一、非连续C_f/Cu复合材料的制备、组织及性能的研究（论文文献综述）
田壮壮[1]（2021）在《3D打印纤维增强铝基仿生复合材料的制备及性能》文中提出自古以来,“攻防一体”都是战略家的核心观念。大到群体,小到团队以及生命个体,防御体系都是不可或缺的一部分。经过亿万年的生存斗争,自然界的许多生物进化出巧妙的宏观/微观结构来进行自我保护,比较有趣的是,学者们发现,许多生物组织进化出同样的微观结构,比如甲壳虫的翅鞘、虾和螃蟹的螯部进化出分层纤维螺旋结构,这种结构赋予了甲壳虫、虾和螃蟹等生物的“盔甲”具有更加轻质、高强的特性,用于防止天敌的攻击。自然界中的这种巧妙并且普遍存在的微观结构为新型防护材料的设计、开发提供了灵感,本课题选取生物体分层螺旋结构为模型进行仿生结构设计,对材料进行定向组装以制备出力学性能优异的纤维增强仿生结构材料。以往的研究中,短纤维在纤维增强铝基复合材料中通常为随机分布,为了实现纤维在铝基体中的定向排布,本文采用直接墨水书写式（DIW）3D打印工艺和热压烧结工艺相结合的方法制备了纤维增强铝基仿生复合材料,解决了纤维在铝基体中分布杂乱的问题。选用镀镍碳纤维作为增强相,7075铝合金作为基体,通过3D打印和热压烧结工艺制备出纤维增强铝基复合材料。研究过程中,分别对制备过程中的打印工艺,脱脂工艺,烧结工艺分别进行了优化,并分析了复合材料的界面和性能。研究结果表明:1.打印环节中,分散剂DCM含量为35wt.%,粘结剂与固体粉末（镀镍碳纤维、铝合金粉末）的质量比为1:20时,料浆都可以正常挤出并且打印坯体成型质量好;当打印速度为12mm/s,挤出头直径为0.6mm时,打印过程流畅,成型坯体中打印缺陷最少,同时,纤维具有最佳的定向效果。2.脱脂环节中,研究了在不同脱脂温度下打印坯体的脱脂率,结果表明,在400℃时,脱脂率达到了91%,具有良好的脱脂效果。3.烧结环节中,当热压温度为630℃,热压压强为20MPa,热压时间为20min时,复合材料致密度最大,达到95.3%。4.EDS测试表明,从坯体到成型烧结样件的过程中,界面的元素分布发生了明显的变化,通过XRD检测,未检测到Ni层向碳纤维扩散后的相,以及Al4C3的相,证明了本实验的制备参数合理地控制了纤维与基体和镍层间的不良反应。5.制备出纤维增强复合材料后,对复合材料的硬度、拉伸、压缩性能进行了测试。结果显示,随着纤维含量的提升,纤维增强铝基复合材料的拉伸强度呈现先提高后下降的趋势,纤维含量为10wt.%时,拉伸强度达到最大值137MPa,比基体的抗拉强度提高了11.84%。纤维螺旋角度越大,拉伸强度越高,90°纤维螺旋试样拉伸强度最大;压缩测试中当受到x和y方向载荷时,相比于基体,压缩强度下降。当受到z方向载荷时,90°试样比于基体的抗压强度提升19.2%;相比于基体,60°试样在受到横向载荷时,呈现最大的压缩模量,相比于基体提升了59.6%;硬度测试结果显示,随着纤维含量的提高,复合材料的硬度呈现先提高后下降的趋势,当碳纤维含量增加到10wt.%时,硬度值达到最大值106.85HV。本研究对仿生复合材料的设计、高性能纤维增强复合材料的制备所面临的的实际问题具有一定的参考价值。
黄永安[2]（2021）在《多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用》文中进行了进一步梳理金属多孔材料耐酸碱腐蚀和抗高温氧化性差,陶瓷多孔材料脆性大。金属间化合物兼具金属和陶瓷之优点。Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2（简称MSB）金属间化合物具有超高熔点、良好高温强度和蠕变抗力、优异抗高温氧化和耐酸碱腐蚀性能,近些年作为高温结构材料受到广泛关注。作为多孔材料,目前尚无报道。为实现多孔MSB金属间化合物不同孔隙率、孔结构的全方位可调控制备以满足不同应用场合的需求,本文采用常压烧结、SPS+HT（放电等离子烧结+均匀化处理）原位反应合成制备多孔MSB,研究了制备工艺及其参数与孔隙率、孔形貌、孔径和比表面积等孔特征的关系规律;揭示了不同工艺造孔机制、升温速率对孔结构演变的作用机制、梯度孔结构的形成机制,实现了多孔MSB的全方位可调控制备;研究了孔特征对力学和高温氧化行为的影响规律;以三维增强体为应用对象,利用无压熔渗法成功制备出高致密度MSB/Cu三维网络复合材料,并对其组织结构和力学性能进行了表征。取得了以下创新性成果:（1）采用常压烧结,以Mo、Si、B元素粉末固-固扩散原位反应合成了多孔MSB金属间化合物。随温度升高,1000～1200℃通过固-固反应形成MSB骨架,1200～1500℃孔形貌由颗粒堆积态向三维网状转变。随时间延长和压制压力增大,孔隙率、孔径和比表面积都减小。通过调整烧结时间（1～4 h）、压制压力（50～650 MPa）,总孔隙率、孔径和比表面积分别在52.3～65.3%、1.80～2.48 μm、0.183～0.263 m2/g范围内实现任意可调,而相组成不变、孔形貌微调。孔隙来源于生坯间隙、热膨胀和物相体积差三方面,不同于传统的粉末冶金造孔机制,Kirkendall造孔效应不显着,开孔隙率最大时它们的贡献比分别为52.7%、30.9%和16.4%。以NH4HCO3为造孔剂制备出双孔结构的MSB。随造孔剂体积含量在0～60%范围提高,造孔剂产生的大孔体积占比从2.3%增至69.4%,孔隙率显着增大,比表面积减小;随造孔剂粒度在48～230μm范围增大,大孔尺寸显着增大,而小孔和大孔体积占比不变,分别约为40%和60%,孔隙率略微增大,比表面积略有减小。（2）利用SPS+HT成功以Mo、Si、B元素粉原位反应合成了孔隙率、孔结构大范围可调的多孔MSB金属间化合物。SPS相形成以固-液反应为主,随后通过高温固相扩散最终获得Mo3Si、Mo5Si3和Mo5SiB2三相为骨架的多孔结构;HT不改变孔隙率的前提下调整了孔形貌。通过调整SPS温度（1250～1700℃）、压力（3～30 MPa）和升温速率（50～250℃/min）,SPS+HT多孔MSB的总孔隙率、平均孔径、骨架平均尺寸、比表面积等主要孔特征分别在19.9～65.0%、0.91～16.20 μm、3.15～25.15 μm、0.034～0.225 m2/g 范围内实现任意可调。升温速率是决定SPS反应合成多孔MSB孔结构演变的关键因素,当升温速率较慢,通过粉末机械咬合、固-液反应、高温扩散演变获得小尺寸多孔结构;当升温速率较快,通过熔化-重组演变机制获得大尺寸多孔结构,打破了传统的多孔材料孔结构尺寸对原料粉末粒度的依存关系。（3）通过调整SPS生坯中的粉末粒度和预压压力分布,获得非连续梯度多孔MSB金属间化合物。随粉末粒度降低,区间孔隙率、孔径、骨架尺寸均减小;随预压压力增大,区间孔隙率、孔径减小,而骨架尺寸增大。结合生坯中孔隙率连续梯度特征与合适的SPS温度、压力,制备出孔结构轴向对称的连续梯度多孔MSB,解决了连续梯度多孔材料形状受限、孔径和孔隙率梯度范围小等问题。随升温速率增大,沿梯度方向相组成和孔隙率保持恒定,而孔隙和骨架尺寸增加,梯度范围增大;随压力增大梯度孔结构并非单调变化,沿梯度方向孔隙率逐渐减小,孔径先增大后减小,骨架尺寸逐渐增大,梯度范围减小。多孔MSB形成非连续梯度孔结构的机制是保留生坯中的非连续梯度孔特征,形成连续梯度孔结构则是利用熔化-重组机制扩大生坯中的连续梯度孔特征。（4）SPS+HT多孔MSB金属间化合物室温压缩强度随孔隙率、孔径、孔径梯度增大而单调降低,随孔形貌因子J增大而提高。压缩断口类型为穿晶解理,断口多在烧结颈最小截面位置处形成。当孔隙率大于53.0%,室温压缩应力-应变曲线分为弹性变形阶段、“屈服”阶段和断裂失效阶段。多孔MSB的高温氧化行为取决于氧化膜的成分和粘度。1000℃,发生整体性的氧化,多孔MSB最终氧化为SiO2和MoO2为主的闭孔氧化物;1300℃,氧化局限于样品的表层,氧化层由表及里依次以SiO2、MoO2和Mo为主,基体的多孔结构保持完整。（5）以多孔MSB金属间化合物为增强体、无压熔渗制备的MSB/Cu三维网络复合材料致密度超过99%,熔渗后MSB的相组成与三维网络结构不变,MSB和Cu形成以机械咬合方式结合的相互缠绕三维网络结构。随增强体的孔隙率从29.8%提高至60.2%,MSB/Cu三维网络复合材料的室温硬度从536 HV1降至200 HV1,压缩强度从1246 MPa降至908 MPa,抗弯强度先增至501 MPa再略微降低。
吴开金[3]（2021）在《“矛与盾”式生物竞争启发的高性能结构多尺度力学设计方案》文中指出自然界“矛与盾”式的捕食者与被捕食者之间的生存竞争是提升生物结构材料力学性能的驱动力。“适者生存”的自然法则使得生物结构材料,如螳螂虾外骨骼、贝壳珍珠层等,兼具轻质、高强度、高韧性和高抗冲击性。生物材料优异力学性能与跨尺度、多层级的结构形式和界面特征密切相关。“师法自然”,利用多尺度力学方法提炼生物材料“结构-界面-性能”间的内在联系,可以为高性能仿生结构材料的制备提供新的力学设计方案。生物材料不同结构和界面特征会导致丰富的增韧策略,如裂纹偏转、裂纹桥联、界面脱层等。但是,先前研究多关注于单一增韧策略,而生物结构材料中往往同时存在多种增韧策略,这种混合增韧策略与结构形式、界面特征间的关联机制仍不清楚。因此,本文发展表征生物结构材料的多尺度力学模型,分析多种增韧策略间的竞争与协同关系,为仿生材料的强度、韧性和抗冲击性的优化设计提供结构几何、界面性质方面的参数化方案。本文主要工作如下:第一,发展表征石墨烯基仿珍珠层材料力学性能的多尺度力学模型,分析交联官能团引起的石墨烯层间剪切性质与层内拉伸性质间的竞争关系,发现存在强度和韧性峰值对应的临界交联密度,同时交联密度的增加会加剧界面剪力分布局域化。最后,我们给出通过调控交联官能团密度实现强度和韧性同步优化的力学设计方案。第二,研究低速冲击下仿珍珠层结构中裂纹扩展和界面脱层模式间的竞争与协同关系。在临界界面强度下两种耗能模式间的协同作用导致优化的抗冲击性,且临界界面强度值随冲击速度增加而减小。最后,我们给出通过调控界面强度实现不同冲击速度下仿珍珠层结构抗冲击性优化的力学设计方案。第三,提出优化仿珍珠层结构抗冲击性的仿生预应力策略,揭示临界预应力起源于预应力促进砖块滑移和预应力削弱结构完整性之间的竞争关系。结合3D打印和落锤冲击测试证明了仿生预应力策略的合理性,并应用仿生预应力方案实现抗冲击仿珍珠层锂电池隔膜的制备。第四,受螳螂虾和贝壳间的生存战启发,设计对裂尖取向不敏感的高韧性非连续纤维Bouligand结构,发展断裂力学模型揭示裂纹扭转和纤维桥联间的竞争与协同作用,给出通过调控裂纹桥联韧性、螺旋角、纤维长度和扭转角的分布实现适应不同加载方向的高韧性仿生复合材料的优化设计方案,并应用该方案制备了兼具高强度、高韧性和高抗冲击性的仿生结构材料。第五,关注生物结构材料中复合型断裂、界面性质对三维裂纹形貌的影响,利用相场断裂法模拟了 Ⅰ+Ⅲ复合型断裂的裂纹扭曲扩展过程,分析了层状结构Ⅰ+Ⅲ复合型断裂的裂纹扭转和界面脱层间的协同增韧作用,再现了扭转界面结构中裂纹扭转和界面脱层耦合的三维形貌演化过程。
