导读:本文包含了非晶颗粒增强铝基复合材料论文开题报告文献综述及选题提纲参考文献，主要关键词:Al基复合材料,非晶合金,高熵合金,放电等离子烧结
非晶颗粒增强铝基复合材料论文文献综述
张岚翔[1]（2018）在《非晶和高熵合金颗粒增强铝基复合材料的制备及性能研究》一文中研究指出随着新型工业化进程的不断加快,现代科技水平的进一步提高,开发新型轻质高强的复合材料成为该领域的目标和追求。Al基复合材料具有密度低、弹性模量高、强度高、抗疲劳和耐磨性好、耐蚀性优异和成本低等优势,成为金属基复合材料应用领域的明星,并作为先进的工程材料被广泛应用于航空航天、国防和汽车领域。本课题利用机械合金化(MA)和放电等离子烧结(SPS)技术成功制备了非晶合金和高熵合金颗粒增强的新型Al基复合材料,研究了块体复合材料的物相组成、增强体分布状态、增强体和基体的界面结合,分析了Al基复合材料的相对密度、硬度、室温压缩力学性能和海水耐蚀性,并探讨了相应的强化机理。本课题得到的结论如下:1.利用MA制备了Al_(85)Fe_(15)非晶合金粉末,其初始晶化温度高达1209 K,通过SPS制备了性能较好的Al_(85)Fe_(15)非晶合金增强的6061Al基复合材料。Al_(85)Fe_(15)非晶增强相以片状均匀分布在基体上。块体复合材料的相对密度均高于98%,其显微硬度值均大于200 HV,优于6061Al基体(61 HV)。含有30 vol.%Al_(85)Fe_(15)增强体的复合材料具有高的屈服强度(478 MPa),相比基体提升了273%。复合材料硬度、强度的提升主要是由于增强体保持非晶特性和在基体中均匀的分布状态。此外,该材料具有较优的海水耐蚀性。2.通过SPS制备了Al_(85)Fe_(15)非晶合金/0.3wt.%石墨烯增强的Al基复合材料。烧结块体中,Al_(85)Fe_(15)增强体仍保持非晶特性。添加量为10 vol.%和30 vol.%时,增强体分别以粒状均匀分布和以连续网络状分布。30 vol.%Al_(85)Fe_(15)非晶合金/0.3wt.%石墨烯增强的Al基复合材料具有较高的显微硬度(83 HV)和屈服强度(262MPa)。根据动电位极化曲线,在海水溶液中仅0.3 wt.%石墨烯增强复合材料具有宽的钝化区(0.44 V),表明该复合材料具有相对较好的耐点蚀性。3.利用MA和SPS技术制备了性能较优的CuZrAl增强Al基复合材料。该系列复合材料不但具有高的显微硬度和压缩断裂强度,同时还保留一定的塑性。在烧结过程中,CuZrAl非晶相发生晶化,烧结产物除了含有fcc-Al相,还生成了Al_3Zr和CuAl_2相。Al原子和Cu原子都具有在基体和增强体界面的扩散行为,对良好界面的形成具有促进作用。含有20 vol.%增强体的复合材料显微硬度为290 HV、屈服强度为408 MPa、断裂强度为459 MPa,不仅优于纯Al块体,还高于同系列其他复合材料。第二相颗粒强化、连续分布的增强体、较高的相对密度、良好的界面结合和细晶强化都有助于该复合材料强度和硬度的提升。此外,复合材料在海水溶液中具有较宽的钝化区,耐点蚀性能有所提升,这和Zr元素易于形成ZrO_2或Zr(OH)_4钝化膜有关。4.利用MA制备了具有体心立方(bcc)结构的CuZrAlTiNiW高熵合金增强体,利用SPS制备了该高熵合金增强的Al基复合材料。烧结产物中除了fcc-Al和少量bcc相,还生成了大量的WAl_(12)相以及少量的Al_5Ti_3和Al_5Zr_3相。含有30 vol.%增强体的复合材料具有高的硬度值,高达661 HV,大约是纯Al(32 HV)硬度值的20倍。含有20 vol.%增强体的复合材料具有高的断裂强度(544 MPa)。增强体在基体上以核壳结构的形式存在,推测在烧结过程中bcc固溶体作为核,在核外围析出的金属间化合物作为壳(过渡层),导致和基体界面结合较好,有助于复合材料综合力学性能的提升。