一、压力下浸渗半固态致密法制备Al_2O_(3sf)·SiC_p/Al复合材料（论文文献综述）
陈梦琴[1]（2021）在《IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究》文中研究表明新型电子器件IGBT模块高度集成化和高稳定性的发展对其封装材料的热物理性能提出了越来越高的要求。高SiC体积分数SiC/Al复合材料（SiC>50 vol.%）因具备高导热系数、低热膨胀系数、轻量及低成本的特点,使其在IGBT模块封装（基板）领域备受瞩目。该新型电子封装材料的制备技术现已成为国内外竞相发展的技术制高点。本文以IGBT用高导热、低膨胀基板的制备为研究对象,基于真空压力浸渗法,在对简单形状SiC预制体的模压成形工艺进行系统研究的基础上,提出和研究了复杂形状预制体的3DP打印工艺,解决了复杂形状预制体难以制备的技术难题;系统研究了将Al液渗入预制体的真空压力浸渗工艺,制备了高体积分数SiC/Al复合材料;获得了工艺参数对复合材料热物理性能的影响规律,为制备高导热、低膨胀的IGBT基板材料提供技术及理论支撑。本文主要研究结果如下:（1）深入研究了模压成形工艺对预制体体积分数、孔洞特征的影响,制备了形状简单、性能优良的预制体。获得不同比例100 μm和12 μm SiC颗粒对预制体体积分数和孔洞特征的影响规律:引入细小SiC颗粒引起预制体孔径变小,SiC体积分数在56%-72%之间可控调节;建立了造孔剂NH4HCO3含量与预制体孔隙率之间的关系模型:Y=27.04+0.398X,并且发现NH4HCO3可作为“孔桥”改善预制体内孔洞的连通性;获得了粘结剂NH4H2PO4对预制体成型性和孔洞特征的影响规律,确定本工艺中粘结剂的最佳添加量为5%。（2）研究了 3DP打印工艺对预制体成形性的影响,制备了形状复杂、轮廓完整的预制体。确定并优化了粘结剂及其配比:采用呋喃树脂作为低温粘结剂,采用NH4H2PO4作为高温粘结剂,高温粘结剂最佳添加量为9 vol.%。获得了打印层厚对SiC预制体成形性的影响规律:当打印层厚为0.2 mm时,预制体容易形成“层错”现象,随着打印层厚增加,“层错”现象逐渐减弱,0.24 mm是理想的打印层厚。（3）研究了真空压力浸渗工艺对Al液浸渗行为的影响,制备了界面结合良好、浸渗完全的高体积分数SiC/Al复合材料。获得了 Si和Mg元素对Al液浸渗效果的影响规律:选用高Si含量的Al-12Si-Mg合金,其流动性好,制备的复合材料致密度高,无界面反应;Mg元素的加入可以提高SiC与Al之间的润湿性,Mg含量为1 wt.%时Al液浸渗效果最佳,Mg元素含量大于1 wt.%将阻碍Al液浸渗,导致复合材料致密度降低。摸清了浸渗压力对Al液浸渗行为的影响规律:浸渗压力升高,Al液填充更加充分,复合材料致密度增加。（4）研究了 SiC体积分数、浸渗压力对复合材料热物理性能及机械性能的影响,获得了性能优异的SiC/Al复合材料。随着SiC体积分数及浸渗压力增加,复合材料导热系数、抗弯强度增加,热膨胀系数降低。高体积分数SiC/Al复合材料导热系数对其孔隙率十分敏感,基于H-J模型建立了新的计算模型:Kd=K∞+K0-K实,结合复合材料孔隙率该模型可实现对高体积分数SiC/Al复合材料导热系数的良好预测。基于以上研究,确定了复合材料最佳制备工艺,制备的复合材料组织均匀致密,界面反应控制良好,导热系数为177W/（m·k）、热膨胀系数为11.9×10-6/K、抗弯强度为334 Mpa,满足IGBT基板用封装材料的性能需求。
郑瀚森[2]（2021）在《高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究》文中提出层状复合材料保持了单一组元材料的优点且克服了各自组元材料的不足,具有更优异的综合性能和广泛的工业应用前景。近年来,轨道交通、航空航天、国防军工等领域制动系统轻量化日趋迫切,开发结构功能一体化、短流程低成本制备技术,研制高强耐磨层状铝基复合材料制动部件,实现以铝代钢,具有重要的理论意义和应用价值。本论文以有工程应用背景的制动毂为研究对象,设计了外层耐磨层为SiCp/A357铝基复合材料、内层为7050高强铝合金材料的PAMC/Al层状复合材料制动毂;建立了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合流变铸造仿真模型;采用模拟仿真与实验研究相结合的方法,发展了高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻成型新技术;研究了工艺参数对组织与性能的影响规律,揭示了异种材料固液复合机理,实现了层状复合材料的固液复合,制备了结构功能一体化的高强耐磨层状铝基复合材料铸件。本文的主要研究结果如下:（1）通过模拟仿真与实验验证,研究了流变模锻工艺参数对7050高强铝合金铸件成型性与缺陷的影响。研究表明:铸造热节存在于制动毂轮辐和轮辋交界处,浇铸温度升高、成型比压降低和模具温度升高均会使热节存在时间上升;优化后的流变工艺参数为浇铸温度660℃、成型比压100 MPa、模具温度200℃,7050铝合金制动毂铸件成型良好,无缩孔缩松缺陷。（2）研究了电磁均匀化熔体处理及微合金化对7050高强铝合金流变模锻制动毂铸件组织与性能的影响。研究表明:对7050铝合金熔体施加电磁均匀化熔体处理及0.15 wt.%Sc微合金化处理后,流变模锻7050高强铝合金制动毂铸件组织明显细化,力学性能显着提升,与普通液态模锻相比,平均晶粒尺寸从136.9 μm降低至42.7 μm,抗拉强度由559MPa提升至597MPa,屈服强度由464MPa提升至518MPa,延伸率由6.1%提升至13.7%。（3）通过模拟仿真与实验研究,优化了耐磨环的结构参数,研究了固液复合铸造工艺关键参数对固液结合界面的影响,揭示了实现良好界面结合的规律:确保熔体与耐磨环表面润湿,耐磨环表面需产生一定程度的重熔并与熔体产生熔合结合,且熔合结合处液相共晶区尽量窄。本文实验条件下获得良好界面结合的工艺为:采用化学法去除表面氧化层,耐磨环结构参数为厚度5 mm、高度60 mm,耐磨环预热温度为200℃,加压前等待时间10 s。（4）分析表征了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液结合界面的组织形貌、元素分布、相组成及其力学性能。结果表明,固液界面耐磨环表层组织由细晶区、球化区和枝晶区构成;固液界面SiCp/A357铝基复合材料层存在约250 μm厚的过渡层,界面处存在大量T相和Mg2Si相;T6热处理后固液界面处T相消失生成了新相W相;经过T6热处理后,固液界面处维氏硬度从121.5 HV提升至172.0 HV,界面剪切强度由83.3 MPa提升至124.6 MPa,相比铸态提高了约50%。（5）在上述研究基础上制备了外径470 mm、高度120 mm的大型PAMC/Al层状复合材料制动毂铸件。铸件组织呈细小等轴晶,宏观偏析程度较小,固液界面结合良好。铸件经T6热处理后的力学性能为:轮辋轴向抗拉强度582MPa,屈服强度512 MPa,延伸率7.9%;轮辐的径向抗拉强度590MPa,屈服强度530MPa,延伸率6.4%;轮辐的径向抗剪强度304 MPa。摩擦性能为:摩擦系数0.5776,磨损率3.99×10-7 cm3/（N.m）。台架试验验证结果良好,性能优异,具有较好的工业应用前景。