吕钊钊[4]（2021）在《熔体挤压浸渗金属涂覆碳纤维增强铝基复合材料微观组织与力学性能》文中进行了进一步梳理碳纤维增强铝基（Cf/Al）复合材料具有轻质、高比强度和比刚度、低热膨胀系数、耐高温以及良好的加工性等优良性能,在航空航天及民用等领域有着广阔的应用前景,特别是对于空间光学相机结构件。然而在Cf/Al复合材料制备过程中发现碳纤维与铝熔体间具有较差的润湿性,导致铝熔体难以充分地浸渗到碳纤维束中,制备的复合材料中存在较多的缺陷;同时在高温制备环境中,碳纤维与铝熔体也易发生严重的界面腐蚀反应,界面反应不但破坏了碳纤维表面的原有结构,而且严重影响复合材料的综合性能。为了提高碳纤维与铝熔体间的润湿性并抑制两者间严重的界面反应,制备具有优异力学性能的Cf/Al复合材料,使其能够更好地应用于空间光学相机结构件中。本文首先对传统电镀工艺进行了改进,将超声振荡引入到了碳纤维表面电镀金属涂层过程中,在碳纤维表面沉积了一层金属涂层（镍涂层和铜涂层）。将含金属涂层的碳纤维应用到了铝基复合材料制备中,在真空条件下采用熔体挤压浸渗的方法制备了 Cf/Al复合材料,研究了涂层种类（镍涂层和铜涂层）、浸渗温度、涂层厚度以及纤维含量对铝基复合材料微观组织及力学性能的影响,通过调节制备工艺实现对Cf/Al复合材料界面调控和力学性能改善。在此基础上,为了进一步提高Cf/Al复合材料的阻尼性能及各向同性,提出了胶体分散及抽滤的制备方法,制备了 SiCp（微米和纳米颗粒）及短碳纤维协同增强铝基（SiCp/Csf/Al）复合材料,并研究了 SiCp及短碳纤维的协同强化作用对铝基复合材料力学性能的影响机制。得到的主要结论如下:（1）采用超声振荡辅助的电镀方法并结合碳纤维表面预处理,能够有效地解决碳纤维在电镀金属涂层过程中纤维束中心区域不能均匀涂覆的问题;在电镀液中加入添加剂能够细化涂层晶粒和提高涂层与碳纤维之间的结合力;研究电镀工艺参数对涂层沉积效果的影响规律发现,当电镀液pH值调整到3～4、电流密度大于0.3 A/dm2、电镀时间在4～12 min之间、电镀液温度控制在20～40℃时,制备的镍涂层光滑均匀;当电镀液pH值控制在0.8～1、电流密度在0.7～1.1 A/dm2、电镀时间为4～16min时,制备的铜涂层光滑均匀。（2）对含镍涂层和铜涂层的碳纤维增强铝基复合材料的微观组织及力学性能进行了分析,结果显示,与不含涂层的碳纤维增强铝基复合材料相比,在相同的浸渗工艺条件下,两种金属涂层均可以显着改善碳纤维与铝熔体间的润湿性,并抑制两者间严重的界面反应。然而拉伸力学性能测试显示,含铜涂层的碳纤维增强铝基复合材料的抗拉强度优于含镍涂层的碳纤维增强铝基复合材料的抗拉强度,分析其原因是由于铜涂层比镍涂层在铝基体中的扩散性好,制备的复合材料结构更加致密,纤维与铝基体间形成了良好的界面结合。（3）对不同工艺条件下制备的含铜涂层的碳纤维增强铝基复合材料的微观组织及力学性能分析表明,当浸渗温度高于670℃时,铝熔体能够充分浸渗到纤维束中;当涂层厚度为1.5 μm时,碳纤维与铝基体间形成的界面结合强度较为适中。在浸渗温度为680℃、涂层厚度为1.5μm,纤维含量为16vol.%时,制备的复合材料力学性能较优,其抗拉强度和弹性模量分别为233 MPa和93 GPa,相比于纯铝基体（抗拉强度和弹性模量分别为55 MPa和70 GPa）,抗拉强度和弹性模量均有显着地提高。然而阻尼性能测试发现,与纯铝基体相比,在测试频率为5 Hz条件下,其在温度25～200℃之间的阻尼性能相对较低。（4）采用胶体分散及抽滤的制备方法实现了 SiCp/Csf/Al复合材料的制备。研究增强体的体积分数对SiCp/Csf/Al复合材料性能的影响发现,当微米SiCp体积分数为5%和短碳纤维体积分数为7%时,SiCp/Csf/Al复合材料具有较好的力学性能,其抗拉强度和弹性模量分别为207 MPa和92 GPa,相比于单纯采用SiCp增强的铝基复合材料（SiCp的体积分数为5%）,抗拉强度和弹性模量分别提高了 85%和15%。对于阻尼性能,在测试频率为5 Hz条件下,其在温度区间25～300℃之间的阻尼性能明显高于纤维体积含量为16%的Cf/Al复合材料的阻尼性能,其阻尼平均值提高了 60%。由于SiCp与短碳纤维在铝基体中分布均匀,两者间能够起到很好的协同强化作用,这不仅可以提高复合材料的强度和模量,而且能够改善其阻尼性能。（5）微米SiCp/Csf/Al复合材料与纳米SiCp/Csf/Al复合材料性能对比显示,纳米SiCp与碳纤维的协同强化作用更有利于提高铝基复合材料的力学性能。分析其原因是由于纳米SiCp尺寸较小,在铝基复合材料中不但能够产生Orowan强化作用,而且能够钉扎在碳纤维与铝基体的界面处,提高碳纤维与铝基体间的界面结合强度,从而提高铝基复合材料的强度。同时纳米SiCp与铝基体间的界面结合相对较弱,且纳米SiCp也能够对铝基体的晶粒产生细化作用,因而也有利于提高复合材料的阻尼性能。
刘娟[5]（2020）在《基于微流控技术光子晶体水凝胶材料的制备及其应用研究》文中进行了进一步梳理胶体光子晶体是具有不同介电常数的材料在空间上规则排列的周期性有序结构材料,具有光子带隙以及优异的光学衍射特性,在控制自发辐射和制造新型光电器件方面产生许多应用。近年来,聚合物基复合材料因其固有的环保性能和可降解特性而受到广泛关注。其中,聚合物水凝胶是一类非常有趣的“软物质”,因其具有特殊的三维网络结构而能吸收大量的水,因此,光子晶体与功能性水凝胶二者之间的功能集成,可以赋予功能性水凝胶多彩的结构色以有效提升其应用价值。基于此,本文以单分散纳米粒子为构筑单元,旨在实现光子晶体水凝胶的形貌控制和功能整合,同时借助微流控技术的过程控制,以期为光子晶体水凝胶先进材料的制备及应用提供一条简捷的实用化道路。基本研究内容如下:1.首先,发展微流控技术用于构筑单分散的聚合物微球,通过研究微球粒径、形态与流体通道、各组分流速之间的关系,探索制备结构稳定、单分散的聚合物微球的工艺技术。以甲基硅油为连续相,含有1-乙烯基咪唑和丙烯酸羟乙酯水凝胶单体和引发剂的水溶液为分散相,采用微流控技术制备含有水凝胶单体的液滴模板,继而经交联固化制得单分散性的聚（VI-co-HEA）水凝胶微球。通过FTIR、SEM等手段对水凝胶微球的组成和形貌进行表征,研究聚（VI-co-HEA）水凝胶微球脱附重金属离子（Cu2+、Ni2+、Zn2+）的能力;考察聚（VI-co-HEA）水凝胶微球在不同pH条件下的溶液吸收能力,以及金属离子吸附能力与接触时间和金属离子浓度的关系。结果表明,聚（VI-co-HEA）水凝胶微球对于脱附废水中Cu2+、Ni2+、Zn2+等重金属离子能达到很好的效果。2.其次,采用高温水解法结合Stober方法制备Fe3O4@SiO2胶体纳米粒子,用于组装一维光子晶体。基于光子晶体优异的光学特性,将其镶嵌于具有自愈合能力的水凝胶基质中,构建了具有稳定结构色的自愈合光子晶体水凝胶材料。采用O-羧甲基壳聚糖（O-CMC）改性的可生物降解的材料聚（1-乙烯基-2-吡咯烷酮-co-丙烯酰胺）为基体的水凝胶材料具有自愈合的特点,负载于水凝胶内部的一维Fe3O4@SiO2光子晶体结构可以显示明亮的结构色。此外,基质中包含的O-羧甲基壳聚糖可以提供大量的羧基、氨基和羟基官能团,这些官能团可以形成丰富的分子间氢键,从而为结构色水凝胶提供强大的自修复能力。这项工作有可能作为一种简单的方法以制造具有更长功能寿命的胶体光子晶体材料,从而扩展其实际应用。3.最后,以胶体光子晶体材料的基本构造单元为出发点,借助微流控芯片生成液滴模板,室温下液滴中的水分逐渐挥发至其中的胶体粒子紧密堆积自组装形成面心立方结构并显示结构色之后,经紫外线照射引发液滴内的水凝胶单体聚合形成光子晶体微球。此外,利用水凝胶的溶胀性能将CdTe纳米晶负载其中,成功制得光子带隙与荧光功能一体化复合微球。探索了复合型光子晶体微球在环境湿度监测领域的应用研究。
刘艺[6]（2020）在《连续碳纤维增强铝基复合材料制备工艺研究》文中认为连续碳纤维增强铝基复合材料具有重量轻、模量高、比强度高等优点,是一种在航空航天和先进武器装备中具有巨大潜力的重要材料,现已发展成为现代国防技术中最具战略意义的结构材料之一,目前国内外研究人员和研究机构对连续碳纤维增强铝基复合材料的制备方法进行了大量的研究,但都局限于层状、板状材料,且材料性能具有方向性。对于如何获得增强体均匀分散的连续碳纤维增强铝基复合材料,使材料在性能上具有“各向同性”的力学特点,文献尚未见介绍。因此,还需优化制备方法与工艺,向生产大体积、大块体和形状复杂的碳纤维增强复合材料方向靠近,使其更易工业化生产。本文以连续碳纤维作为增强体,以纯铝作为基体,探索制备“各向同性”连续碳纤维增强铝基复合材料的方法。采用化学镀铜法对碳纤维表面进行预处理,通过连续碳纤维的预处理,以及在碳纤维表面进行化学镀铜,成功地解决了碳纤维与铝合金基材表面润湿性差的问题,大大增强了复合材料基材与铝合金基材的粘结强度。增强并改善了基材和增强体的化学相容性。碳纤维表面预处理工艺为:除胶→粗化→中和→敏化→活化→解胶→还原→化学镀铜,确定较理想的化学镀铜工艺条件为:12 g/L CuSO4,15 mL/L HCHO,48 g/L NaKC4H4O6,pH为12.25,温度为60℃,施镀时间为10 min,机械中速搅拌。实验表明,预处理过程中化学镀铜对碳纤维的影响很大,敏化和活化对镀铜的影响最大。实验采用“柔性混合”法均匀分散碳纤维,通过传统的粉末冶金法制备复合材料,通过扫描电子显微镜观察复合材料的微观结构,并测试复合材料的机械性能。实验表明:采用柔性混合法可以有效地分散碳纤维,获得均匀分布的连续碳纤维增强铝基复合材料,复合材料基本趋于各向同性。通过拉伸实验、三点弯曲实验研究证明:复合材料在碳纤维加入质量为0.3%时力学性能最佳,其中复合材料抗拉强度提升了272%（从66.17上升到246.09 MPa）、抗弯强度提升了289%（从104.55上升到302.34 MPa）,随着碳纤维质量分数的增加,复合材料的延伸率提高了58%。微观分析表明,碳纤维截面光滑整齐,被拔出现象不明显。暴露在拉伸断裂面上的纤维表面留下具有明显变形痕迹的基质。铝基体的断裂则是因为碳纤维的延伸率要小于铝,故在承受载荷,产生应变时,是碳纤维先断裂,碳纤维断裂后则只由铝基体承受载荷,铝基体继续被拉伸进而引起断裂。铝基体和碳纤维之间的界面很好地结合在一起。尽管可能发生了弱的界面反应,但对复合材料的机械性能影响很小。
