一、钨合金和钛合金绝热剪切破坏研究(英文)（论文文献综述）
亢宁宁[1]（2020）在《石墨烯调控3D打印高强高孔隙率功能钛的研究》文中提出多孔钛材料具有导电、导热、塑性、焊接等特性,同时由于孔猓结构的存在,具有相对轻、高强度、高比刚度、大比表面积、隔声、减震、保温、透气性好等优点,被广泛应用于生物医疗、航空航天、交通运输、建筑工程、机械工程、电化学工程、环境保护工程等领域。但当前的多孔钛主要是Ti-Al-V钛合金,影响因素较多,特别是一些含有对人体有害的钒、铝元素:再者,多孔钛的制备通常采用粉末冶金、浆料发泡等方法,难以精确控制多孔材料的结构与形状。为此,本文采用增材制造3D打印技术制备多孔钛,解决多孔钛的骨架与孔型分布等结构问题,同时针对纯钛强度偏低的窘境,希望通过石墨烯加以调控。具体是首先把石墨烯纳米片与球形钛粉经球磨混合后通过选区激光熔化技术获得孔形状、结构不同的高孔隙率多孔钛,然后系统研究其物理力学性能,井就石墨烯与钛的作用机制进行剖析,得到的主要成果有:1、将价格低廉的20%异型钛粉与平均粒径75μm球形钛粉球磨后,以激光扫描速度55mm/s、扫描间距60 μm、光斑直径45μm、铺粉层厚25μm、能量密度121J/mm3来打印的块体纯钛材料致密度为98.7%。添加1%石墨烯纳米片与平均粒径30μm球形钛粉球磨后,在激光扫描速度600mm//s、扫描间距60μm,光斑直径45μm、铺粉层厚25μm,能量密度78J/mm3工艺条件下得到的石墨烯增强块体钛,其致密度为99.38%,抗压屈服强度是955MPa;相同激光工艺下,平均粒径30μm球形钛粉成型的纯钛块体材料致密度为98.62%,抗压屈服强度为597MPa,2、把预设孔隙率为81.2%的蜂窝状多孔钛模型运用选区激光熔化技术分别打印出添加石墨烯前后的多孔钛,呈现为α-Ti。未添加石墨烯的多孔钛,其孔隙率为57.87%,显微维氏硬度为236HV,弹性模量为34.317GPa,抗压强度为277.58MPa。添加1%石墨烯的多孔钛,其孔隙率为58.9%,显微维氏硬度为503 HV,弹性模量为36.151GPa.抗压强度为316.38MPa。添加1%石墨烯的多孔钛腐蚀电位由-0.412V提升到-0.325V,腐蚀速率由4.32× 10-7A/cm2降低到3.28 × 10.-7/cm2,耐腐蚀性能优于未添加石墨烯的多孔钛。3、将含1%石墨的多孔钛加热到500℃保温0.5h热处理后,与未热处理的相比,其显微维氏硬度为430HV,降低了14.5%,弹性模量为34.457GPa,降低了 4.7%,抗压强度为345MPa,提高了 9.2%。多孔钛的耐腐蚀性能降低,腐蚀电位降低到-0.392V,腐蚀速率升高到3.87 × 10-7A/cm2。热处理后多孔体的硬度降低但强度提高,这是由于热处理过程中发生回复再结晶,同时消除了多孔基体中的残余应力,避免了多孔体的骨架在压缩过程中因残余应力引起的微裂纹而造成的破坏。4、在选区激光熔化过程中,石墨烯部分与钛在界面处发生扩散反应,形成碳化钛,生成的碳化钛弥散分布于多孔钛的基体中。而热处理后,由于热处理温度较低,且选区激光熔化过程中石墨烯片层周围已包袱有碳化钛层,石墨烯与钛未进一步发生反应,多孔钛基体中仍存在片状的石墨烯。
张博[2]（2020）在《高速撞击条件下镁合金损伤行为及变形机制研究》文中研究指明镁合金广泛应用于航空航天等领域,在服役中不可避免受到高速撞击,因此高速撞击条件下宏/微观损伤行为的研究对该类材料选用、结构设计和抗撞击性能评估均有重要意义。在此背景下,本研究综合应用计算机仿真和试验分析方法对AZ31B和AM60B镁合金的宏微观损伤特征进行了系统表征,在此基础上基于弹坑邻近区域内组织演化与撞击成坑过程位置/时序对应性对宏微观损伤的规律和机理进行了分析,阐明了相应的组织演化与损伤规律,为镁合金及其构件的性能评估提供理论指导和试验依据。分别通过试验观察和Ansys/Autodyn模拟揭示了GCr15钢弹丸撞击AZ31B和AM60B镁合金靶材时弹坑形貌及弹坑参数随撞击速度变化的规律,基于过程仿真获得了典型时刻应力、应变和温度参数。研究表明,高速撞击下形成的是柱状弹坑,弹坑深度随撞击速度的提高显着增大,弹坑直径增加较小。弹坑顶部直径大于弹坑底部,这种差异随撞击速度提高而增强。弹坑深度和弹坑直径均与弹丸动能成线性关系。远离弹坑,应变、应变速率和温度先急剧下降,而后缓慢降低;应力先升高后降低。0°、45°和90°三个方向,应变速率和温度依次升高,应力依次降低。45°方向应变最大,0°方向最小。应力、应变、应变速率等随撞击速度提高而增大。组织分析表明,AZ31B镁合金在弹坑附近变形组织依次为再结晶晶粒区→绝热剪切带和高密度孪晶混合区→高密度孪晶区→低密度孪晶区;AM60B弹坑附近变形组织分布与AZ31B分布类似,但未见再结晶晶粒区。撞击速度提高时,弹坑附近变形组织分布区域先减小后增大,孪晶密度逐渐降低、绝热剪切带的密度先降低后升高。试验和计算均表明,在高速撞击过程中,弹坑底部形成的变形组织由于弹丸侵彻转变为弹坑底部45°位置变形组织、最终转变为弹坑侧壁变形组织,导致弹坑侧壁的绝热剪切带密度最大,相邻绝热剪切带之间的距离最小;弹坑底部区域塑性变形范围最大。弹坑附近塑性变形局域化程度随撞击速度提高而加剧。在高速撞击条件下,两种靶板都主要是孪晶协调塑性变形。其中AZ31B镁合金中是{10（?）2}拉伸孪晶协调塑性变形并逐渐消耗整个晶粒,使晶粒旋转86°;晶粒取向改变后仍然是{10（?）2}拉伸孪晶协调塑性变形。随撞击速度提高,协调塑性变形的孪晶类型不变,但变形区域增大、变形局域化程度加剧。AM60B镁合金在高速撞击过程中孪晶界发生剧烈的剪切变形,形成拉长的变形晶粒,随着塑性变形的继续,剪切变形沿着孪晶宽度方向扩展,消耗掉整个孪晶,使整个孪晶内都形成再结晶晶粒。在AZ31B镁合金中,弹坑附近高密度孪晶相互切割碎化晶粒、从而诱发再结晶过程;后续塑性变形和温升使晶粒取向差角增大,形成再结晶晶粒。撞击速度提高再结晶晶粒区宽度增大,再结晶晶粒尺寸变化不大。AM60B镁合金在坑壁附近没有形成连续的再结晶晶粒区。绝热剪切带先在弹坑底部形成,距离弹坑坑壁最远的绝热剪切带与撞击方向的夹角大约为60°,在靠近弹坑处,绝热剪切带与撞击方向的夹角先增大到90°后逐渐减小。继续撞击,弹坑底部的绝热剪切带依次转变到弹坑底部45°位置和侧壁位置,绝热剪切带与撞击方向的夹角减小,绝热剪切带之间的距离减小。撞击速度提高,绝热剪切带长度增大,但数量密度先增多后减少。弹坑底部,撞击速度提高绝热剪切带长度增大,数量密度增大。撞击速度较高时,弹坑周围的裂纹释放了大量的塑性变形,导致弹坑附近塑性变形局域化减弱,绝热剪切带数量密度降低。两种镁合金在弹坑附近绝热剪切带内微观组织主要是再结晶晶粒。在撞击之后的长时间放置过程中,AM60B镁合金绝热剪切带内再结晶晶界处有Mg17Al12析出。分析表明,撞击过程中绝热剪切带内首先形成亚晶,之后部分亚晶逐渐转变为再结晶晶粒;绝热剪切过程强烈时,整个绝热剪切带内均形成再结晶晶粒,再结晶晶粒尺寸变大。绝热剪切带内存在非均匀塑性变形组织,椭圆形无析出区、沟槽、无析出带等,说明在绝热剪切过程中存在非均匀塑性变形现象。其中AM60B中出现的无析出带和AZ31B镁合金在1648 m/s撞击速度绝热剪切带中心区域析出相溶解说明绝热剪切带内中心区域比边界区域塑性变形更剧烈。
刘洋[3]（2020）在《TA7钛合金双层结构件扩散连接/气胀成形技术研究》文中研究说明TA7钛合金是一种应用广泛的α型钛合金,可制造导弹的燃料罐、超音速飞机的涡轮机匣等零件。由于针对TA7钛合金在近净成形等新型工艺上的研究比较少,因此本课题在TA7钛合金的扩散连接/气胀成形工艺上做了探索。本课题对TA7钛合金的高温变形行为和扩散温度对TA7钛合金的扩散连接性能的影响进行了研究。进行气胀模拟得到双层结构件气胀成形的理想压力-时间曲线。根据试验和模拟结果,制定TA7钛合金双层结构件的扩散连接/气胀成形工艺参数。另外,使用有限元分析方法验证了扩散连接/气胀成形工艺的可行性,并给出了扩散连接/气胀成形工艺方案及模具设计。根据TA7钛合金高温拉伸试验结果可以得出结论:TA7钛合金材料在930°C时取得最大m值,870°C次之;但在应变速率为0.001s-1、拉伸温度为870°C时,TA7钛合金成形的综合性能最好。过长的保温时间会通过影响再结晶及晶粒长大的程度来影响材料延伸率和降低材料抗拉强度。高温预拉伸试验结果表明高温拉伸会影响材料的室温性能,预拉伸温度越高,材料的延伸率越低,塑性越差;总体来看,各预拉伸温度下的室温抗拉强度相差无几。因此选择气胀成形温度时,选择课题研究的温度范围之内的较低成形温度较好。根据对TA7钛合金扩散连接试验的剪切测试的结果发现,880～900°C下剪切强度连接效果比较好,均值在570MPa左右。从880°C到920°C,随着温度升高,剪切强度逐渐降低。这一点在同温度的TA7钛合金高温拉伸延伸率结果数据中也有所体现。在扩散连接温度为880°C时连接接头剪切强度最大,为619.38MPa,综合考虑TA7钛合金高温变形行为研究结果,将880°C作为扩散连接温度参数最好。将TA7钛合金高温拉伸试验结果代入有限元模拟中,发现最佳气胀成形温度870°C,应力集中情况最小。870°C成形时,在1563s时工件基本贴模,在3000s时工件完全贴模。最大成形压力为3.805MPa。减薄可以控制在10%以下。使用ABAQUS软件模拟并对比分析了不同工艺和不同加强筋参数的TA7钛合金双层结构件的结构强度并给出工艺及模具设计。模拟发现使用扩散连接/气胀成形得到的零件强度不低于原热分瓣成形工艺得到的零件强度。另外,加强筋与型面的接触圆角半径取1mm、筋厚度采用与型面一致的板材厚度（1.5mm）最为合适。加工TA7钛合金双层结构件需要先进行预成形,然后进行扩散连接/气胀成形。
