载荷对共晶Al-Si增强材料摩擦学性能的影响n状态”₂O_3.干滑条件下

摘要

高级复合材料是新一代的材料。因此，该研究的重点是确定增强的共晶Al-Si合金的摩擦学性质（2,4,6,8，10重量％）n状态”₂O_3.抗镀铬钢球在干燥滑动条件下。这项工作的新奇之处在于用这种元素组成制作了复合样品，这是以前没有做过的。采用火花等离子烧结(SPS)非传统制备方法制备先进的复合材料样品。摩擦系数(咖啡),研究了复合材料的磨损率的样本在高负载下,不同从50 N - 300 N,使用ball-on-disc摩擦计配置,与其他参数如中风、频率、滑动距离,和滑动速度保持不变在2毫米,30 Hz, 120米,分别和0.120 m / s。与基合金(共晶Al-Si合金)相比，先进复合材料的磨损量降低了15.45-44.58%。与基体合金材料相比，摩擦系数在28.80-35.65%范围内增加。随着摩擦副载荷的增加，复合材料试样的磨损率增加，摩擦系数降低。结果表明，增强剂wt. %的增加会影响复合材料的摩擦磨损性能。高载荷下的磨损机制主要表现为塑性变形、粘接、分层和磨损。使用扫描电子显微镜(SEM)、电子色散光谱(EDS)、三维表面轮廓仪和光学显微镜对表面和磨损轨迹进行前后表征。 This work aimed to investigate the influence of load on the tribological properties of Al-Si eutectic reinforcedn状态”₂O_3.在干滑条件下。其主要目的是为用非常规火花等离子烧结方法制备的复合材料的摩擦学行为提供新的贡献。

1.介绍

磨损是材料从一个或两个表面的去除，或当一个或两个表面在滑动或滚动运动，或在相对于其他表面的冲击运动时的表面损伤。磨损是导致材料持续损耗的突出问题，由于材料效率低，进一步导致材料成本增加1-4%，降低了材料及其组件在各种工程应用中的实际寿命[1］．已经进行了认真的努力，以减少材料的磨损并增加部件的寿命，从而提高材料的耐久性。为了改善材料的耐用性和改变材料的堆积性质，在材料中使用诸如表面处理过程的某些修改，包括增强物，以及涂层的应用。铝及其合金在现在的行业中广泛应用于[2］．在所有商业已知的铝合金中，Al-Si合金表现出吸引人的机械和摩擦学性能，如高强度重量比，良好的磨损阻力，低热膨胀系数，良好的导热性，和耐腐蚀。Al-Si二元合金广泛应用于汽车工业(IC发动机部件)、航空航天工业、船用高速旋转机械等领域。3.- - - - - -5］．Al-Si二元合金的性能特性取决于其微观结构。微观结构由Al作为过度晶体和Si中的初级相组成，作为共晶和异晶Al-Si合金中的初级相。在凝固过程中，发生晶粒细化，这导致Al-Si二元合金的机械和摩擦学性质改善了[6，7］．由于其广泛的性能，这些合金在汽车工业中被用作铸铁的替代品。在内燃机应用中，用铝合金代替铸铁可使汽油发动机降低45%。据分析，IC发动机的大部分部件因磨损(~ 25 ~ 45%)和摩擦(~ 45%)而发生故障。关于铝硅合金的磨损，已有大量的研究报道。Shivanath等人[8]的研究报告指出，合金中硅含量的增加可使合金的耐磨性提高至共晶成分。白和比斯瓦斯[9]的报告指出，随着Si含量相对于磨损率的增加，没有发现任何结构趋势。艾尔(10.的研究报告指出，铝硅二元合金的蚀刻表面产生了减少磨损和摩擦。据解释，这种减少的磨损和COF可能是由于在合金和反表面之间的蚀刻材料层减少了金属-金属的直接接触。克莱格和达斯[11.[研究了结构改性对过度晶体合金耐磨性的影响。

