一、α-Al_2O_3微粉表面稀土改性对铝基复合材料性能的影响（论文文献综述）
欧阳思[1]（2021）在《铁水脱硫搅拌器用碳纤维增强莫来石浇注料结构与性能研究》文中提出铁水KR搅拌脱硫工艺是目前国内外钢铁企业铁水深脱硫的首选工艺。搅拌器是该工艺的唯一动力来源,由耐火材料外衬包裹金属芯和组成,由于其长期处于热震与铁水冲刷的工作环境中,对外衬耐火材料的整体性、热震稳定性和抗冲刷性提出高要求,使钢纤维增强莫来石浇注料成为目前搅拌器主流外衬耐火材料。随着铁钢界面技术的不断进步,铁水脱硫温度不断升高,搅拌器耐火材料外衬热震温差不断增大,导致莫来石浇注料中钢纤维高温膨胀、熔融加剧,失去其增强效果的同时,加剧搅拌器内部缺陷和破损,使搅拌器服役寿命明显下降。因而,为了应对更高温的铁水预处理环境,需以合适增强相取代钢纤维。碳纤维是一种新型非金属材料,含碳量高达90 wt.%,具有高强度、高模量、热膨胀系数小、非氧化环境下耐高温性好等优点,常与陶瓷材料、碳材料、金属材料、混凝土等复合,改善材料性能。然而,由于碳纤维表面疏水且含碳量高,将其引入耐火材料仍然存在较多问题,如分散不均、空气气氛高温下易氧化及与材料界面结合性差等。因此,本论文拟通过碳纤维表面改性与修饰,改善碳纤维高温抗氧化性及其与耐火材料间的界面结合性,并通过分散剂调节其分散行为,从而解决碳纤维在耐火材料中分散不均的问题,达到耐火材料碳纤维增强的目的;随后,在碳纤维改性与分散研究基础上,将其引入莫来石浇注料中,以改善浇注料热震稳定性和力学性能,并分析研究浇注料常温和高温下的增强机理;最后,采取数值模拟手段,对比分析不同莫来石浇注料搅拌器服役过程温度场和应力场的变化规律,并开展了两种浇注料搅拌器的工业对比试验研究。得出如下结论:（1）碳纤维表面改性与分散:（1）合适的热处理温度和时间可氧化分解碳纤维表面环氧树脂上胶剂而不损伤碳纤维本体;（2）除胶后,经10 wt.%硝酸溶液浸泡10 h的碳纤维比表面积和官能团增加,提高其与浇注料间的界面结合;（3）10 wt.%二氧化硅溶胶可在3～4mm碳纤维表面形成覆盖程度好且厚的SiO2涂层,原位气固反应法可在碳纤维表面生成SiC涂层,均可提升碳纤维抗氧化性及其与浇注料间的界面结合性;（4）PVP所带吡咯烷酮五环结构基团可与碳纤维形成π-π共轭作用,起到空间位阻的作用,提高碳纤维在水基材料中的分散稳定性,最佳分散剂溶液浓度为0.6 wt.%。（2）碳纤维对莫来石浇注料性能的影响:（1）碳纤维加入量和长度为0.1 wt.%和3 mm时,其在浇注料中分散均匀,增加与浇注料间结合界面,且适宜的长径比使增强增韧效果达到最佳,浇注料力学强度可提高40%以上;（2）高温处理后浇注料中碳纤维及其氧化形成的纤维状孔可消耗裂纹扩展能量,使热震裂纹偏转、减弱,其热震后强度保持率提高20%以上;（3）表面包覆SiO2和SiC涂层的碳纤维（CF/SiO2和CF/SiC）抗氧化性较好,浇注料力学强度提高30%以上,1450℃处理CF/SiC试样内有SiC晶须生成,改善浇注料抗热震性,强度保持率提高约10%。（3）碳纤维增强莫来石浇注料机理及性能调控:（1）在模拟莫来石浇注料加热过程中内部环境条件下,碳纤维高温处理后表面生成SiOX微球,提高碳纤维与基体间的结合性,从而提高浇注料力学性能;（2）碳纤维增强莫来石浇注料在高温热处理后内部发现互锁且表面包覆SiOX的SiC晶须（SiC/SiOX晶须）,其数量随着碳纤维添加量增大而增加,该晶须可阻止裂纹的扩展与传播,从而提高浇注料的力学性能;（3）埋炭环境下热处理后碳纤维增强莫来石浇注料内生成大量SiC/SiOX晶须且玻璃相较少,其热震稳定性较空气环境下热处理浇注料有极大提升;（4）硅粉加入可提高碳纤维增强莫来石浇注料抗氧化性和力学性能,二氧化硅微粉加入可提高碳纤维分散性和浇注料流动性,碳化硅加入可提高浇注料热震稳定性和抗渣性。（4）碳纤维增强莫来石浇注料搅拌器应力场模拟与服役情况:（1）通过ANSYS数值模拟对比分析常规莫来石浇注料搅拌器和碳纤维增强莫来石浇注料搅拌器服役条件下温度场和应力场发现,由于碳纤维增强莫来石浇注料的导热系数和热膨胀系数较小,其搅拌器表面温度上升慢,内部温度梯度小,热应力低,最大热应力降低约40%;（2）通过工业对比试验发现,碳纤维增强莫来石浇注料搅拌器的平均使用寿命较常规莫来石浇注料搅拌器延长50%左右。
罗瀚[2]（2021）在《中子屏蔽/隔热一体化硼酸铝基陶瓷材料的制备与结构设计》文中认为核材料技术既是保障现有核能系统安全运行的基础,也是设计开发新型核反应堆的重要前提。作为核材料体系中不可忽视的关键部分,核用隔热材料可以降低涉核高温工质在传输过程中的热能损耗,在提升能源利用效率的基础上提高核电站的经济效益。目前核用隔热材料以纤维制品和金属材料为主,前者在更换时产生大量放射性粉尘危害操作人员的生理健康,后者的制备工艺相对复杂、成本居高不下。此外,针对不断发展的核能系统对核材料提出的更高要求,基于“结构-多功能一体化”设计理念,在现有核用隔热材料基础上赋予其中子屏蔽性能,即研发中子屏蔽/隔热一体化材料,可以保障核能系统中高温工质传输管道在高剂量辐照下的结构稳定性,具有重要的应用价值。本文以硼酸铝基陶瓷为主要研究对象,其兼具高强度、低密度、低热导率和中子屏蔽等优异特性,是极为理想的中子屏蔽/隔热一体化设计的基体材料。在此基础上,沿着“反应自结合、液相烧结、复相强化以及轻量化设计”研究思路,系统探究了硼酸铝基陶瓷的物相转化规律以及显微结构演变等,制备了同时具有良好中子屏蔽性能和隔热性能的硼酸铝基泡沫陶瓷并对其进行了梯度结构设计,建立了高锲合度的材料本征属性与辐射屏蔽性能的构效关联数学模型,最终实现了中子屏蔽/隔热一体化设计。主要内容如下:（1）反应自结合制备硼酸铝陶瓷并对其反应途径进行探索。利用调整铝硼摩尔比后的α-Al2O3/2Al2O3·B2O3微粉为原料,不仅避免了α-Al2O3/H3BO3低温分解成孔,且无富余α-Al2O3相,在提高试样力学性能的基础上有效降低了热膨胀系数和陶瓷骨架的导热系数;基于Beer-Lambert公式的幂函数转化方程探究了硼元素分散密度ρd和厚度x对中子屏蔽性能的影响。证明了将硼酸铝陶瓷作为中子屏蔽/隔热一体化设计基础材料的可行性。（2）添加Bi2O3作为硼酸铝陶瓷的“功能化烧结助剂”。Bi2O3可在降低硼酸铝陶瓷烧结活化能的基础上赋予其γ射线屏蔽能力,这也是后续引入含钆中子屏蔽剂的前提。加入3 wt%的Bi2O3可降低约50%的烧结活化能,且Bi2O3促进试样烧结致密化的作用大于反应生成9Al2O3·2B2O3的体积膨胀效应,并在此基础上探究了硼/铋元素的分散密度和厚度对其试样的辐射屏蔽性能的影响。（3）在硼酸铝骨架中生成硼酸钆第二相,实现中子屏蔽性能的复相强化。选用轻质高强且具有γ射线屏蔽能力的掺杂Bi2O3硼酸铝陶瓷作为基体,可在一定程度上避免Gd受中子激发产生γ射线基础上提高试样的力学性能。Gd2O3的加入会导致体系中重新出现α-Al2O3,反应生成的Gd BO3在材料内部呈现独特的织构状分布形式,且伴随大量微观裂纹的产生。结合高温结构稳定性测试和有限元方法探究了复相陶瓷的高温结构稳定性,引入Gd2O3中子屏蔽剂可大幅度强化试样的中子屏蔽性能,复相陶瓷的中子屏蔽率最高可达82.8%。（4）实现硼酸铝基泡沫陶瓷的可控轻量化制备,并对其进行梯度结构设计。通过控制工艺参数可有效调控陶瓷料浆的流变学参数进而分别实现反应自结合硼酸铝和硼酸铝-硼酸钆复相陶瓷的可控轻量化设计。随着泡沫陶瓷气孔率的上升,其孔径分布由单峰分布转变为多峰分布,且平均孔径显着增加。升高热处理温度会使复合泡沫陶瓷孔筋处的Gd BO3晶内裂纹逐渐消失,转变为9Al2O3·2B2O3与Gd BO3的互锁结构,进而有效提高试样的比强度。COMSOL Multiphysics软件和中子屏蔽性能测试证明了具有梯度结构的泡沫陶瓷不仅可以有效提高隔热效率,而且具有优异的中子屏蔽性能和力学强度,所得结果佐证了本文的“中子屏蔽/隔热一体化设计”理念。
王瑶[3]（2021）在《铝硅合金微胶囊制备与热学性能研究》文中提出随着移动通信技术的飞速发展,人们对基于位置的服务（Location Based Services,LBS）需求日益增长。相比已经成熟的室外定位技术,室内定位在精度、成本、抗干扰等方面有更高的要求。目前最常见的基于接收信号强度（Received Signal Strength Indication,RSSI）的室内定位算法易受室内障碍物、信号多径效应等的影响,使得基于RSSI路径损耗公式计算得到的距离误差较大。针对室内环境中RSSI易受外界干扰和基于指纹的室内定位算法在线匹配准确性低、定位精度不高的问题,本文做了以下两方面的研究工作:1.提出一种基于RSSI路径损耗的优化算法。通过分析RSSI的变化特征,选择具有代表性的参考节点数据定量计算真实环境中的路径损耗因子和距离偏差。根据待定位节点与无线接入点（Access Point,AP）间RSSI的测量值和距离偏差求出两者间距离的置信区间,得到置信区间的交集作为待定位节点位置估计的范围。2.提出一种基于指纹匹配的室内定位改进算法。首先对RSSI进行预处理,减弱测量值不稳定对定位结果的影响;接着通过支持向量机算法（Support Vector Machine,SVM）对待定位节点进行区域分类,获取其对应的区域编号;遍历指纹数据库中区域编号一致的参考节点数据,将欧氏、曼哈顿和切比雪夫三种距离公式结合,计算两节点间RSSI的相似度得到位置估计;然后判断位置估计是否在置信区间的交集范围内,若在则将位置估计更新为交集的中心点;最后结合行人航位推算法（Pedestrian Dead Reckoning,PDR）进行粒子滤波（Particle Filtering,PF）输出定位结果。实验结果表明改进算法有效提高了室内定位的精度。