曹富翔[3]（2021）在《SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究》文中研究指明SiC颗粒增强铝基复合材料具有弹性模量高、耐磨性好、尺寸稳定性高、比强度高等性能优点,在航空航天、汽车、体育器材等领域具有广泛的应用。为了分析并解决搅拌铸造法制备颗粒增强铝基复合材料中存在的问题,其中包括SiC颗粒不均匀分布、气孔率高、溶质元素偏析严重、晶粒粗大、颗粒和基体润湿性差等,从而为颗粒增强铝基复合材料的制备提供有效的理论指导。本文采用超声波辅助半固态搅拌铸造,以2024Al为基体,10μm SiC颗粒为增强体,制备出体积分数为0%、5%、10%、15%和20%的SiCp/2024Al复合材料,通过两步变形（挤压+轧制）的方法最终获得了厚度约为1 mm的SiCp/2024Al薄板。通过对SiCp/2024Al复合材料进行压力凝固实验,研究了不同模具温度、超声处理温度对铝基复合材料显微组织和力学性能的影响规律,成功制备出颗粒分布均匀、气孔率低和第二相分布均匀的SiCp/2024Al复合材料。对铸态SiCp/2024Al复合材料进行两步热变形,制备出不同体积分数的SiCp/2024Al复合材料薄板,研究了两步热变形（挤压+轧制）工艺对铸态复合材料显微组织和力学性能的影响规律。通过制备不同体积分数的SiCp/2024Al复合材料薄板,研究了SiCp的体积分数对SiCp/2024Al复合材料薄板显微组织和力学性能的影响。研究结果表明,超声辅助半固态搅拌铸造生产的10vol.%SiCp/2024Al复合材料具有良好的力学性能,极限抗拉强度最佳为297 MPa,延伸率为2.21%。在450℃模具温度下,SiCp/2024Al复合材料中的SiC颗粒存在明显的不均匀分布,颗粒贫瘠区的第二相存在网状分布,材料内部的气孔率高。随着模具温度从450℃升至550℃,复合材料内部的气孔率呈下降趋势,SiC颗粒分布均匀性提高,但第二相的偏析先减弱后增强。在500℃模具温度下,复合材料表现出最佳的力学性能。随着超声波处理温度的降低,从700℃至640℃的超声温度范围内,SiCp/2024Al复合材料中的SiC颗粒宏观分布不均匀性加剧。在高于2024Al液相线温度的超声处理下,随超声处理温度升高,铸件的气孔含量上升,SiCp/2024Al复合材料的力学性能下降。在低于2024Al液相线温度的超声处理下,降低超声处理温度,复合材料内部的气孔含量上升,第二相偏析严重,复合材料的力学性能下降。在670℃的超声处理温度下,SiCp/2024Al复合材料表现出最佳的力学性能。最佳的凝固工艺是模具温度接近2024Al固相线温度（500℃）,超声处理温度接近2024Al液相线温度（670℃）的工艺。在这种凝固工艺下,铸态SiCp/2024Al复合材料表现出:SiC均匀分布、气孔率低（0.2%）和第二相含量低（0.49%）。铸态复合材料经过两步热变形（挤压+轧制）后,铸态组织中的缺陷和挤压态试样的缺陷消失。两步热变形可以显着细化复合材料中铝基体的平均晶粒尺寸。挤压态复合材料中团聚的SiC颗粒阻碍了Cu Al2相的细化。两步热变形后,SiC颗粒和Cu Al2相尺寸下降,分布更加均匀。两步热变形改善了SiC颗粒与铝基体的界面结合强度。两步热变形后10vol.%SiCp/2024Al复合材料的极限拉伸强度和伸长率分别为489 MPa和10.42%。对不同颗粒含量的SiCp/2024Al复合材料板材进行显微组织和力学性能分析。研究发现:2024铝合金的平均晶粒尺寸为23.7μm,随SiCp含量的增加,复合材料的平均晶粒尺寸呈下降趋势,第二相的尺寸呈下降趋势,但第二相的含量没有发生变化。SiCp分布的均匀性随颗粒含量增加呈现先上升后下降的趋势,10vol.%SiCp/2024Al复合材料板材表现最优的颗粒分布。固溶处理和时效处理可以显着提高轧制态SiCp/2024Al复合材料的力学性能。时效处理后2024Al基体中有大量纳米级第二相析出。时效处理后,10vol.%SiCp/2024Al的屈服强度、极限抗拉强度和延伸率分别为391 MPa、514 MPa和7.2%。
李强[4]（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。
朱万波[5]（2021）在《中高体积分数铝基碳化硅复合材料微观结构与界面表征》文中研究表明中高体积分数的SiCp/Al复合材料,与低体积分数的SiCp/Al复合材料相比,拥有比强度高,导热系数高,热膨胀系数低的特点,广泛应用于卫星和电子封装领域关键性的功能结构件。随着科技的进步,如今的应用已从小尺寸的公斤级发展到大尺寸的吨位级,结构件越来越趋向于轻量化和高性能的应用发展。本文通过粉末冶金的方法成功制备出不同烧结工艺和不同体积分数的SiC颗粒增强6061Al基复合材料。利用金相显微镜、扫描电子电镜、X射线衍射仪和透射电子电镜等,系统地研究了热压温度与保温时间对SiCp/6061Al复合材料的微观组织结构与界面反应的影响,以及在630℃热压温度且保温6小时下,研究了不同SiC颗粒体积分数对SiCp/6061Al复合材料微观组织与性能的影响。实验研究结果如下:（1）粉末冶金法可适用于制备中高体分的SiC颗粒增强铝基复合材料。通过粉末冶金制备出的不同烧结工艺和不同中高体积分数的SiCp/6061Al复合材料,制备出的坯锭没有出现碎裂,材料表面也无明显的裂纹等缺陷。（2）55 vol.%SiCp/6061Al复合材料,随着烧结温度与烧结时间的增加,SiC与Al的界面反应加剧,产生脆性相Al4C3,以及Mg Al2O4和Mg O界面产物。经过去离子水浸泡腐蚀后,腐蚀最先开始在界面处,然后向铝基体侧逐渐扩展。（3）烧结温度主要影响Al4C3的形核,而烧结时间主要影响Al4C3的生长。在制备大尺寸工件的高体积分数SiCp/6061Al基复合材料时,为了避免有害反应的发生,反应温度不应超过670℃;在反应温度为650℃时,保温时间不应超过12h,在反应温度为630℃时,保温时间不应超过24h。（4）随着SiC颗粒体积分数的增加,颗粒分布越来越密集,个别区域发生团聚的现象,但界面较平整光滑,无界面产物,界面以机械结合和化学结合方式存在。（5）随着SiC颗粒体积分数的增加,材料密度、弹性模量、热导率逐渐增大,而抗弯强度、热膨胀系数随SiC颗粒体积分数的增加逐渐减小。
胡恺琪[6]（2021）在《纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究》文中提出Al-Si系合金由于密度低、体积稳定性好、耐磨性和铸造性能良好等,被广泛用于活塞、汽缸等发动机零部件的制造。然而,随着节能减排和轻量化指标的提高,汽车发动机不断朝高功率密度方向发展,导致其核心部件的工作温度逐渐升高,传统Al-Si系耐热合金的高温性能已难以满足当前服役条件的要求,而且单纯调整合金成分收效较小。纳米AlN颗粒（以下简称为AlNp）因具有弹性模量高、热稳定性好、强度高且随温度升高变化较小等优点,近年来被广泛用作铝基复合材料的增强相。因此采用AlNp增强Al-Si系合金可为耐热铝合金的制备提供一个新思路。但如何将具有高表面能的纳米AlNp引入合金中,并使其获得稳定的组织构型,仍存在诸多理论和技术难题。本文在课题组前期工作基础上,系统研究了合金元素对AlN/铝熔体润湿行为的影响、AlNp引入方法及其对Al-Si合金中Si相形貌的变质机理、AlNp在Al-Si熔体中的弥散行为及其对多元合金中耐热相构型的调控和室高温强化机制等问题,主要工作如下:（1）AlNp/Al-Si复合材料中AlNp对Si相的形貌调控与变质机理试验表明,Al-12Si合金熔体（900℃）在AlN基底上的润湿角最小,界面结合处洁净,润湿性明显优于纯铝和Al-4.5Cu熔体,分析是由于Si元素降低了铝熔体与AlN的界面能。基于两者之间良好的润湿性,本文首先采用液-固原位反应法制备了 AlNp/Al-xSi（x=0,3,6,12）复合材料。铸态组织中,AlNp尺寸为纳米级,彼此相互连接,呈网状分布,Si相形貌与AlNp具有相关性。随着Si含量逐渐升高,Si相依次由颗粒状演变为短枝状、网状,这是由于制备过程中Si相依附AlNp结构生长变得粗大所致。为了改善Si相形貌,分别对该复合材料进行T4热处理（570℃）和热挤压处理。经T4处理后,Si相轮廓变得圆整;经热挤压后,Si相变为颗粒状,且沿挤压方向呈流线状分布。相应地,复合材料的弹性模量和布氏硬度显着提高。进而采用熔铸法以Al-8AlNp中间合金（AlNp平均尺寸为72 nm）的形式向Al-12Si合金中添加1%AlNp,发现其主要以团状分布于Al/Si共晶区,共晶Si相由板片状变质为颗粒状,合金的室温拉伸强度和硬度明显提升。通过设计扩散试验,发现随着局域Si浓度逐渐升高,AlNp富集区内Si相形貌依次呈颗粒状、枝状。通过EBSD、TEM和深腐蚀形貌等分析可知,AlNp对共晶Si的生长产生阻碍作用,诱导多重孪晶的形成从而导致其形貌发生转变。