在不同载荷和滑动距离条件下，在销盘摩擦计上进行了试验研究，结果表明，结构变化对合金的耐磨性没有太大影响。在另一项研究中，对共晶Al-Si合金和热处理Al-Si合金的磨损行为进行了研究，发现圆盘滑动速度的增加导致磨损损失的增加。热处理后的Al-Si合金的磨损率比共晶Al-Si合金试样的磨损率低，说明热处理可能会影响试样的硬度，从而影响耐磨性。Rajaram等人[12.[研究了Al-Si合金的拉伸和磨损性能。据报道，发现氧化膜，这有助于减少直接金属 - 金属接触，因此，合金的磨料磨损。Dhiman等人。[13.]研究了一种多组分铸造合金(Al-17Si-0.8Ni-0.6Mg-1.2Cu-0.6Fe)的磨损分析，发现在较高的滑动速度下磨损率降低，这可能与滑动界面上形成氧化层有关。然而，一些研究[14.]的摩擦学研究均以Al-Si合金的摩擦学行为为基础，而硬陶瓷增强共晶Al-Si的摩擦学行为研究较少。Srivyas和Charoo [15.]研究了一种混合自润滑复合材料在高载荷(100 N - 300 N)下的摩擦学行为。研究发现，在Al-Si共晶合金中加入陶瓷和石墨烯自润滑颗粒可以改善复合材料的摩擦学和力学性能。在本研究中，重点是对共晶铝硅合金作为基体材料的传统表征n状态”₂O_3.采用非常规火花等离子烧结方法制备不同含量(2 wt. % -10 wt. %)的材料。在高载荷下进行了摩擦学研究，研究了复合材料在干滑动条件下与镀铬钢球的摩擦性能。

2.材料选择和样品制作

预合金铝硅(Al-Si)共晶合金粉末(采购自印度Intelligent Materials pv . Ltd.)，平均粒径(APS)为60-70µm，用作复合材料的基体材料(图)1)．基体合金铝粉的化学成分为Si̴10.244%，Fe < 0.8%， Cu < 0.3%， Zn < 0.2%， Mn < 0.15, Mg < 0.1%， Al平衡(纯度99.99%)。Nano -γ状态”₂O_3.(图2)，纯度为99.99%，以不同重量百分比(2、4、6、8和10 wt. %)的基体铝合金作为增强体。研究了共晶Al-Si合金的理论密度和纳米密度γ状态”₂O_3.2.66克/厘米吗^3.和3.95克/厘米^3.,分别。然后在高能行星球磨机(FRITSCH GmbH，粉isette 5/4 CLASSIC LINE)中用纳米粉末对基体铝硅基合金粉末进行球磨γ状态”₂O_3.强化以产生均匀的混合物。在研磨过程中，粉末被装入氮化硅罐中。采用乙醇作为“过程控制剂”，在乙醇介质中进行湿混合，防止粉末与罐壁冷焊。氮化硅球直径为10mm，球与粉的重量比为10:1。磨粉以240转/分的转速进行12小时，每磨2小时后定期停止15分钟，以保持磨粉温度并防止粉末在罐壁上堆积。铣削是用不同wt. %(即2,4,6,8，和10 wt. %)的基体合金的增强体完成的。磨粉后，将基质增强剂悬浮在乙醇中，在50℃真空蒸发器中干燥3小时，在50℃恒温真空烘箱中加热60分钟，完全去除水分。为防止粉末成分氧化，将研磨后的粉末保存在手套箱中，以减少复合粉末样品的污染和氧化。

