一、SiCw/MB15镁基复合材料超塑性变形空洞行为（论文文献综述）
王阳阳,贾晨,贾先,杨建锋[1]（2019）在《碳化硅晶须增韧复合材料的研究现状》文中认为SiCW晶须由于具有极好的抗拉强度、耐高温性、抗高温氧化性能、拉伸模量等综合性能使其在航空航天、国防军工和民用等众多工业领域拥有广泛的应用前景。介绍了碳化硅晶须显微结构、性能、生长机理和制备方法;碳化硅晶须增强金属基、陶瓷基、树脂基复合材料材料的研究现状,并对SiCW晶须在增强复合材料方面的研究进行展望。
吴萍萍[2]（2018）在《(B4Cp+SiCw)/ZK60镁基复合材料高温变形行为研究》文中进行了进一步梳理本文采用液态浸渍法成功制备了铸态（B4Cp+SiCw）/ZK60复合材料,对复合材料与基体合金进行了不同变形温度与应变速率条件下的高温压缩试验,并研究了其高温压缩变形行为。阐述了高温压缩工艺对复合材料与基体合金高温压缩行为的影响规律,采用峰值应力拟合构建了本构方程。绘制出复合材料与合金的加工图,确定了最佳热加工区,并在此热加工工艺条件下对复合材料与合金进行热挤压变形,对挤压变形后的材料进行力学性能测试,对比分析了两者在热挤压变形时的微观组织变化规律。对挤压态复合材料与基体合金进行了固溶时效处理,探究了增强相的加入对复合材料时效析出行为及性能的影响,同时结合析出相形貌分析,确定了适合（B4Cp+SiCw）/ZK60复合材料的热处理工艺。铸态（B4Cp+SiCw）/ZK60复合材料与ZK60基体合金的高温压缩行为的研究结果表明:变形温度的上升或应变速率的下降均会引起材料流变应力的下降。复合材料与基体合金的高温压缩变形受热激活控制,其流变行为可通过含有Z参数的双曲正弦函数来表示。在相同变形温度与应变速率条件下,通过峰值应力计算得到的复合材料变形激活能要高于基体合金的变形激活能,且两者均大于纯镁的自扩散激活能,说明两种材料在高温压缩时发生了动态再结晶。（B4Cp+SiCw）/ZK60复合材料的加工图表明,其最佳的热加工区域是变形温度为350-400℃、应变速率为10-1-1s-1。采用通过加工图确定的热加工工艺参数,成功挤出表面质量良好的复合材料与合金棒材,验证了加工图的有效性与正确性。热挤压使得复合材料中B4Cp与SiCw沿着挤压方向定向分布。B4Cp与SiCw的加入能够提供更多的非均质形核处,有利于动态再结晶的发生,同时能够抑制晶粒的长大,致使复合材料的晶粒尺寸小于ZK60合金。与挤压态ZK60合金相比,挤压态复合材料的弹性模量、屈服强度和拉伸强度分别提高了98.8%、19.7%和36.4%。时效硬化曲线表明,ZK60合金的时效经历了欠时效、峰时效与过时效三个阶段,呈现一定的时效硬化规律。而复合材料的时效硬化曲线随时效时间的增加并无规律性的变化,无明显的时效峰存在。结合硬度分析与析出相形貌观察,400℃,8h固溶+170℃,2h时效的热处理工艺制度是复合材料较为合适的热处理工艺制度。
尚鸿甫,王振军,黄飚,朱世学,余欢[3]（2016）在《真空浸渗Csf/AZ91D复合材料的高温变形行为与机理》文中指出采用真空辅助压力浸渗法短切碳纤维增强镁基复合材料（Csf/AZ91D）,在变形温度为400490℃、应变速率为0.0010.1s-1、最大变形量为50%的条件下,研究了Csf/AZ91D复合材料的高温压缩塑性变形行为,观察了复合材料变形前后的微观组织,通过与基体镁合金对比探讨了镁基复合材料高温塑性变形机理。结果表明,复合材料在高温压缩过程中碳纤维发生了显着的偏转和折断,致使复合材料的应变软化现象较镁合金更为明显;短碳纤维细化了基体组织并增加了界面数量,使得复合材料表现出较高的应变速率敏感性;短碳纤维和晶界对基体强化作用随变形温度升高而减弱,而复合材料应力水平随变形温度增加而显着降低,表现出比镁合金更高的表观变形激活能。
陆成杰[4]（2014）在《挤压态TiBw/TC4复合材料超塑性变形行为与机理研究》文中研究说明本文旨在研究挤压态TiBw/TC4复合材料的超塑性变形行为，并揭示其超塑性变形机理。基于准连续网状结构的设计理念，采用粉末冶金的方法，制备出不同增强体含量的钛基复合材料。对其进行热挤压变形以优化组织和性能。获得的挤压态TiBw/TC4复合材料在Instron-1186拉伸试验机上进行高温拉伸试验，以研究复合材料的超塑性变形行为。在光学显微镜（OM）和扫描电子显微镜（SEM）下观察与分析复合材料超塑拉伸变形前后组织与断裂的演变规律。并使用电子背散射衍射（EBSD）分析技术与透射电镜（TEM）分析技术研究了超塑变形过程中的亚结构的演变规律。阐明超塑性变形机制。首先通过高温超塑性拉伸试验获得了不同增强体含量TiBw/TC4复合材料的最佳超塑变形参数。通过对比可以发现，与挤压态TC4合金相比，复合材料的最佳超塑变形温度降低，变形速率升高。同时，随着增强体含量的增加，材料在变形过程中发生颈缩的趋势降低。进而结合应变速率跳动试验，测定了3TMCs复合材料应变速率敏感性指数m值，在950℃时取得最大值0.54。通过计算得到挤压态TC4合金和TiBw/TC4复合材料在实验条件下的变形激活能平均为448kJ/mol，远高于等轴TC4合金的变形激活能。断口分析表明，增强体的加入推迟了材料由于局部颈缩而发生的快速失稳，使晶界滑移进行地更加充分。在实验中，随着温度升高和变形速率降低，晶界变软且强度降低，晶界滑移进行得越充分，变形过程中晶界运动协调作用更加明显横断面组织分析表明，挤压态TC4合金在变形过程中，片层发生了明显的扭折和偏转，从而降低了片层径厚比。当变形量很大时，由于动态再结晶局部获得了等轴组织，材料最后发生局部颈缩并断裂。含有增强体的复合材料在变形过程中，发现在很小的变形量下就通过再结晶获得了等轴双态组织，并且随着变形量的增大，β相的体积分数增加，其晶粒也发生了明显的粗化。织构分析表明，原始挤压态复合材料的[0001]//ED织构在超塑性变形过程中发生了漫散，而在[0001]//TD方向生成了新的织构。这个新生成的织构可能是变形过程中的相变引起的。透射电镜分析表明，位错运动是复合材料超塑变形过程中一个非常重要的协调机制。在增强体附近的晶粒内部存在较高密度的位错，三叉晶界和位错塞积处为再结晶形核位置，从而促使复合材料发生再结晶。
齐磊[5]（2014）在《挤压铸造法制备颗粒增强镁基复合材料的技术研究》文中指出镁合金在航空、汽车、电子等领域的发展和应用，使国内外对高质量镁合金的需求量急剧增加，但镁合金的低硬度、低强度、低模量、低耐磨损抗力等缺点使它的广泛应用受到了明显的限制。然而，镁基复合材料却能减轻或消除这些不足，尤其是颗粒增强镁基复合材料。SiCp具有硬度高，耐磨性好，具有抗热冲击、抗氧化、来源广泛等特点，同时其与AZ91D镁合金的物理润湿性及化学相容性较好，用其作为增强体制备镁基复合材料具有工业化生产前景。挤压铸造具有制造工艺简单、操作方便，成本低廉等优点，同时可使镁合金铸件获得细密的组织和较高的力学性能。此外，后续的热处理能明显细化铸件的晶粒尺寸，进一步提高综合力学性能。本文以AZ91D镁合金为基体，在无熔剂熔炼过程中加入平均尺寸为0.5μm，1wt%的SiC颗粒，采用挤压铸造法制备SiCp/AZ91D镁基复合材料，随后对其中一部分铸件进行热处理（固溶+时效）。根据金相显微镜、X射线衍射仪、扫描电镜和拉伸试验等结果对比研究和分析挤压铸造工艺参数及热处理对SiCp/AZ91D镁基复合材料的组织和力学性能的影响，确定最优挤压铸造工艺参数；同时研究了Ar旋转喷吹除气工艺对SiCp/AZ91D镁基复合材料组织和力学性能的影响，确定Ar旋转喷吹除气工艺引入的必要性。实验结果显示：在AZ91D基体中加入SiC颗粒可起到细化晶粒尺寸作用，SiCp可作为镁合金凝固时异质形核的中心，也会随着固液界面的推移在晶界处聚集；挤压铸造后晶粒得到进一步细化，热处理的过程中伴随着β-Mg17Al12相的消失和均匀性析出，晶粒得到细化，平均尺寸减小到100μm以下，SiC颗粒分布较为均匀，形貌比较完整，不存在明显的偏聚现象；Ar旋转喷吹除气工艺的引入，一方面带出了熔体中的杂质，另一方面使SiC颗粒的分布更加均匀。此外，挤压铸造法制备的SiCp/AZ91D镁基复合材料中SiC颗粒和AZ91D基体界面结合良好，断口形貌呈现韧-脆混合断裂特征，主要由解理台阶、撕裂棱和小尺寸的韧窝组成，经热处理后缩松，气孔等缺陷减少。挤压铸造法制备的SiCp/AZ91D镁基复合材料的力学性能显着提高，当挤压压力为100MPa，浇铸温度为720℃，模具温度200℃，保压时间为20s时抗拉强度最优为180MPa、伸长率为2.40%，相对于重力铸造SiCp/AZ91D镁基复合材料的141MPa、1.92%分别提高27.7%和25%，相对于重力铸造AZ91D基体的90MPa、1.68%分别提高100%和72%；挤压压铸造法制备的SiCp/AZ91D镁基复合材料经热处理后抗拉强度和伸长率都得到了大幅提升，其中抗拉强度最高达到233MPa，伸长率最高达到5.96%；当引入Ar旋转喷吹除气工艺后，挤压铸造法制备的SiCp/AZ91D镁基复合材料的抗拉强度可以达到167MPa、伸长率为2.36%，但经过热处理后其力学性能都有较大的提升且比较稳定，抗拉强度均达到212MPa以上，伸长率进一步提高；SiCp/AZ91D镁基复合材料在重力铸造下的抗拉强度为164MPa、伸长率为2.00%，与未引入Ar旋转喷吹除气工艺的重力铸造SiCp/AZ91D镁基复合材料的141MPa和1.92%有显微提高。