石振平[4]（2020）在《镍钛合金涂层制备及其空蚀性能研究》文中认为空泡腐蚀（简称空蚀）是由于液体内部的压力起伏引起的空化过程所造成的材料损伤。目前,海洋和能源行业的过流部件依然受到空蚀的危害,造成了很大的经济损失、环境问题、甚至人员伤亡。开发抗空蚀材料是比较理想的抑制空蚀损伤的方法。等原子比的镍钛合金具有超弹性和形状记忆效应,能有效耗散空泡溃灭的冲击能,因此,镍钛合金具有优异的抗空蚀性能。然而,镍钛合金昂贵的价格和较差的加工性能限制了其应用,因此,通过制备镍钛合金涂层（简称镍钛涂层）,在尽量保留镍钛合金优点的基础上,避免上述缺点,有望成为抑制空蚀损伤的有效途径,具有重要的实际应用价值。本文拟采用易操作、成本低、效率高的大气等离子喷涂（APS）、冷喷涂和钨极惰性气体保护焊（TIG）制备镍钛涂层。通过改变原料、控制工艺参数、添加过渡层和后续热处理等,控制裂纹、孔洞、超弹性相奥氏体B2和第二相的含量,制备缺陷相对较少的镍钛涂层。通过评价涂层的抗空蚀性能,明确空蚀损伤机制,确定比较理想的镍钛涂层制备方法。最后,考虑其实际应用环境,研究镍钛涂层的空蚀-腐蚀交互作用机制,评价抗空蚀-腐蚀性能,制备出抗空蚀-腐蚀的镍钛涂层。主要结论如下:采用Ni粉和Ti粉的混合粉以及球磨粉为原料,利用冷喷涂制备的镍钛涂层中只含有Ni单质和Ti单质,没有等原子比NiTi相。采用NiTi粉和Ti粉（或Cu粉）的混合粉以及球磨粉制备的冷喷涂镍钛涂层以Ti单质或Cu单质为主要成分,NiTi粉还保持原始球形镶嵌在涂层里。热处理之后的球磨粉冷喷涂镍钛涂层主要含有NiTi和Ni3Ti相两种成分,但热处理导致涂层中的孔洞数量增加,严重降低了涂层的质量。采用NiTi粉为原料,利用APS制备的镍钛涂层主要由奥氏体B2相组成,还有未熔融颗粒、平行/垂直裂纹、孔洞、氧化物和硬脆相。空蚀性能测试表明,氧化物、硬脆相、裂纹和孔洞是APS镍钛涂层遭受严重空蚀损伤的主要原因。为了减少镍钛涂层的缺陷对其空蚀性能的影响,通过采用环氧树脂对镍钛涂层进行封孔,成功制备了环氧封孔镍钛涂层。环氧树脂可以填充涂层中的孔洞和裂纹,提高了 APS镍钛涂层的硬度、超弹性和韧性,进而提高了抗空蚀性能。采用TIG焊堆焊工艺制备了含镍过渡层的TIG镍钛堆焊涂层,该涂层主要以奥氏体B2相和金属间化合物组成,具有高的显微硬度和超弹性,镍过渡层的添加消除了焊接应力引起的裂纹,并通过Ni的稀释作用在一定程度上抑制了硬脆相的形成,因此,含镍过渡层的TIG镍钛堆焊涂层具有较高的抗空蚀性能。采用TIG焊堆焊工艺制备了含有铜和铌过渡层的TIG镍钛堆焊涂层。结果表明,铜和铜+铌过渡层的加入可以有效抑制裂纹和硬脆相的形成,但单一的铌过渡层对裂纹和硬脆相的抑制效果欠佳,导致含有铜和铜+铌过渡层的TIG镍钛堆焊涂层的抗空蚀性能明显优于含有铌过渡层的涂层。研究了 NiTi-Ni-TIG（含镍过渡层的TIG镍钛堆焊涂层）和NiTi-Cu-TIG（含铜过渡层的TIG镍钛堆焊涂层）涂层的空蚀-腐蚀交互作用。在NiTi-Cu-TIG涂层中,B2相与其周围的Cu-Ti金属间化合物形成的电偶腐蚀使得后者优先溶解,最终导致B2相失去支撑而容易被空蚀剥离,造成严重的空蚀损伤。NiTi-Ni-TIG涂层由于其组织均匀,没有明显的腐蚀微电偶,腐蚀对其空蚀的影响较小,因此,具有较好的抗空蚀-腐蚀损伤性能。
吴介[5]（2019）在《双尺度颗粒增强钛基复合材料热加工及组织性能演变规律研究》文中提出颗粒增强钛基复合材料具有低密度、高比强度和优良的耐高温性能优势,在航空航天及汽车制造等领域极具发展前景。但铸态钛基复合材料塑性差、变形抗力大,限制了其应用。为此,本研究将原位合成技术与传统铸造法相结合制备了不同体积分数的双尺度颗粒（微米TiB和亚微米Y2O3）增强钛基复合材料（其基体成分为新型近α高温钛合金Ti-6Al-3.5Sn-4.5Zr-2.0Ta-0.5Mo-0.7Nb-0.4Si）。研究了双尺度颗粒含量对铸态近α高温钛合金组织性能的影响规律;阐明了双尺度颗粒增强钛基复合材料热压缩变形行为及组织演变规律,并构建了其热加工图;在此基础上,采用剧烈塑性变形技术（多向锻造技术）制备出晶粒细小、力学性能优良的双尺度颗粒增强钛基复合材料。本文的主要研究结果如下:（1）采用真空熔炼技术并结合原位自生法制备了不同体积分数的（TiB+Y2O3）/Ti复合材料,凝固过程中先后析出Y2O3和TiB主要分布在初生β晶界上,其中Y2O3呈等轴状,TiB呈短纤维状,且二者均与基体界面结合良好。Y2O3和TiB的原位生成显着细化了初生初生β晶粒尺寸和α片层宽度。5vol.%（TiB+Y2O3）/Ti复合材料的平均初生β相晶粒尺寸为65.3μm,比基体合金的β晶粒尺寸降低一个数量级,α片层宽度细化了9.6%。初生β晶粒的细化主要源于凝固过程中在固-液界面前沿析出的Y2O3和TiB产生的成分过冷促进了初生β晶粒的形核,Y2O3和TiB的出现进一步钉扎了初生β晶粒的长大;α片层的细化主要是由于细化的初生β晶粒以及Y2O3和TiB均可以作为α-Ti的形核质点所致。（2）对不同体积分数的（TiB+Y2O3）/Ti复合材料进行了室温力学性能测试,发现抗压强度随增强相体积分数的增加而增加,而压缩塑性及断裂韧性逐渐降低。5vol.%（TiB+Y2O3）/Ti复合材料的抗压强度和压缩塑性以及断裂韧性分别达到2030.8MPa、9.5%、60.1 MPam-1/2。复合材料强度的提高主要来自于Y2O3和TiB造成的晶粒细化,断裂韧性的降低主要是由于Y2O3和TiB在加载过程中率先断裂导致复合材料中裂纹不断长大扩展造成的。（3）研究了5vol.%（TiB+Y2O3）/Ti复合材料在900℃1020℃、0.01s-110s-1条件下的热压缩变形行为,阐明了流变应力与变形温度和应变速率之间的关系,流变应力和峰值应力均随温度的升高和应变速率的降低而降低。复合材料在（α+β）两相区下的热变形激活能为614.1kj/mol,并在此基础上建立了其本构方程。揭示了复合材料在不同变形量、不同温度和不同应变速率下的组织演变规律。基于动态材料学模型,构建了5vol.%（TiB+Y2O3）/Ti复合材料的热加工图,呈现出复合材料在低温高应变速率条件下易发生失稳;在低温低应变速率条件下易发生失稳和动态回复;在高温高应变速率下易发生动态回复和动态再结晶;在高温低应变速率下易发生动态再结晶。（4）基于热压缩变形实验结果,对5vol.%（TiB+Y2O3）/Ti分别在两相区（1010℃）和β相区（1070℃）进行了等温多向锻造。表明了等温多向锻造显着改善了复合材料的显微组织。相对于铸态钛基复合材料α相的片层宽度为8.54μm,复合材料经1010℃多向锻造后的晶粒平均尺寸为4.54μm,而复合材料经1070℃多向锻造后的平均晶粒尺寸为6.52μm。通过EBSD分析发现晶粒的细化主要是由于多向锻造后复合材料发生了动态再结晶,而复合材料发生动态再结晶的主要原因是复合材料得到充分变形以及增强相的存在。（5）等温多向锻造显着提高了5vol.%（TiB+Y2O3）/Ti复合材料的室温和高温力学性能,具有非常优异的强度塑性匹配。复合材料经1010℃多向锻造后的室温抗拉强度为1178.5MPa,延伸率为11.2%;经1070℃多向锻造后室温抗拉强度为1081.4MPa,延伸率为9.1%。在650℃下,经1010℃及1070℃多向锻造后复合材料仍表现出优异的拉伸性能,抗拉强度分别可达709.3MPa和677.4MPa。结合微观组织及断口形貌分析,揭示了等温多向锻造提高5vol.%（TiB+Y2O3）/Ti复合材料强度和塑性的微观本质。
辛廷[6]（2019）在《TA10/Q345复合板焊接工艺参数优化及耐蚀性能研究》文中研究表明TA10/Q345复合板既具备钛合金优良的耐蚀性,又具有合金钢材的高强度,被广泛应用于石油化工、海洋工程、航空航天等领域。TA10/Q345复合板焊接加工的适应性和环境中的侵蚀性介质会影响其在工业中的服役寿命。对TA10/Q345复合板的基层Q345、过渡层Cu采用TIG焊,覆层TA10采用激光电弧复合焊方法分三部分进行焊接,探究焊接工艺参数对焊缝组织性能的影响;同时结合电化学实验,对覆层TA10与焊接接头在人工海水介质中的耐蚀行为、机理进行研究。基层Q345焊缝组织为大量铁素体+少量珠光体。铁素体为块状先共析铁素体和细小的针状铁素体,且块状先共析铁素体有明显的方向性,与熔合线呈一定的角度。粗大的晶粒、大量的先共析铁素体和针状铁素体使焊缝硬度增加,显微硬度值为280HV0.2-320HV0.2。过渡层Cu焊缝组织为:平面晶、胞状晶、树枝晶、等轴晶。焊缝中的亮灰色区化学成分为Cu-52.35%、Fe-16.86%、Ti-30.79%,可能的相组成为Ti Cu2+Ti2Cu3+Fe（s,s）。暗灰色区域化学成分为Fe-46.92%、Cu-10.3%、Ti-41.78%,可能的相组成为Ti Cu+Ti Fe2。覆层TA10焊缝分为电弧区和激光区两个区域。电弧区是垂直于熔池壁向中心生长的粗大带状组织;靠近熔池壁的激光区为柱状晶,中心区域是细小等轴晶。热影响区为魏氏组织和α′针交错排列的网篮状组织。粗大的柱状晶及内部大量的针状马氏体使焊缝的显微硬度高达460HV0.2-530HV0.2。焊缝中裂纹附近的Ti、Fe元素含量较高,形成了Ti-Fe脆性化合物,导致裂纹萌生。气孔主要为圆形或椭圆形,分布在激光区覆层与过渡层的界面附近,尺寸范围为50μm-100μm。覆层TA10与焊接接头的动电位极化曲线相似,其阳极极化曲线都可以分为活性溶解区、钝化区、过钝化区三个阶段。极化电位从0.3V增加到0.9V时,二者形成的钝化膜电荷转移电阻增加,双电层电容减小,膜层电阻增加、电容减小,缺陷数量减少,完整性增加,耐蚀性提高。在0.9V到1.1V之间时,电荷转移电阻减小,双电层电容增加,膜层电阻减小、电容增加,钝化膜缺陷数量增加,致密性降低,耐蚀性降低。焊接接头的腐蚀速度比母材高,但仍有良好的耐蚀性能。