朱鹏[4]（2021）在《稀土Ce对TiB2/ZL205A复合材料热裂倾向性及高温力学性能的影响研究》文中进行了进一步梳理颗粒增强铝基复合材料因为结合了颗粒增强相高模量、耐磨性、耐腐蚀性、热稳定性能好等优点,使其具有较好的综合力学性能。而以TiB2颗粒为增强相并结合Al-Cu基体合金,采用原位自生法制备的TiB2颗粒增强铝基复合材料是最典型的颗粒增强铝基复合材料。因为其制备方法简便,不仅不需要大规模改变现有的设备,而且还实现了复合材料中TiB2增强相颗粒的尺寸达到纳米级别,使其复合材料具有优异的力学性能,广泛运用在航空航天、汽车工业等领域。然而Al-Cu合金由于其较宽的凝固温度区间,在凝固过程中及容易产生热裂缺陷,从而影响TiB2颗粒增强铝基复合材料产品的成品率和性能。因此,研究一种经济、简单、有效的方法去改善TiB2颗粒增强铝基复合材料的热裂倾向性具有重要的实际价值。本文采用Al-Cu合金中最具代表的高强度铝铜合金—ZL205A作为复合材料的基体材料,然后通过原位自生熔体技术制备出含有5%质量分数TiB2颗粒为增强相的5TiB2/ZL205A复合材料。通过添加稀土元素Ce对5TiB2/ZL205A复合材料的热裂倾向性进行改善研究。通过XRD相分析、EDS能谱扫描元素分析及TEM衍射斑点晶体结构分析得出复合材料中有τ1-Al8Cu4Ce新相产生。研究发现,随着Ce含量的不断增加,5TiB2/ZL205A复合材料的晶粒度、凝固温度区间、热裂倾向性值三者都呈现出下降趋势,综合分析得出了Ce对晶粒尺寸、凝固温度区间及热裂倾向性改善的机理。另外,通过对复合材料组织、热裂纹、热裂断口的分析,得出Ce的添加使复合材料中TiB2颗粒团聚体逐渐分散,使伴生相Al3Ti逐渐细化,从而让组织变得更加均匀。并且随着复合材料中Ce含量的增加,凝固末期的晶界搭桥逐渐增加,从而阻止了热裂纹的萌生和扩展,最终达到改善复合材料热裂倾向性的目的。由于Ce的添加使复合材料凝固过程中可以生成τ1-Al8Cu4Ce耐热稳定相,因此进一步研究稀土Ce对5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能影响是很有必要的。研究结果发现,向5TiB2/ZL205A复合材料中添加1%Ce,复合材料具有最佳的室温及高温拉伸性能,在室温环境下,复合材料的抗拉强度可以达到243MPa,延伸率可以达到13%,而在300℃温度下,抗拉强度可以达到215 MPa,延伸率可以达到11.8%,这说明含Ce的复合材料具有优异的高温力学性能。通过对复合材料的组织、断口、θ’析出相、τ1析出相分析,得出Ce对5TiB2/ZL205A复合材料室温及高温拉伸性能具有显着的改善作用。为了进一步提升1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能,采用热轧工艺改善1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能。研究发现,在400℃热轧下,进行40%压下变形量处理后,复合材料中的块状相被轧碎,TiB2颗粒与铝基体结合更加牢固,组织变得更加均匀。在40%压下率轧制后,T6态1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料无论在室温还是高温环境下均具有优异的力学性能。在室温下,复合材料的抗拉强度可以达到323 MPa,延伸率可以达到12%;而在300℃温度下,复合材料的抗拉强度可以达到310 MPa,延伸率可以达到11%。可以发现,在室温和高温环境下,1Ce-5TiB2/ZL205A复合材料的力学性能变化很小,说明复合材料具有良好的耐热性能。研究结果表明,向5TiB2/ZL205A复合材料中添加1%Ce,并结合适当的热轧工艺,可以很好的改善5TiB2/ZL205A复合材料的室温及高温力学性能。
孙建波[5]（2020）在《高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响》文中提出传统铝合金的高温力学性能已经不能满足应用在300℃以上新型发动机的耐热要求,在铝基体中引入高强、高热稳定性、高体积分数、与铝基体结合良好的强化相是进一步提高耐热铝合金高温力学性能的重要途径。本文以Al-Si-Ni合金为基体,在基体合金熔体中加入K2Zr F6盐和K2Ti F6盐,通过共晶反应和熔体原位反应生成共晶硅、Al3Ni、Al3Zr和Al3Ti强化相颗粒,考察基体Si含量、盐添加量和热处理工艺对Al3Zr&Al3Ti/Al-Si-Ni、Al3Zr/Al-Si-Ni和Al3Ti/Al-Si-Ni复合材料显微组织及室温和高温力学性能的影响规律及机理。得出以下主要结果:（1）Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料或Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织主要由α-Al、共晶Si相、Al3Ni相和（Al,Si）3Zr相或（Al,Si）3Ti组成,随着K2Zr F6或K2Ti F6盐添加量的增加,（Al,Si）3Zr相或（Al,Si）3Ti相数量增多,且它们由长棒状向块状转变,共晶Si和Al3Ni相得到显着细化。复合材料常温和350℃的抗拉强度和屈服强度都随K2Zr F6和K2Ti F6添加量的增多呈先升高后降低的趋势。在不同Al3Zr含量的复合材料中,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的室温抗拉强度和屈服强度最高,分别为186.3 MPa和91.8 MPa;不同Al3Ti含量的复合材料中,3%Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度最高,达到184.5 MPa。350℃高温拉伸时,不同Al3Zr含量的复合材料中,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度和屈服强度最高,分别为67.8 MPa和58.8 MPa,分别比基体提高了31.14%和24.58%;不同Al3Ti含量的复合材料中,4.5%Al3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的抗拉强度和屈服强度最高,分别为70.3 MPa和58.2 MPa,分别比基体提高了35.98%和23.31%。（2）采用正交试验法研究了Si质量百分比、Al3Zr&Al3Ti摩尔量和Al3Zr/Al3Ti摩尔比对Al3Zr&Al3Ti/Al-Si-Ni复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,复合材料的组织主要由α-Al、共晶Si相、Al3Ni相和（Al,Si）3（Zr,Ti）相组成。随着K2Ti F6和K2Zr F6盐添加量的增加,（Al,Si）3（Zr,Ti）相的形状由棒状转变为块状。复合材料的常温抗拉强度随Si含量,Al3Zr&Al3Ti摩尔量的增加,呈先升高后降低的趋势,三个因素对常温抗拉强度的影响大小规律为:Al3Zr&Al3Ti摩尔量>Al3Zr/Al3Ti摩尔比>Si含量;在350℃拉伸时,各因素对抗拉强度影响的主次顺序为Si含量>Al3Zr&Al3Ti摩尔量>Al3Zr/Al3Ti摩尔比。（3）考察了不同热处理工艺对2%Al3Zr&3%Al3Ti/Al-10Si-2Ni复合材料显微组织和力学性能的影响,结果表明,在固溶温度为490℃的T6热处理中,共晶硅发生球化现象,固溶温度升高,球化程度加剧,时效析出的Al3Ni颗粒沿着共晶硅分布,随着固溶温度的升高,复合材料的常温拉伸强度和伸长率一直升高,535℃×3 h+水淬（60℃）+185℃×6 h热处理后复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率达到最高,分别比铸态提高了11.85%、3.79%和71.54%。因为刚性结构被破坏,高温抗拉强度和屈服强度随固溶温度的升高而一直降低,535℃×3 h+水淬（60℃）+185℃×6 h热处理后分别比铸态降低了16.64%和7.93%,伸长率则比铸态提高了56.13%。（4）经450℃热暴露后,Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料显微组织中的共晶硅和Al3Ni相发生了球化现象,刚性互联结构的强化作用减弱。复合材料的伸长率随热暴露时间的增长而上升,抗拉强度和屈服强度快速降低然后趋于稳定。热暴露时间为150 h时,4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的室温抗拉强度和屈服强度分别比铸态降低了31.03%和28.43%;4%Al3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的高温抗拉强度和屈服强度分别比铸态降低了39.62%和45.58%,伸长率比铸态时增长了222.48%。