杜明哲[7]（2020）在《Cf/2024Sc铝基复合材料的蠕变性能及耐腐蚀性能研究》文中认为Cf/Al基复合材料具有高比强度、比刚度,良好的耐磨性,优异的导电、导热以及低的热膨胀系数等特点,受到了来自军工、航空航天、汽车和电子行业的极大关注。由于Cf与Al基体之间存在较大的电位差,并且工作中所产生的高温环境,这些因素都会影响材料的使用性能,因此本文采用铸造熔炼技术制备了3wt.%含量的不同长度（2 mm、3 mm、4 mm、5 mm）镀铜短碳纤维增强2024Sc铝基复合材料,通过金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、维氏硬度试验、室温拉伸试验、高温单轴拉伸蠕变试验、电极化曲线和电化学阻抗谱测试等,对比研究了加入不同长度短碳纤维对铝基复合材料力学性能、高温蠕变性能和耐腐蚀性能的影响。试验结果表明:（1）Cf/2024Sc铝基复合材料经过热挤压后,短碳纤维沿着挤压方向分布,纤维与基体界面结合良好,且分散均匀,无明显的宏观缺陷存在。碳纤维和铝基体之间的界面周围存在Al2Cu Mg、Al2Cu、W（Al Cu Sc）等第二相。（2）对热处理工艺研究发现,经过495℃固溶2 h,130℃×3 h+200℃×10 h双级时效时,2024Sc铝基合金和2 mm、3 mm、4 mm Cf/2024Sc复合材料具有最大硬度,而5 mm Cf/2024Sc复合材料的峰值时效时间前移至5 h,复合材料的硬度均高于基体合金。Cf的加入降低了合金材料的拉伸性能,化学镀铜的Cf与基体在界面上形成的脆性相,受力易脆断导致复合材料力学性能下降;对比不同长度Cf/2024Sc复合材料,4 mm Cf/2024Sc复合材料的拉伸性能最佳,屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为370 MPa,471 MPa,5.89%。（3）欠时效态（495℃固溶2 h,130℃×3 h+200℃×5 h双级时效）,200℃/300MPa的蠕变测试表明,2024Sc铝基合金蠕变性能最好,其蠕变寿命是24.78 h,稳态蠕变速率为9.83×10-6 s-1。不同长度Cf/2024Sc复合材料中,2 mm Cf/2024Sc复合材料蠕变性能最好,其蠕变寿命为21.16 h,相应的稳态蠕变速率1.05×10-5s-1,而碳纤维长度的继续增加蠕变性能反而下降。（4）欠时效态（5 h）下,不同温度（150℃、170℃、190℃）和不同应力（200～400 MPa）的蠕变测试表明,2024Sc铝基合金及不同长度Cf/2024Sc复合材料的蠕变表观应力指数n在7.3～11.2之间,高的n值表明蠕变存在门槛应力σth。选取真应力指数n为5可得到σth,发现σth均随着温度的升高而近似线性下降,2024Sc和2 mm,3 mm,4 mm,5 mm Cf/2024Sc复合材料蠕变激活能分别为104.2 k J/mol,83.9 k J/mol,72.9 k J/mol,63.8 k J/mol,67.4 k J/mol。蠕变断口SEM观察表明,Cf断裂机制为拔出或拔断,碳纤维周围存在加工硬化区。（5）Cf/2024Sc复合材料自腐蚀电位小于2024Sc基体合金,复合材料随着Cf长度的增加,其自腐蚀电流密度逐渐降低,电化学阻抗谱EIS的容抗弧半径逐渐变大,其中5 mm Cf/2024Sc复合材料具有最小的自腐蚀电流密度为4.61×10-7 A/cm2,耐腐蚀性能最佳。
徐润[8]（2019）在《碳纳米管增强铝基复合材料的微结构调控与强塑性研究》文中提出碳纳米管（Carbon nanotubes,CNTs）具有优异的力学性能和独特的纳米纤维形貌,是金属基复合材料（Metal matrix composites,MMCs）中最具潜力的新型增强体之一。但是,CNTs的分散过程既容易引入微结构缺陷,促使局部裂纹产生,又会细化基体晶粒至纳米/亚微米尺寸,降低基体本征塑性,从而使CNTs增强MMCs强塑性失配。对微结构的合理调控是实现CNTs增强MMCs强塑性平衡的必要条件。本论文以CNT/Al复合材料为研究对象,对复合制备工艺进行改进,探索了影响其强度和塑性的关键机理,最终通过微结构的调控实现了强塑性的平衡。为解决微结构缺陷造成的塑性损失,通过“变速球磨”工艺设计,实现了CNTs分散均匀、CNTs晶体结构完整、CNT-Al界面结合紧密的调控目标;为缓解Al晶粒纳米/亚微米化造成的塑性损失,通过热挤压加工调控“单向排列CNTs-Al长条晶粒”微结构,改善基体位错储存能力;在此基础上研究了CNTs对CNT/Al复合材料应变硬化行为和强塑性关系的影响机制,分析了微结构因素对强塑性关系的影响规律;最后将该研究结果应用于CNT增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料,实现了高强度与良好塑性的均衡匹配。本文主要研究内容和结论如下:（1）CNT/Al粉末的“变速球磨”工艺:常规球磨工艺采用单一转速,难以同时实现CNTs均匀分散、晶体结构完整和CNT/Al界面紧密结合。本文提出“变速球磨”工艺设计:先利用低速球磨的剪切力和弱冲击力,在纯Al粉缓慢片化过程中将CNTs均匀分散于其表面;随后利用高速球磨的强冲击力,将CNT/Al片状粉末冷焊成层状结构粉末,促进界面结合,CNTs嵌入粉末内部;长时间低速球磨和短时间高速球磨相较传统高能球磨工艺可显着减轻对CNTs晶体结构的破坏。“变速球磨”工艺理念兼顾了CNTs的均匀分散和晶体结构保护,并强化了CNT/Al界面结合,最终显着改善了CNT/Al复合材料中强度和塑性的平衡。（2）CNT/Al复合材料的微结构特征和强塑性关系:CNTs的分散工艺和对Al晶界的钉扎使Al基体形成纳米/亚微米晶组织,导致Al基体位错储存能力和塑性的降低。本文提出通过CNTs的单向排列协调形成Al长条晶粒,提高Al基体的位错储存和塑性变形能力。结合TEM自动取向面扫描等先进技术表征,通过热挤压加工,调控变速球磨CNT/Al复合材料形成“单向排列CNTs-Al长条晶粒”微结构。相比具有亚微米等轴晶粒结构的CNT/Al复合材料的强塑性倒置现象,本文所制备的具有“单向排列CNTs-Al长条晶粒”微结构的CNT/Al复合材料可在提高强度的同时保持与Al基体相当的均匀延伸率。（3）CNT/Al复合材料的应变硬化行为和强塑性的调控机理:通过应变硬化行为测试、位错行为表征、力学模型分析,本文发现单向排列CNTs和Al长条晶粒的界面与可动位错发生交互作用,可引入背应力,产生随动硬化效应,进而提高了CNT/Al复合材料的应变硬化能力,在提高强度的同时保持良好的均匀延伸率。在此基础上,通过改进Kocks-Mecking模型、Brown-Clarke模型等力学模型,定量分析了微结构因素对CNT/Al复合材料随动硬化效应的影响和对强塑性的调控作用,揭示了“单向排列CNTs-Al长条晶粒-晶内纳米相”微结构平衡强塑性的位错机制和力学机制。（4）CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的微结构调控与强塑性:由于高强度Al合金粉末变形能力不足、在球磨过程中发生破碎,无法通过变速球磨制备具有“单向排列CNTs-Al长条晶粒”微结构的CNT/Al合金复合材料,CNTs随机取向、Al晶粒位错储存能力较低,塑性损失严重。为解决该问题,本文基于粉末力学性质对微结构演化的影响规律,以CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料为研究对象,提出采用变形能力强的Al、Zn、Mg、Cu单质粉末与CNTs复合的“元素合金化”思路,通过变速球磨获得层状结构粉末,通过烧结中的热扩散实现基体的合金化,进而通过热挤压加工和固溶-时效热处理制备具有“单向排列CNTs-Al长条晶粒-晶内纳米析出相”微结构的CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料,实现了高模量、高强度、良好塑性的均衡匹配,为CNTs与高强Al合金的可控复合提供了制备技术途径。综上所述,本文通过“变速球磨”复合理念和“单向排列CNTs-Al长条晶粒”微结构调控思路,有效地改善了CNT/Al复合材料的强塑性失配问题,为高性能纳米增强MMCs提供了新的研究思路。
蔡亚威[9]（2019）在《C f/Mg复合材料的力学、热物理性能和机械加工研究》文中认为本文以M40和M55碳纤维为增强体采用压力浸渗工艺制备了C f/Mg复合材料。首先,研究了合金元素对C f/Mg复合材料渗透性的影响。其次,采用扫描和透射电子显微研究了热处理前后复合材料的的显微组织和界面结构,表征了复合材料的力学性能和热物理性能,分析了显微组织和性能的相互关系。最后研究了C f/Mg复合材料的车削、铣削和钻削等机械加工。研究表明,在纯镁基体中加入Al元素增加熔体在碳纤维中的渗透性,而加入Y元素则会降低渗透性,AZ91镁合金是最适合压力浸渗工艺的基体合金。成功制备出性能良好,碳纤维体积分数为60%的M40/AZ91和M55/AZ91复合材料。其密度分别为1.77g/cm3、1.83g/cm3。弹性模量分别高达139GPa、177GPa,抗弯强度达到1300MPa以上。显微组织研究发现,在两种复合材料碳纤维和基体的界面处发现了四种相,分别为2μm左右大小的Mg-Al相,1μm左右大小的Al-Mn相,500nm左右大小的Al-Zn相和长径比在5到15之间的Al4C3相。其中Mg-Al、Al-Mn和Al-Zn相为粗大第二相,对复合材料的力学性能具有不利影响。固溶热处理能够改变C f/Mg界面层,不仅使粗大的Mg17Al12消失,而且在碳纤维表面形成了一层MgO,导致复合材料性能显着提升。时效后使Mg17Al12重新在碳纤维表面析出,导致了材料力学性能的有所下降,充分证明界面处的Mg17Al12对力学性能是有害的。M40/AZ91复合材料在50200℃区间的平均热膨胀系数为1.12×10-6 K-1,是AZ91镁合金的1/25,热稳定性得到极大的提高。固溶热处理使C f/Mg复合材料的残余应力升高,导致热膨胀系数降低到0.21×10-6 K-1,时效后其残余应力降低,热膨胀系数升高到1.31×10-6 K-1。利用等应变模型计算的C f/Mg复合材料的热膨胀系数大于实际值,因为该模型没有考虑残余应力,对该模型进行修正后成功预测了固溶样的热膨胀系数。M40/AZ91和M55/AZ91复合材料的纵向热导率分别为35W/（m·K）、48 W/（m·K）,横向热导率分别为9 W/（m·K）、14 W/（m·K）,可见复合材料热导率具有明显的各向异性。使用模型计算了C f/Mg复合材料的纵横向热导率,发现其计算值均大于实际值,通过计算证明了碳纤维热导率是各向异性而非各向同性。提升温度使得C f/Mg复合材料残余应力降低,基体溶质原子对电子散射作用增大,导致其纵横向热导率均增大。固溶热处理使C f/Mg复合材料界面热阻增加,导致横向热导率降低。因为纵向热导率受界面热阻影响较小,所以固溶热处理对纵向热导率影响较小。使用传统镁铝合金的机械加工参数对复合材料进行加工,车削和铣削后的表面质量较好,没有宏观缺陷。但经过钻削之后的表面质量较差,钻削的入口边缘出现材料挤出,出口边缘出现材料分层。于是对钻削方案进行改进:将高速钢钻头换为硬质合金钻头,减少了材料挤出缺陷的发生。采用双材料叠加钻削的方式避免了材料分层缺陷的产生。将车削、铣削和钻削后的复合材料表面放在扫描电镜下观察,发现其表面均被一层合金涂覆在上面,涂覆合金中含有切削掉落的碳纤维碎块。车削、铣削和钻削使材料内层产生缺陷,深度在80μm以下。这种深度的裂纹没有明显降低复合材料的力学性能。