此外,该复合材料在海水溶液中具有较宽的钝化区,耐点蚀性能好。5.尝试通过熔体旋淬工艺制备了含有bcc固溶体和少量未知相的CuZrAlTiNiW_(0.2)高熵合金条带,通过球磨制备平均粒径约为4μm的粉料作为增强体,利用SPS制备了相对密度高于97%的Al基复合材料(10 vol.%增强体)。块体复合材料中含有fcc-Al相、Ni_4Ti_3相、AlCu_4相,bcc相消失。增强体以核壳结构形式存在,壳层区域富含Al。通过熔体旋淬工艺制备增强体的复合材料具有较高的断裂强度(501 MPa)、较宽的钝化区(0.55 V),耐点蚀性有所改善。6.根据本课题研究内容,各增强体添加的Al基复合材料都具有较高的相对密度,较优异的显微硬度、压缩断裂强度和耐点蚀性。在力学性能方面,30 vol.%CuZrAlTiNiW增强Al基复合材料具有最高的硬度值(661 HV),而20 vol.%CuZrAlTiNiW增强Al基复合材料具有最大的断裂强度(544 MPa),但是CuZrAlTiNiW增强的Al基复合材料没有明显的塑性;20 vol.%CuZrAl增强的Al基复合材料断裂强度为459 MPa,硬度为290 HV,延伸率为18%。综合来看,CuZrAl非晶合金增强的Al基复合材料在强度显着提升的同时还保留一定的塑性,具有较优的综合力学性能。在海水耐蚀性方面,20 vol.%Al_(85)Fe_(15)非晶合金增强的6061Al基复合材料具有最宽的钝化平台(1.24 V),耐点蚀性好。(本文来源于《济南大学》期刊2018-06-01）
郭冠宏[2]（2016）在《Al-TiO_2-B_2O_3系合成内晶颗粒增强铝基复合材料研究》一文中研究指出本课题以Al-TiO_2-B_2O_3体系为原料真空烧结制备内生型铝基复合材料。合成微米级颗粒Al_2O_3包裹纳米级颗粒TiB_2的复合结构。通过DSC、SEM、FIB、TEM、XRD以及EDS分析反应机理,测试材料的拉伸性能和磨损性能。研究发现,反应过程分为叁个阶段:(1)Al与TiO_2反应生成活性Ti原子和相对稳定的Al_2O_3颗粒,铝液与Ti原子沿反应层孔隙进行物质交换至反应平衡。(2)Al与B_2O_3反应生成Al_2O_3颗粒、活性B原子,同时Ti、Al化合生成棒状颗粒Al3Ti。(3)Al3Ti与活性B原子发生置换反应,生成增强颗粒TiB_2,同时Ti、B结合生成TiB_2,体系最终转换为(Al_2O_3+TiB_2)/Al。增强体体积分数为30%时,第二步、第叁步反应活化能分别为255.70kJ/mol和211.68kJ/mol。增强体体积分数为50%时,第二步、第叁步反应活化能分别为328.59kJ/mol和286.03kJ/mol。球磨时间、增强体体积分数以及保温时间均会对体系反应过程和生成物的微观组织产生影响。增强颗粒由白色颗粒Al_2O_3和灰色颗粒TiB_2组成,且均匀弥散分布在铝基体上。在一定条件下,能够形成以纳米级TiB_2颗粒为中心,Al_2O_3包裹在其周围的内晶颗粒。内晶颗粒的形成是由于在凝固过程中,熔点高的TiB_2率先凝固,熔点低的Al_2O_3以TiB_2为核心,形核长大。复合材料拉伸性能测试结果为,球磨时间为2h和16h时,材料的抗拉强度和伸长率分别为196.22MPa,6.80%和254.79MPa,3.96%。球磨时间为2h的试样断口处有大小深浅不均匀的韧窝,且有细小裂纹。球磨时间为16h的试样断口处有分布均匀尺寸更小的浅韧窝,未发现裂纹。磨损实验表明,增强体体积分数为50%的耐磨性优于30%体系。载荷和滑动距离增加材料的磨损量增大,滑动速率小于0.8m/s时,磨损量与滑动速率成正向关系,滑动速率大于0.8m/s时,随着滑动速率增加,磨损量减少。(本文来源于《南京理工大学》期刊2016-12-01）
