材料强化机制 |
| 5 研究展望 |
（4）微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 纳米颗粒增强铝基金属材料的制备方法 |
| 1.2.1 外加法 |
| 1.2.2 混合盐反应法 |
| 1.2.3 中间合金法 |
| 1.2.4 熔体内反应法 |
| 1.3 纳米颗粒对铝合金凝固过程及凝固微观组织影响的研究 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒与基体合金界面结合问题的研究 |
| 1.3.2 纳米颗粒对铝合金凝固组织影响机制的研究 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金析出相析出行为的影响 |
| 1.4 纳米颗粒对铝合金加工变形行为影响的研究 |
| 1.4.1 热变形后纳米颗粒的分布 |
| 1.4.2 纳米颗粒对铝合金热变形组织的影响 |
| 1.4.3 纳米颗粒对热变形铝合金热处理后组织与性能的影响 |
| 1.5 颗粒增强铝合金的搅拌摩擦焊接的研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头组织影响 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金材料的制备 |
| 2.2.1 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒的制备及分散 |
| 2.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材的制备 |
| 2.2.3 Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接板材的制备 |
| 2.2.4 Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜及透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 显微硬度分析 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对铸造Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔体内反应颗粒的表征 |
| 3.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.3.1 TiC&TiB_2颗粒与Al相的晶格错配 |
| 3.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.4 熔体内原位内生TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织的影响 |
| 3.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织的影响 |
| 3.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金偏析行为的影响 |
| 3.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金析出行为的影响 |
| 3.5 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响及强化机制 |
| 3.5.1 熔体内 原位内 生纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的室温拉伸性能 |
| 3.5.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸断口形貌分析 |
| 3.5.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材组织的影响 |
| 4.2.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压态微观组织的影响 |
| 4.2.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金热处理后组织的影响 |
| 4.2.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金析出相的影响 |
| 4.3 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的影响及机制 |
| 4.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接工艺参数对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊道宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩压下量对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 搅拌头旋转速度和进给速度对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头组织的影响 |
| 5.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.4 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响及机制 |
| 5.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头显微硬度的影响 |
| 5.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头力学性能的影响 |
| 5.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊接接头的强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）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 |
（6）TiB2/2024Al复合材料挤压型材组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 颗粒増强铝基复合材料制备方法的研究 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料热成形方法的研究 |
| 1.2.3 颗粒增强铝基复合材料热处理工艺的研究 |
| 1.2.4 轻质金属分流模挤压工艺的研究 |
| 1.3 存在的问题 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第二章 TiB_2/2024Al复合材料高温热流变行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 等温热压缩实验 |
| 2.2.1 实验材料与步骤 |
| 2.2.2 真应力-真应变曲线 |
| 2.3 本构方程的构建 |
| 2.3.1 Arrhenius本构方程 |
| 2.3.2 应变补偿的Arrhenius本构方程 |
| 2.3.3 本构方程的准确性 |