李增苗[6]（2014）在《Mg2B2O5/AZ63B镁基复合材料塑性成形的试验研究与数值模拟》文中研究表明本研究以商业应用中常用的AZ63B镁合金为基体、性能优异且成本较低的硼酸镁晶须为增强体，使用机械超声搅拌铸造法制备Mg2B2O5w/AZ63B镁基复合材料。对铸态复合材料分别进行去应力退火、均匀化处理和预变形处理，以高温压缩变形和热挤压为手段，将实验与模拟相结合，研究Mg2B2O5w/AZ63B镁基复合材料的高温塑性成形性能。使用光学显微镜、扫描电镜等设备，对不同状态复合材料挤压前后的显微组织进行分析。利用硬度计、SANS万能试验机等实验设备对复合材料的机械性能进行测试，研究了变形参数对Mg2B2O5w/AZ63B镁基复合材料力学性能的影响。在不同的压缩温度（473-673K）和不同的应变速率（5×10-5-0.5s-1）下，使用Gleeble-1500D对铸态、去应力退火态和均匀化处理态Mg2B2O5w/AZ63B镁基复合材料进行高温压缩试验。结果表明：Mg2B2O5w/AZ63B的稳态流变应力随着变形温度的升高而降低、随着应变速率升高而逐渐变大，存在正的敏感性。利用高温压缩试验过程中获得的真应力-应变曲线，推导计算出了三种状态复合材料的本构方程。在Deform3D软件中建立了复合材料的宏观模拟模型，对铸态、热处理后的Mg2B2O5w/AZ63B镁基复合材料进行热挤压模拟。在不同的外部参数下，使用挤压机分别对铸态、去应力退火、均匀化处理以及预变形处理的复合材料进行挤压实验，结果表明：挤压过程模拟与实验结果吻合性较好。Mg2B2O5w/AZ63B镁基复合材料经热挤压后，具有不同化学成分的各显微区域被拉长，呈现出典型的带状组织特征。经过热挤压变形过程，铸态、去应力退火态、均匀化处理态复合材料的布氏硬度有了很大提高，分别增大了53.6%、56.4%、58.6%。Mg2B2O5w/AZ63B的抗拉强度、伸长率随温度的升高而增大，随挤压比的增大而增大。去应力退火态和均匀化处理态复合材料受工艺参数影响较小，均匀化处理态复合材料具有最优异的室温拉伸性能。
张长江[7]（2013）在《(TiB+TiC)/Ti复合材料高温变形行为及组织性能研究》文中提出原位自生钛基复合材料具有低密度、高比强度和比模量、优异的疲劳和蠕变性能，有望在航空航天、先进武器系统及汽车制造等领域获得广泛应用。然而，钛基复合材料室温塑性差，高温变形抗力大，限制了其大规模的工程化应用。本文采用真空感应熔炼技术制备了不同（TiC+TiB）含量的钛基复合材料，基体合金成分为Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si。研究了增强相含量对铸态复合材料显微组织和力学性能的影响；阐明了（TiB+TiC）/Ti复合材料的热压缩变形行为及组织演变规律；探讨了热加工过程中的组织性能对应关系；开展了钛基复合材料板材的超塑性研究并揭示了其超塑性变形机理和失效机制。凝固析出的TiB和TiC相易于偏聚于原始β晶界处，TiB相主要呈晶须状，而TiC则为近等轴状，二者均与基体界面结合良好。TiB和TiC的引入细化了原始β晶粒和α片层，改变了α相的集束特征，并且使得α片层的取向更加随机。β晶粒的细化机制为C与B在先析出的β-Ti界面前沿富集引起成分过冷及抑制已析出的β-Ti生长。β晶粒的细化增多了β晶界，α相的形核位置增加，并且生长空间缩小，二者导致α片层发生细化。TiB和TiC的存在显着提高了铸态（TiB+TiC）/Ti复合材料的室温及高温强度。室温下，相比于基体合金，增强相体积分数分别为2.5%、5%、7.5%的复合材料的屈服强度分别提高了16.2%、20.2%、28.3%。室温屈服强度的提高主要是因为基体组织的细化。高温下，随测试温度升高，复合材料相对于基体合金的抗拉强度增幅呈先增加后降低趋势，在650℃时达到峰值。650℃以下复合材料强度提高主要归因于组织细化，增强相承载强化以及C的固溶强化，而700℃以上的原因是增强相承载强化和C的固溶强化。采用热物理模拟方法，研究了5vol.%（TiB+TiC）/Ti复合材料的热压缩变形行为，揭示了流变应力与变形温度和应变速率之间的关系，峰值应力和流变应力均随温度的升高和应变速率的减小而降低，且峰值应力σp与（1000/T）、ln之间都满足线性关系。该复合材料的热变形激活能为608.3kJ·mol-1，硬化因子为4.27，建立了该复合材料（α+β）相区热变形本构方程，为后续热变形参数的选择和设备吨位的确定提供了指导。阐明了5vol.%（TiB+TiC）/Ti复合材料热压缩过程中的组织演变规律和软化机制。该复合材料的变形组织是相变、动态回复和动态再结晶综合作用的结果，高温低应变速率有助于增强相与基体间的协调变形，且有利于动态再结晶过程的进行。（α+β）相区变形的软化机制主要是α相的动态再结晶，β相含量的提高有助于流变应力和热变形激活能的降低。TiB及TiC对基体热变形行为的影响依赖于α和β两相比例的变化。通过高温锻造及后续多道次轧制工艺，成功制备出高质量的TiB/Ti及（TiB+TiC）/Ti复合材料板材，最大尺寸可达2000mm×300mm×2mm。阐明了增强相含量、热加工温度、轧制变形量对钛基复合材料显微组织的影响规律，TiB及TiC增强相促进了（α+β）相区变形时α相的动态再结晶；提高轧制变形温度可明显减少增强相的折断比例；（α+β）相区轧制得到双态组织，β相区轧制得到片层组织；随轧制变形量的提高，增强相分布均匀性明显提高，基体组织得到了显着细化。多道次轧制的钛基复合材料板材具有优异的综合性能。对于7.5vol.%TiB/Ti复合材料板材，室温抗拉强度可达1342.4MPa，延伸率达5.73%，600℃时抗拉强度高达849.7MPa；对于β相区轧制的5vol.%（TiB+TiC）/Ti复合材料板材，室温抗拉强度达1298.6MPa、延伸率为4.94%；650℃下，抗拉强度仍可达660.5MPa。到700℃，各加工态复合材料强度差别不大。热变形引起的晶粒细化、位错增殖，增强相分布均匀性提高，有效地改善了钛基复合材料的强度和塑性。细晶强化效果随温度的升高而逐渐减弱，650℃及以上温度，细晶强化不再起作用；在界面结合良好的前提下，增强相的承载能力随温度的升高而逐渐提高，在700℃及以上温度，增强相与基体的脱粘降低了增强相的承载能力。研究了细晶5vol%（TiB+TiC）/Ti复合材料板材在900℃-1050℃，5×10-3s-1-10-4s-1条件下的超塑性变形行为及失效机制。发现该复合材料板材在1000℃、10-3s-1变形条件下获得最佳超塑性延伸率达328.8%；通过组织观察及超塑性变形激活能计算分析，超塑性变形机制主要是位错运动和动态再结晶共同协调的晶界滑动，高温低应变速率下，增强相与基体协调变形能力的提高有利于超塑性变形。对超塑性变形试样断裂前沿进行了组织观察，发现空洞主要形核于增强相与基体界面处、α晶/相界及三叉晶界处，空洞和空洞链的横向连接造成了复合材料的失效。
郭炜[8]（2013）在《反复压缩大塑性变形制备镁基复合材料的组织与性能研究》文中认为本文采用反复压缩大塑性变形技术制备镁基复合材料，研究复合材料的组织和性能。将Si加入AZ31镁合金熔体制备了AZ31–Si原位镁基复合材料坯料，采用循环闭式模锻（CCDF）和反复镦压（RU）两种反复压缩大塑性变形技术细化和均匀组织结构，制备Mg2Si原位增强的均匀组织镁基复合材料，考察了Si含量对复合材料坯料组织、力学性能和耐磨性能的影响，研究了反复压缩工艺参数（变形道次、加工温度）对基体组织和增强相尺寸、形貌、分布，以及对力学性能的影响规律，分析了反复压缩对室温拉伸断裂行为的影响，探讨了AZ31–Si反复压缩过程中Mg2Si相的破碎机制，采用有限元法模拟了反复压缩过程中复合材料的温度场、流动场、应力场、应变场，优化了模具和工艺。通过高能超声技术将SiC纳米颗粒加入Mg熔体中制备了Mg–1wt.%SiC纳米复合材料坯料，采用往复挤压（CEC）大塑性变形技术细化和均匀组织，弥散SiC纳米颗粒分布，制备了SiC纳米颗粒均匀分布的镁基纳米复合材料，考察了往复挤压道次对Mg–1wt.%SiC纳米复合材料坯料组织和性能的影响。研究了Si含量对AZ31–Si原位复合材料坯料组织和室温性能的影响，表明铸态AZ31–Si原位复合材料由α-Mg基体、Mg17Al12相、树枝状初生Mg2Si相和汉字状共晶Mg2Si相组成，随着Si含量从0增加到5%（wt.