将不同wt. %浓度的粉末磨铣后，采用SPS非常规制备和固结方法进行制备。采用SPS制备方法(Dr. Sinter-SPS-625，富士电子工业有限公司)。日本)，使用直径30毫米的标准石墨模具可以达到2400°C的最高温度来制造样品(图)3.)．所有样品(从基体成分到最大wt. %强化样品)的制作是在450°C的烧结温度和100°C/min的升温速率下完成的;整个过程使用50 MPa的恒压和10分钟的氩气保存时间(图)4)．当粉末开始烧结时，电流流过石墨模具。通过设定斜坡速率，脉冲电流，保持时间，脉冲持续时间和电压，可以控制烧结温度。整个制造过程中的四个步骤完成：（1）通过DC脉冲电流从腔室和真空产生的测量，（2）施加压力，（3）电阻加热，（4）冷却。当压力施加在模具上时，电流通过样品并快速加热粉末。烧结是在受控的气氛中完成的，这使得能够减少控制并导致完全致密的样品的制造。这一过程不需要任何粘合剂和预调合作，因为整合和烧结齐头并进。清晰的晶界，可塑性增加，改善的界面键合和减少杂质的分离是该制造方法的关键优势。样品制造的整个过程需要14分钟30秒。然后在快速冷却后从模具中除去烧结样品。 The fabricated sample has the dimension of thickness 10 mm and diameter 30 mm. The sintered samples are then polished by grinding on an automatic sample polishing machine using SiC emery paper with (220–2000) grit size. The samples are then polished using diamond paste (5 μ.M-0.25 μ.在天鹅绒纸上喷上气溶胶，以获得镜面抛光的表面。基体铝合金的理论密度为2.66 g/cm^3.纳米氧化铝为3.95 g/cm^3.，用于获得混合密度，δ_米，使用混合物规则计算： 在哪里δ_米为混合物的理论密度，W_艾尔为铝合金粉的重量百分比，W_alu.为纳米氧化铝粉体的重量百分比，ρ_艾尔是基础铝合金的具体重量，和ρ_alu.是纳米氧化铝粉体的比重。

基于(1），预期纳米增强铝基基复合材料的密度增加，因为增强件的比重似乎大于铝合金的比例。增强复合材料的理论值和实际值呈现在表中1(图5)．散装密度/实用密度（ρ_p)，根据阿基米德原理(根据2)）.在低温下使用SPS制备方法获得了高密度和紧凑的样品: 在哪里ρ_p为烧结后的堆积密度/实际密度，W_空气为样品在空气中的重量，W_水样品的重量是在水中吗ρ_w是蒸馏水的密度，即1克/厘米^3.．

烧结试样的孔隙体积百分比按下式计算:

3.实验的程序

3.1。硬度研究

采用显微维氏硬度试验测定了基合金试样和复合试样的硬度值。本研究使用数字显微硬度计(hvd - 1000mp)进行硬度测试(图6)．对每个火花等离子烧结样品进行了三次硬度测试，以确定其硬度值。在显微维氏硬度研究中，采用金刚石压头对复合材料试样在一定载荷下进行一定停留时间的压缩。去除载荷后，用光学显微镜对斜压痕进行分析，确定维氏硬度值。残余压痕面积与压痕载荷的比值有助于确定硬度值。材料的显微硬度对材料的磨损性能有重要影响。

３．２．摩擦学的测试程序

在球对盘上进行了摩擦试验;数字7（b）显示了一个通用的摩擦计和图7（a）显示干燥条件下的往复结构。摩擦计是计算机控制的计算机，分别使用数据采集系统和传感器安装在Tribo设置和计算机系统中。通过线性位移使复合盘振荡在下驱动器上。具有柜台球的支架在具有触点施加的载荷的盘样上的平均位置保持静止。在该实验研究中，研究了高负荷对复合材料的摩擦学行为的影响。摩擦载试验与50 n至300 n的负载差异进行，其他参数如行程，频率，滑动距离，以及分别为2mm，30 hz，120 m和0.120 m / s的滑动速度持续．在测试之前和之后，适当清洁和干燥样品和柜子球。COF是通过使用计算机系统中安装的数据采集系统来测量的。这里，磨损量（mm^3.)用三维表面轮廓仪测量，磨损率用

3.3。摩擦学特征

采用不同的表征技术对测试前后的微观组织基体和磨损表面进行了检测。这些表征技术包括光学显微镜在徕卡DM-6000 M.扫描电镜和EDS研究进行了日立S3600 N。采用R-tech 3D表面轮廓仪(美国)进行轮廓仪研究，分析抛光表面的表面粗糙度、磨痕，并计算磨损量。