唐翠勇,肖志瑜,罗飞,庄哲峰,陈学永[3]（2015）在《放电等离子烧结非晶Fe_(60)(NbTiTa)_(40)颗粒增强铁基复合材料的组织与力学性能》一文中研究指出将Fe_(60)(NbTiTa)_(40)合金粉末与纯铁粉分别进行45 h高能球磨,获得Fe_(60)(NbTiTa)_(40)非晶粉末和粒度约10μm的铁粉,然后通过放电等离子烧结制备Fe_(60)(NbTiTa)_(40)体积分数分别为5%、10%、15%和20%的Fe_(60)(NbTiTa)_(40)颗粒增强铁基复合材料,研究15%Fe_(60)(NbTiTa)_(40)/Fe混合粉末的烧结致密化行为和Fe_(60)(NbTiTa)_(40)非晶粉末含量对材料力学性能的影响。结果表明:Fe_(60)(NbTiTa)_(40)合金粉末经球磨45 h后转变成非晶态,其过冷液相区达到112℃。通过SPS可实现混合粉末的快速致密成形,增强颗粒含量对复合材料的密度影响不大,材料的致密度在97.5%左右。非晶合金粉末的加入可细化基体相的显微组织,并且随Fe_(60)(NbTiTa)_(40)颗粒含量增加,基体相变得更细小和更均匀,复合材料的硬度和强度均显着增大。20%Fe_(60)(NbTiTa)_(40)/Fe材料的显微硬度为232 HV,屈服强度和极限压缩强度分别为650 MPa和743 MPa。(本文来源于《粉末冶金材料科学与工程》期刊2015年06期）
田晋忠,赵宇宏,侯华,靳玉春,王栋[4]（2015）在《准晶颗粒增强铝基复合材料的研究进展》一文中研究指出介绍了准晶增强铝基复合材料的研究进展,综述了几种准晶增强铝基复合材料的强化机制。阐述了采用液态搅拌法、粉末冶金法、热等静压技术和挤压铸造法制备准晶增强铝基复合材料的组织特征及力学性能。另外,指出了该复合材料在制备中存在的问题。(本文来源于《热加工工艺》期刊2015年02期）
关明,樊建锋[5]（2010）在《Al_(72)Ni_(12)Co_(16)/A365准晶颗粒增强铝基复合材料的制备及其力学性能》一文中研究指出制备了增强相体积分数为5%~20%的系列Al72Ni12Co16P/A356准晶增强铝基复合材料。其中增强相Al72Ni12Co16通过将严格按化学成分配比的Al72Ni12Co16浇于水冷铜基板上激冷凝固而获得。TEM和XRD分析结果表明所获得的材料为单相准晶材料。准晶增强铝基复合材料经热挤压处理后,绝大部分的铸造缺陷被消除,力学性能测试显示当准晶相的加入量为20%时,铝基复合材料的抗拉强度、屈服强度、弹性模量等性能分别从基体材料的275 MPa、200 MPa和70 GPa提高至410 MPa、350 MPa和102 GPa,而延伸率却从6%降低至3%。分析了准晶增强铝基复合材料的断裂机制和增强机制,准晶颗粒增强铝基复合材料的断裂机制可能有如下3种:界面及其附近区域脱粘、基体在集中的滑移带内撕裂和颗粒断裂,而其增强机制主要是细晶强化、弥散强化和固溶强化。(本文来源于《复合材料学报》期刊2010年01期）
朱满,杨根仓,程素玲,王兵辉,周尧和[6]（2009）在《Al-Cu-Co十次准晶颗粒增强铝基复合材料的微观组织和制备中的相转变》一文中研究指出采用电弧炉熔炼配置成分为Al65Cu15Co20十次准晶合金锭,并以Al65Cu15Co20准晶颗粒为增强相,Al-4.5%Cu合金为基体,采用熔体机械搅拌法制备准晶颗粒增强铝基复合材料。利用XRD、SEM及EDS分析Al65Cu15Co20准晶合金及颗粒增强铝基复合材料的相成分、微观组织及各组成相的分布,并详细分析准晶颗粒加入熔体前后的形貌、相成分和结构的变化。由于准晶颗粒与熔体之间的相互扩散作用,使得准晶颗粒加入熔体后迅速失稳,其形貌则由加入前的不规则多边形状转变成块状和板条状,并发生如下相转变:D-Al62.10Cu17.46Co20.44→θ-Al79.58Cu1.10Co19.32,在随后的凝固过程中,由于"界面推移效应"使得θ相沿晶界处均匀分布。(本文来源于《稀有金属材料与工程》期刊2009年09期）