%），Mg2Si相的尺寸和体积分数逐渐增大，复合材料的硬度、屈服强度和耐磨性能逐渐提高，由于基体中粗大的Mg2Si颗粒尖端附近容易产生应力集中，抗拉强度和延伸率逐渐降低，室温拉伸断裂形式由韧脆混合型穿晶断裂转变为解理脆性断裂。考察了铸态AZ31–Si复合材料坯料的高温力学性能和耐磨性能，发现随着Si含量从0增加到5%（wt.%），铸态AZ31–Si复合材料在150°C下的抗拉强度和延伸率逐渐减小；随着拉伸温度从100°C提高到200°C，AZ31–2wt.%Si复合材料的抗拉强度逐渐降低，延伸率逐渐提高；随着温度从30°C提高到190°C，由于复合材料的强度和硬度逐渐降低，高温下热应力与接触应力共同作用，磨损失重逐渐增大。研究了反复压缩道次对AZ31–2wt.%Si坯料组织的影响，发现随着循环闭式模锻及反复镦压道次从0增加到5，由于动态再结晶，晶粒平均尺寸逐渐减小，尺寸分布均匀性逐渐提高；变形时基体产生的剪切应力将Mg2Si由粗大的汉字状和树枝状逐渐破碎为细小多角块状，破碎的Mg2Si颗粒在多道次加工过程中反复流动而重新分布，其分布均匀性逐渐提高，5道次后呈细小、弥散分布；坯料反复压缩过程的有限元模拟表明应力场中存在剪切应力，应变场中累积应变和应变的分布均匀性随道次增加逐渐提高，这些因素导致Mg2Si颗粒的分布均匀性随道次增加逐渐提高。研究了反复压缩道次对AZ31–2wt.%Si坯料性能的影响，结果表明：随着循环闭式模锻及反复镦压道次从0增加到5，由于基体晶粒逐渐细化和Mg2Si相弥散化，复合材料的屈服强度、抗拉强度、延伸率和耐磨性能不断提高，拉伸断裂形式由解理脆性断裂转变为韧脆混合断裂。AZ31和AZ31–2wt.%Si坯料在不同温度反复压缩后的组织和性能研究表明：随着循环闭式模锻加工温度从350°C提高到450°C：AZ31合金晶粒平均尺寸逐渐增大，形成的基面织构减弱，屈服强度和抗拉强度逐渐降低，延伸率逐渐提高；在400°C下加工时AZ31–2wt.%Si复合材料中Mg2Si颗粒破碎效果最好，且基体晶粒平均尺寸最小，强度和延伸率最高。利用有限元法分析了反复镦压模具结构和工艺参数对材料流动的影响，发现减小型腔宽度可以提高每道次的等效应变，但降低应变分布均匀性和坯料的形状尺寸保持度；模具过渡角可提高坯料成型表面质量，随着过渡角半径的增大，坯料中应变分布均匀性有所提高；反复镦压过程中坯料的绝大部分在三个方向都处于压应力状态，变形过程中由于流速不均匀和流动方向不同，剪切变形总是存在的；随反复镦压道次的增加，累积应变和应变的分布均匀性都逐渐提高；采用路径B（每道次加工后坯料绕Z轴旋转90°）镦压获得的坯料中等效应变分布比路径A（每道次加工后坯料不旋转）更均匀；随着镦压温度的提高，最大镦压载荷不断减小，坯料中应变和应力分布更加均匀。研究了采用路径A和B反复镦压后镁合金的组织和性能，表明在350°C、5道次，采用路径B加工对AZ31合金具有更强的晶粒细化和均匀化效果，对强度和塑性的提高更加显着。往复挤压道次对Mg–1wt.%SiC纳米复合材料坯料组织和性能的影响研究表明：随着道次从0增加到8，复合材料的平均晶粒尺寸逐渐减小，纳米颗粒的分布均匀性、复合材料的硬度和耐磨性能逐渐提高；往复挤压过程中镁基体强烈的剪切变形使SiC纳米颗粒团簇解离并均匀分布；纳米复合材料性能的提高主要归结于弥散强化和细晶强化。
陈小伟[9]（2013）在《粉末冶金法制备SiCw/AZ91复合材料研究》文中研究指明镁具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼性能好、电磁屏蔽能力强及可回收等有点,被誉为“21世纪最具发展潜力的绿色工程材料”,近年来,有关镁合金的研究成为材料学者重点研究课题之一。本文采用粉末冶金法,制备了以AZ91镁合金为基体、碳化硅晶须为增强体的镁基复合材料,研究了SiC晶须的分散处理方法,分析对比了碳化硅晶须对复合材料显微硬度、拉伸性能及摩擦磨损性能的影响。SiC晶须在质量分数为1%的硅烷偶联剂（KH550）-无水乙醇分散溶液中分散后,SiC晶须团聚现象明显减轻,效果好于在焦磷酸钠（SPP）水溶液和吐温80（Tween80）-无水乙醇中分散,经分散处理后的SiC晶须增强AZ91镁合金复合材料具有较好的性能。复合材料的制备采用真空热压烧结工艺,先经15KN、20s冷压后在真空热压烧结机中热压烧结,通过分析测试表明,经过550℃、30KN、300s烧结,具有较好的组织和性能。制备的SiC晶须增强复合材料的抗拉强度较低,仅为52.92MPa,材料表现为脆性断裂；显微硬度有显着提高,达到95HV0.1,比粉末冶金发法制备的AZ91基体材料硬度提高了33.3%。摩擦磨损实验结果表明,SiCw/AZ91复合材料的磨损主要表现为脆性材料的磨粒磨损,经分散处理后的SiCw/AZ91复合材料伴随着部分粘着磨损,磨屑较少,磨痕较浅,基体与SiCw结合紧密,耐磨性较好,与粉末冶金法制备的AZ91基体材料相比,加入20%的SiC晶须后材料的摩擦系数提高了29.6%。
李建国[10]（2013）在《硼酸镁晶须增强镁基复合材料界面及混杂行为研究》文中指出镁基复合材料具有轻质高强高模等优点，在航空、航天、汽车及电子通讯等领域展现了广阔的应用前景。其中，晶须增强镁基复合材料，因其优越的力学性能而备受国内外研究者的关注。然而，晶须与基体的界面问题成为晶须增强镁基复合材料实际应用的关键瓶颈。论文以高性价比硼酸镁晶须为增强相，通过制备工艺及界面的优化设计，成功制备出硼酸镁晶须增强镁基复合材料，并对其微观结构、界面反应层的形成规律及机理和力学性能进行了系统的研究；揭示了MgO界面反应产物的组织形态对复合材料强化机制和断裂行为的影响规律；以此为基础，为进一步提升复合材料的综合性能，研究了碳化硼颗粒的混杂行为对复合材料微观组织和力学性能的影响规律，初步探讨了混杂复合材料的界面形成机制、强化机制及其断裂行为。采用挤压铸造法，成功实现20vol.%硼酸镁晶须增强AZ91D镁基复合材料的制备。复合材料微观组织致密，硼酸镁晶须均匀地分布在镁合金基体中。复合材料的力学性能比基体合金有了明显提高，铸态试样的弯曲模量、弯曲强度和维氏硬度分别从42GPa、211MPa和56.5提高到50GPa、407MPa和120.7。硼酸镁晶须表面无任何处理时，复合材料中晶须和基体合金界面洁净，未发生化学反应，具有良好的化学相容性。复合材料断口分析发现较多硼酸镁晶须出现脱粘的现象，说明硼酸镁晶须和基体的界面结合强度较低，不利于硼酸镁晶须充分发挥其增强效用。为了优化复合材料界面结构以提高力学性能，对硼酸镁晶须进行表面处理，制备三种具有不同微观形貌的膜层：Al（PO3）3膜层、ZnO膜层和TiO2膜层。三种膜层硼酸镁晶须增强复合材料TEM界面微观结构分析表明，在复合材料的制备过程中三种膜层均与基体合金发生化学反应并形成具有不同微观结构的MgO界面反应层：涂覆Al（PO3）3膜层时，晶须/基体界面处MgO颗粒相对较为粗大，且随膜层厚度增加，MgO颗粒逐渐增大；涂覆ZnO膜层时，晶须/基体界面处呈现双层结构，即细小颗粒组成的MgO薄膜层上黏附着较粗大的MgO颗粒；涂覆TiO2膜层时，晶须/基体界面处呈现织构化MgO组织。Al（PO3）3、ZnO和TiO2膜层硼酸镁晶须增强复合材料力学性能测试结果表明，MgO界面反应层厚度及其微观结构对复合材料的弯曲性能具有显着影响。其中，在Al（PO3）3膜层硼酸镁晶须增强复合材料中，弯曲强度随MgO界面反应层厚度的增加呈现先增加后减小的趋势，当MgO界面反应层的厚度约为25nm时，弯曲强度达到最高值467MPa，比无膜层处理时提高了15%。对比研究上述三种复合材料界面微观结构和力学性能可以发现：由ZnO膜层生成的细小MgO颗粒比Al（PO3）3膜层生成粗大MgO颗粒更能提高复合材料的弯曲性能，而由TiO2膜层反应生成的织构化MgO能更进一步提高复合材料弯曲性能，其弯曲强度和弯曲模量达到568MPa和66GPa，分别比无膜层时提高了40%和32%。复合材料弯曲性能的提高主要归因于界面结合强度和载荷传递效率的提高。硼酸镁晶须增强复合材料中存在载荷传递强化、位错强化和细晶强化三种强化机制，它们使得复合材料具有较高的强度。并且随着复合材料界面结合强度的不断提高，载荷传递强化逐渐成为主要的强化机制。为了进一步提升复合材料的综合性能，在采用Al（PO3）3膜层改善界面结合状态的基础上，提出了添加碳化硼颗粒混杂增强的新工艺。结果表明，碳化硼颗粒的混杂可以显着提高复合材料的力学性能。当碳化硼颗粒的混杂体积分数为4%时，复合材料的弯曲强度达到最高值593MPa，比具有相同界面结构的单一硼酸镁晶须增强复合材料提高了35%。
二、SiCw/MB15镁基复合材料超塑性变形空洞行为（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、SiCw/MB15镁基复合材料超塑性变形空洞行为（论文提纲范文）