| 2.3.4 热加工图 |
| 2.4 热压缩变形对微观组织的影响 |
| 2.4.1 第二相 |
| 2.4.2 晶粒取向与形貌 |
| 2.4.3 亚晶 |
| 2.4.4 微观组织对硬度的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 Mg含量对TiB2/2024Al复合材料挤压与固溶时效热处理组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料和实验方法 |
| 3.3 铸态坯料微观组织分析 |
| 3.4 挤压态和固溶时效态微观组织分析 |
| 3.4.1 挤压态第二相 |
| 3.4.2 挤压态晶粒形貌和取向 |
| 3.4.3 固溶时效态晶粒形貌 |
| 3.4.4 固溶时效态表层粗晶的形成机制 |
| 3.4.5 固溶时效态强化相 |
| 3.5 力学性能分析与讨论 |
| 3.5.1 硬度 |
| 3.5.2 拉伸性能 |
| 3.5.3 摩擦磨损性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 TiB2/2024Al分流挤压型材微观组织与力学性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 挤压型材的微观组织 |
| 4.3.1 晶粒形貌 |
| 4.3.2 第二相 |
| 4.3.3 晶粒内纳米析出相 |
| 4.4 力学性能分析与讨论 |
| 4.4.1 硬度 |
| 4.4.2 抗拉强度 |
| 4.4.3 摩擦磨损性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 攻读硕士学位期间参与的科研项目 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（7）原位TiB2颗粒增强7075铝基复合材料的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料概述 |
| 1.2.1 基体铝合金 |
| 1.2.2 颗粒增强体 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的原位制备技术 |
| 1.4 研究目的及研究内容 |
| 第二章 实验方案 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 复合材料的制备 |
| 2.2.2 均匀化处理 |
| 2.2.3 挤压 |
| 2.2.4 固溶处理 |
| 2.2.5 时效处理 |
| 2.3 显微组织成分分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 热模拟实验 |
| 2.4.2 维氏硬度测试 |
| 2.4.3 高温拉伸实验 |
| 2.4.4 摩擦磨损实验 |
| 2.5 技术路线 |
| 第三章 TiB_2/7075复合材料的高温流变行为和本构方程 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 真应力-真应变曲线 |
| 3.3 本构方程的建立 |
| 3.3.1 Arrhenius本构模型 |
| 3.3.2 BP人工神经网络本构模型 |
| 3.4 模型预测结果分析 |
| 3.5 不同变形条件下显微组织的演变 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 热加工处理对TiB_2/7075复合材料组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 均匀化处理对复合材料的影响 |
| 4.3 热挤压对复合材料的影响 |
| 4.4 固溶处理对复合材料的影响 |
| 4.4.1 固溶温度对复合材料的影响 |
| 4.4.2 固溶时间对复合材料的影响 |
| 4.5 时效处理对复合材料的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 TiB_2/7075复合材料的高温力学及磨损性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 成分物相分析 |
| 5.2.1 成分 |
| 5.2.2 物相组成 |
| 5.3 显微组织 |
| 5.3.1 铸态显微组织 |
| 5.3.2 时效态显微组织 |
| 5.4 力学性能 |
| 5.4.1 硬度及高温拉伸性能 |
| 5.4.2 拉伸断口形貌 |
| 5.5 磨损性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间参加的科研项目 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（8）选区激光熔化316L不锈钢微观组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 增材制造技术概述 |
| 1.2 SLM技术概论 |
| 1.2.1 选区激光熔化原理与特点 |
| 1.2.2 国内外SLM设备发展现状 |
| 1.2.3 SLM成形材料与缺陷 |
| 1.2.4 SLM技术成形工艺参数 |
| 1.3 SLM 316L SS国内外研究概况 |
| 1.4 本文的研究内容及意义 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 316L SS粉末 |
| 2.1.2 W-316L SS混合粉末 |
| 2.1.3 Nb-316L SS混合粉末 |
| 2.1.4 WC-316L SS混合粉末 |
| 2.2 实验设备和仪器 |
| 2.3 实验原理 |
| 2.3.1 SLM设备与工作原理 |
| 2.3.2 工艺参数 |
| 2.3.3 金相制样与分析 |
| 2.3.4 EBSD制样与分析 |
| 2.3.5 X射线衍射 |
| 2.3.6 硬度测量 |
| 2.3.7 室温拉伸 |
| 2.3.8 电化学分析 |
| 2.3.9 敏化实验与双环电化学动电位再活化 |
| 2.3.10 失重测试 |
| 2.3.11 摩擦磨损 |
| 2.3.12 扫描电子显微镜 |
| 2.3.13 激光共聚焦显微镜 |
| 2.3.14 XPS测试与分析 |
| 第3章 钨颗粒对选区激光熔化316L SS组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 相分析 |
| 3.3.2 微观结构分析 |
| 3.3.3 表面硬度分析 |
| 3.3.4 拉伸性能 |
| 3.3.5 断裂形貌 |
| 3.3.6 电化学腐蚀行为 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Nb颗粒对选区激光熔化316L SS耐腐蚀性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 微观组织分析 |
| 4.3.2 电化学分析 |
| 4.3.3 XPS结果与分析 |
| 4.3.4 DL-EPR结果与分析 |
| 4.3.5 失重测试结果与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 WC颗粒对选区激光熔化316L SS摩擦磨损性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 相分析和微观结构 |