（2）AlNp/Al-Si系复合材料微观组织的梯度设计及室温强化机制为了系统研究AlNp在Al-Si合金中的弥散及室温强化行为,通过调控Al-12Si熔体与Al-8AlNp中间合金之间的扩散反应,制备了 AlNp/Al-Si梯度复合材料,其中Si含量从边缘到中心呈现由12%至0%的梯度变化,相应地,AlNp含量呈由0%至8%的梯度变化。同时,α-Al晶粒的平均尺寸由34.6 μm梯度变化至14.3μm,择优取向由<100>Al变化至<111>Al。扩散过程中,Si原子由于受到AlNp的阻碍,扩散系数显着降低,AlNp受α-Al枝晶的推挤作用而重新排布。基于此,建立了 Al-Si-AlNp体系的不同凝固模型及梯度组织形成机制。通过分析各区域的成分和力学性能可知,梯度复合材料的硬度和拉伸强度均随AlNp含量的增加显着提升,分别由61.7 HBW和124MPa提高至107.9HBW和196MPa。同理,制备了 AlNp/ZL109梯度复合材料,其成分、物相、微观组织和力学性能均呈梯度变化。组织从边缘到中心依次由Al-Si多元合金典型的半连续网状结构、网状构型间隙分布着AlNp、条带状结构、更细密的条带状结构过渡至Al-AlNp合金的挤压态组织。复合材料的显微硬度和压缩强度从边缘到中心显着提高,分别由120 HV、605 MPa提高至220 HV、815 MPa,这源于AlNp的Orowan强化和变质后颗粒状合金相的协同强化作用。（3）AlNp对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制铸态Al-Si多元合金具有半连续网状分布的第二相（Si相和耐热相）构型,而挤压态合金则具有弥散分布的颗粒状第二相构型。力学性能结果表明,两种合金的抗拉强度、屈服强度均随测试温度升高显着下降,350℃热暴露后的残余硬度也随暴露时间的延长不断降低。对比可知,尽管挤压态合金在室温和短时热暴露时力学性能略有优势,但在250～350℃,其拉伸强度和硬度均低于铸态合金。针对高温拉伸强度相对室温强度的下降程度,提出了抗拉强度升温失效率的量化概念,计算结果显示,铸态合金在各温度区间的失效率均低于挤压态合金,350℃时两者的失效率分别为70.3%和77.8%,表明第二相构型对铝合金失效率有重要影响。建立了构型与合金强化机制之间的关系,证明室温下起关键作用的是Orowan和热错配位错强化,而高温下载荷传递和网状强化起主导作用,与位错相关的强化效果显着下降。在此基础上,向Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中引入AlNp,研究其对铝合金室温和高温力学性能、变形行为的影响和调控机制,结果表明:当AlNp的添加量由0.3%增加至2%时,Al-Si多元合金（T1态）350℃抗拉强度先升高后降低,添加1%AlNp时,350℃抗拉强度最高,由85 MPa提高至106 MPa,提升了 24.7%。此外,合金在各温度下的拉伸强度、显微硬度和热膨胀性能均得到显着改善。保持AlNp加入量均为1%,通过调控预处理工艺改变其在Al-Si多元合金中的分布状态。结果表明,当AlNp以微骨架状分布时,共晶Si相被变质为颗粒状,但耐热相仍保持半连续网状,其与AlNp微骨架在三维上相互连接,结构互补;而当AlNp以弥散状分布时,Si相和耐热相均被变质为颗粒状,T6热处理后纳米析出相的密度增加、平均尺寸降低。拉伸性能和断口应变分布等分析表明,纳米粒子的分布状态对Al-Si多元合金室温和高温变形行为的影响不同:AlNp微骨架能够协助耐热相承担载荷,在高温下发挥优异的载荷传递和网状强化效果,故合金（T6态）350℃抗拉强度更高,达111 MPa,显着高于基体合金的88 MPa和AlNp弥散分布时的96 MPa;而弥散状分布的AlNp使合金在室温下具有更好的Orowan强化效果,故室温抗拉强度更高,达405 MPa。
代彪[7]（2020）在《SiCp/2024复合材料的微观组织与力学性能研究》文中研究说明SiCp/Al复合材料具有高比强度及比刚度、良好的导热性及耐磨性等特性,在航天航空、汽车、军工等领域有广阔的应用前景。粉末冶金法制备的SiCp/Al复合材中SiC颗粒分散均匀且无界面反应,避免了SiC颗粒与铝合金的低润湿性问题等优势,但存在SiC颗粒及铝合金基体组织对复合材料力学性能的影响规律不清晰、所制备复合材料力学性能有待进一步提高等问题。为此,本文采用粉末冶金法制备了SiCp/2024复合材料,研究了SiCp/2024复合材料的相对密度、显微组织、界面及力学性能,分析了SiC含量（37 vol.%及55 vol.%）对SiCp/2024复合材料力学性能的影响,探索了热压温度和二次热压对SiCp/2024复合材料组织及力学性能的影响及性能的改善机理,主要研究结果如下:（1）采用粉末冶金法制备了37 vol.%及55 vol.%SiC含量的SiCp/2024复合材料,SiC颗粒较均匀地分布在铝合金基体中,随着SiC颗粒含量从37 vol.%增加至55 vol.%,热压态SiCp/2024复合材料的相对密度从99.3%降低到99%;37vol.%SiCp/2024复合材料铝合金基体存在少量细小孔洞,同时伴随少量SiC颗粒断裂及破碎、以及局部区域少量SiC颗粒团聚的现象;55 vol.%SiCp/2024复合材料中孔洞尺寸较大,SiC颗粒产生裂纹及破碎的现象明显增加,局部区域SiC颗粒团聚的现象加重。（2）采用粉末冶金法制备SiCp/2024复合材料,热压过程的液相主要分布在基体铝合金及SiC颗粒之间的界面处,热压态SiCp/2024复合材料中存在盘状或片状的Al4Cu9相及粗大条状或树枝状的S（Al2Cu Mg）相,经T6热处理后,复合材料中盘状或片状的Al4Cu9相转变为θ（Al2Cu）相,粗大网络偏聚的条状或树枝状S（Al2Cu Mg）相依然存在。（3）随着SiC含量从37 vol.%增加至55 vol.%,SiCp/2024复合材料的平均弹性模量从161GPa增加至207.55 GPa,平均强度从397.8 MPa降低至328 MPa;37 vol.%SiCp/2024复合材料的断裂以铝合金的韧性断裂为主,裂纹沿界面扩展并伴随有SiC颗粒脆性断裂;55 vol.%SiCp/2024复合材料的断裂以SiC颗粒的脆性断裂为主的混合断裂。（4）采用不同热压温度制备了SiCp/2024复合材料,热压温度通过影响液相网络及致密化两方面从而影响复合材料的组织与力学性能,合适的热压温度是提高SiCp/2024复合材料料力学性能的关键所在。当热压温度为535℃时,复合材料具有适中的液相（4.65vol.%）及相对密度（99.38%）,T6态37 vol.%SiCp/2024复合材料的力学性能达到了较高水平,其抗拉强度和延伸率分别为506 MPa和0.315%。（5）采用二次热压方法制备了SiCp/2024复合材料,二次热压提高了复合材料的相对密度,细化分散SiCp/2024复合材料中连续发达的液相网络,使Al2Cu以及Al2Cu Mg尺寸较小且分布较均匀。二次热压T6态37 vol.%SiCp/2024复合材料的力学性能达到了最高水平,其抗拉强度和延伸率分别为540 MPa和0.485%,与一次热压的复合材料相比,分别提升了119 MPa和0.276%。
王振[8]（2020）在《直热法粉末触变成型参数对SiCp/2024Al复合材料性能的影响》文中指出IGBT作为能源转换的核心,具有广阔的应用领域和市场。高体积分数SiCp/Al复合材料具有密度低,热导率高,热膨胀系数低,机械强度高,原材料廉价的优点,是作为高功率IGBT散热基板的完美选择。直热法粉末触变成型工艺作为制备高体积分数SiCp/Al复合材料的新工艺,烧结温度低、速度快,生产周期短,可制备高密度、大尺寸的高体积分数SiCp/Al复合材料。用直热法粉末触变成型工艺制备60%volSiCp/2024Al复合材料的热导率可达190.98 W·m-1·K-1,适合作为高功率IGBT的散热基板材料。目前,直热法粉末触变成型工艺参数的研究不够充分。本实验采用直热法粉末触变成型工艺制备60%volSiCp/2024Al复合材料,并研究工艺参数对SiCp/2024Al复合材料性能的影响。实验分别研究了成型压力、半固态保温温度对SiCp/2024Al复合材料的密度、抗折强度、热膨胀系数的影响。并通过数据统计研究了影响SiCp/2024Al复合材料在620℃时性能不稳定的因素。通过分析直热法粉末触变成型工艺的烧结机理,设计了二次烧结工艺,使SiCp/2024Al复合材料在低的烧结温度下获得高的密度与抗折强度。研究结果表明,单次烧结的半固态保温温度为600℃,成型压力为55MPa时,60%volSiCp/2024Al复合料的性能最佳,密度为2.96 g/cm3,抗折强度为274MPa,热膨胀系数为8.084×10-6·K-1。通过二次烧结,在半固态保温温度为560℃,成型压力为45MPa时,60%volSiCp/2024Al复合材料的密度为2.98 g/cm3,抗折强度为346MPa,其性能高于单次烧结制备60%volSiCp/2024Al复合材料的最优性能。