（1）碳化硅晶须增韧复合材料的研究现状（论文提纲范文）
| 1 碳化硅晶须的应用 |
| 2 SiC晶须显微结构及性能 |
| 3 SiC晶须生长机理和制备方法 |
| 3.1 物理法 |
| 3.2 化学法及综合法 |
| 4 SiC晶须增强复合材料 |
| 4.1 增强金属基复合材料SiCW/MMC |
| 4.1.1 SiCW/Cu基复合材料 |
| 4.1.2 SiCW/Al基复合材料 |
| 4.1.3 SiCW/Mg基复合材料 |
| 4.2 增强陶瓷基复合材料SiCW/CMC |
| 4.3 增强树脂基复合材料 |
| 5 SiC晶须增强复合材料的分散性 |
| 6 展望 |
（2）(B4Cp+SiCw)/ZK60镁基复合材料高温变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 镁基复合材料的制备工艺 |
| 1.2.1 粉末冶金法 |
| 1.2.2 挤压铸造法 |
| 1.2.3 液态浸渍法 |
| 1.2.4 搅拌铸造法 |
| 1.2.5 喷射沉积法 |
| 1.2.6 原位合成法 |
| 1.3 镁基复合材料的高温变形研究现状 |
| 1.3.1 高温变形的类型 |
| 1.3.2 本构方程 |
| 1.3.3 软化机理 |
| 1.3.4 加工图 |
| 1.4 镁基复合材料的应用现状 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 预制件的制备 |
| 2.2.2 复合材料的液态浸渍工艺 |
| 2.3 高温压缩实验 |
| 2.3.1 高温压缩实验方法 |
| 2.3.2 高温压缩实验设备简介 |
| 2.4 挤压及热处理实验 |
| 2.4.1 挤压实验 |
| 2.4.2 热处理实验 |
| 2.5 测试与分析 |
| 2.5.1 致密度测试 |
| 2.5.2 硬度测试 |
| 2.5.3 力学性能测试 |
| 2.5.4 物相分析 |
| 2.5.5 微观组织观察 |
| 第三章 铸态镁基复合材料高温压缩行为及热加工图 |
| 3.1 ZK60合金的高温流变行为 |
| 3.1.1 ZK60合金应力应变曲线分析 |
| 3.1.2 ZK60合金的本构方程 |
| 3.2 (B_4Cp+SiCw)/ZK60复合材料的高温流变行为 |
| 3.2.1 (B_4Cp+SiCw)/ZK60复合材料的应力应变曲线分析 |
| 3.2.2 (B_4Cp+SiCw)/ZK60复合材料的本构方程 |
| 3.3 加工图理论 |
| 3.3.1 动态材料模型 |
| 3.3.2 失稳准则 |
| 3.4 ZK60合金加工图的绘制 |
| 3.4.1 ZK60合金功率耗散图的绘制 |
| 3.4.2 ZK60合金流变失稳图的建立 |
| 3.5 (B_4Cp+SiCw)/ZK60复合材料加工图的绘制 |
| 3.5.1 (B_4Cp+SiCw)/ZK60复合材料功率耗散图的绘制 |
| 3.5.2 (B_4Cp+SiCw)/ZK60复合材料流变失稳图的建立 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 挤压与热处理 |
| 4.1 挤压参数选择 |
| 4.2 挤压对镁基复合材料组织的影响 |
| 4.2.1 挤压态ZK60合金显微组织 |
| 4.2.2 挤压态镁基复合材料显微组织 |
| 4.3 挤压态镁基复合材料的力学性能 |
| 4.4 挤压态镁基复合材料时效行为的研究 |
| 4.4.1 差热分析对镁基复合材料时效行为的研究 |
| 4.4.2 镁基复合材料的固溶时效处理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（3）真空浸渗Csf/AZ91D复合材料的高温变形行为与机理（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 1.1 材料制备 |
| 1.2 试验方法 |
| 2 结果分析与讨论 |
| 3 结论 |
（4）挤压态TiBw/TC4复合材料超塑性变形行为与机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.1.1 课题背景 |
| 1.1.2 研究目的与意义 |
| 1.2 超塑性 |
| 1.2.1 概述 |
| 1.2.2 力学特征 |
| 1.2.3 超塑性机理 |
| 1.3 金属基复合材料的超塑性机制 |
| 1.4 钛合金及其复合材料的超塑性研究进展 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验原料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的制备 |
| 2.4 试验方法 |
| 2.4.1 高温超塑性拉伸试验 |
| 2.4.2 光学显微组织观察 |
| 2.4.3 扫描电子显微组织观察 |
| 2.4.4 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.5 透射电子显微组织观察 |
| 第3章 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的制备 |
| 3.1 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的制备 |
| 3.1.1 网状结构 TiBw/TC4 复合材料体系设计 |
| 3.1.2 网状结构 TiBw/TC4 复合材料制备 |
| 3.1.3 网状结构 TiBw/TC4 复合材料热挤压变形 |
| 3.2 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的微观组织观察 |
| 3.3 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的 EBSD 微观组织分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 挤压态 TiBw/TC4 复合材料超塑变形行为 |
| 4.1 挤压态 TiBw/TC4 复合材料超塑性拉伸试验 |
| 4.1.1 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的超塑性变形参数优化 |
| 4.1.2 增强体含量对挤压态 TiBw/TC4 复合材料最佳变形参数的影响 |
| 4.1.3 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的应变速率跳动试验 |
| 4.1.4 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的载荷松弛与变温试验 |
| 4.2 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的流变应力模型建立 |
| 4.2.1 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的应变速率敏感性指数 |
| 4.2.2 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的变形激活能 |
| 4.2.3 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的流变应力方程 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 挤压态 TiBw/TC4 复合材料超塑变形机制 |
| 5.1 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的超塑性拉伸断口分析 |
| 5.1.1 增强体对复合材料断口形貌的影响 |
| 5.1.2 变形温度对复合材料断口形貌的影响 |
| 5.1.3 变形速率对复合材料断口形貌的影响 |
| 5.2 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的超塑性变形组织演化 |
| 5.2.1 挤压态 TC4 合金超塑性变形横断面组织 |
| 5.2.2 挤压态 TiBw/TC4 复合材料超塑性变形横断面组织 |
| 5.2.3 变形参数对超塑性变形横断面组织的影响 |
| 5.3 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的超塑性变形织构演化 |