张青霞[6]（2020）在《钢包用铝镁质喷补料的制备及性能研究》文中提出随炉外精炼技术的发展,钢包内衬的工作条件愈加恶劣,而钢包喷补技术可以缩短钢包内衬的维修时间,提高钢包的周转速度。铝镁质喷补料因具有优良的力学性能和抗渣性能而广泛应用于钢包内衬修补,但在使用过程中易发生剥落。本文首先分析了某工厂目前使用的铝镁质喷补料的损毁机理,然后以板状刚玉、电熔镁砂、α-Al2O3微粉等为原料,以铝酸钙水泥和硅溶胶为结合剂制备了铝镁质喷补料,研究了粒度组成、SiO2微粉和添加剂对其性能的影响,结论如下:（1）目前工厂使用的铝镁质喷补料抗热震性能不佳,导致熔渣和钢液易通过热震产生的裂纹向喷补料-原衬砖界面处侵蚀渗透,使喷补料在使用过程中发生剥落。（2）在本文试验粒度范围内,提高粗颗粒含量可以降低喷补料在高温下的烧结收缩;而提高细粉含量则有助于喷补料在高温下的烧结;喷补料的粒度组成对烧后喷补料的体积密度和常温强度影响不大。三聚磷酸钠和FS60都可以降低基质浆体的粘度,三聚磷酸钠的适合添加量为0.23wt%,FS60的适合添加量为0.16wt%～0.23wt%。（3）SiO2微粉可以减缓水泥和镁砂的水化速率,延长喷补料的可施工时间;SiO2在高温下会与原料反应生成霞石、钙铝黄长石、黄长石等低熔相,减少板片状CA6的生成,降低喷补料的显气孔率,改善喷补料的抗渣性能;水泥结合铝镁质喷补料中SiO2适当的添加量为1.5wt%～2.0wt%。（4）在水泥结合铝镁质喷补料中加入不同添加剂以改善其性能。加入金属铝粉可以提高喷补料的烘后强度;有机纤维则可以改善喷补料的抗热震性能;当ZrO2添加量为0.6wt%时,喷补料的残余抗折强度约为2.8MPa;Y2O3可以生成Y（AlO3）促进喷补料的烧结,提高喷补料的常温强度;La2O3可以抑制CA6沿晶面的异常长大,残余抗折强度也保持在3MPa左右;TiO2可以通过降低MA的生成温度、改善CA6的形貌来提高喷补料的致密度,当TiO2的加入量为0.3wt%时,喷补料的残余抗折强度为4MPa。（5）硅溶胶中的SiO2胶体颗粒可以填充喷补料的孔隙,降低烘后喷补料的显气孔率;镁砂可以加快硅溶胶的胶凝速度,所以硅溶胶的含量不宜超过6wt%;高温下镁砂优先与SiO2反应生成Mg2SiO4相,所以随硅溶胶加入量的增多,MA的生成量降低,从而降低喷补料的线膨胀值;当硅溶胶添加量为4wt%时,喷补料热震后的残余抗折强度达到6MPa最高值。
熊雯雯[7]（2020）在《高导热环氧树脂复合绝缘胶黏剂的制备与性能研究》文中认为随着大电流功率模块的广泛应用和电工电子设备向着高速高频、高功率密度以及高度集成化方向高速发展,印刷电路板（PCB）板上搭载的元器件越来越多,单位体积的器件功耗越来越大,散热成为制约电工电子设备可靠性和寿命的瓶颈问题。为了确保电工电子设备的寿命、稳定性和可靠性,迫切需要在确保绝缘性能和力学性能的同时,大幅度改善PCB基材-覆铜板的散热性能。绝缘胶粘剂层的低热导率极大限制了覆铜板的散热能力。环氧树脂具备优异的电气绝缘性能、耐热性能和力学性能而被用来制备覆铜板用复合绝缘胶黏剂,但其热导率一般只有0.2W/（m·K）左右。微纳米复合改性是提高环氧树脂热导率的重要手段,但大量导热填料填充环氧树脂会导致其工艺性、力学性能和电气绝缘性能降低,无法满足高导热覆铜板的应用要求。本文拟重点通过导热填料改性和填料复配解决高填充下环氧树脂复合绝缘胶粘剂工艺性差、导热性能和电气绝缘性能低的难题。基于本文研究得到的性能优异的配方,制备铝基覆铜板并测试其各项性能。最后采用COMSOL仿真软件研究了绝缘层热导率、散热环境以及绝缘层厚度对铝基覆铜板散热性能的影响。为了解决单一改性剂改性填料制备的绝缘胶粘剂与铜箔粘接力低、胶粘剂粘度大的问题,本文采用了JFCP1和JFCP2两种偶联剂协同改性导热填料。研究发现JFCP1和JFCP2两种偶联剂协同处理填料相比单独使用一种偶联剂可以更好的降低复合胶黏剂黏度,且不对热导率造成影响,制备得到的胶黏剂与铜箔也具有高粘接强度。为了解决复合胶黏剂粘度大的问题,通过理论计算和实验研究对填料配方进行优化,理论计算中,氧化铝填料为12:5:1.5（μm）=2:3:5配比时,最接近Fuller曲线的最密堆积结构,理应具有最低的黏度,而实验发现,黏度最低的配方为12:5:1.5（μm）=5:4:1,与理论计算得到的结果不一致。大粒径填料占比50%以上且粒径搭配合理时,能得到较低的黏度,中等粒径填料或小粒径粒子填料占比过多时都会导致黏度大幅上升。研究填料复配比对复合胶黏剂热导率和电气绝缘性能的影响时发现填充量为80wt%时,八个配方的胶黏剂热导率均提升10倍及以上,粒径比8:1:1的配方具有最高的热导率,为2.5W/（m·K）。粒径比5:3:2的配方黏度较低,可以实现更高的填充率,填充量达到90wt%时,复合胶黏剂热导率可高达3W/（m·K）。大粒径填料占比较多且填料堆积紧密的胶黏剂击穿场强更高,粒径比7:2:1配方的击穿场强最高,为32.37k V/mm。介电常数和介质损耗正切值均未表现出与填料复配比的直接关系。根据对绝缘胶粘剂的研究结果,遴选出综合性能优异的粒径比5:3:2配方,制备了绝缘层热导率2W/（m·K）和3W/（m·K）的铝基覆铜板。经测试两种覆铜板的耐压均可达6k V（DC）与5k V（AC）,耐浸焊>300s且剥离强度优异,分别为1.71N/mm和1.43N/mm。各项指标均高于IPC4101/126标准的要求。最后,以大功率LED芯片为热源,采用COMSOL软件通过热场仿真研究了导热覆铜板对模组温升的影响。结果表明提高铝基覆铜板绝缘层热导率可以提高LED模组的出光率以及寿命。在大功率LED使用场合,需要提高绝缘层热导率以及改善散热环境相结合来降低温升。随着铝基覆铜板绝缘层厚度的减小,散热性能变好,但绝缘层厚度对于散热影响有限,改善LED模组散热的关键仍然是提高绝缘层热导率。综合研究表明,本文研究制备的2W/（m·K）和3W/（m·K）的高导热绝缘胶黏剂符合覆铜板应用的基本要求,有望为高导热覆铜板研发提供理论指导和实验借鉴。
李沛南[8]（2020）在《铝基复合材料中不同长径比TiAl3相的原位合成机制研究》文中研究说明本文采用熔体接触反应法制备了Al-12Si基原位复合材料,通过改变原位反应体系工艺参数研究了铝硅合金中原位TiAl3相的形成机制,讨论了向原位反应体系中添加合金元素B,对铝硅熔体中TiAl3相合成机制的影响。通过改变基体合金中Si元素含量,分析其对原位TiAl3合成机制的影响;并向基体合金中加入混合稀土,分析稀土对铝硅基复合材料中原位TiAl3的合成机制的影响及TiAl3形貌尺寸的变化原因。采用光学金相显微镜（OM）、X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）等测试仪器及数据处理软件分析了制备的复合材料的微观组织,并对材料中原位生成相TiAl3的相组成,相形貌、尺寸及在熔体中的分布进行了研究和分析,得到以下主要结论:Ti-Al原位反应体系中采用不同钛质原材料制备的Al-12Si复合材料中TiAl3形貌尺寸区别明显。利用Ti粉制备的原位TiAl3相尺寸形貌比利用海绵钛颗粒制备出的TiAl3更为细小。以钛粉为原料时,TiAl3相呈针状,其长径比从45减小至16;以海绵钛为原料时,TiAl3相为长条状、块状,其长径比从65减小至25。Al-12Si复合材料中原位TiAl3的合成机制为:当基体合金中含Si时,熔体中生成的原位Al-Ti金属间化合物中则含有Si,为Si固溶于TiAl3晶格中。当Si原子扩散进入TiAl3晶体结构中,Si倾向于占据TiAl3晶体结构中的Al格点位置,即Si原子可通过置换取代Al原子进入TiAl3相,最终形成了TiAl Si三元相并且TiAl Si相仍保持着TiAl3的晶体结构。通过向Al-12Si熔体中添加B元素制备的复合材料中原位TiAl3形貌多为短杆状,随着加入B量的增加,TiAl3相的尺寸增大,TiAl3长径比由3.5增大至4.3,但仍较未添加B元素时的TiAl3尺寸明显减小。生成的Ti B2大多呈多边形分布于基体,随着添加的B元素增多,Ti B2颗粒逐渐弥散分布,大小较为均匀。通过对原位粉末体系（Ti-Al-B）的热力学理论计算及试验结果分析,向原位反应体系（Ti-Al）中添加B元素对复合材料中原位TiAl3相的合成机制的影响为:由于熔体中Ti B2的形成能力强于TiAl3,故B与Ti优先发生反应,消耗掉熔体中部分Ti,接着实际反应中过剩的Ti继续和Al结合形成TiAl3。由于B与Ti在熔体中快速结合,从而达到了抑制更多Ti与Al反应生成TiAl3的目的,故Ti B2的优先形成有效的阻碍了TiAl3的生成和长大。探究通过两种变质剂变质条件下的Al-Si复合材料基体合金中Si元素含量对原位生成的TiAl3合成机制影响,实验结果表明基体中Si元素的含量对TiAl3尺寸影响较为显着。在磷盐变质条件下,Al-x Si（7,12,24,28wt.%）复合材料中的原位生成相TiAl3形貌为长条状。当Si≤7wt.%,TiAl3相长径比为16.5;当Si=12wt.%时,TiAl3长径比为13.5;当Si=24wt.%时,TiAl3长径比为13.0;当Si=28wt.%时,TiAl3长径比为8.0;在Al-P中间合金变质条件下,Al-7Si复合材料中TiAl3形貌为块状,长径比为4,其余三种Si含量的合金中的TiAl3形貌以长条状为主,在基体中均匀分布,随Si量增加,TiAl3长径比由13.5减小至7.5。通过对制备的亚共晶、共晶、过共晶铝硅合金组织分析,得出Si含量影响原位TiAl3合成机制的原因:当Al以游离态到达Al-Ti反应层时Al和Ti接触可直接生成TiAl3、Al Ti。由于生成能（TiAl3）<生成能（Al Ti）,所以熔体中首先生成TiAl3。此刻熔体温度较低,当TiAl3生成后再扩散出Al-Ti反应层到Al液中时,熔体中游离Ti依附于已生成的TiAl3继续长大,在TiAl3长大过程中熔体温度不断升高,由于Si含量增加,更多的Si原子扩散进TiAl3晶体结构中,稀释了TiAl3生长前沿Ti的浓度,从而抑制了TiAl3沿长度方向的长大,但过共晶铝硅合金中由于Si含量较高,Si固溶到TiAl3晶体中导致Si在TiAl3中的原子百分含量也随之增高,生成的Al-Ti金属间化合物则成为结构更稳定TiAl Si三元化合物。向不同质量分数（4,6wt.%）的Ti粉制备的Al-12Si复合材料中添加0.25wt.%的混合稀土（La-Ce）,原位生成相有TiAl3和Al Ce、La Si稀土相,TiAl3形貌经混合稀土作用后由长杆状转变为短棒状。添加0.25wt.%La-Ce混合稀土后的复合材料中TiAl3组织的长径比减小,4wt.%Ti粉制备的复合材料中TiAl3长径比从17减小到11;6wt.%Ti粉制备的复合材料中TiAl3长径比从22减小到10。向基体合金中添加混合稀土对原位TiAl3相合成机制的影响为:添加混合稀土所形成的稀土相能够抑制TiAl3的生长,使其组织尺寸变得相对细小。阻碍TiAl3相生长的原因主要由于稀土元素的加入,第一,优先加入熔体中的Ti粉与Al结合生成TiAl3,随着熔体温度不断升高,TiAl3再次逐渐熔解,Al与加入的混合稀土结合生成稀土相,从而阻碍了TiAl3生长;第二,向熔体中加入稀土生成的稀土相容易在α-Al和TiAl3粒子界面处析出,从而抑制了TiAl3在α-Al基体的周围偏聚和长大,获得少量且尺寸较小的TiAl3相。