高瑜阳[9]（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》文中提出与单相单一微米、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。
肖静[10]（2019）在《电子封装用颗粒增强铝基复合材料半固态压力钎焊研究》文中指出高体分比AlSiC复合材料具有高比强度、高比刚度、高导热以及热膨胀系数可调等优点,是一种理想的电子封装材料。然而,由于目前尚无成熟的针对AlSiC复合材料的连接工艺,该材料在实际工程应用中受到很大限制。因此,开发AlSiC同质以及异质材料的连接工艺和技术是高体分比AlSiC复合材料规模化应用的关键。本文在国内外现有的连接工艺基础上针对AlSiC复合材料的特性,创新性地提出了一种全新的AlSiC同质及异质材料连接技术,即半固态压力钎焊技术。通过设计钎料成分,并对钎焊过程中钎料的微观组织演变规律与压缩变形行为以及钎料与母材在界面上的相互作用、母材表面氧化膜的破碎机制和接头界面冶金结合机理进行系统研究,最终获得了最优的工艺方法和工艺参数,并通过验证表明了该技术的可行性。设计制备了退火态和轧制态的Zn-Al-Cu合金钎料。通过半固态保温处理,研究了钎焊过程中两种钎料的球晶组织转变过程,并阐明了两种钎料球晶组织的演变机制。研究了钎料初始状态、加热温度和保温时间对球晶组织的影响规律,发现相比于退火态钎料,轧制态钎料经半固态保温处理后获得的球晶组织更细小、均匀,晶粒球形度更高,并且在392℃,保温20min时,钎料中固相晶粒的形状因子最高,固相晶粒的体积分数为63%。通过热压缩实验研究了两种钎料的半固态压缩变形过程,并通过对钎料应变-应力曲线和压缩变形组织的分析,得到了钎料半固态压缩变形行为的变化规律。对于轧制态钎料,382℃时变形主要以固相晶粒的滑动机制为主;随着温度的升高,钎料初始变形以液-固相混合流动或液相流动机制为主,随后转变为以固相晶粒的滑动机制为主。对于退火态钎料,由于枝晶相互穿插和交错,钎料变形困难,应变较轧制态钎料显着降低。确定了压缩变形过程中,钎料与母材在界面上表现为压缩-挤压和摩擦-剪切的混合作用,而钎料固相率、固相晶粒形状因子、加热温度、保温时间及钎料初始状态是影响这两种作用的主要因素。通过系统工艺实验研究了AlSiC/AlSiC的半固态压力钎焊工艺,实现了AlSiC/AlSiC的冶金连接。发现相比于退火态钎料,轧制态钎料钎焊时氧化膜破除效果好,接头强度高;在392℃,10MPa时,接头界面上基本无氧化膜残留,接头剪切强度达110MPa,约为AlSiC母材强度的82%;继续升高焊接温度,钎料的固相率降低,母材表面氧化膜破除效果减弱,接头强度下降。此外,随着母材中SiC增强相含量的增加,母材表面Al合金基体和氧化膜比例降低,破膜难度下降,破膜效果提升。针对氧化膜破除效果对焊接温度较为敏感的问题,提出了一种连续升温的半固态压力钎焊优化工艺。通过研究连续升温过程中钎料的压缩变形行为,揭示了母材表面氧化膜的破碎机制。连续升温过程中钎料中固相晶粒会逐渐发生球化,并不断重复聚集和解聚过程,从而对母材表面施加较强的压缩-挤压和滑动-摩擦作用,使母材表面氧化膜逐渐破碎;当大量的液相出现后,液相在挤出过程中会对母材表面产生一定的冲刷作用,能够进一步剪切和剥离已破碎的氧化膜。优化工艺下,接头剪切强度随温度的升高先增加后趋于稳定,392℃后剪切强度基本保持在100MPa左右。通过系统工艺实验研究了AlSi/AlSi的半固态压力钎焊工艺。发现对AlSi/AlSi直接进行半固态压力钎焊时,AlSi母材和钎料表面连续氧化膜难以去除;当采用SiC颗粒辅助的半固态压力钎焊方法后,通过SiC颗粒的挤压作用能够成功破碎表面氧化膜,实现AlSi/AlSi的可靠连接。当SiC颗粒粒径为1μm,沉积量为3g/m2时,接头剪切强度为68MPa;继续增加颗粒沉积量至4g/m2时,界面上SiC颗粒堆积致密,钎料难以完整渗入颗粒间隙,导致颗粒层出现孔洞缺陷,接头强度降低。当颗粒粒径为5μm时,沉积量为16g/m2的情况下,钎料仍然能够完整的渗入颗粒层中,接头强度可达92MPa;断裂发生在SiC颗粒层与钎料的连接界面处,SiC颗粒层与钎料界面处残余应力较高是接头沿界面断裂的主要原因。通过SiC颗粒辅助半固态压力钎焊工艺成功实现了AlSiC/AlSi异种材料的连接,接头强度最高可达80MPa,较无SiC颗粒辅助钎焊接头有显着提高。对AlSiC管壳与AlSi连接层进行了SiC颗粒辅助半固态压力钎焊,钎焊接头具有较高的焊合率,但气密性还不能满足封装要求。对AlSiC水冷板进行了半固态压力钎焊,钎焊接头结合紧密,满足封装水密性要求。
二、压力下浸渗半固态致密法制备Al_2O_(3sf)·SiC_p/Al复合材料（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、压力下浸渗半固态致密法制备Al_2O_(3sf)·SiC_p/Al复合材料（论文提纲范文）
（1）IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 IGBT模块发展概述 |
| 1.2.1 IGBT模块及封装 |
| 1.2.2 IGBT基板及发展现状 |
| 1.3 SiC/Al基板的制备方法概述 |
| 1.3.1 固态法 |
| 1.3.2 喷射沉积法 |
| 1.3.3 搅拌铸造法 |
| 1.3.4 液态法 |
| 1.3.5 其他相关制备方法 |
| 1.4 SiC预制体的制备工艺及研究 |
| 1.4.1 模压成形及其工艺参数研究 |
| 1.4.2 3D打印技术及其工艺参数研究 |
| 1.4.3 SiC预制体的其它成型方法及研究 |
| 1.5 液相浸渗工艺及研究 |
| 1.5.1 挤压铸造工艺及研究现状 |
| 1.5.2 无压浸渗工艺及研究现状 |
| 1.5.3 真空压力浸渗工艺及研究现状 |
| 1.6 研究意义和目的 |
| 1.7 研究内容和技术路线 |
| 1.7.1 研究内容 |
| 1.7.2 实验技术路线 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 SiC增强体 |
| 2.1.2 Al合金基体 |
| 2.1.3 粘结剂 |
| 2.1.4 造孔剂 |
| 2.2 主要实验设备 |
| 2.2.1 预制体成型设备 |
| 2.2.2 真空压力浸渗设备 |
| 2.3 材料分析测试方法 |
| 2.3.1 SiC颗粒粒度测试 |
| 2.3.2 材料成分分析及组织形貌观察 |
| 2.3.3 材料物理性能测试 |
| 2.3.4 材料力学性能测试 |
| 3 SiC预制体模压成型工艺研究 |
| 3.1 制备SiC预制体的模压成型工艺 |
| 3.1.1 模压成型制备SiC预制体素坯 |
| 3.1.2 预制体素坯烧结 |
| 3.2 两种粒径SiC不同配比对预制体的影响 |
| 3.2.1 预制体中SiC体积分数 |
| 3.2.2 预制体孔隙特征 |
| 3.3 造孔剂含量对预制体的影响 |
| 3.3.1 SiC预制体孔隙率 |
| 3.3.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.4 粘结剂对预制体的影响 |
| 3.4.1 SiC预制体成形性与孔隙率 |