| 5.4 挤压态 TiBw/TC4 复合材料的超塑性变形协调机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）挤压铸造法制备颗粒增强镁基复合材料的技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.1.1 镁及镁合金的性质 |
| 1.1.2 镁基复合材料 |
| 1.1.3 镁合金及镁基复合材料的应用 |
| 1.2 镁合金的强化 |
| 1.2.1 合金化强化 |
| 1.2.2 热处理强化 |
| 1.2.3 细晶强化 |
| 1.2.4 复合强化 |
| 1.3 颗粒增强镁基复合材料的组成、基体和增强体的选择及界面问题 |
| 1.3.1 基体合金选择 |
| 1.3.2 增强体的选择 |
| 1.3.3 界面问题 |
| 1.4 颗粒增强镁基复合材料制备工艺 |
| 1.4.1 粉末冶金法 |
| 1.4.2 搅拌铸造法 |
| 1.4.3 原位合成法 |
| 1.4.4 熔体浸渗法 |
| 1.4.5 喷射沉积法 |
| 1.4.6 挤压铸造法 |
| 1.5 本论文的研究意义、目的及内容 |
| 1.5.1 研究意义和目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验材料、过程及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体镁合金 |
| 2.1.2 增强体 SiC 颗粒 |
| 2.1.3 熔炼保护气体 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 试验过程及方法 |
| 2.3.1 SiCp/AZ91D 镁基复合材料的制备 |
| 2.3.2 镁基复合材料的热处理 |
| 2.3.3 力学性能试验 |
| 2.3.4 显微组织观察 |
| 2.3.5 断口形貌的观察 |
| 2.3.6 相分析 |
| 2.4 实验过程需要注意的事项 |
| 2.4.1 镁合金熔炼前的注意事项 |
| 2.4.2 镁合金熔炼过程中的防燃 |
| 2.4.3 浇铸时的注意事项 |
| 2.4.4 热处理注意事项 |
| 3 挤压工艺参数对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料性能的影响 |
| 3.1 实验方案及流程 |
| 3.1.1 实验方案 |
| 3.1.2 实验流程图 |
| 3.2 挤压压力、浇铸温度的选择 |
| 3.2.1 挤压压力的选择 |
| 3.2.2 浇铸温度的选择 |
| 3.3 SiCp/AZ91D 镁基复合材料 X 射线衍射分析 |
| 3.4 挤压工艺参数对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料显微组织的影响 |
| 3.5 挤压工艺参数对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料断口形貌的影响 |
| 3.5.1 断口形貌的观察 |
| 3.5.2 断口夹杂 EDS 分析 |
| 3.5.3 断裂机制的分析 |
| 3.6 挤压工艺参数 SiCp/AZ91D 复合材料的力学性能的影响 |
| 3.6.1 保压时间对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 3.6.2 不同模具温度对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 热处理工艺对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料性能的影响 |
| 4.1 实验方案和流程 |
| 4.2 热处理工艺对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料显微组织的影响 |
| 4.3 热处理工艺对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料的断口形貌的影响 |
| 4.4 热处理工艺对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.1 热处理对不同模具温度 SiCp/AZ91D 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.2 热处理对不同保压时间 SiCp/AZ91D 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Ar 旋转喷吹除气工艺对 SiCp/AZ91D 镁基复合材料的影响 |
| 5.1 实验方案及流程 |
| 5.2 显微组织观察 |
| 5.3 拉伸断口观察 |
| 5.4 力学性能的分析 |
| 5.5 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 |
| 攻读硕士学位期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（6）Mg2B2O5/AZ63B镁基复合材料塑性成形的试验研究与数值模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 改善金属材料塑性的途径 |
| 1.2.1 均匀化处理改善组织 |
| 1.2.2 去应力退火消除残余应力 |
| 1.2.3 预变形处理消除残余应力 |
| 1.2.4 镁基复合材料的高温变形 |
| 1.3 高温塑性成形的有限元模拟 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 第2章 流变应力模型研究 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体合金 |
| 2.1.2 增强体 |
| 2.1.3 热处理制度 |
| 2.2 热压缩试验 |
| 2.2.1 Mg_2B_2O_5w/AZ63B 的高温压缩变形参数 |
| 2.2.2 高温压缩试验方法 |
| 2.2.3 Mg_2B_2O_5w/AZ63B 的流变规律 |
| 2.3 Mg_2B_2O_5w/AZ63B 本构方程的建立 |
| 2.3.1 本构参数α、n 的确定 |
| 2.3.2 热激活能 Q 的确定 |
| 2.3.3 本构参数 A 的确定 |
| 2.3.4 本构方程 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Mg_2B_2O_5w/AZ63B 热挤压成形过程的数值模拟 |
| 3.1 有限元模拟理论 |
| 3.1.1 刚塑性有限元基本方程 |
| 3.1.2 热-力耦合有限元法 |
| 3.1.3 模拟软件及二次开发 |
| 3.2 挤压成形过程模拟 |
| 3.2.1 几何建模 |
| 3.2.2 挤压工艺参数 |
| 3.2.3 材料定义 |
| 3.2.4 网格划分及重划分 |
| 3.2.5 模拟运算及后处理 |
| 3.3 挤压成形有限元模拟结果 |
| 3.3.1 挤压过程金属流动分析 |
| 3.3.2 温度场分布 |
| 3.3.3 复合材料流动性分析 |
| 3.3.4 行程-载荷曲线分析 |
| 3.3.5 等效应力分布规律 |
| 3.3.6 等效应变分布规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Mg_2B_2O_5w/AZ63B 热挤压实验 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 挤压参数 |
| 4.1.3 实验设备 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 实验与模拟对比 |
| 4.2.2 预变形复合材料行程-载荷分析 |
| 4.2.3 挤压材料表面质量 |
| 4.3 内应力消减机制 |
| 4.3.1 内应力计算方法 |
| 4.3.2 凝固过程中的内应力计算 |
| 4.3.3 热处理条件下的内应力以及消减计算 |
| 4.3.4 预变形后的内应力消减计算 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Mg_2B_2O_5/AZ63B 热挤压成形的组织及力学性能 |
| 5.1 挤压变形前 Mg_2B_2O_5/AZ63B 显微组织 |
| 5.2 挤压变形对 Mg_2B_2O_5/AZ63B 复合材料显微组织的影响 |
| 5.3 挤压变形对 Mg_2B_2O_5/AZ63B 力学性能的影响 |