杨玉川[7]（2019）在《不同锌当量硅黄铜切削性能研究》文中研究表明传统铅黄铜作为易切削黄铜应用于机械制造、电子电器、卫浴等诸多行业。然而,铅黄铜产品在长期使用过程中易析出Pb,Pb元素对人体健康和环境会产生很大危害。因此,研发新型无铅易切削黄铜替代铅黄铜是材料制备行业非常关注的共性问题。锌当量对新型无铅易切削硅黄铜的研制具有十分重要的意义,不同锌当量对铜合金的加工性能、力学性能及耐腐蚀性能均存在较大影响。在Cu-Zn合金中添加一定含量的Si、Al元素调控锌当量,制备的硅黄铜综合力学性能及耐腐蚀性能优于传统铅黄铜,切削加工性能可达到铅黄铜的80%90%,是一种能够很好替代铅黄铜的材料。本文通过调控硅黄铜的锌当量制备了不同α+β、β+γ相含量的硅黄铜及单相β硅黄铜、镁硅黄铜,分析所制备硅黄铜的相组成、相含量对其断屑性能及加工表面质量的影响,并将实验结果与铅黄铜进行对比。此外,分析了表面微织构硬质合金刀具对硅黄铜切削性能的影响。本文主要结论如下:（1）随着锌当量的增加,α+β型硅黄铜中α相含量逐渐减少,β相含量逐渐增加,α相形态由大的块状逐渐变为小颗粒状及针状;β+γ型硅黄铜合金中的β相含量逐渐减少,γ相含量逐渐增加,γ相形态由细小星花状变为大颗粒状。α+β型硅黄铜的断屑性能要明显优于β+γ型硅黄铜;其中锌当量为46.9%的α+β型硅黄铜断屑性能最佳,所得切屑为细小“C”形屑,其断屑性能可达HPb59-1的80%90%;另外,随着锌当量增加,切屑厚度逐渐减小,切屑自由面端锯齿化程度逐渐增加,切屑背面存在纤维化组织且纤维化程度减小,切屑内部均存在较明显的剪切滑移带,切屑的断面位于绝热剪切带。（2）对于锌当量为46.9%的α+β型硅黄铜,随着切削速度增加,切屑锯齿化程度和锯齿化频率均逐渐增大;随着进给速度增加,切屑锯齿化程度及切屑厚度增大、锯齿化频率减小;随着切削深度增加,锯齿化程度、锯齿化频率及切屑厚度均逐渐增大。（3）在相同的切削参数条件下,随着锌当量增加,硅黄铜合金加工表面粗糙度及加工硬化程度逐渐增加,其中α+β型硅黄铜表面粗糙度低于铅黄铜。对于锌当量为46.9%的α+β型硅黄铜,随着切削速度增加,合金加工表面粗糙度及加工硬化程度逐渐减小,加工表面存在残余压应力且压应力逐渐增大;随着进给速度和切削深度增加,硅黄铜加工表面的粗糙度、加工硬化程度及残余压应力均逐渐增大。（4）切削硅黄铜的主要刀具磨损形式为粘结磨损。在相同的切削参数条件下,随着硅黄铜锌当量增加,刀具磨损程度逐渐增大、刀-屑接触面长度逐渐减小,在切削刃的断屑性能及抗粘结性能增大,对于不同类型的微织构刀具,在相同条件下所得的切屑卷曲率:横向织构>Z形织构>纵向织构>圆形织构;刀具粘结程度:Z形织构>圆形织构>纵向织构>横向织构。在微织构刀具工程化应用试验中,纵向织构刀具加工所得零件表面粗糙度和磨损程度均更小,可达到提高切削性能的效果。
刘寅[8]（2018）在《块体金属玻璃与高熵合金微磨削特性及工艺基础实验研究》文中认为近些年,新型材料不断的涌现和快速的发展。所谓的新材料是指新出现的或正在发展中的,具有传统材料所不具备的优异性能和特殊功能的材料;或采用新技术（工艺,装备）,使传统材料性能有明显提高或产生新功能的材料。新型材料的推广和应用在一定程度上也取决于其合理的机械加工工艺方法。随着科学技术的发展,微细小的零部件已经在许多重要领域起着重要作用。将新型材料应用在微细零部件上也将成为一种发展趋势。磨削作为一种特殊的金属切削加工方式,是利用形状和尺寸随机的磨粒将工件材料去除的一种机械加工方式。磨削加工是目前应用最为广泛的机械加工方法之一,在机械制造领域中占有十分重要的地位。随着零部件的细小化,机械加工方法也随之进行了相应的发展和改进,从而出现了微细机械加工技术,后来又发展到微纳米机械加工技术。微尺度磨削加工技术作为微细机械加工技术之一,其在微细加工领域的地位也是十分重要的。非晶态的块体金属玻璃（BMG）和高熵合金（HEA）作为新兴材料,其得到了快速的发展,其应用领域也在不断的扩展,甚至应用在十分重要和关键的领域,它们的应用和发展是离不开机械加工的。本文对Zr基BMG和HEA在微尺度磨削加工过程中的磨削特性进行了基础性和探索性的实验研究与分析,主要研究内容体现在以下几点:（1）本文使用了微尺度磨削的加工方法对Zr基BMGs进行了实验研究,实验过程使用了动态信号测试系统对磨削力进行了采集,对微尺度磨削过程中产生的磨削力进行了正交实验和单因素实验研究,得到了磨削参数对磨削力影响的显着程度。对Zr基BMG在微磨削加工方式下的磨削力比进行了实验研究。在不同的加工方式、不同磨削条件、不同的微磨削砂轮和不同的工件材料之间进行了磨削力的实验对比研究。根据实验结果可知,Zr基BMG的磨削力符合磨削力的理论模型。（2）根据磨削表面粗糙度理论公式和经验公式,由Zr基BMG的磨削表面粗糙度单因素实验结果,得到了 Zr基BMG在微尺度磨削加工方式下的磨削表面粗糙度经验公式。研究了不同磨削参数对Zr基BMG表面粗糙度的影响。在不同的加工方式、不同磨削条件、不同的微磨削砂轮和不同的工件材料之间进行了表面粗糙度的实验对比研究。观察了 Zr基BMG磨削加工后的磨削表面形貌和表面轮廓,并对其进行了分析。对Zr基BMG在微磨削加工后的变质层进行了简单的研究,测量了其厚度,并对其进行了能谱分析。（3）由于高的磨削温度会引起工件尺寸和形状误差,甚至造成表面的热损伤,因此,在磨削加工过程中要控制磨削区的温度。在传统的磨削加工过程中,磨削温度的测量就是相对不容易做到的,往往采集到的磨削温度值与实际的磨削温度值之间存在着较大的误差。在微尺度磨削加工中,磨削温度的测量将会更加的困难,因此,本文首先对Zr基BMG在微磨削加工中的单颗磨粒模型进行了有限元仿真,得到了仿真磨削温度值。这为Zr基BMG的微尺度磨削温度的研究提供了间接的依据。（4）对在微磨削过程中所产生的Zr基BMG的磨屑进行了观察和分析。观察Zr基BMG磨屑的形貌和形状,并对其进行了材料去除方式的分析。对CBN微磨削砂轮和金刚石微磨削砂轮的磨损情况进行了观察和分析。（5）最后对在非晶态合金的基础上发展而来的高熵合金进行了微磨削特性的实验研究。分别从磨削力、磨削表面粗糙度、磨削表面轮廓、磨屑形貌、砂轮的磨损情况以及磨削力和磨削温度的仿真进行了研究与分析。本文对块体金属玻璃和高熵合金的微尺度磨削特性进行了基础性的实验研究,并做了较为具体的分析。归纳和总结了块体金属玻璃和高熵合金在微磨削加工中的规律和变化趋势。这为块体金属玻璃和高熵合金的应用和发展奠定了一定的实验基础。
郝开放[9]（2018）在《TA10/Q345复合板TIG与激光焊接头组织性能研究》文中研究表明钛/钢双金属复合板作为一种新型的结构材料,既具有钛优良的耐蚀性能,又有结构钢的高强度和高弹性模量等优点而得到广泛应用,但在钛/钢复合板焊接过程中,钛及钛合金特殊的热物理性能和化学性能可能导致焊接缺陷的产生。结合TIG焊与激光焊接过程,研究填充材料组合及焊接方法对焊缝组织和性能的影响,同时结合热模拟试验研究不同热循环条件对热影响区组织和性能的影响,为复合板实际焊接过程提供理论指导。TIG焊试验结果:采用镀铜ER50-6+TA10焊丝作为填充材料,钛/铁焊接性差异较大导致宏观裂纹产生,裂纹附近硬度值分别为1144.7HV0.2、1083.7HV0.2;采用镀铜ER50-6+纯铜焊丝作为填充材料,冷却过程中过量的TiCu与剩余液相之间发生包晶反应形成的TiCu2低熔点共晶体易导致焊接热裂纹;采用镀铜ER50-6+纯铜+TA10焊丝作为填充材料,纯铜填充层与基层Q345钢之间仍存在微观裂纹,焊缝组织主要由铜基体和弥散分布的中间相颗粒组成,焊缝冷却过程中溶解于钢中的过量的铜来不及排出,与铁元素扩散形成的颗粒状α+ε双相组织属于脆性组织,是微裂纹形成的主要原因;铜的熔化量过多会降低焊缝的强度,熔化量过少则起不到稀释Ti-Fe系金属间化合物的作用。激光-TIG焊接试验结果:直接对TA10钛合金进行激光焊接,温度梯度较大导致组织分布不均匀,焊缝中心处为粗大的等轴晶,热影响区由等轴α相和针状马氏体组成,熔合线两侧组织过渡不均匀,容易存在应力集中,裂纹容易在此处萌生;在以纯铜片为填充材料的复合板激光-TIG焊接接头中,钛/钢界面处存在钛/钢/铜三相熔合区,相对于TIG焊接,激光焊接不直接对TA10钛合金进行加热焊接,仅靠熔化的铜传导热量,熔合线附近区域元素扩散距离较短,有利于避免形成过多的金属间化合物,铜向钛侧扩散距离较短,仅在界面附近以及铜侧存在Cu-Ti化合物。热模拟试验结果:热影响区受热峰值温度愈高,复合板爆炸焊界面组织愈粗大,马氏体针数量逐渐增加,当低于相变温度884℃时,扩散过程减慢,由β-Ti转变为α-Ti,形成层片状组织,从马氏体相变开始温度以上快速冷却,生成细小的盘状或针状马氏体组织;界面处显微硬度随峰值温度增大而增大,爆炸焊过程中形成的Ti-Fe化合物、界面处冷却较快导致位错来不及扩散和快速冷却过程中形成的针状马氏体是显微硬度增大的主要原因;界面附近区域TA10钛合金存在一定的软化区,软化区内晶粒严重长大,冷却后得到晶粒粗大的过热组织,塑形和韧性下降。