王金相,张晓立,赵铮,周楠[7]（2009）在《非晶颗粒增强铝基非晶复合材料的爆炸压实及其力学性能》一文中研究指出用爆炸压实法制备了非晶颗粒增强铝基复合材料,复合材料中增强相非晶颗粒的含量分别为5%,10%,15%和20%。XRD和DTA分析的结果表明,爆炸压实过程中非晶颗粒未发生晶化现象。SEM分析的结果表明,非晶颗粒在基体中分布均匀。对爆炸压实件的硬度、密度、强度进行了检测,结果表明,该复合材料的强度高于纯铝,随着非晶颗粒含量的增加,复合材料的硬度和强度呈增大趋势。(本文来源于《稀有金属材料与工程》期刊2009年S1期）
张晓立[8]（2009）在《爆炸压实非晶颗粒增强铝基复合材料及其力学性能研究》一文中研究指出颗粒增强铝基复合材料具有优良的高温力学性能、低的热膨胀系数和优良的耐磨性,被广泛用作高性能结构材料,可提高结构安全性,或优化结构设计。目前广泛选用的增强体材料是陶瓷颗粒,如SiC、Al_(2)O_(3)、B_(4)C及石墨等。但陶瓷增强相与金属基体的热扩散系数相差很大,与之相比,作为金属成分的非晶合金与金属基体更相容,可以形成较强的界面结合力,因此有望作为陶瓷潜在的替代品而成为颗粒增强铝基复合材料中的主要增强体。本文采用爆炸力学中的粉末爆炸压实法成功制备了非晶颗粒增强铝基复合材料,从宏细观的角度对其制备的相关理论进行了研究,并对其准静态力学性能进行了初步的研究,得到了复合材料的应力-应变曲线,与纯铝及传统的陶瓷颗粒增强铝基复合材料相比,非晶颗粒增强铝基复合材料具有更为优良的力学性能。第一章:介绍了本文的研究对象、研究背景和研究方法,从颗粒增强铝基复合材料的研究历史、制备方法和性能及应用等方面综述了国内外相关研究的进展。第二章:从宏细观角度出发,对非晶颗粒增强金属基复合材料制备的相关理论进行了研究,对钨钛混合粉末进行了爆炸压实,并采用有限元方法对压实过程进行了数值仿真,基于理想流体对称碰撞模型对爆炸焊接流场驻点近区的角变形进行了计算。第叁章:非晶颗粒增强铝基复合材料的爆炸压实制备的实验研究。成功制备了非晶颗粒增强铝基复合材料,对实验结果进行了分析和测试,利用X射线衍射仪(XRD)、差热分析(DTA)及扫描电子显微镜(SEM)等分析测试方法对复合材料的成分、结构及界面结合状态等进行了检测、分析。第四章:采用Instron3367万能材料试验机对非晶颗粒增强铝基复合材料的准静态压缩力学性能进行了研究。采用自洽理论对复合材料的等效弹性模量进行了预测;采用LS-DYNA有限元程序对非晶颗粒增强铝基复合材料的细观力学性能进行了数值模拟,理论配合数值模拟,对非晶颗粒的增强机理进行了探讨。第五章:对爆炸压实过程中混合粉术的冲击温升及细观传热进行了计算和分析。结果表明:爆炸压实过程中,非晶颗粒整体温升不会导致晶化,但颗粒表层会有晶化层的存在。非晶颗粒的诸多优良的性能能够得到保持,证明了爆炸压实法制备非晶颗粒增强复合材料的有效性。第六章:总结了研究结果,并给出了下一步研究工作的建议。(本文来源于《南京理工大学》期刊2009-01-01）
徐迎华,齐育红,张世锋,黑祖昆,张占平[9]（2003）在《热处理对Al_(65)Cu_(20)Cr_(15)准晶颗粒增强铝基复合材料磨损性能的影响》一文中研究指出研究了热压状态及热处理后Al65Cu20Cr15准晶颗粒增强Al基复合材料在干摩擦时的耐磨性和磨损机制.研究表明,时效时间越长该复合材料的耐磨性越好;退火处理条件下复合材料的耐磨性最好.在干摩擦条件下,该复合材料的磨损机制是以磨粒磨损为主,伴有粘着磨损和氧化磨损.(本文来源于《大连海事大学学报》期刊2003年04期）
马立群,廖恒成,郭新权[10]（2000）在《TiC颗粒增强非晶钛合金基复合材料的热稳定性》一文中研究指出用单辊铜轮旋注法制备了 ＴｉＣ颗粒增强 Ｔｉ４５Ｚｒ５Ｃｕ２５Ｎｉ２０Ｓｎ５非晶合金基复合材料．发现在 Ｔｉ４５Ｚｒ５Ｃｕ２５Ｎｉ２０Ｓｎ５非晶合金中加入 ＴｉＣ颗粒可以提高合金的热稳定性．关键词 ＴｉＣ颗粒增强复合材料非晶合金热稳定性(本文来源于《材料研究学报》期刊2000年S1期）