| 5.3.1 挤压变形对 Mg_2B_2O_5/AZ63B 复合材料硬度的影响 |
| 5.3.2 温度对复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.3 挤压比对复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）(TiB+TiC)/Ti复合材料高温变形行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| Contents |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究目的和意义 |
| 1.2 基体和增强相的选择 |
| 1.2.1 钛基体的选择 |
| 1.2.2 增强相的选择 |
| 1.3 钛基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 铸锭冶金法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 机械合金化法 |
| 1.3.4 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.5 放热分散技术 |
| 1.3.6 其它制备技术 |
| 1.4 钛基复合材料的显微组织特性 |
| 1.4.1 增强相的晶体结构与形貌 |
| 1.4.2 钛基复合材料基体的显微组织 |
| 1.5 钛基复合材料的力学性能 |
| 1.5.1 钛基复合材料的室温力学性能 |
| 1.5.2 钛基复合材料的高温力学性能 |
| 1.5.3 钛基复合材料的强化机制 |
| 1.6 钛基复合材料的高温塑性变形行为 |
| 1.6.1 钛基复合材料高温变形的本构关系 |
| 1.6.2 钛基复合材料高温变形行为研究 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 钛基复合材料的制备 |
| 2.2.1 钛基复合材料铸锭的制备 |
| 2.2.2 钛基复合材料的高温锻造 |
| 2.2.3 钛基复合材料的板材轧制 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 热物理模拟实验 |
| 2.3.2 显微组织及相分析 |
| 2.3.3 差热分析 |
| 2.3.4 拉伸性能测试 |
| 2.3.5 室温压缩性能测试 |
| 第3章 铸态（TiB+TiC）/Ti 复合材料组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位反应体系的热力学及凝固过程分析 |
| 3.2.1 原位反应体系的热力学分析 |
| 3.2.2 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的凝固过程分析 |
| 3.3 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的相组成及显微组织 |
| 3.3.1 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的相组成 |
| 3.3.2 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的显微组织 |
| 3.3.3 （TiB+TiC）/Ti 复合材料基体组织的细化机制 |
| 3.3.4 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的界面特征 |
| 3.4 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的力学性能 |
| 3.4.1 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的室温压缩性能 |
| 3.4.2 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的室温拉伸性能 |
| 3.4.3 高温拉伸性能 |
| 3.5 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的断裂特征及断裂机制 |
| 3.5.1 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的室温断裂特征 |
| 3.5.2 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的高温断裂特征 |
| 3.5.3 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的断裂机制 |
| 3.6 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的强化机制及强度评估 |
| 3.6.1 室温强化及强度评估 |
| 3.6.2 高温强化 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 5vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料的热压缩变形行为及微观组织演变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 5Vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料的差热分析（DSC） |
| 4.3 5Vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料的热压缩变形行为 |
| 4.3.1 真应力-真应变曲线及其特征分析 |
| 4.3.2 变形温度对流变应力的影响 |
| 4.3.3 应变速率对流变应力的影响 |
| 4.4 热变形激活能与本构方程 |
| 4.5 5Vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料热压缩变形中的组织演变 |
| 4.5.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 4.5.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 4.5.3 增强相在高温变形中作用分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的热加工技术及其组织性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的高温锻造与微观组织 |
| 5.2.1 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的高温锻造 |
| 5.2.2 锻饼组织均匀性分析 |
| 5.2.3 （TiB+TiC）体积分数对锻饼显微组织的影响 |
| 5.2.4 锻态 5vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料基体组织表征 |
| 5.3 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的板材轧制与微观组织 |
| 5.3.1 （TiB+TiC）/Ti 复合材料的板材轧制工艺 |
| 5.3.2 TiB/Ti 复合材料板材制备过程中的组织演化 |
| 5.3.3 轧制温度对 5vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料显微组织的影响 |
| 5.3.4 轧制变形量对 5vol.%（TiB+TiC）/Ti 显微组织的影响 |
| 5.4 钛基复合材料的拉伸性能 |
| 5.4.1 TiB/Ti 复合材料的拉伸性能 |
| 5.4.2 （TiB+TiC）含量对锻态复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.4.3 热变形对（TiB+TiC）/Ti 复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.5 钛基复合材料力学性能的影响因素分析 |
| 5.5.1 基体组织特征 |
| 5.5.2 增强相的承载能力 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 细晶 5vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料板材超塑性变形行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 5Vol.%（TiB+TiC）/Ti 复合材料板材的超塑性能 |