宦海祥[10]（2018）在《颗粒增强钛基复合材料切削加工性研究》文中认为颗粒增强钛基复合材料有望解决传统钛合金难以满足航空航天、电子信息和交通运输等领域对高性能材料的急迫需求问题,是当前材料领域的热点。该类材料本身的基体钛合金就属于典型难加工材料,加上随机分布在基体内部的高硬、高脆陶瓷颗粒增强相,颗粒增强钛基复合材料在切削加工过程中容易出现刀具磨损严重和加工表面质量差等问题。针对这些问题,本文从切削加工中切削变形过程、刀具磨损机理、已加工表面粗糙度与表面形貌和钛基复合材料的铣削加工等四个方面开展了颗粒增强钛基复合材料切削加工性研究,主要研究工作包括:（1）通过不同温度、应变率和增强相含量的霍普金森压杆试验,分析了钛基复合材料的动态力学性能,提出存在可有利于提高刀具寿命,获得较好表面质量的最佳切削温度范围;通过不同切削速度的车削试验研究了切削力和切削温度及其变化规律;从宏观和微观的角度对切屑形态进行了分析,并通过切屑纵截面对切屑的锯齿化程度及集中剪切频率进行了分析;通过爆炸落刀试验,获取不同参数下的颗粒增强钛基复合材料的切屑根部试样,分析切削参数对变形过程的影响。（2）通过摩擦磨损试验,分析了PCD与颗粒增强钛基复合材料摩擦副之间的摩擦磨损特性;通过切削试验,研究了刀具种类、切削参数及冷却方式对刀具磨损形式的影响规律,并采用三维视频显微镜、SEM和EDS等分析仪器对切削过程中刀具磨损进行跟踪测量和比较,结合摩擦磨损试验的结果深入分析了刀具磨损的形态特征,揭示切削颗粒增强钛基复合材料时刀具的磨损机理。（3）从表面形成的过程和增强相去除方式入手,分析了颗粒增强钛基复合材料切削加工表面形成过程,并研究了表面缺陷的形成规律及影响因素;通过不同刀具切削加工颗粒增强钛基复合材料试验,研究刀具种类、切削参数及工艺条件对工件表面粗糙度和表面变质层的影响,分析表面粗糙度及表面缺陷的影响因素,揭示了已加工表面的形成过程,为钛基复合材料切削加工过程中表面缺陷控制提供了依据。（4）在对切屑变形、刀具磨损机理和表面粗糙度及表面形貌等研究基础之上,开展了颗粒增强钛基复合材料铣削加工试验研究。通过研究铣削力、铣削温度和表面完整性等的变化规律,优选了加工工艺参数,结合航天某飞行器舵面零件结构特点,以设计要求参数为目标,制定了钛基复合材料舵面零件上特征平面的铣削加工工艺方案,并进行现场加工验证。
二、钨合金和钛合金绝热剪切破坏研究(英文)（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、钨合金和钛合金绝热剪切破坏研究(英文)（论文提纲范文）
（1）石墨烯调控3D打印高强高孔隙率功能钛的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 多孔钛材料研究进展 |
| 1.1.1 多孔钛及其性能简介 |
| 1.1.2 多孔钛的制备 |
| 1.1.3 多孔钛的改性研究 |
| 1.2 石墨烯增强金属复合材料研究进展 |
| 1.2.1 石墨烯的特性简介 |
| 1.2.2 石墨烯金属复合材料的制备 |
| 1.2.3 石墨烯金属基复合材料的性能 |
| 1.3 3D打印制备钛基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 增材制造技术(3D打印)简介 |
| 1.3.2 钛基复合材料研究现状 |
| 1.3.3 3D打印制备钛及钛基复合材料研究状况 |
| 1.4 研究目的及意义 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 2 实验方案及方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 材料的制备 |
| 2.3.1 低成本3D打印用钛粉的制备及添加石墨烯复合钛粉的制备 |
| 2.3.2 3D打印制备块体纯钛及添加石墨烯钛复合块体材料 |
| 2.3.3 多孔钛模型的设计与预设孔隙率的计算 |
| 2.3.4 3D打印制备多孔纯钛及添加石墨烯多孔钛 |
| 2.3.5 石墨烯调控3D打印多孔钛的热处理 |
| 2.4 组织结构观察 |
| 2.4.1 X射线衍射 |
| 2.4.2 拉曼光谱分析 |
| 2.4.3 扫描电镜分析 |
| 2.4.4 高分辨透射电镜分析 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 致密度以及孔隙率的测量 |
| 2.5.2 显微硬度测量 |
| 2.5.3 压缩性能测试 |
| 2.5.4 耐腐蚀性能测试 |
| 3 3D打印用低成本纯钛粉及石墨烯添加复合钛粉 |
| 3.1 3D打印用低成本纯钛粉体 |
| 3.1.1 异形粉球化处理 |
| 3.1.2 3D打印用低成本钛粉特性 |
| 3.2 不同形状钛粉配比对3D打印钛的影响 |
| 3.2.1 不同形状钛粉配比3D打印钛的形貌 |
| 3.2.2 激光工艺对低成本3D打印钛形貌的影响 |
| 3.2.3 激光工艺对低成本3D打印钛致密度的影响 |
| 3.3 石墨烯添加复合钛粉 |
| 3.4 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体材料的组织与性能 |
| 3.4.1 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体的形貌 |
| 3.4.2 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体的致密度 |
| 3.4.3 添加石墨烯复合钛粉3D打印致密块体的压缩性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 石墨烯调控3D打印功能钛的组织与性能研究 |
| 4.1 石墨烯调控3D打印多孔钛的宏观形貌观察与分析 |
| 4.2 石墨烯调控3D打印多孔钛的微观形貌观察与分析 |
| 4.3 石墨烯调控3D打印多孔钛的组织结构分析 |
| 4.3.1 石墨烯调控多孔钛的物相分析 |
| 4.3.2 石墨烯调控多孔钛的显微组织分析 |
| 4.3.3 石墨烯调控多孔钛的透射结果分析 |
| 4.4 石墨烯调控3D打印多孔钛的孔隙率测试结果与分析 |
| 4.5 石墨烯调控3D打印多孔钛的力学性能测试结果与分析 |
| 4.5.1 显微硬度 |
| 4.5.2 压缩性能 |
| 4.6 石墨烯调控3D打印多孔钛的抗腐蚀性能测试结果与分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 热处理对石墨烯调控3D打印钛组织与性能的影响 |
| 5.1 热处理对石墨烯调控3D打印多孔钛组织结构的影响 |
| 5.1.1 热处理前后XRD图谱 |
| 5.1.2 热处理后微观组织 |
| 5.1.3 热处理后透射结果分析 |
| 5.2 热处理对石墨烯调控3D打印多孔钛力学性能的影响 |
| 5.2.1 显微硬度 |
| 5.2.2 压缩性能 |
| 5.3 热处理对3D打印钛耐腐蚀性能的影响 |
| 5.4 热处理对多孔钛影响机制的探讨 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的论文及奖励 |
（2）高速撞击条件下镁合金损伤行为及变形机制研究（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和意义 |
| 1.2 高速撞击条件下材料的宏观损伤行为 |
| 1.2.1 高速撞击试验 |
| 1.2.2 高速撞击下的弹坑形貌 |
| 1.2.3 弹坑尺寸的影响因素 |
| 1.3 高应变速率条件下材料中绝热剪切带 |
| 1.3.1 绝热剪切带的研究现状 |
| 1.3.2 绝热剪切带的形成条件 |
| 1.3.3 绝热剪切带内部组织演变 |
| 1.4 高应变速率条件下材料微观组织研究 |
| 1.4.1 变形组织的分布 |
| 1.4.2 变形孪晶 |
| 1.4.3 再结晶组织 |
| 1.4.4 相转变 |
| 1.4.5 非晶组织 |
| 1.5 高应变速率条件下镁合金变形行为的研究 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 高速撞击试验 |
| 2.3 组织表征 |
| 2.3.1 光学显微镜 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.3.3 EBSD组织观察 |
| 2.3.4 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 热压缩试验 |
| 2.4.3 准静态压缩试验 |
| 第3章 镁合金高速撞击模拟及宏观损伤行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 镁合金撞击过程的数值模拟 |
| 3.2.1 冲击状态方程的建立 |
| 3.2.2 镁合金本构方程的建立 |
| 3.2.3 高速撞击模拟 |
| 3.3 高速撞击下镁合金宏观损伤规律 |
| 3.3.1 高速撞击下镁合金弹坑形貌 |
| 3.3.2 撞击速度对弹坑参数的影响规律 |
| 3.3.3 镁合金靶材宏观损伤规律的数值验证 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 高速撞击下镁合金微观损伤行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 镁合金弹坑周围组织的分布规律 |
| 4.2.1 镁合金弹坑周围组织的分布规律 |
| 4.2.2 撞击速度对弹坑周围组织的分布规律的影响 |
| 4.2.3 热/力效应对镁合金微观组织分布的影响 |
| 4.3 弹坑组织中孪晶组织及其形成机理 |
| 4.3.1 AM60B镁合金弹坑周围孪晶组织及演变 |
| 4.3.2 AZ31B镁合金弹坑周围孪晶组织及演变 |