| 3.4.2 SiC预制体孔隙特征 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 SiC预制体3DP工艺研究 |
| 4.1 3DP技术打印SiC预制体 |
| 4.1.1 SiC预制体的3DP打印 |
| 4.1.2 预制体素坯烧结 |
| 4.2 粘结剂对SiC预制体成形性的影响 |
| 4.3 打印层厚对SiC预制体成形性及强度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al液真空压力浸渗工艺研究 |
| 5.1 Al液真空压力浸渗工艺 |
| 5.2 Si元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.3 Mg元素对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.4 浸渗压力对Al液浸渗行为的影响 |
| 5.5 3DP工艺制备的预制体的浸渗 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 SiC/Al复合材料性能变化规律及分析 |
| 6.1 SiC/Al复合材料导热系数变化规律及分析 |
| 6.1.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料导热系数的影响 |
| 6.1.3 复合材料孔隙率与导热系数 |
| 6.2 SiC/Al复合材料热膨胀系数变化规律及分析 |
| 6.2.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.2.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料热膨胀系数的影响 |
| 6.3 SiC/Al复合材料抗弯强度变化规律及分析 |
| 6.3.1 SiC体积分数对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.3.2 浸渗压力对SiC/Al复合材料抗弯强度的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（2）高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高强铝合金的铸造成型 |
| 1.2.1 7xxx系铝合金的研究现状 |
| 1.2.2 7xxx铝合金的铸造工艺 |
| 1.2.3 7xxx铝合金流变成型研究进展 |
| 1.3 层状复合材料的成型方法 |
| 1.3.1 离心铸造法 |
| 1.3.2 浸渗法 |
| 1.3.3 铸造复合法 |
| 1.4 层状复合材料的界面结合机理 |
| 1.4.1 固液界面的复合机理 |
| 1.4.2 固液界面的过渡层 |
| 1.4.3 元素扩散及化合物生长对固液界面结合性能的影响 |
| 1.5 本论文研究目的与意义 |
| 1.6 本论文的难点、关键技术及创新点 |
| 1.7 本论文研究内容及技术路线 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 SiCp/A357复合材料 |
| 2.1.2 7050铝合金 |
| 2.2 实验装置 |
| 2.2.1 SiC颗粒预处理装置 |
| 2.2.2 真空搅拌铸造装置 |
| 2.2.3 固液复合铸造装置 |
| 2.2.4 熔体处理装置 |
| 2.2.5 热处理装置 |
| 2.3 有限元模拟仿真 |
| 2.3.1 模拟仿真软件及内容 |
| 2.3.2 几何模型的建立及计算参数 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 化学成分分析 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 室温力学性能分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 摩擦磨损性能分析 |
| 3 7050铝合金流变模锻工艺研究 |
| 3.1 7050铝合金流变模锻工艺仿真优化 |
| 3.1.1 模型建立及计算参数设定 |
| 3.1.2 计算结果及分析 |
| 3.2 实验中各工艺参数对成型性的影响 |
| 3.2.1 模具温度的影响 |
| 3.2.2 浇铸温度的影响 |
| 3.2.3 比压对成型性的影响 |
| 3.3 各工艺参数对微观缺陷的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 7050铝合金流变模锻组织性能调控研究 |
| 4.1 流变模锻成型工艺对组织的影响 |
| 4.1.1 浇铸温度对微观组织的影响 |
| 4.1.2 比压对晶粒形貌的影响 |
| 4.2 7050铝合金组织调控方案 |
| 4.3 7050铝合金制动毂调控前后的组织与性能 |
| 4.4 7050铝合金组织调控优化机理 |
| 4.4.1 微合金化对7050铝合金铸件微观组织与力学性能的影响 |
| 4.4.2 IC-AEMS熔体处理对7050铝合金铸件微观组织和性能的影响 |
| 4.5 7050铝合金层的拉伸断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺研究 |
| 5.1 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺仿真优化 |
| 5.1.1 耐磨环厚度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.2 耐磨环高度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.3 耐磨环预热温度对其内表面升温的影响 |
| 5.2 复合铸造工艺参数对固液界面结合的影响 |
| 5.2.1 耐磨环表面处理对界面结合的影响 |
| 5.2.2 耐磨环预热温度对界面结合的影响 |
| 5.2.3 复合铸造加压前等待时间对界面结合的影响 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合界面的组织与性能 |
| 6.1 固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.1 铸态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.2 T6态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.2 固液复合界面的力学性能 |
| 6.2.1 维氏硬度测试 |
| 6.2.2 剪切性能测试 |
| 6.3 分析和讨论 |
| 6.3.1 固液铸造过程中界面的形成 |
| 6.3.2 剪切断口分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂复合铸造实验 |
| 7.1 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂结构及制备 |
| 7.2 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂组织及性能 |
| 7.2.1 微观组织表征 |
| 7.2.2 性能分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（3）SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.2 搅拌铸造法 |
| 1.3.3 喷射沉积法 |
| 1.3.4 压力浸渗法 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的热变形工艺 |
| 1.4.1 挤压 |
| 1.4.2 锻造 |