3．4．微观结构的研究

通过使用砂纸研磨和抛光复合材料样品来制备制造样品的表面，然后在天鹅绒布上进行金刚石糊和气溶胶喷雾，得到样品的镜面抛光表面，进一步受到各种微观结构研究。在所有复合样品上完成低倍率下的光学显微镜。数字8给出了样品的光学图像。增强体在基体中的分布基本达到均匀，但随着颗粒百分比的增加，在某些地方出现了纳米增强体颗粒的聚团现象。黑色区域表示Al的存在₂O_3.在复合材料中。因此，光学显微照片揭示了存在于一定百分比的增强样品的聚类/聚集的存在，这可能导致颗粒的偏析，并且孔隙率确实影响样品的实际密度。

这样就形成了一个光滑干净的界面。扫描电镜观察到在熔核区有一些增强粒子团簇，增强粒子百分比较高。采用R-tech三维表面轮廓仪测量抛光样品表面粗糙度(Ra)。复合样品的Ra在0.005 ~ 0.008之间变化μ.m(图9)．反体球的粗糙度读数为0.04 μ.m.因此，从微观结构分析可以明显看出，几乎达到了均匀分布。由于复合材料样品的形貌和微观结构性能显著影响了样品的力学性能和摩擦学性能，因此复合材料样品中形成的团聚/团簇非常少，获得了良好的表面粗糙度。

4.结果和分析

4．1.硬度

研究了压痕荷载中钢筋浓度的影响和停留时间对所有预制试件的影响(图)10.)．硬度测试是在不同的载荷(10gf, 25gf, 50gf, 100gf, 200gf, 300gf和500gf)下进行的，停留时间不同(1秒，5秒，10秒，15秒和20秒)。对于成分3，达到了最大硬度值。当钢筋浓度达到6wt . %时，复合材料试件在变载荷和停留时间下的硬度性能均有所提高。然而，在一定时间后，复合试样的硬度性能有所下降，这可能是由于增强颗粒在试样中聚集/聚集所致。结果表明，显微硬度显著地依赖于强化浓度和外加荷载。随着配筋质量百分比的增加，复合材料试样的硬度增加到一定限度。静置时间对制备的复合材料试样的硬度值有影响，但效果不显著。数字11.显示不同成分样本的硬度值与停留时间图。

4．2.摩擦磨损研究

4.2.1。负荷和增强浓度的影响

对所有复合材料试样和基体成分试样进行了摩擦磨损试验，研究了室温下制备试样对镀铬钢球摩擦磨损性能的影响。本研究对所有样品进行50 N - 300 N的变载荷试验，在干燥条件下保持频率、行程、滑动距离等参数不变。为了得到精确的结果，每次摩擦试验都进行了三次。实验研究得到的不同成分试样的变载荷COF结果如图所示12.．图中显示了COF与基础组合的正常应用负载12（a）．从图中可以看出，在干燥条件下，基体成分对镀铬钢球的COF随着施加载荷从50 N增加到250 N而减小。施加50 N和250 N时，COF值分别达到最大值(0.1216)和最小值(0.0814)。在50 N ~ 250 N负荷下，碱基组成的COF持续下降;在300 N负荷时，COF值再次开始增加，报告为0.1202。对于组合1，结果如图所示12（b）．据报道，该组合标本的COF持续下降。

300 N时COF最小，为0.0866,50 N时COF最大，为0.1351。当负荷为100 N(0.1676)时，组分2的COF值先增大后减小;最小COF(0.984)在300 N负荷时报告。这个组合的结果如图所示12（c）．作文3显示了与作文2相似的结果模式。如图所示12（d）在100 N和300 N负荷下，COF值分别为最大值(0.1554)和最小值(0.09976)。对于组成4，当负荷为150 N时，COF值先增大，报告的最大COF值为0.1608，然后开始减小，在负荷为250 N时报告的最小COF值为0.0831，如图所示12 (e)．For the final composition, i.e., composition 5, the COF first increased up to 150 N load and a maximum COF (0.1586) was reported, which then started to decrease, and a minimum COF of 0.1024 at 300 N load was reported, as shown in Figure12（f）．