| 4.3.3 撞击速度对AZ31B镁合金中孪晶组织的分布规律的影响 |
| 4.4 弹坑组织中再结晶组织及其形成机理 |
| 4.4.1 镁合金弹坑周围再结晶组织的分布规律 |
| 4.4.2 撞击速度对再结晶组织的分布规律的影响 |
| 4.4.3 高速撞击下再结晶的形成机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 镁合金中绝热剪切带的形成机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 镁合金在高速撞击条件下绝热剪切带的分布 |
| 5.2.1 镁合金弹坑周围绝热剪切带的分布 |
| 5.2.2 撞击速度对绝热剪切带的分布规律的影响 |
| 5.2.3 孪晶对绝热剪切带的影响 |
| 5.3 弹坑周围绝热剪切带内微观组织研究 |
| 5.3.1 镁合金绝热剪切带内组织 |
| 5.3.2 撞击速度对绝热剪切带内微观组织的影响 |
| 5.3.3 绝热剪切带内典型组织 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 附件 |
（3）TA7钛合金双层结构件扩散连接/气胀成形技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钛合金及TA7发展概述 |
| 1.1.1 钛合金发展历程 |
| 1.1.2 TA7钛合金研究进展 |
| 1.2 钛合金SPF/DB技术研究 |
| 1.3 钛合金超塑成形有限元研究 |
| 1.4 选题意义及主要研究内容 |
| 1.4.1 选题意义 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 材料性能测试设备 |
| 2.2.2 高温气胀成形及扩散连接设备 |
| 2.2.3 有限元分析软件 |
| 2.3 试验方案 |
| 2.3.1 TA7钛合金高温变形行为和扩散连接性能研究 |
| 2.3.2 双层结构件高温气胀成形有限元模拟与优化研究 |
| 2.3.3 工艺结构强度对比模拟与优化及工艺方案和模具设计 |
| 第3章 TA7钛合金高温变形行为及扩散连接性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TA7钛合金高温变形行为研究 |
| 3.2.1 高温拉伸试验结果分析 |
| 3.2.2 TA7钛合金的m值和K值 |
| 3.2.3 保温时间对TA7钛合金高温拉伸性能的影响 |
| 3.2.4 高温预变形拉伸-室温拉伸结果分析 |
| 3.3 TA7钛合金扩散连接性能研究 |
| 3.3.1 TA7钛合金扩散连接试验 |
| 3.3.2 扩散连接性试验结果分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 TA7钛合金双层结构件高温气胀成形有限元模拟及优化研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 气胀成形过程分析及前处理 |
| 4.2.1 气胀成形过程分析 |
| 4.2.2 有限元前处理 |
| 4.3 气胀模拟结果分析 |
| 4.3.1 8 40°C气胀成形模拟结果 |
| 4.3.2 8 70°C气胀成形模拟结果 |
| 4.3.3 9 00°C气胀成形模拟结果 |
| 4.3.4 9 30°C气胀成形模拟结果 |
| 4.3.5 模拟结果分析及结论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 工艺结构强度对比模拟及工艺方案和模具设计 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 工艺改变前后结构对比分析 |
| 5.3 加强筋的接触圆角半径对结构强度的模拟结果及分析 |
| 5.4 加强筋的厚度对结构强度的模拟结果及分析 |
| 5.5 工艺方案和模具结构设计 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）镍钛合金涂层制备及其空蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 空蚀机理 |
| 1.2.1 空蚀简介 |
| 1.2.2 空蚀危害 |
| 1.2.3 抗空蚀材料简介 |
| 1.3 镍钛合金概述 |
| 1.3.1 镍钛合金简介 |
| 1.3.2 镍钛合金的超弹性和形状记忆性能 |
| 1.3.3 镍钛合金的空蚀性能 |
| 1.3.4 镍钛合金的缺点 |
| 1.4 镍钛涂层的制备及其抗空蚀性能 |
| 1.4.1 热喷涂制备镍钛涂层 |
| 1.4.2 激光沉积制备镍钛涂层 |
| 1.4.3 堆焊法制备镍钛涂层 |
| 1.4.4 磁控溅射法制备镍钛涂层 |
| 1.4.5 镍钛涂层制备方法的优缺点 |
| 1.5 本文的研究目的、意义和内容 |
| 1.5.1 本文的研究目的、意义 |
| 1.5.2 本文的研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层原料 |
| 2.1.3 对比材料 |
| 2.2 涂层制备 |
| 2.2.1 冷喷涂设备 |
| 2.2.2 等离子设备 |
| 2.2.3 TIG焊设备 |
| 2.3 涂层组织结构和相组成表征 |
| 2.4 涂层性能测试 |
| 2.4.1 压痕性能 |
| 2.4.2 空蚀性能 |
| 2.4.3 空蚀-腐蚀性能及交互作用 |
| 第3章 冷喷涂镍钛涂层的制备及其空蚀性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 结果和讨论 |
| 3.3.1 Ni/Ti混合粉制备的冷喷涂镍钛涂层表征 |
| 3.3.2 Ni/Ti球磨粉制备的涂层表征 |
| 3.3.3 NiTi/Ti、NiTi /Cu混合粉和球磨粉制备的冷喷涂镍钛涂层表征 |
| 3.3.4 热处理对Ni/Ti球磨粉制备的冷喷涂涂层的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 等离子喷涂镍钛涂层的制备及其空蚀性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 APS镍钛涂层成分和组织表征 |
| 4.3.2 APS镍钛涂层的空蚀结果 |
| 4.3.3 环氧封孔APS镍钛涂层成分和组织表征 |
| 4.3.4 环氧封孔APS镍钛涂层的超弹性性能表征 |
| 4.3.5 环氧封孔APS镍钛涂层的空蚀性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 镍过渡层TIG镍钛堆焊涂层的空蚀行为 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 TIG镍钛堆焊涂层成分和组织表征 |
| 5.3.2 TIG镍钛堆焊涂层超弹性性能表征 |
| 5.3.3 TIG镍钛堆焊涂层的空蚀行为 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 铜、铌过渡层TIG镍钛堆焊涂层的空蚀行为 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 TIG镍钛堆焊涂层成分和组织表征 |
| 6.3.2 TIG镍钛堆焊涂层压痕特性表征 |
| 6.3.3 铜、铌过渡层TIG镍钛堆焊涂层的空蚀行为 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 TIG镍钛堆焊涂层的空蚀-腐蚀行为 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验方法 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 空蚀-腐蚀测试结果 |
| 7.3.2 空蚀-腐蚀交互作用 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 总结论 |
| 8.1 全文总结论 |
| 8.2 未来工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的文章 |
| 个人简历 |
| 致谢 |
（5）双尺度颗粒增强钛基复合材料热加工及组织性能演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题来源及研究的背景和意义 |
| 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 固-液反应法 |
| 1.3.1.1 熔铸法 |
| 1.3.1.2 放热扩散法 |
| 1.3.1.3 快速凝固法 |
| 1.3.2 固-固反应法 |
| 1.3.2.1 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.2.2 粉末冶金法 |
| 1.3.2.3 机械合金化法 |
| 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 |
| 1.5.3.1 载荷传递强化 |
| 1.5.3.2 细晶强化 |
| 1.5.3.3 奥罗万强化 |
| 1.5.3.4 热错配强化 |
| 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 热加工图的类型及建立 |