| 1.4.3 轧制 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 SiC_p/2024Al复合材料板材的制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 OM显微组织观察 |
| 2.3.2 SEM观察 |
| 2.3.3 TEM观察 |
| 2.3.4 XRD分析 |
| 2.3.5 室温拉伸 |
| 2.3.6 室温硬度测试 |
| 2.3.7 致密度测试 |
| 第3章 铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 3.2.2 模具温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 3.3 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 3.3.2 超声处理温度对铸态SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 两步热变形SiC_p/2024Al复合材料显微组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 两步热变形对SiC_p/2024Al复合材料显微组织的影响 |
| 4.3 两步热变形对SiC_p/2024Al复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC_p/2024Al复合材料板材的显微组织和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材显微组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材显微组织影响 |
| 5.2.2 颗粒含量对SiC_p/2024Al复合材料板材力学性能的影响 |
| 5.3 SiC_p/2024Al复合材料板材时效处理后显微组织和力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）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 |
（5）中高体积分数铝基碳化硅复合材料微观结构与界面表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝基复合材料 |
| 1.2.1 铝基复合材料增强体 |
| 1.3 SiC颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.1 SiC颗粒增强铝基复合材料的分类 |
| 1.3.2 SiC颗粒增强铝基复合材料的应用概况 |
| 1.4 SiCp/Al复合材料主要制备工艺研究现状 |
| 1.5 SiCp/Al复合材料界面 |
| 1.5.1 界面类型 |
| 1.5.2 界面效应 |
| 1.5.3 SiC/Al界面反应 |
| 1.6 本论文的主要研究目的及内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 增强体材料 |
| 2.2 复合材料组织结构分析 |
| 2.2.1 金相微观组织分析 |
| 2.2.2 扫描电镜显微组织分析 |
| 2.2.3 X射线衍射仪物相分析 |
| 2.2.4 透射电镜界面分析 |
| 2.3 材料性能测试方法 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 抗弯强度测试 |
| 2.3.3 弹性模量测试 |
| 2.3.4 热导率测试 |
| 2.3.5 热膨胀系数测试 |
| 2.4 实验技术路线 |
| 第3章 SiC颗粒增强铝基复合材料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料的制备 |
| 3.2.1 混粉 |
| 3.2.2 冷压成形 |
| 3.2.3 真空热压烧结 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 工艺参数对材料微观结构与界面结合的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 烧结工艺对55vol%SiCp/6061Al复合材料显微组织的影响 |
| 4.2.1 55vol.%SiCp/6061Al显微组织和XRD |
| 4.2.2 55vol.%SiCp/6061Al复合材料密度和表面形貌 |
| 4.2.3 实验结果与分析 |
| 4.3 烧结工艺对55vol.%SiCp/6061Al复合材料界面的影响 |
| 4.3.1 55vol.%SiCp/6061Al的界面反应 |
| 4.3.2 55vol.%SiCp/6061Al的浸泡腐蚀 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC颗粒体积分数对铝基复合材料组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiCp/Al复合材料的显微组织 |
| 5.3 SiCp/Al复合材料的界面结合 |
| 5.4 SiCp/Al复合材料的密度 |
| 5.5 SiCp/Al复合材料的力学性能 |
| 5.5.1 弹性模量 |
| 5.5.2 抗弯强度 |
| 5.6 SiCp/Al复合材料的热物理性能 |
| 5.6.1 热导率 |
| 5.6.2 热膨胀系数 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学期间研究成果 |
| 致谢 |
（6）纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的创新点及主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Si系合金发展现状及存在问题 |
| 1.2.1 Al-Si系合金分类、组织特征及应用现状 |
| 1.2.2 Al-Si多元活塞合金组织特征及高温强化机制的研究现状 |
| 1.3 AlN颗粒增强Al-Si系复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 AlN增强Al-Si系复合材料的研究进展 |
| 1.4 增强颗粒对基体合金凝固行为及组织、性能的影响 |
| 1.4.1 铝熔体对增强相的润湿行为 |
| 1.4.2 增强颗粒与铝熔体在凝固过程中的相互作用 |
| 1.4.3 增强颗粒分布构型对铝基复合材料力学性能的影响 |
| 1.5 本文的主要研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究思路和技术路线 |
| 2.2 试验原材料 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.3.1 原位法制备AlN_p/Al-xSi复合材料 |
| 2.3.2 扩散法制备AlN_p/Al-Si系梯度复合材料样品 |
| 2.3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si多元活塞合金样品 |
| 2.4 试验样品的表征与分析 |
| 2.4.1 成分表征 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 背散射电子衍射分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 宏观硬度测试 |
| 2.5.3 拉伸和压缩性能测试 |
| 2.5.4 热膨胀性能测试 |
| 2.5.5 高温润湿性测试 |
| 参考文献 |
| 第三章 AlN_p/Al-Si复合材料中AlN_p对Si相的形貌调控与变质机理 |
| 3.1 铝熔体对AlN基底的润湿行为 |
| 3.2 原位合成AlN_p/Al-xSi复合材料中Si相形貌的演变与调控 |
| 3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料中Si相的形貌演变与变质机理 |