柴宏宇[10]（2019）在《(TiBw+（Ti,Zr）5Si3)/TA15复合材料蠕变及持久性能研究》文中提出钛基复合材料具有较高的比强度、比刚度和较低的密度等优良性能,因而在航空航天领域得到广泛的应用,其服役温度一般很高,在高温下蠕变失效是材料失效及断裂的主要影响因素之一,因此研究材料的高温蠕变及持久性能对于材料高温下安全服役具有重要的意义。本文采用粉末冶金方法结合原位自生技术制备了烧结态（TiBw+（Ti,Zr）5Si3）/TA15复合材料,对烧结态材料施加总变形量60%的热轧制工艺得到轧制态材料,系统研究了复合材料高温蠕变及持久性能。并购得TA15合金进行性能对比。测试了材料高温蠕变及持久性能,对比了轧制前后复合材料性能变化,分析了轧制态材料高温蠕变失效过程及蠕变过程变形机制;测试了轧制态复合材料经不同热处理后蠕变性能,分析了热处理制度对轧制态复合材料蠕变及持久性能的影响规律。烧结态复合材料基体组织为近等轴状或短棒状组织,基体中TiBw呈网状分布,Si元素以（Ti,Zr）5Si3颗粒在α/β相界面或β相中析出,轧制后基体组织转变为片层状组织,部分晶须发生断裂和转向,提高了基体的连通程度,硅化物数量增多分布更加均匀。拉伸试验结果表明轧制过程因晶粒细化、加工硬化及基体连通程度的改善提高了复合材料的强度和塑性;高温弹性模量测试表明轧制过程改变了基体中增强体分布状态,从而提高了材料的高温弹性模量;热膨胀系数测试表明轧制过程对材料热膨胀系数影响不大。高温蠕变测试表明,650℃、225MPa条件下轧制过程通过改变基体组织、TiBw及硅化物分布使材料蠕变断裂寿命提高了15.85%;与TA15合金相比,轧制态复合材料蠕变断裂寿命提高30-60倍,材料变形量显着降低;通过稳态蠕变本构方程计算得出轧制态复合材料600℃、650℃、700℃条件下的应力指数n分别为5.21、5.34和6.07,蠕变过程由位错攀移控制,蠕变激活能Q为351.05kJ·mol-1,其抗蠕变性能优于TA15合金。建立了轧制态复合材料650℃蠕变断裂寿命预测方程,对持久性能进行对比,发现在650℃条件下,当蠕变断裂寿命为50h时,轧制态材料承受的应力大小是TA15合金的3.2倍。微观分析表明,蠕变过程中TiBw与基体界面处为主要的裂纹扩展源,部分晶须发生断裂。硅化物的析出分布有效阻碍了位错运动,显着改善材料的抗蠕变性能。微观组织分析表明,轧制态复合材料经两相区固溶时效处理后组织向类似烧结态组织转变,基体初生α相逐渐分解。在固溶过程中硅化物重新回溶,并在时效时析出,随时效温度升高尺寸增加,基体针状α+β相尺寸增加。当时间增加至8h时发生“过时效”;高温蠕变测试表明随固溶温度升高和固溶时间的增加,材料持久性能降低。由于时效过程对硅化物析出及晶界数量减少有利,提高时效温度能提高材料持久性能,但当时效时间提高至8h时发生“过时效”导致持久性能降低。
二、非连续C_f/Cu复合材料的制备、组织及性能的研究（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、非连续C_f/Cu复合材料的制备、组织及性能的研究（论文提纲范文）
（1）3D打印纤维增强铝基仿生复合材料的制备及性能（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 碳纤维增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 基体 |
| 1.2.2 增强纤维 |
| 1.2.3 纤维的含量和尺寸 |
| 1.2.4 纤维与基体的界面结合 |
| 1.2.5 纤维在铝基复合材料中的排列方式 |
| 1.2.6 纤维增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.2.7 碳纤维铝基复合材料制备中出现的问题 |
| 1.3 材料挤出3D打印技术 |
| 1.4 纤维增强-生物和仿生纤维增强复合材料 |
| 1.4.1 分层纤维螺旋结构 |
| 1.4.2 同向纤维排列结构 |
| 1.4.3 仿生纤维增强复合材料 |
| 1.5 本课题研究目的和研究内容 |
| 第二章 试验部分 |
| 2.1 生物原型及仿生结构设计 |
| 2.1.1 枪虾及其鳌部纤维螺旋结构 |
| 2.1.2 仿生结构设计过程 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 碳纤维 |
| 2.2.2 铝合金粉末 |
| 2.2.3 粘结剂 |
| 2.2.4 试验所用药品 |
| 2.3 试验设备 |
| 2.3.1 复合材料制备设备 |
| 2.3.2 复合材料测试分析仪器和加工设备 |
| 2.4 试验过程 |
| 2.4.1 制备过程 |
| 2.4.2 组织分析 |
| 2.4.3 性能测试 |
| 第三章 3D打印纤维增强仿生复合材料制备工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料挤出3D打印成型工艺研究 |
| 3.2.1 料浆制备工艺研究 |
| 3.2.2 打印成型工艺研究 |
| 3.3 脱脂工艺研究 |
| 3.3.1 脱脂试验过程 |
| 3.3.2 试验结果与讨论 |
| 3.4 热压烧结工艺研究 |
| 3.5 制备过程中样件尺寸变化 |
| 3.6 样件微观形貌及元素分析 |
| 3.6.1 坯体样件的形貌及EDS分析 |
| 3.6.2 脱脂样件的形貌及EDS分析 |
| 3.6.3 烧结样件的形貌及EDS分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 3D打印复合材料的力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 拉伸性能测试 |
| 4.2.1 热压烧结工艺参数对拉伸性能的影响 |
| 4.2.2 纤维含量对拉伸性能影响 |
| 4.2.3 螺旋角度对拉伸性能的影响 |
| 4.3 压缩性能测试 |
| 4.3.1 螺旋角度对压缩强度的影响 |
| 4.3.2 螺旋角度对压缩模量的影响 |
| 4.4 硬度测试 |
| 4.4.1 纤维含量对硬度的影响 |
| 4.4.2 纤维角度对硬度的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 导师及作者简介 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（2）多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 多孔材料概述 |
| 2.2 金属多孔材料 |
| 2.2.1 金属多孔材料的制备方法 |
| 2.2.2 金属多孔材料的造孔机制 |
| 2.2.3 金属多孔材料的应用 |
| 2.3 陶瓷多孔材料 |
| 2.3.1 陶瓷多孔材料的制备方法 |
| 2.3.2 陶瓷多孔材料的造孔机制 |
| 2.3.3 陶瓷多孔材料的应用 |
| 2.4 多孔金属间化合物研究现状 |
| 2.4.1 多孔Fe-Al金属间化合物 |
| 2.4.2 多孔Ni-Al金属间化合物 |
| 2.4.3 多孔Ti-Al金属间化合物 |
| 2.4.4 多孔Ti-Al-C金属间化合物 |
| 2.4.5 多孔Ti-Si-C金属间化合物 |
| 2.5 Mo-Si-B金属间化合物研究现状 |
| 2.5.1 制备技术 |
| 2.5.2 力学行为 |
| 2.5.3 高温氧化行为 |
| 2.6 研究意义与内容 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 实验材料与设备 |
| 3.2 技术路线与制备方法 |
| 3.3 组织结构与孔特征分析表征 |
| 3.3.1 相组成 |
| 3.3.2 组织形貌 |
| 3.3.3 孔隙率 |
| 3.3.4 孔径 |
| 3.3.5 骨架尺寸 |
| 3.3.6 比表面积 |
| 3.4 性能表征 |
| 3.4.1 渗透性 |
| 3.4.2 力学性能 |
| 3.4.3 高温氧化 |
| 4 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2金属间化合物的常压烧结制备 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 工艺参数对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.1 烧结温度对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.2 烧结时间对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.3 压制压力对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.3 造孔机制分析 |
| 4.4 造孔剂对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 4.4.1 造孔剂对相组成的影响 |
| 4.4.2 造孔剂含量对孔特征的影响 |
| 4.4.3 造孔剂粒度对孔特征的影响 |
