一、细晶粒组织和超塑性变形对铝合金强度的影响（论文文献综述）
胡刚,胡红军,李杨,张慧玲,张丁非[1]（2021）在《镁合金管材组织调控方法的研究现状及展望》文中研究表明本文分析了镁合金管材普通挤压成形应用发展的技术瓶颈和内在根源,总结了各种塑性变形工艺和稀土元素对镁合金管材组织性能的影响及基本原理、特点。分析了多道次等通道挤压、平行管道等通道挤压-反向挤压等多道次大塑性成形工艺及管材组织特征,发现多道次大塑性变形可改进组织,但成本高、工艺复杂;综述了单道次复合大塑性成形如管状等通道挤压、循环膨胀-挤压、旋转-反向挤压、挤压剪切塑性成形工艺等工艺原理及管材的组织特点,表明单道次复合大塑性成形工艺简单;通过在镁合金中添加微量稀土元素,能够弱化或随机化变形织构,强度和塑性都能得到较大提升。论文对镁合金管材塑性变形工艺的原理进行了分析及总结,指出了采用单道次新型复合大塑性成形工艺及低稀土镁合金作为管材材料,进行有效的晶界与织构设计是提高镁合金管材质量的有效途径,论文对相关研究进行了展望,总结了目前亟待解决的问题。
胡博,郭亚洲,魏秋明,索涛,李玉龙[2]（2021）在《绝热剪切变形中温升现象的研究进展》文中认为材料温度升高是绝热剪切现象的重要特征,研究绝热剪切中的温升对于深入了解绝热剪切失效的形成机制和演化历程具有重要意义,同时对预测材料和结构的动态失效具有重要的实用价值。一般而言,绝热剪切过程中的温升可以分为3个阶段:均匀变形阶段的温升、剪切局部化引起的温升、剪切带形成后热传导引起绝热剪切带附近的温升。本文从理论计算、数值模拟、实验测量和微观组织演化4个方面对绝热剪切中的温升相关研究进行了综述。通过对已有文献的系统整理和总结,以期为开展后续绝热剪切失效相关研究工作给出一定的启发和参考。
冯赟[3]（2021）在《低合金化Mg-Sn-Ca-Mn合金微观组织及力学性能研究》文中认为
唐浩[4]（2021）在《选区激光熔化Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金成分设计及性能研究》文中进行了进一步梳理
王继浩[5]（2021）在《选区激光熔化TiB2/Al-Mg-Sc复合材料的组织与性能研究》文中提出
高明[6]（2021）在《大塑性变形对超强高韧铝合金组织性能的影响研究》文中认为Al-Zn-Mg-Cu系列合金属于超强、高韧轻质结构材料,广泛应用于航空工业的承力构件。本文以新型Al-Zn-Mg-Cu合金为研究对象,借助Gleeble-3500热模拟机开展了热压缩试验,对该合金的高温流变行为进行了系统的研究,建立了该合金的本构模型与热加工图;设计了试样级和样件级的大塑形变形实验,利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）等手段,研究了该合金大塑性变形过程中的动态回复与动态再结晶行为,揭示了变形后的力学性能与组织特征之间的关系;研究了固溶+人工时效工艺对变形后样件组织及性能的影响,探明了该合金的强韧化机制,为该种高强韧铝合金的工程应用提供技术与理论指导。本文主要研究结论如下:（1）新型Al-Zn-Mg-Cu合金在单向压缩过程中表现出典型的动态回复特征,具有正应变速率敏感性,负温度敏感性。建立了用Z参数表示的流变应力模型,得到该合金平均激活能为112.45 k J·mol-1。（2）基于动态材料模型,建立了该合金不同应变程度的热加工图。研究发现应变值大小对该合金的流变失稳区与功率耗散值有较大影响。随着应变量的增加,流变失稳区逐渐扩大,安全加工区域逐渐缩小,功率耗散系数逐渐增加。热加工图中失稳区域与安全加工区域组织分析结果表明:合金在流变失稳区的微观组织特征主要表现为局部流变与微空洞,而在安全加工区的微观组织特征为动态再结晶和动态回复。确定了该实验条件下该合金适宜的加工工艺参数:其中温度范围在430℃～470℃之间,应变速率范围在0.01 s-1～0.2 s-1之间。（3）通过试样级的循环墩挤实验,探索与最佳性能相匹配的工艺参数,然后依据最佳工艺参数开展样件级物理实验。在试样级墩挤实验中发现:直接采用较低温度变形有较强的细化晶粒能力,但存在微观缺陷,导致力学性能不佳,抗拉强度为299MPa,延伸率为12.4%。