| 1.6.3 基于动态模型加工图在材料加工中的应用 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验材料的成分设计与制备 |
| 2.2.1 钛基复合材料纽扣锭的成分及制备 |
| 2.2.2 钛基复合材料的热-力模拟 |
| 2.2.3 钛基复合材料的高温多向锻造 |
| 2.3 实验方法及测试技术 |
| 2.3.1 显微组织及相组成分析 |
| 2.3.1.1 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.3.1.2 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.3.1.3 X射线相组成分析 |
| 2.3.1.4 电子背散射衍射(EBSD)组织表征 |
| 2.3.1.5 室温压缩性能测试 |
| 2.3.1.6 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.1.7 高温拉伸性能测试 |
| 第三章 铸态(TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的显微组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的相组成及显微组织 |
| 3.2.1 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的相组成 |
| 3.2.2 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的显微组织及界面特征 |
| 3.2.3 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的凝固过程 |
| 3.2.4 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的显微组织的细化机制 |
| 3.3 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的力学性能 |
| 3.3.1 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的室温压缩性能 |
| 3.3.2 (TiB+Y_2O_3)/Ti复合材料的断裂韧性 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料热压缩变形行为及微观组织演变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的高温变形行为 |
| 4.2.1 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的真应力-应变曲线 |
| 4.2.2 变形温度对5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料流变应力的影响 |
| 4.2.3 应变速率对5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料流变应力的影响 |
| 4.3 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的高温变形热激活能的计算 |
| 4.4 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的高温变形本构方程 |
| 4.5 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的高温变形时的组织演变规律 |
| 4.5.1 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的相组成及原始组织 |
| 4.5.2 变形量对5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料组织演变规律的影响 |
| 4.5.3 变形温度对5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料组织演变的影响规律 |
| 4.5.4 变形速率对5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料组织演变规律的影响 |
| 4.6 增强相对5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料高温变形行为及组织演变的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的热加工图 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热加工图的理论基础 |
| 5.2.1 动态材料模型 |
| 5.2.2 塑性失稳判断准则 |
| 5.3 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料热加工图绘制及分析 |
| 5.3.1 热加工图的建立与绘制 |
| 5.3.2 热加工图功率耗散效率分析 |
| 5.3.3 组织观察和分析 |
| 5.3.3.1 断裂失稳区组织分析 |
| 5.3.3.2 局部变形区组织分析 |
| 5.3.3.3 动态回复区组织分析 |
| 5.3.3.4 动态再结晶区组织分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料多向锻造及其组织性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的高温锻造与微观组织 |
| 6.2.1 5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的高温多向锻造 |
| 6.2.2 多向锻组织均匀性分析 |
| 6.2.3 不同温度多向锻造后复合材料的显微组织 |
| 6.2.4 锻态5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的EBSD组织特征 |
| 6.2.5 锻态5vol.%(TiB+Y_2O_3)复合材料的组织演变 |
| 6.2.6 增强相的变形机制及作用 |
| 6.3 锻态钛基复合材料的拉伸性能及强化机制 |
| 6.3.1 锻态钛基复合材料的拉伸性能 |
| 6.3.2 锻态钛基复合材料力学性能的强化机制 |
| 6.3.2.1 增强相的载荷传递强化 |
| 6.3.2.2 奥罗万强化 |
| 6.3.2.3 细晶强化 |
| 6.3.2.4 热错配强化 |
| 6.4 锻态钛基复合材料的断口形貌及断裂机理分析 |
| 6.4.1 锻态钛基复合材料的断口形貌 |
| 6.4.2 锻态钛基复合材料的断裂机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 论文主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间的研究成果 |
| 论文的独创性说明及改进建议 |
（6）TA10/Q345复合板焊接工艺参数优化及耐蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛/钢复合板简介 |
| 1.2 钛/钢复合板在工程应用中的研究现状 |
| 1.2.1 钛/钢复合板焊接工艺研究 |
| 1.2.2 钛/钢复合板焊接填充金属研究 |
| 1.2.3 钛/钢复合板耐蚀性能研究 |
| 1.3 课题研究目的、意义及主要内容 |
| 1.3.1 课题研究目的及意义 |
| 1.3.2 课题的主要研究内容 |
| 1.3.3 技术路线图 |
| 第二章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材微观组织 |
| 2.1.2 母材显微硬度 |
| 2.1.3 界面成分变化 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 TIG焊接试验 |
| 2.3.2 激光电弧复合焊接试验 |
| 2.4 分析方法 |
| 2.4.1 焊接接头金相显微组织分析 |
| 2.4.2 焊接接头高倍微观组织分析 |
| 2.4.3 焊接接头化学成分分析 |
| 2.4.4 焊接接头显微硬度分析 |
| 2.4.5 覆层TA10及焊接接头耐蚀性分析 |
| 第三章 TA10/Q345复合板焊接工艺参数优化 |
| 3.1 试验准备 |
| 3.1.1 焊前准备 |
| 3.1.2 焊接坡口设计 |
| 3.1.3 焊丝选用 |
| 3.1.4 试验设备 |
| 3.2 基层TIG焊接 |
| 3.2.1 焊接工艺参数 |
| 3.2.2 微观组织 |
| 3.2.3 显微硬度 |
| 3.3 过渡层TIG焊接 |
| 3.3.1 焊接工艺参数 |
| 3.3.2 微观组织 |
| 3.3.3 显微硬度 |
| 3.3.4 化学成分 |
| 3.4 覆层激光电弧复合焊接 |
| 3.4.1 焊接工艺参数 |
| 3.4.2 微观组织 |
| 3.4.3 显微硬度 |
| 3.4.4 化学成分 |