| 4.5 造孔剂对渗透性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2金属间化合物的SPS+HT制备 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 SPS反应合成多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织演变规律 |
| 5.2.1 相形成规律 |
| 5.2.2 孔结构演变规律 |
| 5.3 HT对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 5.3.1 HT对相组成的影响 |
| 5.3.2 HT对孔特征的影响 |
| 5.4 SPS参数对SPS+HT多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2孔特征的影响 |
| 5.4.1 SPS温度对孔特征的影响 |
| 5.4.2 SPS压力对孔特征的影响 |
| 5.4.3 SPS升温速率对孔特征的影响 |
| 5.5 SPS造孔机制分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物的SPS制备 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 非连续梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2的制备 |
| 6.2.1 SPS预压压力对非连续梯度孔特征的影响 |
| 6.2.2 粉末粒度对非连续梯度孔特征的影响 |
| 6.2.3 非连续梯度孔结构演变机制 |
| 6.3 连续梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2的制备 |
| 6.3.1 SPS升温速率对连续梯度孔特征的影响 |
| 6.3.2 SPS压力对连续梯度孔特征的影响 |
| 6.3.3 连续梯度孔结构演变机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 SPS+HT多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物的性能 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2室温压缩行为 |
| 7.2.1 孔隙率对压缩行为的影响 |
| 7.2.2 孔径对压缩行为的影响 |
| 7.2.3 孔形貌对压缩行为的影响 |
| 7.2.4 连续梯度孔结构对压缩行为的影响 |
| 7.3 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2高温氧化行为 |
| 7.3.1 1000℃氧化动力学 |
| 7.3.2 1000℃氧化机制分析 |
| 7.3.3 1300℃氧化动力学 |
| 7.3.4 1300℃氧化机制分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物在复合材料中的应用案例 |
| 8.1 前言 |
| 8.2 MSB/Cu三维网络复合材料的相组成 |
| 8.3 MSB/Cu三维网络复合材料的组织形貌 |
| 8.4 MSB/Cu三维网络复合材料的室温力学行为 |
| 8.4.1 硬度 |
| 8.4.2 压缩行为 |
| 8.4.3 弯曲行为 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 结论与创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）“矛与盾”式生物竞争启发的高性能结构多尺度力学设计方案（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 “矛与盾”式生物竞争现象 |
| 1.2 生物结构材料 |
| 1.2.1 “盾”-贝壳 |
| 1.2.2 “矛”-螳螂虾 |
| 1.2.3 结构和界面特征 |
| 1.3 多尺度混合增韧策略 |
| 1.3.1 界面增韧 |
| 1.3.2 结构失效 |
| 1.3.3 混合增韧 |
| 1.4 仿生结构材料的力学设计方法 |
| 1.4.1 多尺度力学计算方法 |
| 1.4.2 仿生结构3D打印设计 |
| 1.5 本文关注的科学问题 |
| 1.5.1 仿生结构强韧性优化的多尺度力学设计 |
| 1.5.2 仿生结构抗冲击性优化的界面调控方案 |
| 1.5.3 仿生结构多种增韧策略间的竞争与协同 |
| 1.5.4 仿生结构力学设计新方案的验证及应用 |
| 1.5.5 仿生结构三维裂纹路径和形貌表征设计 |
| 1.6 本文的主要工作 |
| 第2章 仿生异质材料的多尺度力学方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 本文使用的多尺度力学方法介绍 |
| 2.2.1 纳尺度计算方法 |
| 2.2.2 介尺度力学模型 |
| 2.2.3 相场断裂方法 |
| 2.2.4 宏观有限元模拟 |
| 2.3 3D打印设计和力学测试 |
| 2.3.1 参数化模型 |
| 2.3.2 3D打印 |
| 2.3.3 力学测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 石墨烯基仿珍珠层材料的界面设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 石墨烯复合材料的跨尺度力学模型 |
| 3.2.1 原子模拟提炼本构关系 |
| 3.2.2 剪滞模型计算强度韧性 |
| 3.3 界面交联与石墨烯承载间的竞争机制 |
| 3.3.1 强度优化 |
| 3.3.2 韧性优化 |
| 3.3.3 尺寸效应 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 抗冲击仿珍珠层结构的界面设计 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型与方法 |
| 4.2.1 有限元模型 |
| 4.2.2 3D打印设计 |
| 4.2.3 落锤冲击测试 |
| 4.3 界面脱粘与砖块失效间的竞争机制 |
| 4.3.1 界面强度优化 |
| 4.3.2 冲击速度效应 |
| 4.3.3 实验结果 |
| 4.4 力学方案应用:仿珍珠层抗冲击电池隔膜 |
| 4.4.1 样品制备和结构表征 |
| 4.4.2 抗冲击力学机理分析 |
| 4.4.3 电化学响应 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 仿生预应力策略实现抗冲击性优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型与方法 |
| 5.2.1 有限元模拟 |
| 5.2.2 3D打印设计 |
| 5.2.3 预拉伸落锤冲击测试 |
| 5.2.4 仿珍珠层隔膜制备和表征 |
| 5.3 预应力调控的抗冲击机制 |
| 5.3.1 贝壳中的残余应力 |
| 5.3.2 预应力优化 |
| 5.3.3 实验验证 |
| 5.4 仿生预应力策略的应用 |
| 5.4.1 预应力对隔膜冲击形貌的影响 |
| 5.4.2 预应力对隔膜电化学响应的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 仿生非连续纤维Bouligand结构设计 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型与方法 |
| 6.2.1 3D打印DFB结构设计 |
| 6.2.2 DFB结构的断裂力学模型 |
| 6.2.3 3D打印DFB结构的断裂测试 |
| 6.3 DFB结构的混合增韧机制 |
| 6.3.1 3D打印DFB结构的断裂响应 |
| 6.3.2 裂纹扭转和纤维桥联增韧策略 |
| 6.3.3 高韧性DFB结构的优化设计方案 |
| 6.4 力学方案应用:人造非连续纤维Bouligand结构材料 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 仿生异质结构三维裂纹形貌演化 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 模型与方法 |
| 7.2.1 相场断裂法基本理论 |
| 7.2.2 相场断裂模型求解 |
| 7.3 算例 |
| 7.3.1 Ⅰ+Ⅲ复合型裂纹形貌 |
| 7.3.2 层状结构的Ⅰ+Ⅲ复合型裂纹形貌 |
| 7.3.3 扭转界面结构的三维裂纹形貌 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 总结和展望 |
| 8.1 工作总结 |
| 8.2 主要创新点 |
| 8.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 石墨烯基仿珍珠层材料的连续介质力学模型 |
| A.1 石墨烯基仿珍珠层结构的非线性剪滞模型推导 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的研究成果 |
（4）熔体挤压浸渗金属涂覆碳纤维增强铝基复合材料微观组织与力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 C_f/Al复合材料概述 |
| 1.2.1 碳纤维增强体 |
| 1.2.2 铝基体 |
| 1.2.3 C_f/Al复合材料的强化机制 |
| 1.3 影响C_f/Al复合材料界面效应的因素 |
| 1.3.1 铝基体与碳纤维间的润湿性分析 |
| 1.3.2 铝基体与碳纤维间的界面反应分析 |
| 1.4 改善C_f/Al复合材料界面性能的方法 |
| 1.4.1 基体改性 |
| 1.4.2 纤维表面涂覆处理 |
| 1.5 C_f/Al复合材料的研究现状 |
| 1.5.1 制备工艺研究进展 |
| 1.5.2 力学性能研究进展 |
| 1.6 本论文的研究意义及内容 |
| 2 材料制备及表征方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 增强体 |
| 2.1.2 铝基体 |
| 2.1.3 所用试剂 |
| 2.2 材料制备工艺方法 |