采用3D轮廓仪(Rtech, USA)计算摩擦试验后的磨损体积，磨损系数由式(4）上面给出了。在图中显示了不同载荷的所有样品的磨损量和磨损率13.和14.分别。对于基体成分，磨损体积随正常载荷的增加而线性增加。最大(0.6537301毫米^3.)及最小(0.3144331毫米^3.)的磨损量分别为正常载荷300 N和100 N。随着正常载荷的增加，基体成分的磨损率/磨损系数逐渐降低。最大(1.69248E-04 mm^3./Nm)和最小(1.81592E-05毫米^3./ nm）分别在50n和300n载荷的正常施加负荷下获得磨损系数的值。组合物1显示出与磨损体积的基础组合物类似的趋势，但磨损体积除去比基础组合物的耐磨性远低得多。这是由于在基础组成基质中引入了硬相陶瓷增强。最小（0.3099561 mm^3.)和最大值(0.4188146 mm^3.）分别以100 n和300 n负载报告磨损体积值。组合物1的磨损系数在磨损率方面表现出线性降低的趋势，随着施加的载荷增加。最大（8.90999E-05 mm^3./ nm）和最小（1.23566e-05 mm^3./Nm)，分别得到50 N和250 N法向载荷下的磨损系数值。

当载荷达到200 N时，复合材料2的磨损量先增大后减小。最低(0.2685194毫米^3.最多（0.3447975 mm^3.)的磨损体积值分别为300 N和200 N载荷。磨损系数(2.50026E-05 mm^3./Nm)最大和(7.45887E-06毫米^3./Nm)，分别在100 N和300 N负荷时最小。成分3显示最小磨损量为0.2475867 mm^3.最大磨损量为0.30862252 mm^3.150 n负载。最大磨损系数（2.26872E-05 mm^3./ nm）以100 n和最小值报告（6.87741e-06 mm^3.报告以300N负荷的组合物3.组合物4和5在300 n负荷下显示了随着正常负载的增加，磨损体积的线性降低的类似趋势。最大（0.2981472 mm^3.）和最小（0.25046842 mm^3.)分别在100 N和300 N载荷下测定了成分4的磨损体积值。在成分5的情况下，最大(0.2956381 mm^3.最小）（0.232107 mm^3.）分别在100n和300 n负载下获得磨损体积值。对于磨损系数，组合物4提供最小值（6.95746E-06 mm^3./Nm)和最大值(2.48456E-05 mm^3./ nm）分别在300 n和100 n负载。在组合物5的情况下，最大磨损系数（2.46365E-05 mm^3./ nm）在100 n处报道，而最小磨损系数（6.44742e-06mm^3./Nm)。结果表明，增强体浓度的增加显著降低了磨损体积。

4．3．磨损分析

材料的典型磨损和损伤模式是划痕(磨损)、磨损(粘接和扩散)、点蚀(疲劳和外冲)和轻度磨损(分层和氧化)。这些磨损类型主要报告磨损和损坏部件的外观方面。材料在早期阶段的磨损行为与足够滑动后的磨损行为是不同的。在摩擦副充分滑动后，表面粗糙度、COF、摩擦波动幅度、成分和微观组织等因素控制了材料的磨损。对于材料的磨损，至今已有许多理论提出。根据一种理论，材料的磨损是由于接触表面温度上升，金属硬度的损失。另一种理论提出，由于温度上升，滑动表面被氧化，一些外力剥离这些氧化层，导致材料磨损。第三种理论提出，被剥落的氧化物作为磨料颗粒，在材料中引起磨料磨损。另一种机制指出，通过一组微观和纳米事件，如塑性变形，局部加热导致材料磨损，但这些机制适用于一定范围的负载和温度。Srivyas和Charoo [15.据报道，材料的磨损是由于韧性和脆性骨折，低循环疲劳，腐蚀等。

光学显微图(图15.）用于分析破旧的表面。在高负载条件下，检测磨损，塑性变形和氧化磨损。上述说明的磨损机构可能导致工作 - 硬化层，其影响高负荷的磨损行为。在瘢痕区也形成磨损裂缝，这是正常的滑动方向，这提供了分层磨损的证据。反体的显微照片表明，材料的转移导致反体内的粘附性。还观察到磨损碎片颗粒重新连接到反体内。氧化物颗粒的小片段和存在于磨损表面上的硅颗粒用作固体润滑剂并导致滚子轴承机构，影响材料的磨损。在高负荷下进行的这些小颗粒也平滑了磨损轨道。在高负载下的材料表面的工作硬化是因为塑性变形。由于反体的硬性粗糙，观察到磨损磨损。 Deep abrasion marks were observed on the wear scar of the alloy sample. A strong mechanical layer was observed due to the formation of a tribo-layer at the interface, which continuously decreases the wear rate. The same trends were observed at 300 N load for dry sliding. Mild to severe wear transition takes place as the load increases. At a higher load of 300 N, scuffing and seizure wear was reported. Melt wear was also observed at high load of 200–300 N. A melt layer was reported, which prevents further removal of the material. Localized melt at high load takes place due to the rise in contact surface temperature.