| 6.2.1 不同变形条件下的延伸率结果 |
| 6.2.2 拉伸超塑性真应力-真应变曲线分析 |
| 6.2.3 应变速率敏感系数（m）和激活能（Q） |
| 6.3 超塑性变形过程中的组织演变 |
| 6.3.1 拉伸温度对显微组织的影响 |
| 6.3.2 应变速率对显微组织的影响 |
| 6.4 超塑性变形中的失效机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（8）反复压缩大塑性变形制备镁基复合材料的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁基复合材料的制备 |
| 1.2 常规塑性加工制备金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 热挤压 |
| 1.2.2 轧制 |
| 1.2.3 锻造 |
| 1.3 大塑性变形制备金属基复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 等通道转角挤压 |
| 1.3.2 往复挤压 |
| 1.3.3 高压扭转 |
| 1.3.4 累积轧制 |
| 1.3.5 搅拌摩擦加工 |
| 1.4 选题意义及研究内容 |
| 1.4.1 本课题研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验过程与方法 |
| 2.1 AZ31-Si 原位复合材料的熔铸 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 熔炼和浇铸 |
| 2.2 循环闭式模锻制备 AZ31 Si 原位复合材料 |
| 2.3 反复镦压制备 AZ31 Si 原位复合材料 |
| 2.4 往复挤压制备 Mg SiC 纳米复合材料 |
| 2.4.1 熔铸和预挤压 |
| 2.4.2 往复挤压 |
| 2.5 组织结构分析 |
| 2.5.1 物相分析 |
| 2.5.2 金相显微分析 |
| 2.5.3 扫描电镜分析 |
| 2.5.4 透射电镜分析 |
| 2.5.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 室温拉伸性能 |
| 2.6.2 高温拉伸性能 |
| 2.6.3 硬度测试 |
| 2.7 耐磨性能测试 |
| 2.8 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 循环闭式模锻制备 AZ31–Si 原位复合材料的组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态 AZ31–Si 原位复合材料的组织和性能 |
| 3.2.1 Si 含量对 AZ31–Si 组织和力学性能的影响 |
| 3.2.2 AZ31–Si 复合材料的高温拉伸力学性能 |
| 3.2.3 Si 含量对 AZ31–Si 耐磨性能的影响 |
| 3.2.4 磨损距离对 AZ31–Si 耐磨性能的影响 |
| 3.2.5 载荷对 AZ31–Si 耐磨性能的影响 |
| 3.2.6 滑动速度对 AZ31–Si 耐磨性能的影响 |
| 3.2.7 温度对 AZ31–Si 耐磨性能的影响 |
| 3.3 循环闭式模锻工艺的数值模拟 |
| 3.3.1 几何模型 |
| 3.3.2 力学模型 |
| 3.3.3 材料本构关系 |
| 3.3.4 初始条件和边界条件 |
| 3.3.5 流动场分布 |
| 3.3.6 载荷分析 |
| 3.3.7 温度场分布 |
| 3.3.8 应力场分布 |
| 3.3.9 应变场分布 |
| 3.4 循环闭式模锻 AZ31–Si 原位复合材料的组织和性能 |
| 3.4.1 道次对 AZ31 合金组织和力学性能的影响 |
| 3.4.2 道次对 AZ31–2 wt.% Si 组织和力学性能的影响 |
| 3.4.3 道次对 AZ31–5 wt.% Si 组织和力学性能的影响 |
| 3.4.4 加工温度对 AZ31 合金组织和力学性能的影响 |
| 3.4.5 加工温度对 AZ31–2 wt.% Si 组织和力学性能的影响 |
| 3.4.6 循环闭式模锻对 AZ31 合金拉伸断裂行为的影响 |
| 3.4.7 循环闭式模锻对 AZ31–Si 拉伸断裂行为的影响 |
| 3.4.8 循环闭式模锻 AZ31–Si 原位复合材料中 Mg2Si 相的细化机制 |
| 3.4.9 循环闭式模锻对 AZ31–Si 耐磨性能的影响 |
| 3.4.10 循环闭式模锻制备 AZ31 合金和 AZ31–Si 复合材料磨损截面的 EBSD 分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 反复镦压制备 AZ31–Si 原位复合材料的组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 反复镦压工艺的数值模拟 |
| 4.2.1 几何模型 |
| 4.2.2 力学模型 |
| 4.2.3 材料本构关系 |
| 4.2.4 初始条件和边界条件 |
| 4.2.5 流动场分布 |
| 4.2.6 载荷分析 |
| 4.2.7 温度场分布 |
| 4.2.8 应力场分布 |
| 4.2.9 应变场分布 |
| 4.3 反复镦压模具结构的优化 |
| 4.3.1 型腔宽度 |
| 4.3.2 模具过渡角半径 |
| 4.4 反复镦压工艺参数优化 |
| 4.4.1 加工路径 |
| 4.4.2 镦压速度 |
| 4.4.3 镦压温度 |
| 4.4.4 摩擦系数 |
| 4.5 反复镦压 AZ31 Si 原位复合材料的组织和力学性能 |
| 4.5.1 道次对 AZ31 合金组织和力学性能的影响 |
| 4.5.2 加工温度对 AZ31 组织和力学性能的影响 |
| 4.5.3 道次对 AZ31 拉伸断裂行为的影响 |
| 4.5.4 道次对 AZ312 wt.% Si 组织和力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 往复挤压制备 Mg–SiC 纳米复合材料的组织和性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Mg–1 wt.% SiC 纳米复合材料的组织和性能 |
| 5.2.1 Mg–1 wt.% SiC 纳米复合材料的组织 |
| 5.2.2 Mg–1 wt.% SiC 纳米复合材料的耐磨性能 |
| 5.3 往复挤压对 Mg–1 wt.% SiC 纳米复合材料组织和性能的影响 |
| 5.3.1 往复挤压对 Mg–1 wt.% SiC 组织的影响 |
| 5.3.2 往复挤压对 Mg–1 wt.% SiC 硬度和耐磨性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文、专利及奖励 |
| 致谢 |
（9）粉末冶金法制备SiCw/AZ91复合材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 镁的性质和用途 |
| 1.1.2 镁合金的种类及用途 |
| 1.2 镁合金强韧化方法 |
| 1.2.1 固溶强化 |
| 1.2.2 沉淀(析出)强化 |
| 1.2.3 弥散强化 |
| 1.2.4 细晶强化 |
| 1.2.5 复合强化 |
| 1.3 镁基复合材料制备方法 |
| 1.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.2 搅拌铸造法 |
| 1.3.3 熔体浸渗法 |
| 1.3.4 喷射沉积法 |
| 1.3.5 原位反应自生法 |
| 1.4 镁基复合材料合金元素及增强相 |
| 1.4.1 复合材料合金元素 |
| 1.4.2 镁基复合材料常用增强相 |
| 1.5 课题的提出及主要研究内容 |
| 1.5.1 课题的提出 |
| 1.5.2 本课题旳研究内容 |
| 2 试验方法及分析手段 |
| 2.1 复合材料的成分设计 |
| 2.1.1 基体材料的选择 |
| 2.1.2 增强相的选择 |
| 2.2 实验设备及化学试剂 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 化学试剂 |
| 2.3 试样制备 |
| 2.3.1 晶须分散处理 |
| 2.3.2 配粉 |
| 2.3.3 混料 |
| 2.3.4 球磨 |