| 2.2.1 碳纤维表面电镀涂层工艺 |
| 2.2.2 熔体挤压浸渗工艺 |
| 2.2.3 胶体分散及抽滤制备工艺 |
| 2.3 测试与表征 |
| 2.3.1 单丝拉伸强度测试 |
| 2.3.2 涂层结合力测试 |
| 2.3.3 密度测量 |
| 2.3.4 硬度测定 |
| 2.3.5 拉伸力学性能测试 |
| 2.3.6 微观形貌及相成分分析 |
| 2.3.7 胶体溶液黏度测量 |
| 2.3.8 阻尼性能测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 碳纤维表面电镀金属涂层工艺及其参数影响机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 超声振荡辅助电镀工艺对电镀涂层效果的影响 |
| 3.3 碳纤维表面电镀镍工艺及其参数影响 |
| 3.3.1 添加剂对电镀镍涂层效果的影响 |
| 3.3.2 pH值对电镀镍涂层效果的影响 |
| 3.3.3 电流密度对镍涂层沉积效果的影响 |
| 3.3.4 电镀时间对镍涂层沉积效果的影响 |
| 3.3.5 电镀液温度对镍涂层沉积效果的影响 |
| 3.3.6 镍涂层与碳纤维结合力测试 |
| 3.4 碳纤维表面电镀铜工艺及其参数影响 |
| 3.4.1 添加剂对电镀铜涂层效果的影响 |
| 3.4.2 pH值对电镀铜涂层效果的影响 |
| 3.4.3 电流密度对铜涂层沉积效果的影响 |
| 3.4.4 电镀时间对铜涂层沉积效果的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 C_f/Al复合材料界面调控及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 涂层对C_f与A1熔体间的润湿性及界面反应的影响机制 |
| 4.2.1 涂层对Al熔体浸润性的影响机制 |
| 4.2.2 涂层对抑制C_f与Al熔体界面反应的影响 |
| 4.2.3 含不同种类涂层的C_f/Al复合材料拉伸性能 |
| 4.2.4 含不同种类涂层的C_f/Al复合材料失效机制 |
| 4.3 浸渗温度对C_f/Al复合材料微观组织及拉伸力学性能的影响 |
| 4.3.1 浸渗温度对Al基体浸渗过程的影响机理 |
| 4.3.2 浸渗温度对C_f/Al复合材料微观组织的影响 |
| 4.3.3 浸渗温度对C_f/Al复合材料拉伸性能的影响 |
| 4.4 C_f/Al复合材料界面调控及对拉伸力学性能影响机制 |
| 4.4.1 含不同涂层厚度的C_f/Al复合材料微观组织 |
| 4.4.2 含不同涂层厚度的C_f/Al复合材料拉伸性能 |
| 4.5 纤维含量对C_f/Al复合材料拉伸力学性能影响 |
| 4.6 C_f/Al复合材料阻尼性能研究 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 SiC_p与C_(sf)协同增强铝基复合材料力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微米SiC_p与C_(sf)协同增强铝基复合材料力学性能 |
| 5.2.1 胶体溶液分散机理分析 |
| 5.2.2 复合粉体的微观形貌 |
| 5.2.3 SiC_(mp)/C_(sf)/Al复合材料的微观形貌 |
| 5.2.4 SiC_(mp)/C_(sf)/Al复合材料物相分析 |
| 5.2.5 SiC_(mp)/C_(sf)/Al复合材料的硬度及拉伸力学性能 |
| 5.2.6 SiC_(mp)/C_(sf)/Al复合材料失效机制 |
| 5.2.7 SiC_(mp)/C_(sf)/Al复合材料阻尼性能研究 |
| 5.3 纳米SiC_p与C_(sf)协同增强铝基复合材料力学性能 |
| 5.3.1 复合粉体的微观形貌 |
| 5.3.2 SiC_(np)/C_(sf)/Al复合材料的微观形貌 |
| 5.3.3 SiC_(np)/C_(sf)/Al复合材料物相分析 |
| 5.3.4 SiC_(np)/C_(sf)/Al复合材料的硬度及拉伸力学性能 |
| 5.3.5 SiC_(np)/C_(sf)/Al复合材料阻尼性能研究 |
| 5.4 复合材料性能对比 |
| 5.4.1 两种不同粒径的SiC_p/C_(sf)/Al复合材料性能对比 |
| 5.4.2 本研究与文献报道铝基复合材料性能对比 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）基于微流控技术光子晶体水凝胶材料的制备及其应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 光子晶体的介绍 |
| 1.2.1 胶体光子晶体的制备方法 |
| 1.2.2 胶体光子晶体的应用 |
| 1.3 水凝胶 |
| 1.3.1 水凝胶的分类 |
| 1.3.2 水凝胶的制备方法 |
| 1.3.3 水凝胶的性质 |
| 1.3.4 水凝胶的应用 |
| 1.4 微流控技术 |
| 1.5 论文选题意义、主要研究内容及创新点 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 1.5.3 创新点 |
| 第2章 实验试剂、仪器及测试表征方法介绍 |
| 2.1 实验试剂 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 实验样品的测试与表征 |
| 第3章 聚(VI-co-HEA)水凝胶微球的制备及其在废水处理方面的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 材料的制备 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 微流控技术用于制备聚(VI-co-HEA)水凝胶微球 |
| 3.3.2 红外谱图分析 |
| 3.3.3 水凝胶微球溶胀率分析 |
| 3.3.4 形貌分析 |
| 3.3.5 吸附机理研究 |
| 3.3.6 吸附性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 自愈合功能性磁诱导光子晶体水凝胶的制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 材料的制备 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 Fe_3O_4@SiO_2胶体纳米粒子的形貌分析 |
| 4.3.2 Fe_3O_4胶体晶体的XRD分析 |
| 4.3.3 Fe_3O_4@SiO_2胶体纳米粒子的磁性分析 |
| 4.3.4 磁诱导组装一维光子晶体 |
| 4.3.5 一维光子晶体的光学结构色调控 |
| 4.3.6 水凝胶红外谱图分析 |
| 4.3.7 胶体光子晶体水凝胶的形貌分析 |
| 4.3.8 胶体光子晶体水凝胶的自愈合机理 |
| 4.3.9 自愈合胶体光子晶体水凝胶的自愈合性能分析 |
| 4.3.10 胶体光子晶体水凝胶的力学性能测试 |
| 4.3.11 胶体光子晶体水凝胶的应用研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 角度无依赖性的荧光光子晶体微球的制备及在湿度传感领域的应用研究 |
| 5.1 别言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 材料的制备 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 PS胶体光子晶体的SEM分析 |
| 5.3.2 负载了聚丙烯酰胺水凝胶之后的胶体光子晶体的SEM分析 |
| 5.3.3 负载了CdTe量子点的胶体光子晶体微球的TEM分析 |
| 5.3.4 负载了CdTe量子点的球形胶体光子晶体微球的元素分析 |
| 5.3.5 复合型胶体光子晶体微球的光学分析 |
| 5.3.6 复合型胶体光子晶体微球的荧光分析 |
| 5.3.7 复合型胶体光子晶体微球的湿度敏感性分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）连续碳纤维增强铝基复合材料制备工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属基复合材料 |
| 1.2.1 金属基复合材料概述 |
| 1.2.2 金属基复合材料的种类及性能 |
| 1.3 连续碳纤维增强铝基复合材料 |
| 1.3.1 碳纤维概述 |
| 1.3.2 碳纤维的用途 |
| 1.3.3 碳纤维类别 |
| 1.3.4 C_f/Al复合材料 |
| 1.3.5 C_f/Al复合材料的增强机理 |
| 1.4 碳纤维复合材料研究现状 |
| 1.4.1 连续C_f/Al复合材料制备方法 |
| 1.4.2 连续C_f/Al复合材料研究现状 |
| 1.5 课题研究意义及内容 |
| 1.5.1 课题研究意义 |
| 1.5.2 课题研究内容 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料和试验设备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 表征方法 |
| 第3章 碳纤维表面化学镀铜工艺优化 |
| 3.1 碳纤维镀铜的前处理 |
| 3.1.1 去胶 |
| 3.1.2 粗化 |
| 3.1.3 中和 |
| 3.1.4 敏化和活化 |
| 3.1.5 解胶 |
| 3.1.6 还原 |
| 3.2 碳纤维化学镀铜 |
| 3.2.1 化学镀工艺正交实验设计 |
| 3.2.2 第一组正交试验 |
| 3.2.3 第二组正交试验 |
| 3.3 镀铜结果分析 |
| 3.3.1 第一组正交实验结果分析 |
| 3.3.2 第二组正交实验结果分析 |
| 3.4 碳纤维 |
| 3.5 化学镀的施镀条件的选择 |
| 3.5.1 主盐浓度的选择 |
| 3.5.2 还原剂浓度的选择 |
| 3.5.3 pH的选择 |
| 3.5.4 镀液温度的选择 |
| 3.5.5 C_4O_6H_2KNa浓度的选择 |
| 3.6 微观形貌 |
| 3.7 镀层结合强度的检测 |
| 3.8 小结 |
| 第4章 连续C_f/Al复合材料的制备工艺研究 |