| 3.4.5 焊接缺陷分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 TA10/Q345复合板耐蚀性能研究 |
| 4.1 试验准备 |
| 4.1.1 试验仪器及用途 |
| 4.1.2 电化学试样制备步骤 |
| 4.1.3 溶液配制 |
| 4.2 动电位极化曲线 |
| 4.2.1 动电位极化曲线测试 |
| 4.2.2 动电位极化曲线分析 |
| 4.3 恒电位极化曲线 |
| 4.3.1 恒电位极化曲线测试 |
| 4.3.2 恒电位极化曲线分析 |
| 4.4 交流阻抗谱 |
| 4.4.1 交流阻抗谱试验 |
| 4.4.2 交流阻抗谱分析 |
| 4.5 Mott-Schottky曲线 |
| 4.5.1 Mott-Schottky曲线测试 |
| 4.5.2 Mott-Schottky曲线分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（7）不同锌当量硅黄铜切削性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 切削加工性的衡量指标 |
| 1.3 无铅易切削黄铜的研究现状 |
| 1.3.1 无铅易切削铋黄铜的研究现状 |
| 1.3.2 无铅易切削镁黄铜的研究现状 |
| 1.3.3 无铅易切削石墨黄铜的研究现状 |
| 1.3.4 无铅易切削硅黄铜的研究现状 |
| 1.4 硅黄铜合金的性质及易切削性 |
| 1.5 课题研究意义及项目来源 |
| 第二章 实验过程及方法 |
| 2.1 实验方案及流程 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 硅黄铜合金的制备 |
| 2.2.2 微织构刀具的制备 |
| 2.3 切削加工实验 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 XRD检测 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 2.4.3 微观组织及形貌观察 |
| 2.4.4 表面粗糙度测试 |
| 2.4.5 已加工表面显微硬度测试 |
| 2.4.6 已加工表面残余应力测试 |
| 第三章 硅黄铜组织及断屑性能分析 |
| 3.1 硅黄铜组织及性能分析 |
| 3.1.1 不同锌当量硅黄铜组织形貌分析 |
| 3.1.2 不同锌当量硅黄铜力学性能分析 |
| 3.2 不同锌当量对硅黄铜切屑组织形貌的影响 |
| 3.2.1 宏观形貌 |
| 3.2.2 微观组织形貌 |
| 3.3 不同切削参数对锌当量为46.9%的硅黄铜切屑组织形貌的影响 |
| 3.3.1 宏观形貌 |
| 3.3.2 微观组织形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 硅黄铜已加工表面质量分析 |
| 4.1 硅黄铜已加工表面粗糙度分析 |
| 4.1.1 锌当量对已加工表面粗糙度的影响 |
| 4.1.2 切削参数对已加工表面粗糙度的影响 |
| 4.2 硅黄铜已加工表面加工硬化程度分析 |
| 4.2.1 锌当量对表面加工硬化程度的影响 |
| 4.2.2 切削参数对表面加工硬化程度的影响 |
| 4.3 切削参数对硅黄铜已加工表面残余应力的影响及表面缺陷 |
| 4.3.1 切削参数对已加工表面残余应力的影响 |
| 4.3.2 硅黄铜已加工表面缺陷 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 硅黄铜切削刀具的磨损特征及其改进和应用 |
| 5.1 普通刀具加工硅黄铜的前刀面磨损 |
| 5.1.1 加工不同锌当量硅黄铜的刀具前刀面磨损特征 |
| 5.1.2 加工不同锌当量硅黄铜的刀具后刀面磨损特征 |
| 5.2 微织构刀具加工硅黄铜的磨损特征及断屑性能 |
| 5.2.1 微织构刀具加工硅黄铜的刀具前刀面磨损特征 |
| 5.2.2 微织构刀具加工硅黄铜的刀具后刀面磨损特征 |
| 5.2.3 不同刀具结构对硅黄铜切屑形态的影响 |
| 5.3 不同刀具结构加工硅黄铜的工程化应用 |
| 5.4 本章小结 |
| 全文总结 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（8）块体金属玻璃与高熵合金微磨削特性及工艺基础实验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景、意义和来源 |
| 1.1.1 课题研究背景和意义 |
| 1.1.2 课题来源 |
| 1.2 课题的研究目的 |
| 1.3 块体金属玻璃与高熵合金简介 |
| 1.3.1 块体金属玻璃简介 |
| 1.3.2 高熵合金简介 |
| 1.4 BMG与HEA机械加工的国内外研究现状 |
| 1.4.1 BMG机械加工的国内外现状 |
| 1.4.1.1 BMG机械加工的国内研究现状 |
| 1.4.1.2 BMG机械加工的国外研究现状 |
| 1.4.2 HEA机械加工的国内外研究现状 |
| 1.5 课题的主要研究内容 |
| 1.6 本章小结 |
| 第2章 微尺度加工技术与实验方案设计 |
| 2.1 微细加工技术 |
| 2.1.1 微细加工技术简介 |
| 2.1.2 微尺度磨削加工 |
| 2.2 实验加工与检测设备 |
| 2.2.1 实验加工设备 |
| 2.2.2 微磨削砂轮 |
| 2.2.3 检测设备 |
| 2.3 实验工件材料 |
| 2.3.1 块体金属玻璃工件材料的实验准备 |
| 2.3.2 高熵合金工件材料的实验准备 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Zr基BMG微磨削力实验研究 |
| 3.1 磨削力的研究意义 |
| 3.2 微磨削力的理论模型 |
| 3.3 Zr基BMG的微磨削力正交实验研究 |
| 3.3.1 Zr基BMG磨削力的正交实验设计 |
| 3.3.2 Zr基BMG微磨削力正交实验研究 |
| 3.4 Zr基BMG的微磨削力比实验研究 |
| 3.5 磨削参数对Zr基BMG微磨削力的影响 |
| 3.6 Zr基BMG与多晶体金属微磨削力的对比实验研究 |
| 3.7 不同类型的微磨削砂轮对Zr基BMG微磨削力的影响 |
| 3.8 磨削方式对Zr基BMG的微磨削力的影响 |
| 3.9 磨削条件对Zr基BMG的微磨削力的影响 |
| 3.10 本章小结 |
| 第4章 Zr基BMG微磨削表面质量实验研究 |
| 4.1 磨削基本原理 |
| 4.2 表面粗糙度的理想模型 |
| 4.3 表面粗糙度的经验模型 |
| 4.4 Zr基BMG表面粗糙度的正交实验 |
| 4.5 磨削参数对Zr基BMG的表面粗糙度的影响 |
| 4.6 微磨削砂轮对Zr基BMG表面粗糙度的影响 |
| 4.7 Zr基BMGs与多晶体金属材料表面粗糙度的对比实验 |
| 4.8 磨削方式对Zr基BMG表面粗糙度的影响 |
| 4.9 微磨削与电火花对Zr基BMG加工表面形貌影响的对比 |
| 4.10 磨削与铣削对Zr基BMG磨削表面形貌影响的对比 |
| 4.11 微尺度磨削对Zr基BMG磨削亚表面的影响 |
| 4.12 Zr基BMG磨削表面层的硬化程度 |
| 4.13 本章小结 |
| 第5章 Zr基BMG微磨削温度仿真研究 |
| 5.1 模型的建立 |
| 5.1.1 单颗磨粒几何模型的建立 |
| 5.1.2 材料模型的定义 |
| 5.1.3 本构关系与屈服准则 |
| 5.2 磨削剪切变形区的划分 |
| 5.3 Zr基BMG磨削温度的仿真结果与分析 |
| 5.3.1 第二变形区Zr基BMG磨削温度仿真结果 |
| 5.3.2 第一和第三剪切变形区温度仿真结果 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Zr基BMG磨屑与微磨削砂轮磨损实验研究 |
| 6.1 Zr基BMG在微尺度磨削加工下的磨屑形貌 |
| 6.2 Zr基BMG在铣削加工过程中的切屑形貌 |
| 6.3 砂轮的磨损形式 |
| 6.3.1 砂轮堵塞黏附 |
| 6.3.1.1 影响砂轮堵塞的因素 |
| 6.3.1.2 砂轮堵塞的形貌 |
| 6.3.1.3 砂轮堵塞的形成机理 |
| 6.3.2 砂轮的磨耗磨损 |
| 6.3.3 砂轮的破碎磨损 |
| 6.4 微磨削砂轮在Zr基BMG微尺度磨削实验中的磨损情况 |
| 6.4.1 CBN微磨削砂轮的磨损情况 |
| 6.4.2 金刚石微磨削砂轮的磨损情况 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 高熵合金的微磨削特性实验与仿真研究 |
| 7.1 高熵合金微磨削力实验与仿真研究 |
| 7.1.1 高熵合金微磨削力正交实验 |
| 7.1.2 HEA磨削力单因素实验与仿真 |
| 7.1.2.1 磨削参数对HEAs微磨削力的影响 |
| 7.1.2.2 HEAs微磨削力的实验值与仿真值对比实验研究 |
| 7.1.2.3 微磨削砂轮磨料种类对HEAs微磨削力的影响 |
| 7.1.2.4 微磨削砂轮的磨料粒度对HEAs微磨削力的影响 |
| 7.1.2.5 微磨削砂轮直径对HEAs微磨削力的影响 |
| 7.1.2.6 磨削方式对HEAs微磨削力的影响 |
| 7.2 HEA微磨削加工表面质量实验研究 |
| 7.2.1 HEA微磨削表面粗糙度的正交实验 |
| 7.2.2 HEA微磨削表面粗糙度的单因素实验 |
| 7.2.2.1 磨削参数对HEAs磨削表面粗糙度的影响 |