| 5.3.2 表面硬度 |
| 5.3.3 摩擦磨损结果与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术成果 |
| 学位论文评阅及答辫情况表 |
（9）宏量制备的Cu纳米颗粒作为润滑油添加剂的应用研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 摩擦学的发展和润滑油概述 |
| 1.2.1 摩擦学的发展 |
| 1.2.2 润滑油添加剂的分类 |
| 1.2.3 润滑油添加剂的现状和发展趋势 |
| 1.2.4 润滑油检测及性能评价 |
| 1.3 金属纳米颗粒添加剂在润滑油中的应用 |
| 1.3.1 金属纳米润滑油添加剂的类型和特点 |
| 1.3.2 金属纳米润滑油添加剂的前沿进展 |
| 1.4 选题依据和研究内容 |
| 第二章 Cu纳米颗粒的制备及表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Cu纳米颗粒的制备 |
| 2.3 Cu纳米颗粒的表征 |
| 2.4 结果与讨论 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 Cu纳米颗粒作为基础油PAO6 添加剂的应用研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu纳米润滑油样的制备 |
| 3.3 Cu纳米润滑油的摩擦性能研究 |
| 3.3.1 Cu纳米颗粒添加量对纳米润滑油的摩擦学性能影响 |
| 3.3.2 载荷对Cu纳米润滑油的摩擦学性能影响 |
| 3.4 Cu纳米润滑油的理化性能 |
| 3.4.1 实验仪器 |
| 3.4.3 结果与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Cu纳米自修复润滑油的应用开发 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 基于Cu纳米颗粒的自修复润滑油10W-40CD的应用开发 |
| 4.2.1 Cu纳米颗粒添加量对10W-40CD润滑油摩擦性能影响 |
| 4.2.2 载荷对Cu纳米自修复润滑油10W-40CD的摩擦性能影响 |
| 4.2.3 Cu纳米颗粒对10W-40CD润滑油的理化性能影响 |
| 4.3 基于Cu纳米颗粒自修复润滑油10W-40CF-4 的应用开发 |
| 4.3.1 Cu纳米颗粒添加量对10W-40CF-4 润滑油的摩擦性能影响 |
| 4.3.2 载荷对Cu纳米自修复润滑油10W-40CF-4 的摩擦性能影响 |
| 4.3.3 Cu纳米颗粒对10W-40CF-4 润滑油的理化性能影响 |
| 4.4 Cu纳米自修复润滑油和不同商业润滑油的摩擦性能对比 |
| 4.4.1 实验部分 |
| 4.4.2 结果与分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 在学期间的研究成果 |
| 致谢 |
（10）原位自生TiB2/6061铝基复合材料制备及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 原位铝基复合材料制备技术 |
| 1.2.1 增强颗粒 |
| 1.2.2 自蔓延高温合成法(SHS) |
| 1.2.3 混合盐反应法(LSM) |
| 1.2.4 放热弥散法(XD~(TM)) |
| 1.2.5 接触反应法(CR) |
| 1.2.6 熔体直接反应法(DMR) |
| 1.2.7 反应喷射沉积法(RSD) |
| 1.2.8 颗粒增强铝基复合材料的性能 |
| 1.3 铝合金热处理工艺 |
| 1.3.1 均匀化热处理 |
| 1.3.2 固溶处理 |
| 1.3.3 时效处理 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 复合材料制备 |
| 2.3 复合材料热处理工艺 |
| 2.4 测试与表征 |
| 2.4.1 显微观察和分析 |
| 2.4.2 布氏硬度测试 |
| 2.4.3 拉伸性能测试 |
| 2.4.4 耐磨性能测试 |
| 第三章 混合盐法制备TiB2/Al复合材料 |
| 3.1 TiB_2/Al复合材料制备工艺 |
| 3.2 TiB_2/Al复合材料组织形貌分析 |
| 3.3 TiB_2/Al复合材料制备工艺改善 |
| 3.3.1 制备工艺改善 |
| 3.3.2 颗粒增强相分散性分析 |
| 3.3.3 机械搅拌及Ce O_2添加剂的作用机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 混合盐法制备TiB2/6061 铝基复合材料 |
| 4.1 TiB_2/6061 铝基复合材料制备 |
| 4.2 TiB_2/6061 铝基复合材料物相及显微组织分析 |
| 4.3 TiB_2/6061 铝基复合材料力学性能分析 |
| 4.3.1 TiB_2/6061 铝基复合材料布氏硬度分析 |
| 4.3.2 TiB_2/6061 铝基复合材料拉伸性能分析 |
| 4.3.3 TiB_2/6061 铝基复合材料耐磨性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 TiB2/6061 铝基复合材料热处理工艺研究 |
| 5.1 均匀化热处理 |
| 5.2 固溶处理 |
| 5.2.1 固溶处理对复合材料显微组织的影响 |
| 5.2.2 固溶处理对复合材料硬度的影响 |
| 5.3 时效处理 |
| 5.3.1 时效处理对复合材料显微组织的影响 |
| 5.3.2 时效处理对复合材料硬度的影响 |
| 5.4 TiB_2/6061 铝基复合材料热处理性能研究 |
| 5.5 TiB_2/6061 铝基复合材料锻后热处理性能研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间学术活动及成果情况 |
四、Cu-纳米TiB_2原位复合材料的摩擦磨损性能（论文参考文献）
- [1]铜基复合材料制备工艺的研究进展[J]. 雷沙沙,刘洪军. 机械工程材料, 2021(10)
- [2]纳米复合材料的制备工艺和性能[J]. 郭克星. 热处理, 2021(04)
- [3]选区激光熔化3D打印钛基复合材料研究进展[J]. 杨光,王冰钰,赵朔,王伟,李长富,王向明. 稀有金属材料与工程, 2021(07)
- [4]微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制[D]. 刘栓. 吉林大学, 2021
- [5]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)
- [6]TiB2/2024Al复合材料挤压型材组织与性能研究[D]. 张树刚. 山东大学, 2021(12)
- [7]原位TiB2颗粒增强7075铝基复合材料的组织及性能研究[D]. 郑家乐. 山东大学, 2021(09)
- [8]选区激光熔化316L不锈钢微观组织及性能研究[D]. 尹啸天. 山东大学, 2021(12)
- [9]宏量制备的Cu纳米颗粒作为润滑油添加剂的应用研究[D]. 张永顺. 兰州大学, 2021(09)
- [10]原位自生TiB2/6061铝基复合材料制备及其组织性能研究[D]. 陈健. 合肥工业大学, 2021