| 4.1 粉末冶金法制备连续C_f/Al复合材料工艺研究 |
| 4.1.1 基体的选择及模具的设计 |
| 4.1.2 粉末冶金法制备连续C_f/Al复合材料工艺分析 |
| 4.1.3 温度对复合材料性能的影响 |
| 4.1.4 压力对复合材料性能的影响 |
| 4.1.5 保压时间的选择 |
| 4.1.6 纤维分散性分析 |
| 4.2 连续C_f/Al复合材料的组织结构观察与分析 |
| 4.2.1 连续C_f/Al复合材料中的元素分布 |
| 4.2.2 连续C_f/Al复合材料的金相显微组织观察 |
| 4.2.3 连续C_f/Al复合材料的拉伸断口扫描电镜显微组织观察 |
| 4.3 连续C_f/Al复合材料的性能 |
| 4.3.1 拉伸试验 |
| 4.3.2 抗弯试验 |
| 4.3.3 密度测试 |
| 4.3.4 硬度测试 |
| 4.3.5 不同方向的抗弯强度测试 |
| 4.4 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 |
（7）Cf/2024Sc铝基复合材料的蠕变性能及耐腐蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 铝基复合材料的研究现状 |
| 1.1.1 铝基复合材料的影响因素 |
| 1.1.2 铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2 短碳纤维铝基复合材料的研究发展 |
| 1.2.1 碳纤维的性能特点 |
| 1.2.2 碳纤维复合材料的发展与应用状况 |
| 1.2.3 碳纤维与金属基体的界面结合 |
| 1.2.4 短碳纤维增强铝基复合材料的强化机制 |
| 1.3 短纤维增强金属基复合材料的高温蠕变研究 |
| 1.3.1 蠕变曲线 |
| 1.3.2 蠕变变形机制 |
| 1.3.3 短纤维金属基复合材料的蠕变行为研究 |
| 1.4 碳纤维增强铝基复合材料的腐蚀性能研究 |
| 1.4.1 电偶腐蚀 |
| 1.4.2 点蚀 |
| 1.4.3 抗腐蚀性能研究 |
| 1.5 本课题研究内容与意义 |
| 1.6 试验合金研究的技术路线 |
| 2 材料的制备及试验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 合金及复合材料成分 |
| 2.1.2 合金及复合材料的熔炼与铸造 |
| 2.1.3 热处理方法 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 材料的成分测试 |
| 2.2.2 维氏硬度测试 |
| 2.2.3 室温拉伸性能测试 |
| 2.2.4 高温蠕变性能测试 |
| 2.2.5 动电位极化曲线测试 |
| 2.2.6 电化学阻抗谱测试 |
| 2.2.7 微观组织观察与分析 |
| 3 碳纤维长度对C_f/2024Sc铝基复合材料微观组织及室温力学性能的影响 |
| 3.1 C_f/2024Sc铝基复合材料微观组织的研究 |
| 3.1.1 碳纤维与基体界面EDS分析 |
| 3.1.2 挤压态C_f/2024Sc复合材料的金相组织观察 |
| 3.1.3 挤压态C_f/2024Sc复合材料的SEM观察 |
| 3.2 碳纤维长度对C_f/2024Sc铝基复合材料室温力学性能的影响 |
| 3.2.1 时效硬化行为研究 |
| 3.2.2 室温拉伸性能 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 短C_f/2024Sc铝基复合材料的高温蠕变行为研究 |
| 4.1 蠕变试验分析 |
| 4.1.1 相同条件下的蠕变曲线分析 |
| 4.1.2 变应力下的2024Sc合金及C_f/2024Sc复合材料的蠕变曲线分析 |
| 4.2 最小蠕变速率与应力的数学拟合 |
| 4.3 高温蠕变断口形貌分析 |
| 4.4 蠕变机制分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 短C_f/2024Sc铝基复合材料的耐腐蚀性能研究 |
| 5.1 动电位极化分析 |
| 5.2 电化学阻抗谱分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 个人简历及硕士阶段研究成果 |
| 致谢 |
（8）碳纳米管增强铝基复合材料的微结构调控与强塑性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属基复合材料(MMCs)与碳纳米管增强MMCs |
| 1.2.1 MMCs概况 |
| 1.2.2 碳纳米管(CNTs)增强MMNCs概况 |
| 1.3 碳纳米管增强铝基(CNT/Al)复合材料的强塑性倒置问题 |
| 1.3.1 CNT/Al复合材料的增强效应与强化机制 |
| 1.3.2 CNT/Al复合材料的塑性损失机理 |
| 1.4 CNT/Al复合材料的制备工艺 |
| 1.5 CNT/Al复合材料的塑性变形机理和复合构型调控 |
| 1.5.1 CNT/Al复合材料的塑性变形机理 |
| 1.5.2 CNT/Al复合材料的塑性变形理论模型 |
| 1.5.3 CNT/Al复合材料的复合构型调控 |
| 1.5.4 本文的复合构型调控思路 |
| 1.6 选题意义及研究内容 |
| 第二章 CNT/Al复合材料的变速球磨制备技术 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 粉末制备方法 |
| 2.2.3 块体复合材料制备方法 |
| 2.2.4 表征方法 |
| 2.3 CNT/Al粉末变速球磨工艺 |
| 2.3.1 CNT/Al粉末的单一速度球磨演化规律 |
| 2.3.2 CNT/Al粉末的变速球磨设计 |
| 2.4 球磨工艺对CNT/Al复合材料微结构的影响 |
| 2.5 球磨工艺对CNT/Al复合材料力学性能的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 变速球磨CNT/Al复合材料的微结构特征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 表征方法 |
| 3.3 变速球磨CNT/Al复合材料的微结构特征 |
| 3.3.1 增强体表征 |
| 3.3.2 Al基体表征 |
| 3.3.3 CNT/Al复合材料微结构几何模型 |
| 3.4 微结构参数对CNT/Al复合材料力学行为的影响 |
| 3.4.1 不同条件制备的CNT/Al复合材料微结构参数 |
| 3.4.2 不同微结构参数CNT/Al复合材料的力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 变速球磨CNT/Al复合材料的强塑性关系 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CNT/Al复合材料强度-塑性影响机制研究 |
| 4.2.1 CNT/Al复合材料的应变硬化行为 |
| 4.2.2 CNT/Al复合材料位错行为表征 |
| 4.2.3 CNT/Al复合材料背应力来源分析 |
| 4.3 CNT/Al复合材料的力学模型分析 |
| 4.3.1 Al长条晶粒的应变硬化模型 |
| 4.3.2 CNT/Al复合材料的应变硬化模型 |
| 4.3.3 CNTs保持均匀延伸率的机制分析 |
| 4.4 CNT/Al复合材料微结构与强度-塑性关系分析 |
| 4.4.1 晶粒尺寸和CNTs体积分数对强度-塑性的影响 |
| 4.4.2 CNTs位置和长径比对强度-塑性的影响 |
| 4.4.3 反应产物的Al4C3 颗粒对强度-塑性的影响 |
| 4.4.4 CNT/Al复合材料强塑性优化途径分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 高强度CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的元素合金化制备方法 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 实验原料 |
| 5.2.2 粉末制备方法 |
| 5.2.3 块体复合材料制备方法 |
| 5.3 CNT/Al-Zn-Mg-Cu粉末的变速球磨工艺 |
| 5.3.1 CNT/Al-Zn-Mg-Cu粉末的变速球磨演化规律 |
| 5.3.2 CNT/Al-Zn-Mg-Cu粉末的变形/分散规律分析 |
| 5.4 CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的热处理 |
| 5.4.1 合金元素的均匀化热处理 |
| 5.4.2 固溶时效热处理 |
| 5.5 CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的微结构与力学性能 |
| 5.5.1 CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的力学性能 |
| 5.5.2 CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的微结构 |
| 5.5.3 CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的力学行为机制 |
| 5.6 CNT/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的微结构调控分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论与创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 学术论文和科研成果目录 |
（9）C f/Mg复合材料的力学、热物理性能和机械加工研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与意义 |
| 1.2 C f/Mg复合材料的发展与应用 |
| 1.3 C f/Mg复合材料的组分及制备方法 |
| 1.3.1 基体镁合金 |
| 1.3.2 增强体碳纤维 |
| 1.3.3 C f/Mg复合材料的制备方法 |
| 1.4 C f/Mg复合材料的力学性能 |