牟姝妤[9]（2020）在《原位纳米Al2O3颗粒增强A356铝基复合材料的制备及挤压铸造的研究》文中研究表明A356合金是一种典型的铝硅铸造合金,由于铸造流动性好、耐大气腐蚀、热膨胀系数低等,在汽车工业领域中得到了广泛的应用。随着汽车轻量化技术的发展,对铝合金的力学性能提出了更高的要求,然而传统的铝合金仍存在强度、延伸率较低的问题。通过加入增强颗粒,特别是原位纳米颗粒,形成颗粒增强A356铝基复合材料,可以有效地改善A356合金的微观组织,提高其强度、硬度。因此本研究利用Al-纳米SiO2体系,在高能超声辅助下,采用放热弥散（XD）和重熔稀释相结合的方法原位制备出高强度、高塑性的纳米α-Al2O3p/A356复合材料,并对其进行挤压铸造成型。本文探索了 Al与纳米SiO2的反应机理,系统研究了复合材料显微组织和力学性能的变化规律,得到以下结论:等温与非等温模式下的动力学研究表明,Al和纳米SiO2可以自发发生原位反应。当保温温度为900℃,保温时间为30min时,该体系即可反应完全,生成纳米α-Al2O3和Si,无其他有害副产物产生。通过高能球磨和冷压成型形成Al-SiO2坯块,然后采用XD法获得纳米α-Al2O3p/Al预制体,在高能超声的辅助下,将复合材料预制体重熔稀释,成功制备出0.3vol.%、0.5vol.%和0.8vol.%纳米α-Al2O3p/A356复合材料,其中,α-Al2O3颗粒呈球形,平均尺寸为80nm。纳米α-Al2O3颗粒对复合材料中的共晶Si和α-Al相的二次枝晶臂有细化作用,且随着颗粒体积分数增加,共晶Si和二次枝晶臂的长度先减小后增加。当颗粒体积分数为0.5%时,纳米α-Al2O3颗粒的细化效果最好,此时,共晶Si最长的长度为18μm,二次枝晶臂间距为16-18μm。对颗粒含量为0.5vol.%的纳米α-Al2O3p/A356复合材料进行挤压铸造成型研究显示,随着挤压压力的增加,复合材料的组织更加致密。当压力达到80MPa时,重力铸造易形成的气孔和疏松完全消失,Si相得到细化,α-Al树枝晶破碎成尺寸更细小的枝晶。但纳米α-Al2O3颗粒的分布无明显变化,说明挤压铸造不易影响颗粒的分散。经过T6热处理后,复合材料中的共晶Si球化、钝化,Si相的分布更加均匀。室温拉伸和硬度检测表明,当挤压压力为80MPa时,0.5vol.%纳米α-Al2O3p/A356复合材料的力学性能最优,T6态下其抗拉强度、延伸率及硬度分别为315MPa,6.28%和131.5HV,与重力铸造相比分别提高了 16.23%、30.83%、15.04%,与相同工艺条件下的A356基体合金相比分别提升了 25%、62.27%、7.52%。对T6态材料拉伸断口研究表明,重力铸造下基体A356和纳米α-Al2O3p/A356复合材料的断裂形式主要以脆性断裂为主,经80MPa的挤压铸造后材料断口表面大块的解理台阶被细化成尺寸细小、分布均匀的准解理台阶,韧窝数量增加,基体和复合材料趋向于韧性断裂,与材料的塑性较高相吻合。
公彦鹏[10]（2020）在《原位Al3Ti颗粒增强A356铝基复合材料组织及其摩擦磨损性能研究》文中认为铝合金是实现轻量化应用理想的首选材料,在汽车制造、航空航天等工业制造领域具有广泛的应用。然而,传统铝合金存在的弹性模量、强度及硬度较低,耐磨性较差等缺点,极大地制约了其应用发展。通过在铝合金中添加增强颗粒制备铝基复合材料,不仅克服了铝合金的性能缺陷,还可获得较低的密度和热膨胀系数、高比强度和良好的耐磨性等综合性能。因此,轻质、高强、高耐磨性颗粒增强铝基复合材料的开发与应用,对满足现代工业轻量化发展的需求具有重要意义。本文选用A356合金为基体,采用混合盐反应法制备了原位Al3Ti颗粒增强铝基复合材料,通过Al3Ti颗粒增强、Sr变质处理及T6热处理等方式调控组织,研究了组织对摩擦磨损性能的作用,探讨了材料的强化机制及磨损机制。主要发现如下:（1）为改善铸态A356合金组织分布不均匀,并进一步提高其力学性能,制备了原位Al3Ti颗粒增强A356铝基复合材料,并对其进行了Sr变质处理、T6热处理,通过OM、SEM/EDS、XRD等分析手段,研究了复合材料的微观组织变化。结果表明,Sr变质处理使铸态A356合金组织中针状或片状共晶Si转变为纤维状,Al3Ti增强颗粒有效减小了共晶Si尺寸、细化了α-Al晶粒。T6热处理促使共晶Si球化为颗粒状。（2）采用干滑动摩擦磨损实验,通过对摩擦系数、磨痕形貌及磨损率的分析,研究了原位Al3Ti颗粒增强A356铝基复合材料的摩擦磨损性能。结果表明,铸态A356合金的平均摩擦系数最高为0.62,磨损率最高为1.15×10-2 mm-3·N-1·m-1;在Sr变质处理、Al3Ti颗粒增强及T6热处理的共同作用下,复合材料的平均摩擦系数达到最低值0.27,磨损率也达到最低为0.54×10-2 mm-3N-1·m-1,耐磨性显着增强。（3）通过研究Al3Ti颗粒增强、Sr变质处理及T6热处理对原位A356铝基复合材料微观组织及摩擦磨损性能的影响,探讨了原位Al3Ti颗粒增强A356铝基复合材料的磨损机制和强化机制。结果表明,铸态A356合金的磨损机制为严重的磨粒磨损、粘着磨损、疲劳剥落磨损共同作用;经Sr变质处理、Al3Ti颗粒增强和T6热处理后,复合材料的磨损机制变为轻微的磨粒磨损。复合材料的强化作用主要来源于承载强化、细晶强化、热膨胀系数失配强化。在三种强化方式的共同作用下,复合材料的硬度提高,耐磨性显着增强。
二、α-Al_2O_3微粉表面稀土改性对铝基复合材料性能的影响（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、α-Al_2O_3微粉表面稀土改性对铝基复合材料性能的影响（论文提纲范文）
（1）铁水脱硫搅拌器用碳纤维增强莫来石浇注料结构与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 铁水脱硫预处理系统研究进展 |
| 1.2.1 铁水脱硫预处理工艺概述 |
| 1.2.2 铁水预处理用脱硫器 |
| 1.2.3 脱硫器用外衬耐火材料的发展 |
| 1.3 碳纤维在耐火材料中的应用及问题 |
| 1.3.1 碳纤维的分类与特性 |
| 1.3.2 碳纤维在耐火材料中的应用 |
| 1.3.3 碳纤维在混凝土中的应用 |
| 1.3.4 碳纤维在耐火材料中的应用问题 |
| 1.4 碳纤维表面处理与分散研究进展 |
| 1.4.1 碳纤维表面处理研究进展 |
| 1.4.2 碳纤维分散研究进展 |
| 1.5 有限元分析在耐火材料中的应用 |
| 1.6 本课题的提出及研究内容 |
| 第二章 材料制备和研究方法 |
| 2.1 实验试剂与仪器 |
| 2.2 碳纤维和浇注料结构与性能测试表征 |
| 2.2.1 碳纤维/浇注料显微结构及元素分析 |
| 2.2.2 碳纤维分散稳定性测试与表征 |
| 2.2.3 碳纤维抗氧化性测试 |
| 2.2.4 碳纤维表面XPS测试 |
| 2.2.5 碳纤维物相分析 |
| 2.2.6 浇注料物理性能测试 |
| 2.2.7 浇注料热震稳定性测试 |
| 2.2.8 浇注料抗渣侵蚀性测试 |
| 第三章 碳纤维表面改性处理 |
| 3.1 实验设计与方案 |
| 3.2 碳纤维表面除胶与氧化 |
| 3.2.1 气相氧化法表面处理碳纤维 |
| 3.2.2 液相氧化法表面处理碳纤维 |
| 3.3 碳纤维表面涂层处理 |
| 3.3.1 溶胶包覆法 |
| 3.3.2 原位气固反应法 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 碳纤维在浆体中的分散行为 |
| 4.1 实验设计与方案 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.2.1 碳纤维在水溶液中的分散性 |
| 4.2.2 碳纤维在泥浆中的分散性 |
| 4.2.3 碳纤维在浇注料中的分散性 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 碳纤维增强莫来石浇注料的结构与性能 |
| 5.1 实验设计与方案 |
| 5.2 碳纤维添加量对莫来石浇注料性能的影响 |
| 5.2.1 浇注料物理性能 |
| 5.2.2 浇注料显微结构 |
| 5.2.3 浇注料热震稳定性 |
| 5.3 碳纤维长度对莫来石浇注料性能影响 |
| 5.3.1 浇注料物理性能 |
| 5.3.2 浇注料显微结构 |
| 5.4 碳纤维表面修饰对莫来石浇注料性能的影响 |
| 5.4.1 浇注料物理性能 |
| 5.4.2 浇注料显微结构 |
| 5.4.3 浇注料热震稳定性 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 碳纤维增强莫来石浇注料机理研究 |
| 6.1 实验设计与方案 |
| 6.2 碳纤维高温结构演变 |
| 6.2.1 碳纤维表面形貌 |
| 6.2.2 SiO_X微球生长机理 |
| 6.3 SiC/SiO_X晶须生长及机理 |
| 6.3.1 SiC/SiO_X晶须生长规律 |
| 6.3.2 SiC/SiO_X晶须生长机理 |
| 6.4 气氛对碳纤维增强莫来石浇注料结构与性能的影响 |
| 6.4.1 浇注料物理性能 |
| 6.4.2 浇注料显微结构 |