| 3.3.1 杆状Al-8AlN_p中间合金的组织特征 |
| 3.3.2 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料的组织和力学性能 |
| 3.3.3 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相形貌的影响 |
| 3.3.4 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相的变质机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织梯度设计及室温强化机制 |
| 4.1 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.1.1 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织的梯度设计 |
| 4.1.2 扩散反应模型及梯度复合材料的形成机制 |
| 4.1.3 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的室温强化机制 |
| 4.2 AlN_p/ZL109梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 AlN_p对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制 |
| 5.1 耐热相构型对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的影响 |
| 5.1.1 Al-Si多元合金中两种耐热相构型的表征 |
| 5.1.2 两种构型的Al-Si多元合金在不同温度下的力学性能 |
| 5.1.3 两种构型的Al-Si多元合金的室温和高温强化机制 |
| 5.2 AlN_p微骨架对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的改善 |
| 5.3 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金力学性能和高温强化机制的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（7）SiCp/2024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 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 SiCp/Al复合材料 |
| 1.2 熔渗途径制备SiCp/A1复合材料的不足 |
| 1.3 粉末途径制备SiCp/Al复合材料 |
| 1.3.1 粉末途径制备SiCp/Al复合材料研究现状 |
| 1.3.2 粉末途径制备SiCp/Al复合材料的影响因素 |
| 1.3.3 粉末途径制备SiCp/Al复合材料存在问题 |
| 1.4 研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验与方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验工艺及步骤 |
| 2.3.1 粉末冶金工艺 |
| 2.3.2 改变热压温度工艺 |
| 2.3.3 二次热压方法 |
| 2.4 实验设备 |
| 2.5 测试表征方法 |
| 2.5.1 复合材料相对密度测试 |
| 2.5.2 复合材料显微组织分析 |
| 2.5.3 复合材料力学性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 SiCp/2024复合材料的显微组织及力学性能 |
| 3.1 SiCp/2024复合材料的显微组织 |
| 3.1.1 SiCp/2024复合材料的相对密度 |
| 3.1.2 SiCp/2024复合材料的金相组织 |
| 3.1.3 SiCp/2024复合材料的物相 |
| 3.1.4 SiCp/2024复合材料的界面 |
| 3.2 SiCp/2024复合材料的力学性能 |
| 3.2.1 SiCp/2024复合材料的力学性能 |
| 3.2.2 SiC含量对复合材料力学性能的影响机制 |
| 3.3 SiCp/2024复合材料的断裂机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热压温度及二次热压对复合材料组织及力学性能的影响 |
| 4.1 热压温度对复合材料组织及力学性能的影响 |
| 4.1.1 热压温度对复合材料组织的影响 |
| 4.1.2 热压温度对复合材料力学性能的影响 |
| 4.2 二次热压对复合材料组织及力学性能的影响 |
| 4.2.1 二次热压对复合材料组织的影响 |
| 4.2.2 二次热压对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读硕士学位期间发表论文情况 |
（8）直热法粉末触变成型参数对SiCp/2024Al复合材料性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 IGBT的发展与应用 |
| 1.3 IGBT封装模块 |
| 1.4 IGBT散热基板材料 |
| 1.5 高体积分数SiC_p/Al复合材料的制备工艺 |
| 1.5.1 铸造法 |
| 1.5.2 浸渗法 |
| 1.5.3 粉末冶金法 |
| 1.5.4 放电等离子烧结法 |
| 1.5.5 直热法粉末触变成型工艺 |
| 1.6 研究的意义与内容 |
| 第2章 实验过程与方法 |
| 2.1 试验材料准备 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 增强相 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 复合材料制备工艺 |
| 2.3.1 碳化硅颗粒的整形工艺 |
| 2.3.2 混粉工艺 |
| 2.3.3 烧结工艺 |
| 2.4 实验分析方法 |
| 2.4.1 热膨胀系数 |
| 2.4.2 抗折强度 |
| 2.4.3 密度 |
| 2.4.4 组织形貌观察 |
| 2.4.5 成分结构分析 |
| 2.4.6 透射电镜观察 |
| 第3章 成型压力对复合材料性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料的显微组织观察 |
| 3.3 密度与孔隙率分析 |
| 3.4 力学性能与断貌口分析 |
| 3.5 热学性能分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 半固态保温温度对SiC_p/2024性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 控温工艺的改善 |
| 4.3 试验方案 |
| 4.4 SiC_p/2024复合材料的显微组织 |
| 4.5 半固态保温温度对密度的影响 |
| 4.6 半固态保温温度对抗折强度的影响 |
| 4.7 半固态保温温度对热膨胀系数的影响 |
| 4.8 半固态保温温度对压制时间的影响 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 成型压力与保温温度的交互作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 交互作用对热膨胀系数的影响 |
| 5.4 交互作用对抗折强度的影响 |
| 5.5 交互作用对密度的影响 |
| 5.6 复合材料组织的均匀性分析 |
| 5.6.1 不均匀现象的原因分析 |
| 5.6.2 显微组织观察 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 二次烧结工艺 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 单次烧结的缺陷 |