| 1.4.1 纤维对C f/Mg复合材料力学强度的影响 |
| 1.4.2 界面对复合材料力学强度的影响 |
| 1.4.3 C f/Mg复合材料弹性模量 |
| 1.5 C f/Mg复合材料的热物理性能 |
| 1.5.1 C f/Mg复合材料的热膨胀系数 |
| 1.5.2 C f/Mg复合材料的热导率 |
| 1.6 C f/Mg复合材料的机械加工 |
| 1.6.1 机械加工分类 |
| 1.6.2 碳纤维复合材料机械加工的研究现状 |
| 1.6.3 碳纤维复合材料机械加工刀具的研究现状 |
| 1.6.4 机械加工对碳纤维复合材料组织性能的影响研究现状 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 C f/Mg复合材料的制备方法 |
| 2.2.1 预制件制备 |
| 2.2.2 熔体的压力浸渗 |
| 2.3 C f/Mg复合材料弯曲强度测试方法 |
| 2.4 C f/Mg复合材料密度测试方法 |
| 2.5 C f/Mg复合材料中纤维体积分数计算方法 |
| 2.6 C f/Mg复合材料弹性模量测试方法 |
| 2.7 C f/Mg复合材料显微组织观察方法 |
| 2.8 C f/Mg复合材料热膨胀系数测试方法 |
| 2.9 C f/Mg复合材料热导率测试方法 |
| 2.10 C f/Mg复合材料机械加工方法 |
| 第3章 C f/Mg复合材料制备、组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金元素对制备C f/Mg复合材料渗透性的影响 |
| 3.2.1 Al元素对C f/Mg复合材料渗透性的影响 |
| 3.2.2 Y元素对C f/Mg复合材料渗透性的影响 |
| 3.3 C f/Mg复合材料的密度和纤维体积分数 |
| 3.3.1 C f/Mg复合材料的密度 |
| 3.3.2 C f/Mg复合材料的体积分数 |
| 3.4 C f/Mg复合材料弹性模量 |
| 3.4.1 C f/Mg复合材料弹性模量测试方法 |
| 3.4.2 C f/Mg复合材料弹性模量理论模型 |
| 3.5 C f/Mg复合材料的显微组织观察 |
| 3.5.1 C f/AZ91 复合材料基体中的位错 |
| 3.5.2 C f/AZ91 复合材料中的界面相 |
| 3.6 热处理对C f/AZ91 复合材料界面和力学性能的影响 |
| 3.6.1 固溶热处理对C f/AZ91 复合材料界面和力学性能影响 |
| 3.6.2 时效热处理对C f/AZ91 复合材料界面和力学性能影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 C f/Mg复合材料热物理性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 C f/Mg复合材料热膨胀系数 |
| 4.2.1 铸态C f/Mg复合材料热膨胀系数 |
| 4.2.2 热处理对C f/Mg复合材料热膨胀系数的影响 |
| 4.2.3 C f/Mg复合材料热膨胀系数的理论计算及其修正 |
| 4.3 C f/Mg复合材料热导率 |
| 4.3.1 C f/Mg复合材料热导率测试及理论模型分析 |
| 4.3.2 温度对基体合金和C f/Mg复合材料热导率影响 |
| 4.3.3 固溶热处理对基体合金和C f/Mg复合材料热导率影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 C f/Mg复合材料的机械加工 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 C f/Mg复合材料机械加工工艺 |
| 5.2.1 可行性研究 |
| 5.2.2 机械加工工艺优化 |
| 5.3 机械加工对C f/Mg复合材料表面形貌、内层组织和性能影响 |
| 5.3.1 机械加工后表面形貌观察 |
| 5.3.2 机械加工对内层组织的影响 |
| 5.3.3 机械加工力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）(TiBw+（Ti,Zr）5Si3)/TA15复合材料蠕变及持久性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究的目的和意义 |
| 1.2 钛基复合材料 |
| 1.2.1 连续增强钛基复合材料 |
| 1.2.2 非连续增强钛基复合材料 |
| 1.3 钛合金中的合金化元素 |
| 1.3.1 Al元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.2 Mo元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.3 V元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.4 Zr元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.5 Si元素在钛合金中的作用 |
| 1.4 钛基复合材料热变形及热处理 |
| 1.4.1 热变形对钛基复合材料性能的影响 |
| 1.4.2 热处理对钛基复合材料性能的影响 |
| 1.5 钛基复合材料的物理及力学性能 |
| 1.5.1 材料的热膨胀系数 |
| 1.5.2 材料的高温拉伸性能 |
| 1.5.3 材料的高温蠕变性能 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 复合材料的制备方法 |
| 2.2.1 球磨及烧结工艺 |
| 2.2.2 热轧制工艺 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.3 材料组织观察及性能测试 |
| 2.3.1 物相分析及组织观察 |
| 2.3.2 室温拉伸测试 |
| 2.3.3 高温拉伸测试 |
| 2.3.4 高温弹性模量测试 |
| 2.3.5 热膨胀系数测试 |
| 2.3.6 高温蠕变测试 |
| 第3章 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料显微组织及力学和物理性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料的显微组织 |
| 3.2.1 复合材料组织观察 |
| 3.2.2 TA15 合金组织观察 |
| 3.3 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料的拉伸性能 |
| 3.3.1 不同材料室温拉伸性能测试 |
| 3.3.2 不同材料室温拉伸断口分析 |
| 3.3.3 不同材料高温拉伸性能测试 |
| 3.3.4 不同材料高温拉伸断口分析 |
| 3.4 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料的高温弹性模量及热膨胀系数 |
| 3.4.1 不同材料高温弹性模量性能测试 |
| 3.4.2 不同材料热膨胀系数性能测试 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料高温蠕变及持久性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 轧制工艺对复合材料持久性能的影响 |
| 4.3 轧制态复合材料及TA15 合金高温蠕变性能 |
| 4.4 轧制态复合材料及TA15 合金高温持久性能 |
| 4.5 轧制态复合材料及TA15 合金蠕变过程微观分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 热处理对轧制态(TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料持久性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料α/β相变温度估算 |
| 5.3 固溶条件对材料持久性能的影响 |
| 5.3.1 固溶温度对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.3.2 固溶时间对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.4 时效条件对材料持久性能的影响 |
| 5.4.1 时效温度对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.4.2 时效时间对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、非连续C_f/Cu复合材料的制备、组织及性能的研究（论文参考文献）
- [1]3D打印纤维增强铝基仿生复合材料的制备及性能[D]. 田壮壮. 吉林大学, 2021
- [2]多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用[D]. 黄永安. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]“矛与盾”式生物竞争启发的高性能结构多尺度力学设计方案[D]. 吴开金. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]熔体挤压浸渗金属涂覆碳纤维增强铝基复合材料微观组织与力学性能[D]. 吕钊钊. 大连理工大学, 2021
- [5]基于微流控技术光子晶体水凝胶材料的制备及其应用研究[D]. 刘娟. 扬州大学, 2020(04)
- [6]连续碳纤维增强铝基复合材料制备工艺研究[D]. 刘艺. 陕西理工大学, 2020(11)
- [7]Cf/2024Sc铝基复合材料的蠕变性能及耐腐蚀性能研究[D]. 杜明哲. 郑州大学, 2020(02)
- [8]碳纳米管增强铝基复合材料的微结构调控与强塑性研究[D]. 徐润. 上海交通大学, 2019(06)
- [9]C f/Mg复合材料的力学、热物理性能和机械加工研究[D]. 蔡亚威. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [10](TiBw+（Ti,Zr）5Si3)/TA15复合材料蠕变及持久性能研究[D]. 柴宏宇. 哈尔滨工业大学, 2019(02)