SEM（图16.）研究显示磨损疤痕上的磨损和深沟。EDS分析证实了耐磨瘢痕上的Si颗粒，并且观察到材料粘附在钢球上。磨损磨损负责材料的损失，表明金属磨损是由于磨损。报道了氧化铝增强复合材料样品的增加污染。该氧化物的存在减少了直接金属 - 金属接触，因此防止在复合样品的情况下防止慢性腹胀。SEM显微照片显示出磨损标记，裂缝，氧化物的硬化层，以及磨损瘢痕区上的摩擦层。EDS分析证实了材料和氧化物层形成的转移。SEM显微照片显示出严重的磨损，塑性变形和氧化，作为制造样品的高负荷的主磨损机构。

磨痕的三维轮廓仪图像、粗糙度轮廓和纹理如图所示17.．这些研究是为了分析摩擦学试验对磨损疤痕形状的影响。对于基体成分，在没有形成保护层的地方，磨痕的粗糙度较高。对于基底组成，50 N载荷下的粗糙度值(Ra)为12.9μ.m;进一步增加施加的载荷导致接触疤痕表面的粗糙度增加，形成更宽的磨损疤痕宽度和更少的深度疤痕纹理轮廓。当载荷为100 N、200 N和300 N时，粗糙度值为13.5μ.17.3米,μ.24.2米,μ.m,分别。从以往的研究来看，如果测试后的表面不光滑，即粗糙度值较高，则磨痕宽度不会增加;类似的情况是疤痕深度。研究还发现，在磨合过程中，出现了一种粗糙-粗糙的接触，这对摩擦性能产生了影响。因此，从接触表面的初始粗糙度影响材料的摩擦性能这一事实可以看出。对于组分1，(Ra)粗糙度值为7.1μ.M，4.5 μ.M，4.79 μ.5.1米,μ.分别对50 N、100 N、200 N和300 N的负荷进行了测定。对于成分2，粗糙度值为6.02μ.M，4.82 μ.4.54米,μ.m，4.07 μ.在50 N、100 N、200 N和300 N的负荷下，均有m。对复合材料试样进行了粗糙度值和织构分析。研究表明，随着强化材料的增加，磨痕宽度、磨痕织构和磨痕深度均减小。对于组分3，在50 N、100 N、200 N和300 N时的Ra值为6.13μ.3.76米,μ.4.33米,μ.4.42米,μ.m,分别。成分5的粗糙度(Ra)最小值为4.52μ.50 N负载时，m。观察到磨痕粗糙度的降低，这是由于在磨痕上形成光滑的摩擦膜。

5.结论

研究了载荷对Al-Si共晶增强材料摩擦学性能的影响n状态”₂O_3.在干滑条件下。其主要目的是为用非常规火花等离子烧结方法制备的复合材料的摩擦学行为提供新的贡献。根据实验结果，可以得出以下结论:(1）Al-Si / Al的制作₂O_3.纳米复合材料使用高能球磨机，然后是非常规的火花等离子烧结方法，结果是高密度(接近理论)，低孔隙率的样品有更好的机械和摩擦学性能。(2）对纳米复合材料样品进行了显微硬度研究，发现纳米复合材料具有较高的硬度，这是由于增强层在基体材料中适当/均匀分散所致。这也归因于基体材料中硬相增强的引入。（3)在高负荷(50 N - 300 N)下进行了摩擦学研究。与基合金(共晶Al-Si合金)相比，先进复合材料的磨损量降低了15.45-44.58%。与基体合金材料相比，摩擦系数在28.80-35.65%范围内增加。结果表明，复合材料的磨损体积随增强量的增加而减小。(4）相对滑动导致的表面粗糙度比基体合金降低44.96 ~ 64.96%。随着载荷的增加，粗糙度值减小。这是由于接触面上的巨大压力，使粗糙面破碎破碎。（5）磨损体积的减少归因于基体材料中硬相增强的引入。磨损、塑性变形、加工硬化层和界面裂纹是高载荷摩擦磨损的主要磨损机制。