非晶颗粒增强铝基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：
本课题以Al-TiO_2-B_2O_3体系为原料真空烧结制备内生型铝基复合材料。合成微米级颗粒Al_2O_3包裹纳米级颗粒TiB_2的复合结构。通过DSC、SEM、FIB、TEM、XRD以及EDS分析反应机理,测试材料的拉伸性能和磨损性能。研究发现,反应过程分为叁个阶段:(1)Al与TiO_2反应生成活性Ti原子和相对稳定的Al_2O_3颗粒,铝液与Ti原子沿反应层孔隙进行物质交换至反应平衡。(2)Al与B_2O_3反应生成Al_2O_3颗粒、活性B原子,同时Ti、Al化合生成棒状颗粒Al3Ti。(3)Al3Ti与活性B原子发生置换反应,生成增强颗粒TiB_2,同时Ti、B结合生成TiB_2,体系最终转换为(Al_2O_3+TiB_2)/Al。增强体体积分数为30%时,第二步、第叁步反应活化能分别为255.70kJ/mol和211.68kJ/mol。增强体体积分数为50%时,第二步、第叁步反应活化能分别为328.59kJ/mol和286.03kJ/mol。球磨时间、增强体体积分数以及保温时间均会对体系反应过程和生成物的微观组织产生影响。增强颗粒由白色颗粒Al_2O_3和灰色颗粒TiB_2组成,且均匀弥散分布在铝基体上。在一定条件下,能够形成以纳米级TiB_2颗粒为中心,Al_2O_3包裹在其周围的内晶颗粒。内晶颗粒的形成是由于在凝固过程中,熔点高的TiB_2率先凝固,熔点低的Al_2O_3以TiB_2为核心,形核长大。复合材料拉伸性能测试结果为,球磨时间为2h和16h时,材料的抗拉强度和伸长率分别为196.22MPa,6.80%和254.79MPa,3.96%。球磨时间为2h的试样断口处有大小深浅不均匀的韧窝,且有细小裂纹。球磨时间为16h的试样断口处有分布均匀尺寸更小的浅韧窝,未发现裂纹。磨损实验表明,增强体体积分数为50%的耐磨性优于30%体系。载荷和滑动距离增加材料的磨损量增大,滑动速率小于0.8m/s时,磨损量与滑动速率成正向关系,滑动速率大于0.8m/s时,随着滑动速率增加,磨损量减少。
（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。
非晶颗粒增强铝基复合材料论文参考文献
[1].张岚翔.非晶和高熵合金颗粒增强铝基复合材料的制备及性能研究[D].济南大学.2018
[2].郭冠宏.Al-TiO_2-B_2O_3系合成内晶颗粒增强铝基复合材料研究[D].南京理工大学.2016
[3].唐翠勇,肖志瑜,罗飞,庄哲峰,陈学永.放电等离子烧结非晶Fe_(60)(NbTiTa)_(40)颗粒增强铁基复合材料的组织与力学性能[J].粉末冶金材料科学与工程.2015
[4].田晋忠,赵宇宏,侯华,靳玉春,王栋.准晶颗粒增强铝基复合材料的研究进展[J].热加工工艺.2015
[5].关明,樊建锋.Al_(72)Ni_(12)Co_(16)/A365准晶颗粒增强铝基复合材料的制备及其力学性能[J].复合材料学报.2010
[6].朱满,杨根仓,程素玲,王兵辉,周尧和.Al-Cu-Co十次准晶颗粒增强铝基复合材料的微观组织和制备中的相转变[J].稀有金属材料与工程.2009
[7].王金相,张晓立,赵铮,周楠.非晶颗粒增强铝基非晶复合材料的爆炸压实及其力学性能[J].稀有金属材料与工程.2009
[8].张晓立.爆炸压实非晶颗粒增强铝基复合材料及其力学性能研究[D].南京理工大学.2009
[9].徐迎华,齐育红,张世锋,黑祖昆,张占平.热处理对Al_(65)Cu_(20)Cr_(15)准晶颗粒增强铝基复合材料磨损性能的影响[J].大连海事大学学报.2003
[10].马立群,廖恒成,郭新权.TiC颗粒增强非晶钛合金基复合材料的热稳定性[J].材料研究学报.2000