| 6.4.3 浇注料热震稳定性 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 碳纤维增强莫来石浇注料微观结构及性能调控 |
| 7.1 实验设计与方案 |
| 7.2 硅粉添加量对莫来石浇注料抗氧化性的影响 |
| 7.2.1 浇注料物理性能 |
| 7.2.2 浇注料宏观与显微结构 |
| 7.2.3 浇注料热震稳定性 |
| 7.3 二氧化硅微粉含量对莫来石浇注料流动性及结构的影响 |
| 7.3.1 浇注料物理性能 |
| 7.3.2 浇注料显微结构 |
| 7.3.3 浇注料热震稳定性 |
| 7.4 碳化硅含量对莫来石浇注料抗热震性和抗渣性的影响 |
| 7.4.1 浇注料物理性能 |
| 7.4.2 浇注料显微结构 |
| 7.4.3 浇注料热震稳定性 |
| 7.4.4 浇注料抗渣侵蚀性 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 碳纤维增强莫来石浇注料服役行为 |
| 8.1 莫来石浇注料搅拌器服役行为模拟 |
| 8.1.1 等效模型建立 |
| 8.1.2 服役过程温度与应力分析 |
| 8.2 搅拌器实际服役行为 |
| 8.2.1 搅拌器制备工艺 |
| 8.2.2 服役行为研究方案 |
| 8.2.3 搅拌器服役情况 |
| 8.3 本章小结 |
| 第九章 总结论与展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 展望 |
| 本论文的创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（2）中子屏蔽/隔热一体化硼酸铝基陶瓷材料的制备与结构设计（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 中子屏蔽材料 |
| 1.2.1 中子屏蔽定义及机制 |
| 1.2.2 中子屏蔽材料设计原则 |
| 1.2.3 含硼中子屏蔽材料研究现状及发展趋势 |
| 1.3 核用隔热材料 |
| 1.3.1 核用隔热材料研究现状 |
| 1.3.2 无机隔热材料研究现状 |
| 1.3.3 核用隔热材料的发展前景 |
| 1.4 硼酸铝 |
| 1.4.1 硼酸铝的晶体结构与理化性质 |
| 1.4.2 硼酸铝的制备方法 |
| 1.4.3 硼酸铝的应用领域 |
| 1.5 本文的选题依据和研究内容 |
| 1.5.1 选题依据 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 材料制备和研究方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 仪器设备 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.4 分析测试 |
| 2.4.1 烧后线变化率 |
| 2.4.2 显气孔率及体积密度 |
| 2.4.3 真密度及总气孔率 |
| 2.4.4 力学性能测试 |
| 2.4.5 热学性能测试 |
| 2.4.6 料浆的Zeta电位测试 |
| 2.4.7 料浆的流变性能测试 |
| 2.4.8 TG-DSC分析 |
| 2.4.9 XRD分析 |
| 2.4.10 显微结构表征 |
| 2.4.11 辐射屏蔽性能测试 |
| 2.5 仿真模拟 |
| 2.5.1 建立孔结构随机分布的二维模型 |
| 2.5.2 基于COMSOL Multiphysics软件平台的有限元分析 |
| 第3章 反应自结合制备硼酸铝陶瓷 |
| 3.1 α-Al_2O_3/H_3BO_3制备硼酸铝陶瓷 |
| 3.2 α-Al_2O_3/2Al_2O_3·B_2O_3制备硼酸铝陶瓷 |
| 3.2.1 硼酸铝陶瓷的物相组成及显微结构 |
| 3.2.2 硼酸铝陶瓷的力学/热学性能 |
| 3.2.3 硼酸铝陶瓷的中子屏蔽性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Bi_2O_3功能化烧结助剂对硼酸铝基陶瓷的影响 |
| 4.1 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷物相以及显微结构的影响 |
| 4.1.1 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷物相的影响 |
| 4.1.2 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷显微结构的影响 |
| 4.2 引入Bi_2O_3的烧结动力学研究 |
| 4.3 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的力学/热学性能的影响 |
| 4.4 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的辐射屏蔽性能的影响 |
| 4.4.1 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的中子屏蔽性能的影响 |
| 4.4.2 Bi_2O_3对硼酸铝基陶瓷的γ射线屏蔽性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 引入Gd_2O_3制备硼酸铝-硼酸钆复相陶瓷的结构与性能 |
| 5.1 Gd_2O_3对复相陶瓷的物相组成及显微结构的影响 |
| 5.1.1 Gd_2O_3对复相陶瓷物相组成的影响 |
| 5.1.2 Gd_2O_3对复相陶瓷显微结构的影响 |
| 5.2 Gd_2O_3对复相陶瓷的力学/热学性能的影响 |
| 5.3 复相陶瓷的高温结构稳定性仿真模拟 |
| 5.4 复相陶瓷的中子屏蔽性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 硼酸铝基泡沫陶瓷的可控制备与结构设计 |
| 6.1 泡沫法制备硼酸铝泡沫陶瓷的结构与性能 |
| 6.1.1 陶瓷料浆的电位、流变学研究 |
| 6.1.2 硼酸铝泡沫陶瓷的微观结构 |
| 6.1.3 硼酸铝泡沫陶瓷的耐压强度及导热系数 |
| 6.1.4 模拟硼酸铝泡沫陶瓷用于核工质管道中子屏蔽/隔热 |
| 6.2 泡沫法制备硼酸铝-硼酸钆复合泡沫陶瓷的结构与性能 |
| 6.2.1 复合泡沫陶瓷的物相组成和显微结构 |
| 6.2.2 复合泡沫陶瓷的耐压强度及导热系数 |
| 6.2.3 模拟复合泡沫陶瓷用于核工质管道中子屏蔽/隔热 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 本论文的创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（3）铝硅合金微胶囊制备与热学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 铝硅合金 |
| 1.2.1 硅含量对铝硅合金储热量的影响 |
| 1.2.2 硅含量对铝硅合金热膨胀系数的影响 |
| 1.3 铝硅合金的封装 |
| 1.3.1 溶胶-凝胶法 |
| 1.3.2 电化学沉积法 |
| 1.3.3 水热法 |
| 1.4 铝硅合金的水化反应与水蒸气参数 |
| 1.4.1 实验研究 |
| 1.4.2 水蒸气参数数值模拟 |
| 1.5 本论文的提出及主要研究内容 |
| 第2章 反应釜内水蒸气参数数值模拟 |
| 2.1 反应釜物理模型 |
| 2.2 模型简化与假设 |
| 2.3 数学模型与可靠性验证 |
| 2.3.1 控制方程 |
| 2.3.2 初始与边界条件 |
| 2.3.3 网格划分与计算方法 |
| 2.3.4 时间步长可靠性验证及分析 |
| 2.4 计算结果与分析 |
| 2.4.1 反应釜内水蒸气流动参数 |
| 2.4.2 加热温度的影响 |
| 2.4.3 初始加水量的影响 |
| 2.4.4 高度的影响 |
| 2.5 实验验证 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 水蒸气处理参数对铝硅合金水化产物的影响 |
| 3.1 原料 |
| 3.2 水蒸气处理实验 |
| 3.2.1 实验设备 |
| 3.2.2 实验方案 |
| 3.2.3 实验结果表征 |
| 3.3 水蒸气处理结果与分析 |
| 3.3.1 水蒸气压力的影响 |
| 3.3.2 处理时间的影响 |
| 3.3.3 水蒸气处理产物分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 铝硅合金微胶囊的制备与性能 |
| 4.1 焙烧实验 |
| 4.1.1 实验设备 |
| 4.1.2 实验过程 |
| 4.1.3 性能测试与表征 |
| 4.2 铝硅合金微胶囊的制备 |
| 4.2.1 焙烧温度的影响 |
| 4.2.2 硅含量的影响 |
| 4.3 铝硅合金微胶囊的热学性能 |
| 4.3.1 相变潜热 |
| 4.3.2 热循环性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 铝硅合金微胶囊壳层形成过程与破裂机理 |
| 5.1 铝硅合金微胶囊壳层形成过程 |
| 5.2 铝硅合金微胶囊壳层破裂分析 |
| 5.3 微胶囊降温过程热结构耦合模拟 |
| 5.3.1 物理模型 |
| 5.3.2 物性参数 |
| 5.3.3 数学模型 |
| 5.3.4 网格划分与求解 |