数据可用性

用于支持本研究结果的数据包括在文章中。先前报告的数据用于支持当前的研究研究。先前的研究是在文本内的相关地方引用作为参考文献。

利益冲突

作者声明本文的发表不存在利益冲突。

致谢

作者感谢所有在摩擦学领域工作的研究人员;如果没有他们的重大贡献，这项实验研究将很难总结。作者也要感谢研究所和导师的全力支持。

参考

1. A. Anand和M.F.Wani，“概念设计阶段的产品生命周期建模和评估：一种数字和矩阵方法，”机械设计杂志，卷。132，不。9，p。2010年9日。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
2. 汽车用铝的最新发展中国有色金属学会汇刊，卷。24，不。7，pp。1995-2002,2014。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
3. W. S. Miller, L. Zhuang, J. Bottema等，“汽车工业用铝合金的最新发展”，材料科学与工程：A第280卷1、2000年。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
4. R. Molina, P. Amalberto，和M. Rosso，“高温应用铝合金的力学特性第1部分:Al-Si-Cu合金，”冶金科学与技术， 2011年第29卷。查看在：谷歌学术搜索
5. P. Rambabu, N. Eswara Prasad, V. V. Kutumbarao，和R. J. H. Wanhill，“航空航天用铝合金”，航空航天材料和材料技术，pp。29-52,2017。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
6. “稀土对共晶Al-Si活塞合金凝固、组织和力学性能的影响，”材料工程与性能，第25卷，第2期7, pp. 2799-2813, 2016。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
7. S. Milenkovic, V. Dalbert, R. Marinkovic，和A. W. Hassel，“Al-Si共晶中基体的选择性溶解”，腐蚀科学第51卷第1期7, pp. 1490-1495, 2009。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
8. R. Shivanath, P. K. Sengupta, T. S. Eyre，“铝-硅合金的磨损”，载1977年材料磨损国际会议的诉讼程序，PP。120-126，Asme，纽约，纽约，1977年4月。查看在：谷歌学术搜索
9. B. N. P. Bai和S. K. Biswas，“Al - Si合金的干滑动磨损特性”，穿号，第120卷。1，第61-74页，1987。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
10. T. S. Eyre，《铝合金的磨损》，Microstruct Sci， 1980年，第8卷，141-151页。查看在：谷歌学术搜索
11. A. J.Clegg和A. A. Das，“过度化铝 - 硅合金的磨损”穿，卷。43，不。3，pp。367-373，1977。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
12. G.Rajaram，S. Kumaran和T. Rao，“铝硅合金的高温拉伸和磨损行为”材料科学与工程：A第528卷第1期1，页247 - 253,2010。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
13. M. Dhiman, D. K. Dwivedi, R. Sehgal, I. Bhat，“铁对铸态和热处理过共晶Al-18Si-4Cu-0.5Mg合金磨损行为的影响:Taguchi方法”，机械工程师学会学报，第L部分:材料学报:设计与应用，卷。228，没有。1，pp。2-16,2014。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
14. A. K. Dahle, K. Nogita, S. D. McDonald, C. Dinnis, L. Lu，“Al-Si合金的共晶变质和显微组织发展”，材料科学与工程：A，第413-414卷，第243-248页，2005。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
15. P. D. Srivyas和M. S. Charoo，“负载对自润滑混合铝复合材料干滑动摩擦行为的影响”，材料研究表达，卷。6，不。12，p。125702,2019。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索

版权

版权所有©2020 Pranav Dev Srivyas和M.S. Charoo。这是一篇发布在知识共享署名许可协议，允许在任何媒介上不受限制地使用、传播和复制，但必须正确引用原作。