| 2.3.5 热压烧结试样 |
| 2.4 微观分析 |
| 2.4.1 SEM(Scanning Electron Microscope)分析 |
| 2.4.2 EDS(Energy Dispersive Spectrometer)分析 |
| 2.5 试样密度测试 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 显微硬度测试 |
| 2.6.2 摩擦磨损性能测试 |
| 2.6.3 拉伸性能测试 |
| 3 SiC晶须分散研究 |
| 3.1 SiCw原始形貌 |
| 3.2 SiCw分散试验结果 |
| 3.2.1 焦磷酸钠分散处理 |
| 3.2.2 吐温80(Tween80)分散处理 |
| 3.2.3 硅烷偶联剂分散处理 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 SiCw/AZ91复合材料制备工艺的优化 |
| 4.1 球磨工艺的确定 |
| 4.2 压力工艺参数的确定 |
| 4.2.1 预压工艺参数确定 |
| 4.2.2 烧结压力的确定 |
| 4.3 烧结工艺的确定 |
| 4.3.1 烧结温度对试样密度的影响 |
| 4.3.2 温度对粉末冶金法制备的AZ91基体材料组织形貌的影响 |
| 4.4 粉末冶金烧结过程分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 SiCw/AZ91复合材料的性能 |
| 5.1 复合材料的显微硬度 |
| 5.2 复合材料的拉伸强度 |
| 5.3 复合材料的摩擦磨损性能 |
| 5.4 复合材料磨损微观形貌分析 |
| 5.4.1 AZ91基体复合材料的磨损形貌 |
| 5.4.2 SiCw(未处理)/AZ91复合材料的磨损形貌 |
| 5.4.3 SiCw(分散处理)/AZ91复合材料的磨损形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（10）硼酸镁晶须增强镁基复合材料界面及混杂行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 镁基复合材料的制备方法 |
| 1.2.2 镁基复合材料的性能 |
| 1.2.3 镁基复合材料的界面特征 |
| 1.2.4 镁基复合材料的强化行为 |
| 1.2.5 镁基复合材料的混杂行为 |
| 1.3 本文主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验仪器设备 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 硼酸镁晶须和碳化硼颗粒的预处理 |
| 2.4 硼酸镁晶须表面膜层的制备 |
| 2.4.1 硼酸镁晶须表面 Al(PO_3)_3膜层的制备 |
| 2.4.2 硼酸镁晶须表面 ZnO 膜层的制备 |
| 2.4.3 硼酸镁晶须表面 TiO_2膜层的制备 |
| 2.5 复合材料的制备 |
| 2.5.1 预制件的制备 |
| 2.5.2 复合材料的制备 |
| 2.6 密度和硬度测试 |
| 2.6.1 密度测试 |
| 2.6.2 硬度测试 |
| 2.7 热处理工艺 |
| 2.8 宏/微观组织观察和物相分析 |
| 2.9 界面特性表征 |
| 2.10 力学性能测试 |
| 第三章 硼酸镁晶须增强镁基复合材料的组织和力学性能 |
| 3.1 硼酸镁晶须预制件的制备及其组织观察 |
| 3.1.1 硼酸镁晶须及其结构 |
| 3.1.2 硼酸镁晶须预制件的制备 |
| 3.1.3 硼酸镁晶须预制件的物相分析和宏/微观观察 |
| 3.1.4 硼酸镁晶须预制件的力学性能 |
| 3.2 硼酸镁晶须增强镁基复合材料的组织及其性能 |
| 3.2.1 硼酸镁晶须增强复合材料的制备 |
| 3.2.2 硼酸镁晶须增强复合材料的宏/微观组织 |
| 3.2.3 硼酸镁晶须增强复合材料的性能 |
| 3.3 硼酸镁晶须增强镁基复合材料界面 |
| 3.4 硼酸镁晶须增强镁基复合材料的时效特征 |
| 3.4.1 AZ91D 镁合金中 Mg_(17)Al_(12)相的析出特征 |
| 3.4.2 时效时间对复合材料中 Mg_(17)Al_(12)相析出的影响 |
| 3.4.3 时效温度对复合材料中 Mg_(17)Al_(12)相析出的影响 |
| 3.4.4 时效工艺对复合材料性能的影响 |
| 3.5 硼酸镁晶须增强镁基复合材料的断口形貌 |
| 3.6 存在的问题 |
| 3.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 界面结构对硼酸镁晶须增强镁基复合材料力学性能的影响 |
| 4.1 Al(PO_3)_3膜层硼酸镁晶须增强镁基复合材料的界面结构 |
| 4.1.1 Al(PO_3)_3膜层的制备及表征 |
| 4.1.2 Al(PO_3)_3膜层硼酸镁晶须增强复合材料的微观组织 |
| 4.1.3 Al(PO_3)_3膜层硼酸镁晶须增强复合材料的界面结构 |
| 4.1.4 Al(PO_3)_3膜层硼酸镁晶须增强复合材料界面形成机制 |
| 4.2 ZnO 膜层硼酸镁晶须增强镁基复合材料的界面结构 |
| 4.2.1 ZnO 膜层的制备及表征 |
| 4.2.2 ZnO 膜层硼酸镁晶须增强复合材料的微观组织 |
| 4.2.3 ZnO 膜层硼酸镁晶须增强复合材料的界面结构及其形成机制 |
| 4.3 TiO_2膜层硼酸镁晶须增强镁基复合材料的界面结构 |
| 4.3.1 TiO_2膜层的制备及表征 |
| 4.3.2 TiO_2膜层硼酸镁晶须增强复合材料的组织形貌 |
| 4.3.3 TiO_2膜层硼酸镁晶须增强复合材料的界面结构及其形成机制 |
| 4.4 界面结构对硼酸镁晶须增强镁基复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.1 界面反应层微观结构对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.2 界面反应层厚度对复合材料力学性能的影响 |
| 4.5 硼酸镁晶须增强镁基复合材料的断裂行为 |
| 4.6 硼酸镁晶须增强镁基复合材料的强化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 碳化硼颗粒/硼酸镁晶须混杂增强镁基复合材料力学性能研究 |
| 5.1 碳化硼颗粒混杂增强镁基复合材料的制备及其组织 |
| 5.1.1 粘结剂的选择 |
| 5.1.2 碳化硼颗粒混杂预制件的制备及其物相分析 |
| 5.1.3 碳化硼颗粒混杂增强复合材料的微观组织 |
| 5.2 碳化硼颗粒混杂增强镁基复合材料的界面结构及形成机制 |
| 5.3 碳化硼颗粒/硼酸镁晶须混杂增强镁基复合材料的力学行为 |
| 5.3.1 混杂碳化硼颗粒体积分数对复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.2 碳化硼颗粒/硼酸镁晶须混杂增强复合材料的断裂行为 |
| 5.4 混杂行为的强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
四、SiCw/MB15镁基复合材料超塑性变形空洞行为（论文参考文献）
- [1]碳化硅晶须增韧复合材料的研究现状[J]. 王阳阳,贾晨,贾先,杨建锋. 兵器材料科学与工程, 2019(04)
- [2](B4Cp+SiCw)/ZK60镁基复合材料高温变形行为研究[D]. 吴萍萍. 上海交通大学, 2018(01)
- [3]真空浸渗Csf/AZ91D复合材料的高温变形行为与机理[J]. 尚鸿甫,王振军,黄飚,朱世学,余欢. 特种铸造及有色合金, 2016(08)
- [4]挤压态TiBw/TC4复合材料超塑性变形行为与机理研究[D]. 陆成杰. 哈尔滨工业大学, 2014(02)
- [5]挤压铸造法制备颗粒增强镁基复合材料的技术研究[D]. 齐磊. 中北大学, 2014(08)
- [6]Mg2B2O5/AZ63B镁基复合材料塑性成形的试验研究与数值模拟[D]. 李增苗. 青海大学, 2014(02)
- [7](TiB+TiC)/Ti复合材料高温变形行为及组织性能研究[D]. 张长江. 哈尔滨工业大学, 2013(02)
- [8]反复压缩大塑性变形制备镁基复合材料的组织与性能研究[D]. 郭炜. 上海交通大学, 2013(04)
- [9]粉末冶金法制备SiCw/AZ91复合材料研究[D]. 陈小伟. 郑州大学, 2013(11)
- [10]硼酸镁晶须增强镁基复合材料界面及混杂行为研究[D]. 李建国. 上海交通大学, 2013(07)