| 5.3.5 计算结果与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 6.3 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文与专利 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（4）稀土Ce对TiB2/ZL205A复合材料热裂倾向性及高温力学性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 TiB2/ZL205A复合材料 |
| 1.2.1 ZL205A基体合金的特性 |
| 1.2.2 TiB_2/ZL205A复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 TiB_2/ZL205A复合材料的性能 |
| 1.3 热裂理论及其发展 |
| 1.3.1 热裂理论的研究现状 |
| 1.3.2 影响热裂倾向性的因素 |
| 1.3.3 测量热裂倾向性的方法 |
| 1.4 铝合金及铝基复合材料高温力学性能研究进展 |
| 1.4.1 铝合金及颗粒增强铝基复合材料高温力学性能研究现状 |
| 1.4.2 TiB_2颗粒增强铝基复合材料高温力学性能研究现状 |
| 1.5 稀土元素在铝及铝合金中的运用 |
| 1.5.1 稀土元素的特性 |
| 1.5.2 稀土元素在铸造铝合金中的运用 |
| 1.6 本文主要研究内容及技术路线图 |
| 1.6.1 本文主要研究内容 |
| 1.6.2 技术路线图 |
| 第2章 实验材料制备及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 复合材料制备及力学性能测试设备 |
| 2.2.2 复合材料的组织与相表征仪器 |
| 2.3 复合材料制备及其性能测试 |
| 2.3.1 xCe-5TiB2/ZL205A复合材料制备 |
| 2.3.2 xCe-5TiB_2/ZL205A复合材料热裂倾向性测试试验 |
| 2.3.3 xCe-5TiB_2/ZL205A复合材料室温及高温拉伸试验 |
| 2.3.4 1Ce-5TiB_2/ZL205A复合材料热轧实验与拉伸试验 |
| 第3章 稀土Ce对5TiB_2/ZL205A复合材料组织及热裂倾向性影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料相及微观组织分析 |
| 3.2.1 复合材料物相分析 |
| 3.2.2 复合材料显微组织分析 |
| 3.3 复合材料热裂倾向性与凝固温度区间、晶粒尺寸之间的关系 |
| 3.3.1 复合材料的热裂倾向性值 |
| 3.3.2 复合材料的凝固温度区间 |
| 3.3.3 复合材料晶粒尺寸分析 |
| 3.3.4 影响复合材料热裂倾向性因素综合分析 |
| 3.4 复合材料热裂纹特征分析 |
| 3.5 复合材料热裂断口分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 稀土Ce对T6态5TiB_2/ZL205A复合材料组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 T6态复合材料相及微观组织分析 |
| 4.2.1 T6态复合材料物相分析 |
| 4.2.2 T6态复合材料显微组织分析 |
| 4.3 复合材料的室温及高温力学性能分析 |
| 4.4 复合材料拉伸断口特征分析 |
| 4.5 稀土Ce对复合材料中θ'析出相的影响 |
| 4.5.1 复合材料中θ'析出相与α-Al基体界面分析 |
| 4.5.2 析出相在晶界处特征分析 |
| 4.5.3 稀土Ce对复合材料中θ'析出相的尺寸和分布密度影响 |
| 4.6 稀土Ce对复合材料的室温及高温力学性能影响分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 热轧对1Ce-5TiB_2/ZL205A复合材料组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热轧后T6态复合材料相及微观组织分析 |
| 5.2.1 热轧后复合材料物相分析 |
| 5.2.2 热轧后复合材料显微组织分析 |
| 5.2.3 轧制变形对复合材料组织的改善 |
| 5.3 压下率对复合材料室温及高温力学性能影响分析 |
| 5.4 热轧后T6态复合材料室温及高温拉伸断口特征分析 |
| 5.5 压下率对复合材料室温及高温力学性能改善分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间所发表的论文目录 |
（5）高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 耐热铝合金研究概况 |
| 1.1.1 耐热铝合金的发展现状 |
| 1.1.2 耐热铝合金的国内外研究进展 |
| 1.2 铸造耐热铝合金 |
| 1.2.1 铸造耐热Al-Si合金 |
| 1.2.2 合金化元素对耐热Al-Si合金的影响 |
| 1.2.3 铸造耐热Al-Cu合金 |
| 1.2.4 热处理对耐热铝合金的作用 |
| 1.3 耐热铝合金强化机理 |
| 1.4 铝基复合材料的增强体与制备方法 |
| 1.4.1 Al_3M相对耐热铝基复合材料的作用 |
| 1.4.2 外加增强体制备铝基复合材料 |
| 1.4.3 搅拌铸造法制备铝基复合材料 |
| 1.4.4 原位反应法制备耐热铝基复合材料 |
| 1.5 本文研究目的及意义 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 复合材料制备及熔炼方法 |
| 2.5 热处理工艺 |
| 2.6 微观组织检测与分析仪器 |
| 2.6.1 金相试样制备 |
| 2.6.2 显微组织分析 |
| 2.7 拉伸性能测试 |
| 第三章 Al_3Zr和 Al_3Ti对铝基复合材料组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织及力学性能 |
| 3.2.1 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 3.2.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的常温拉伸性能 |
| 3.2.3 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 3.3 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织与力学性能 |
| 3.3.1 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 3.3.2 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的常温拉伸性能 |
| 3.3.3 Al_3Ti/Al-8Si-2Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 3.4 断口分析 |
| 3.4.1 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料常温断口分析 |
| 3.4.2 Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料高温断口分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 原位反应制备Al_3Zr& Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的显微组织及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 正交实验设计 |
| 4.3 显微组织分析 |
| 4.4 Al_3Zr&Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.5 Al_3Zr&Al_3Ti/Al-Si-Ni复合材料的高温拉伸性能 |
| 4.6 断口分析 |
| 4.6.1 常温拉伸断口分析 |
| 4.6.2 高温拉伸断口分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 热处理对铝基复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理对2%Al_3Zr&3%Al_3Ti/Al-10Si-2Ni组织与性能的影响 |
| 5.2.1 显微组织 |
| 5.2.2 T6 热处理后室温拉伸性能 |
| 5.2.3 T6 热处理后高温拉伸性能 |
| 5.3 热处理拉伸断口分析 |
| 5.3.1 常温断口分析 |
| 5.3.2 高温断口分析 |
| 5.4 热暴露对Al-8Si-2Ni显微组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 不同热暴露时间的Al-8Si-2Ni的显微组织 |
| 5.4.2 室温力学性能 |
| 5.4.3 高温力学性能 |
| 5.5 热暴露对4%Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 5.5.1 4%Al_3Zr/Al-8Si-2Ni复合材料的显微组织 |
| 5.5.2 常温力学性能 |
| 5.5.3 高温力学性能 |
| 5.6 断口分析 |
| 5.6.1 常温断口分析 |
| 5.6.2 高温断口分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的成果 |