| 7.2.2.2 不同微磨削砂轮磨料对HEAs磨削表面粗糙度的影响 |
| 7.2.2.3 微磨削砂轮的直径对HEAs磨削表面粗糙度的影响 |
| 7.2.2.4 微磨削砂轮的磨料粒度对HEAs磨削表面粗糙度的影响 |
| 7.2.2.5 微磨削的加工方式对HEAs磨削表面粗糙度的影响 |
| 7.3 HEA微磨削温度仿真实验研究 |
| 7.4 HEA的微磨屑与微磨削砂轮磨损形式实验研究 |
| 7.4.1 HEA微磨屑实验研究 |
| 7.4.2 HEA微磨削砂轮磨损形式实验研究 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 攻读博士学位期间参与的科研项目 |
| 作者从事科学研究和学习经历的简历 |
（9）TA10/Q345复合板TIG与激光焊接头组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 钛/钢复合板简介 |
| 1.2.2 钛/钢复合板的焊接性研究现状 |
| 1.2.3 焊接接头热影响区研究现状 |
| 1.3 研究目标 |
| 1.3.1 论文研究内容 |
| 1.3.2 技术路线 |
| 第二章 试验过程 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 金相组织 |
| 2.1.2 显微硬度 |
| 2.2 试验仪器 |
| 2.3 试验内容 |
| 2.4 TIG焊接试验 |
| 2.4.1 坡口设计 |
| 2.4.2 焊丝的选用 |
| 2.4.3 焊接试验 |
| 2.5 激光-TIG焊接试验 |
| 2.5.1 TA10钛合金激光焊接工艺 |
| 2.5.2 TA10覆层的激光焊接工艺 |
| 2.5.3 钛/钢复合板激光-TIG焊接工艺 |
| 2.6 热模拟试验 |
| 2.7 分析方法 |
| 第三章 TIG焊焊接试验 |
| 3.1 试样制备 |
| 3.1.1 切取试样 |
| 3.1.2 金相试样的制备 |
| 3.2 镀铜ER50-6+TA10焊丝作填充材料的焊缝性能 |
| 3.2.1 焊缝形貌及缺陷 |
| 3.2.2 宏观裂纹分析 |
| 3.2.3 微观裂纹分析 |
| 3.2.4 显微硬度试验 |
| 3.3 纯铜+镀铜ER50-6焊丝作填充材料的焊缝性能 |
| 3.3.1 焊缝形貌及缺陷 |
| 3.3.2 纯铜填充层与覆层界面分析 |
| 3.3.3 纯铜填充层与基层界面分析 |
| 3.3.4 显微硬度试验 |
| 3.4 纯铜+TA10+镀铜ER50-6焊丝作填充材料的焊缝性能 |
| 3.4.1 微观组织分析 |
| 3.4.2 纯铜过渡层内部组织 |
| 3.4.3 显微硬度试验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 激光-TIG焊接试验 |
| 4.1 TA10钛合金焊接接头组织性能分析 |
| 4.1.1 TA10钛合金接头的金相组织 |
| 4.1.2 TA10钛合金接头的显微硬度 |
| 4.2 TA10覆层的组织性能分析 |
| 4.2.1 焊接接头的金相组织 |
| 4.2.2 焊接接头的显微硬度 |
| 4.3 TA10/Q345复合板接头的组织性能分析 |
| 4.3.1 TA10/Q345复合板接头的金相组织 |
| 4.3.2 TA10/Q345复合板接头的显微硬度 |
| 4.4 焊后热处理 |
| 4.4.1 热处理后的金相组织 |
| 4.4.2 热处理后的显微硬度 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热模拟试验 |
| 5.1 激光-TIG焊接HAZ模拟 |
| 5.1.1 热模拟的理论基础 |
| 5.1.2 材料参数和计算模型 |
| 5.2 热源模型建立 |
| 5.2.1 温度场模拟 |
| 5.2.2 模拟结果 |
| 5.3 试验方法 |
| 5.3.1 金相试验 |
| 5.3.2 硬度试验 |
| 5.4 热模拟试验 |
| 5.4.1 覆层TA10的金相组织分析 |
| 5.4.2 界面金相组织分析 |
| 5.4.3 显微硬度分析 |
| 5.4.4 热模拟试样的裂纹分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）颗粒增强钛基复合材料切削加工性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 注释表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景及意义 |
| 1.2 钛基复合材料的分类、性能及应用 |
| 1.2.1 分类及制备方法 |
| 1.2.2 物理力学性能 |
| 1.2.3 应用 |
| 1.3 钛基复合材料切削加工研究现状 |
| 1.3.1 刀具材料的选择及适应性 |
| 1.3.2 刀具磨损及刀具耐用度 |
| 1.3.3 切屑形成机理 |
| 1.3.4 已加工表面完整性 |
| 1.3.5 存在的问题与研究构想 |
| 1.4 本文拟开展的主要研究工作 |
| 第二章 钛基复合材料切削变形过程 |
| 2.1 动态力学性能 |
| 2.1.1 试验条件及方案 |
| 2.1.2 钛基复合材料压缩真应力-真应变曲线 |
| 2.1.3 应变率的影响 |
| 2.1.4 温度的影响 |
| 2.1.5 增强相含量的影响 |
| 2.2 切削力与切削温度 |
| 2.2.1 试验条件 |
| 2.2.2 试验结果 |
| 2.3 切屑形态 |
| 2.3.1 试验条件及方案 |
| 2.3.2 切屑宏观形貌 |
| 2.3.3 切屑微观形貌 |
| 2.3.4 切屑纵截面形貌 |
| 2.4 切削变形过程 |
| 2.4.1 试验装置与条件 |
| 2.4.2 切削变形分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 刀具磨损机理 |
| 3.1 钛基复合材料——刀具摩擦副的摩擦学特性 |
| 3.1.1 试验条件及方法 |
| 3.1.2 摩擦磨损试验结果分析 |
| 3.2 刀具耐用度 |
| 3.2.1 试验条件 |
| 3.2.2 刀具耐用度及其影响因素 |
| 3.3 刀具磨损形态 |
| 3.3.1 前刀面磨损形态 |
| 3.3.2 后刀面磨损形貌 |
| 3.4 刀具磨损机理 |
| 3.4.1 刀具颗粒剥落 |
| 3.4.2 磨粒磨损 |
| 3.4.3 粘结磨损 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 已加工表面粗糙度和表面形貌 |
| 4.1 车削表面粗糙度 |
| 4.1.1 测量方法 |
| 4.1.2 试验结果 |
| 4.2 钛基复合材料已加工表面的形成过程 |
| 4.2.1 表面缺陷的形成 |
| 4.2.2 表面缺陷形貌分析 |
| 4.3 表面变质层分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 钛基复合材料的铣削加工 |
| 5.1 试验条件 |
| 5.2 铣削力与铣削温度 |
| 5.2.1 切削速度和刀具磨损对铣削力的影响 |
| 5.2.2 切削速度和刀具磨损对铣削温度的影响 |
| 5.3 刀具耐用度及刀具磨损 |
| 5.4 铣削表面粗糙度 |
| 5.5 典型零件加工试验 |
| 5.5.1 加工要求 |
| 5.5.2 试验条件及方案 |
| 5.5.3 试验结果及分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 本文取得的主要成果 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 开展后续研究工作的设想 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
四、钨合金和钛合金绝热剪切破坏研究(英文)（论文参考文献）
- [1]石墨烯调控3D打印高强高孔隙率功能钛的研究[D]. 亢宁宁. 西安理工大学, 2020(01)
- [2]高速撞击条件下镁合金损伤行为及变形机制研究[D]. 张博. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [3]TA7钛合金双层结构件扩散连接/气胀成形技术研究[D]. 刘洋. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [4]镍钛合金涂层制备及其空蚀性能研究[D]. 石振平. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [5]双尺度颗粒增强钛基复合材料热加工及组织性能演变规律研究[D]. 吴介. 太原理工大学, 2019(08)
- [6]TA10/Q345复合板焊接工艺参数优化及耐蚀性能研究[D]. 辛廷. 中国石油大学(华东), 2019(09)
- [7]不同锌当量硅黄铜切削性能研究[D]. 杨玉川. 华南理工大学, 2019(01)
- [8]块体金属玻璃与高熵合金微磨削特性及工艺基础实验研究[D]. 刘寅. 东北大学, 2018
- [9]TA10/Q345复合板TIG与激光焊接头组织性能研究[D]. 郝开放. 中国石油大学(华东), 2018(07)
- [10]颗粒增强钛基复合材料切削加工性研究[D]. 宦海祥. 南京航空航天大学, 2018