| 6.3 直热法粉末触变成型工艺的烧结机理分析 |
| 6.4 二次烧结 |
| 6.5 复合材料的二次烧结性能分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的论文目录 |
（9）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 |
（10）电子封装用颗粒增强铝基复合材料半固态压力钎焊研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 电子封装材料概述 |
| 1.2.1 传统电子封装材料 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的连接 |
| 1.3.1 熔化焊 |
| 1.3.2 扩散焊 |
| 1.3.3 搅拌摩擦焊 |
| 1.3.4 钎焊 |
| 1.4 半固态金属的物理特性及半固态连接技术的应用 |
| 1.4.1 半固态金属的组织特征 |
| 1.4.2 半固态金属的压缩变形特性 |
| 1.4.3 半固态连接技术的应用 |
| 1.5 论文研究内容与研究方案 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 钎料 |
| 2.1.3 SiC颗粒 |
| 2.2 实验设备及方法 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.3 微观分析及性能测试 |
| 2.3.1 微观组织分析 |
| 2.3.2 性能测试 |
| 第三章 Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织演变与压缩行为研究 |
| 3.1 Zn-Al-Cu钎料初始微观组织 |
| 3.2 Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织演变研究 |
| 3.2.1 初始状态对Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织的影响 |
| 3.2.2 加热温度对Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织的影响 |
| 3.2.3 保温时间对Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织的影响 |
| 3.3 Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为研究 |
| 3.3.1 加热温度对Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为的影响 |
| 3.3.2 保温时间对Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为的影响 |
| 3.3.3 初始状态对Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为的影响 |
| 3.4 Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形机制及接触面上相互作用分析 |
| 3.4.1 Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形机制 |
| 3.4.2 Zn-Al-Cu钎料与上下压头接触面上相互作用分析 |
| 3.4.3 接触面上相互作用的影响因素 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊研究 |
| 4.1 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊工艺研究 |
| 4.1.1 钎料初始状态和焊接温度对氧化膜破除和接头力学性能的影响 |
| 4.1.2 焊接压力对氧化膜破除和接头力学性能的影响 |
| 4.1.3 SiC增强相含量对氧化膜破除和接头力学性能的影响 |
| 4.2 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊工艺优化研究 |
| 4.2.1 半固态压力钎焊优化工艺及接头显微组织 |
| 4.2.2 优化工艺下母材表面氧化膜破除和接头形成过程研究 |
| 4.3 优化工艺下温度对AlSiC/AlSiC接头微观组织与力学性能影响 |
| 4.3.1 升温温度对接头微观组织的影响 |
| 4.3.2 升温温度对接头力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 AlSi/AlSi半固态压力钎焊研究 |
| 5.1 SiC颗粒辅助半固态压力钎焊方法的提出 |
| 5.2 AlSi合金表面SiC颗粒预置工艺研究 |
| 5.2.1 SiC颗粒在液相介质中超声分散研究 |
| 5.2.2 SiC颗粒在液相介质中沉积行为研究 |
| 5.3 SiC颗粒对AlSi/AlSi钎焊接头界面微观组织与性能的影响 |
| 5.3.1 颗粒粒径与沉积量对钎焊接头界面微观组织的影响 |
| 5.3.2 颗粒粒径与沉积量对钎焊接头力学性能的影响 |
| 5.4 AlSi/AlSi接头残余应力及接头强化机制 |
| 5.4.1 接头残余应力计算 |
| 5.4.2 SiC颗粒对接头强度的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 AlSiC/AlSi半固态压力钎焊工艺及应用研究 |
| 6.1 AlSiC/AlSi半固态压力钎焊工艺 |
| 6.2 AlSiC/AlSi半固态压力钎焊工程应用研究 |
| 6.2.1 典型构件形式及性能要求 |
| 6.2.2 焊接工艺及焊件性能检测 |
| 6.3 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊工程应用研究 |
| 6.3.1 典型构件形式及性能要求 |
| 6.3.2 焊接工艺及焊件性能检测 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
四、压力下浸渗半固态致密法制备Al_2O_(3sf)·SiC_p/Al复合材料（论文参考文献）
- [1]IGBT基板用高导热低膨胀SiC/Al复合材料制备研究[D]. 陈梦琴. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [2]高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究[D]. 郑瀚森. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [3]SiCp增强2024铝基复合材料薄板的制备、显微组织与力学性能研究[D]. 曹富翔. 太原理工大学, 2021
- [4]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)
- [5]中高体积分数铝基碳化硅复合材料微观结构与界面表征[D]. 朱万波. 沈阳大学, 2021(06)
- [6]纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究[D]. 胡恺琪. 山东大学, 2021(11)
- [7]SiCp/2024复合材料的微观组织与力学性能研究[D]. 代彪. 昆明理工大学, 2020(05)
- [8]直热法粉末触变成型参数对SiCp/2024Al复合材料性能的影响[D]. 王振. 兰州理工大学, 2020(12)
- [9]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
- [10]电子封装用颗粒增强铝基复合材料半固态压力钎焊研究[D]. 肖静. 国防科技大学, 2019(01)