（6）钢包用铝镁质喷补料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 喷补料 |
| 1.1.1 喷补方法 |
| 1.1.2 喷补层损毁机理 |
| 1.2 铝镁质耐火材料 |
| 1.2.1 铝镁尖晶石的性能与制备 |
| 1.2.2 原位尖晶石与预合成尖晶石 |
| 1.2.3 纯铝酸盐水泥结合剂 |
| 1.2.4 硅溶胶结合剂 |
| 1.2.5 添加剂 |
| 1.2.6 铝镁质耐火材料的渣蚀行为 |
| 1.3 本课题的提出 |
| 第2章 实验原料及研究方法 |
| 2.1 主要原料 |
| 2.2 主要仪器设备 |
| 2.3 性能检测方法 |
| 2.3.1 烧结性能 |
| 2.3.2 力学性能 |
| 2.3.3 热震稳定性 |
| 2.3.4 抗渣性能 |
| 第3章 现场用铝镁质喷补料损毁分析 |
| 3.1 铝镁质喷补料分析结果 |
| 3.1.1 铝镁质喷补料的物相组成 |
| 3.1.2 铝镁质喷补料的常温物理性能 |
| 3.1.3 铝镁质喷补料现场使用效果及分析 |
| 3.2 小结 |
| 第4章 水泥结合铝镁质喷补料 |
| 4.1 粒度组成对铝镁质喷补料性能的影响 |
| 4.1.1 试验配方 |
| 4.1.2 结果与讨论 |
| 4.2 分散剂对基质浆体流变性能的影响 |
| 4.3 SiO_2微粉对铝镁质喷补料性能的影响 |
| 4.3.1 试验原料及试验配方 |
| 4.3.2 SiO_2微粉对水泥和镁砂水化性能的影响 |
| 4.3.3 SiO_2微粉对铝镁质喷补料物相组成及物相演变的影响 |
| 4.3.4 SiO_2微粉对铝镁质喷补料物理性能的影响 |
| 4.3.5 SiO_2微粉对铝镁质喷补料抗热震性能的影响 |
| 4.3.6 SiO_2微粉对铝镁质喷补料抗渣性能的影响 |
| 4.4 水泥结合铝镁质喷补料性能的的优化 |
| 4.4.1 金属铝粉和有机纤维对铝镁质喷补料性能的影响 |
| 4.4.2 ZrO_2对铝镁质喷补料性能的影响 |
| 4.4.3 助烧结剂对铝镁质喷补料性能的影响 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 硅溶胶结合铝镁质喷补料 |
| 5.1 试验原料及方案 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 硅溶胶对铝镁质喷补料物相组成的影响 |
| 5.2.2 硅溶胶对铝镁质喷补料微观结构的影响 |
| 5.2.3 硅溶胶对铝镁质喷补料物理性能的影响 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（7）高导热环氧树脂复合绝缘胶黏剂的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 填充型高导热环氧树脂复合绝缘胶黏剂的研究现状 |
| 1.2.1 填料表面改性处理对复合绝缘胶黏剂的性能影响 |
| 1.2.2 填料复配对复合绝缘胶黏剂的性能影响 |
| 1.3 导热覆铜板的研究状况 |
| 1.3.1 树脂基导热覆铜板 |
| 1.3.2 金属基导热覆铜板 |
| 1.4 论文研究目的及主要研究内容 |
| 2 实验原料、仪器及性能测试 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 基体树脂 |
| 2.1.2 固化剂 |
| 2.1.3 填料 |
| 2.1.4 偶联剂 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.2.1 材料制备仪器 |
| 2.2.2 性能测试与表征仪器 |
| 2.3 性能测试与表征 |
| 2.3.1 黏度测试 |
| 2.3.2 导热性能测试 |
| 2.3.3 击穿场强测试 |
| 2.3.4 介质损耗与介电常数测试 |
| 3 新型绝缘胶黏剂的制备与性能研究 |
| 3.1 环氧树脂基复合材料的制备 |
| 3.1.1 环氧树脂与固化剂的配比 |
| 3.1.2 填料堆积结构设计 |
| 3.1.3 填料的表面改性处理 |
| 3.1.4 制备步骤 |
| 3.2 环氧树脂基复合胶黏剂的性能研究 |
| 3.2.1 复合胶黏剂黏度性能 |
| 3.2.2 复合胶黏剂导热性能 |
| 3.2.3 复合胶黏剂击穿特性 |
| 3.2.4 复合胶黏剂极化与损耗特性 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 基于高导热胶黏剂的铝基覆铜板的制备与性能研究 |
| 4.1 铝基覆铜板的制备 |
| 4.2 铝基覆铜板性能表征与测试 |
| 4.3 铝基覆铜板综合性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 基于高导热胶黏剂的铝基覆铜板应用研究 |
| 5.1 大功率LED散热模型 |
| 5.1.1 LED传热表征物理量 |
| 5.1.2 LED等效热阻模型 |
| 5.1.3 LED散热的三维物理模型 |
| 5.2 COMSOL软件仿真及结果分析 |
| 5.2.1 COMSOL软件介绍 |
| 5.2.2 仿真目标 |
| 5.2.3 仿真模型建立 |
| 5.2.4 绝缘层热导率对铝基覆铜板板散热性能的影响 |
| 5.2.5 散热环境对铝基覆铜板散热性能的影响 |
| 5.2.6 绝缘层厚度对铝基覆铜板散热性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）铝基复合材料中不同长径比TiAl3相的原位合成机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 原位颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 原位颗粒增强金属基复合材料的特点及组成概述 |
| 1.2.2 原位增强金属基复合材料的制备方法概述 |
| 1.3 铝基复合材料中铝钛化合物的原位反应研究现状 |
| 1.3.1 关于复合材料中铝钛颗粒种类研究概述 |
| 1.3.2 复合材料中原位合成不同形貌TiAl_3相的研究现状概述 |
| 1.3.3 原位生成相TiAl_3的晶体结构特点概述 |
| 1.3.4 不同因素对复合材料中原位TiAl_3相合成影响的研究现状 |
| 1.3.5 目前原位生成钛化物的复合材料研究中存在的问题 |
| 1.4 研究的目的及意义 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 2 研究方案与试验过程 |
| 2.1 研究方案及技术路线 |
| 2.2 试验材料与仪器设备 |
| 2.2.1 试验原材料 |
| 2.2.2 主要试验设备 |
| 2.3 试样的制备 |
| 2.3.1 原位反应体系的成分设计和预制块试样制备 |
| 2.3.2 原位铝硅复合材料试样制备 |
| 2.4 试样的表征 |
| 2.4.1 X射线衍射(XRD)物相分析 |
| 2.4.2 微观组织分析 |
| 3 Al-12Si熔体中原位TiAl_3相合成机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验方案 |
| 3.3 Ti-Al原位反应体系热力学理论分析 |
| 3.4 利用Ti粉制备的Al-12Si复合材料中原位TiAl_3合成研究 |
| 3.4.1 生成相TiAl_3不同形貌组织分析 |
| 3.4.2 微观组织中TiAl_3相线扫分析 |
| 3.5 利用海绵Ti颗粒制备的Al-12Si复合材料中原位TiAl_3合成研究 |
| 3.6 分析与讨论 |
| 3.6.1 不同Ti源制备的复合材料中原位TiAl_3长径比分析 |
| 3.6.2 反应的动力学分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 B元素对Al-Si熔体中原位TiAl_3相合成机制的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方案 |
| 4.3 添加B元素的复合材料中TiAl_3相形成过程分析 |
| 4.3.1 Ti-Al-B原位反应体系的热力学理论计算 |
| 4.3.2 Ti-Al-B原位反应体系中TiAl_3的形成分析 |
| 4.4 添加B元素对Al-Si熔体中原位TiAl_3相的组织形貌影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Si元素对Al-x Si熔体中原位TiAl_3合成机制的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方案 |
| 5.3 磷盐变质条件下,不同Si含量对原位TiAl_3相的影响 |
| 5.3.1 熔体中Al-Ti反应演变过程 |
| 5.3.2 TiAl_3微观组织分析 |
| 5.4 Al-P中间合金变质条件下,不同Si含量对原位TiAl_3相的影响 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 La-Ce混合稀土对Al-12Si熔体中原位TiAl_3相合成机制影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方案 |
| 6.3 铝熔体中原位TiAl_3相分析 |
| 6.3.1 稀土对铝熔体中原位TiAl_3相的形貌变化影响分析 |
| 6.3.2 熔体中混合稀土阻碍TiAl_3生长原因分析 |
| 6.3.3 添加稀土对熔体中TiAl_3相长径比的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
（9）原位纳米Al2O3颗粒增强A356铝基复合材料的制备及挤压铸造的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题的意义 |
| 1.2 原位纳米颗粒增强铝基复合材料的研究与应用 |
| 1.2.1 原位纳米颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.2 原位纳米颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 原位纳米颗粒增强铝基复合材料存在的问题 |
| 1.2.4 纳米颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3 原位Al-SiO_2反应体系 |
| 1.3.1 原位Al-SiO_2体系的优势 |
| 1.3.2 原位Al-SiO_2体系的研究现状 |
| 1.4 挤压铸造成型技术 |
| 1.4.1 挤压铸造技术概述 |
| 1.4.2 挤压铸造颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 复合材料体系设计 |
| 2.1.1 基体的选择 |
| 2.1.2 增强体的选择 |
| 2.1.3 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 材料测试及表征方法 |
| 2.3.1 差热分析仪(DSC) |
| 2.3.2 金相分析(OM) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDS) |
| 2.4 复合材料的性能测试 |
| 2.4.1 拉伸性能测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 第三章 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-纳米SiO_2原位反应机理 |
| 3.2.1 热力学分析 |
| 3.2.2 DSC分析 |
| 3.2.3 Al-纳米SiO_2体系反应产物分析 |
| 3.2.4 反应动力学及机理 |
| 3.3 XD法制备纳米α-Al_2O_(3p)/Al复合材料 |
| 3.3.1 XD法制备纳米α-Al_2O_(3p)/Al预制件 |
| 3.3.2 纳米α-Al_2O_(3p)/Al预制件的物相分析 |
| 3.4 重熔稀释制备纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料 |
| 3.4.1 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的制备过程 |
| 3.4.2 纳米α-Al_2O_(3p)在A356中的分布 |
| 3.4.3 A356基体中的元素分布 |
| 3.5 纳米α-Al_2O_3颗粒对复合材料组织结构的影响 |
| 3.5.1 纳米α-Al_2O_3颗粒含量对α-Al相二次枝晶的影响 |
| 3.5.2 纳米α-Al_2O_3颗粒含量对Si相的影响 |
| 3.6 T6热处理对复合材料显微组织的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的挤压铸造成型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压铸造工艺参数的设定 |
| 4.3 挤压铸造工艺流程 |
| 4.4 挤压铸造下纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的显微组织 |
| 4.4.1 压射比压对复合材料显微组织的影响 |
| 4.4.2 压射比压对复合材料α-Al枝晶与Si相的影响 |
| 4.5 T6热处理对挤压铸造复合材料显微组织的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 纳米α-Al_2O_(3p)/A356复合材料的力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 重力铸造下复合材料的抗拉强度及伸长率 |
| 5.3 挤压铸造下复合材料的抗拉强度及伸长率 |
| 5.4 断口分析 |
| 5.4.1 铸态断口形貌 |
| 5.4.2 T6态断口形貌 |
| 5.5 复合材料硬度 |
| 5.5.1 不同颗粒体积分数下复合材料的硬度 |
| 5.5.2 不同压射比压下复合材料的硬度 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文及其它科研成果 |
（10）原位Al3Ti颗粒增强A356铝基复合材料组织及其摩擦磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 A356铝合金概述 |
| 1.1.1 A356合金的组织及力学性能特点 |
| 1.1.2 细化处理 |
| 1.1.3 变质处理 |
| 1.1.4 热处理强化 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料概述 |
| 1.2.1 颗粒增强体的选择及分类 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料制备方法及研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3.1 汽车制造 |
| 1.3.2 航空航天 |
| 1.3.3 电子信息 |
| 1.3.4 其他民用方面 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的摩擦磨损性能研究现状 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 1.5.1 本文的选题意义 |
| 1.5.2 本文的研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 铝基复合材料的制备及处理 |
| 2.4 组织结构表征 |
| 2.4.1 金相组织分析(OM) |
| 2.4.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.3 扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS) |
| 2.4.4 白光干涉三维轮廓仪 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 摩擦磨损性能测试 |
| 第三章 原位Al_3Ti颗粒增强A356铝基复合材料组织结构研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位Al_3Ti颗粒增强A356铝基复合材料的组织结构研究 |
| 3.2.1 光学组织(OM)分析 |
| 3.2.2 SEM微观组织分析 |
| 3.2.3 XRD分析 |
| 3.3 Sr变质处理对A356合金及其复合材料组织结构的影响 |
| 3.4 Al_3Ti增强颗粒对组织结构的影响 |
| 3.5 T6热处理对组织结构的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 原位Al_3Ti颗粒增强A356铝基复合材料磨损行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位Al_3Ti颗粒增强A356铝基复合材料磨损行为研究 |
| 4.2.1 摩擦系数分析 |
| 4.2.2 磨痕形貌分析 |
| 4.2.3 硬度及磨损率分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 原位Al_3Ti颗粒增强A356铝基复合材料强化机制分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 原位Al_3Ti颗粒增强A356铝基复合材料强化机制分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
四、α-Al_2O_3微粉表面稀土改性对铝基复合材料性能的影响（论文参考文献）
- [1]铁水脱硫搅拌器用碳纤维增强莫来石浇注料结构与性能研究[D]. 欧阳思. 武汉科技大学, 2021(01)
- [2]中子屏蔽/隔热一体化硼酸铝基陶瓷材料的制备与结构设计[D]. 罗瀚. 武汉科技大学, 2021
- [3]铝硅合金微胶囊制备与热学性能研究[D]. 王瑶. 武汉科技大学, 2021
- [4]稀土Ce对TiB2/ZL205A复合材料热裂倾向性及高温力学性能的影响研究[D]. 朱鹏. 兰州理工大学, 2021(01)
- [5]高热稳定性铝化物对耐热Al-Si合金显微组织和力学性能的影响[D]. 孙建波. 广西大学, 2020(07)
- [6]钢包用铝镁质喷补料的制备及性能研究[D]. 张青霞. 武汉科技大学, 2020(01)
- [7]高导热环氧树脂复合绝缘胶黏剂的制备与性能研究[D]. 熊雯雯. 北京交通大学, 2020(03)
- [8]铝基复合材料中不同长径比TiAl3相的原位合成机制研究[D]. 李沛南. 西安工业大学, 2020
- [9]原位纳米Al2O3颗粒增强A356铝基复合材料的制备及挤压铸造的研究[D]. 牟姝妤. 江苏大学, 2020(02)
- [10]原位Al3Ti颗粒增强A356铝基复合材料组织及其摩擦磨损性能研究[D]. 公彦鹏. 太原理工大学, 2020(07)