直接采用高温变形的方式,抗拉强度为320MPa,延伸率为18%,材料韧而不强。而采用高温初次变形,降温二次变形的方式细化晶粒效果更强,能更有效提升材料的性能,抗拉强度达到332.5MPa,延伸率达到15.5%,做到了更好的强韧均衡。故在样件级实验中,先470℃进行开坯,然后采用430℃进行环形通道转角挤压。（4）对样件级构件进行热处理实验研究,探究固溶+人工时效对该合金塑性变形样件组织和性能的影响规律。确定了环形通道转角挤压的最佳热处理工艺参数为:固溶处理（480℃×1h）+时效处理（120℃×24h）。成功制备出高强韧的铝合金样件,本体取样试样抗拉强度达到630MPa,延伸率达到15.7%。该新型Al-Zn-Mg-Cu合金材料取得较好强韧化的主要原因为:经过降温环形通道转角挤压塑性变形及热处理的工艺方法能极大程度的细化晶粒,促进纳米级析出相均匀弥散分布。与均匀化态相比,平均晶粒尺寸由400μm降低到132μm,合金延伸率从4%提升到15.7%,合金强度从289MPa提升到630MPa。主要包含了细晶强化,析出强化和弥散强化三种强化机制。
农晓东[7]（2021）在《增材制造15-5PH不锈钢的组织与力学性能研究》文中提出沉淀硬化（PH）不锈钢具有优异的力学性能和耐腐蚀性能,广泛应用于飞机部件、海洋设施、化工和石油工业。优异的性能来源于热处理后在马氏体基体中析出富Cu相。然而,由于PH钢的高强度和高硬度,使其加工成复杂结构零件存在困难。金属增材制造技术如选区激光熔化（SLM）和直接能量沉积（DED）的出现为PH钢的广泛运用提供了希望。然而增材制造PH钢目前还处在起步阶段,因此有必要深入地研究增材制造PH钢的微观结构及力学性能,拓展其工程应用范围。本文利用SLM技术制备15-5PH,研究热处理过程中组织结构的演变以及热处理（H900）对力学性能的影响。结果表明,在SLM 15-5PH样品中存在大量的近球形纳米尺寸氧化物团簇。此外,在打印态SLM 15-5PH中观察到大量残余奥氏体,这导致其屈服强度（YS）和抗拉强度（UTS）较传统的锻造15-5PH低,但是延伸率（Ef）更高。SLM 15-5PH和锻造15-5PH在热处理（H900）后表现出相似的析出行为。热处理能有效地减少残余奥氏体含量,剩余的奥氏体在拉伸过程中完全转变为马氏体,发生应变硬化。细化的晶粒结构,位错在氧化物团簇周围和亚微米晶界处的集中,以及应变硬化使热处理SLM 15-5PH的强度（YS:1370 MPa;UTS:1495 MPa）比相同条件下的锻造材料的强度（YS:1296 MPa;UTS:1410 MPa）更高,同时延伸率保持在较高水平（Ef:14.4%）。本文研究扫描策略对SLM 15-5PH致密度、微观结构、织构和力学性能的影响。由于热历史的不同,采用不同扫描策略制备的SLM 15-5PH显示出不同的奥氏体/马氏体比例。沿沉积方向观察到弱的γ纤维织构,织构水平与扫描策略密切相关。采用孤岛扫描策略,可以获得高致密度的具有细晶组织结构的SLM 15-5PH,从而,在没有热处理情况下也获得较高的强度（YS,892 MPa;UTS,1191 MPa）和延伸率（Ef,18.7%）。研究结果有助于调控SLM 15-5PH组织结构和力学性能。本文研究不同成形方向和热处理（H1025）以及热等静压（HIP）对SLM 15-5PH组织结构和疲劳性能的影响。结果表明成形方向不仅影响材料组织结构,还影响材料内部孔缺陷的尺寸和形状,进而影响单调拉伸和疲劳性能。热处理能有效地提高疲劳极限。经过热等静压处理后孔缺陷减少,疲劳寿命提高。所有试样疲劳裂纹都是从靠近表面的孔缺陷开始萌生并扩展,对疲劳性能起决定性作用的是孔的形状,尺寸和相对表面的位置而不是孔的数量。本文采用DED技术沉积成形长方体（DC）和沉积成形薄壁（DW）两种不同几何形状的15-5PH零件,研究不同的几何形状、截面方向和位置对微观组织和力学性能的影响。采用有限元模拟方法研究沉积过程的热历史。实验和模拟结果表明,由于DED加工过程中复杂的热历史,零件在不同的几何形状、方向和位置上的显微组织不同,从而导致力学性能的差异。热处理（H900）显着减少了残余奥氏体的含量,消除了弱织构,使组织结构和力学性能更均匀。然而,远离基板的部分比靠近基板的部分含有更粗的晶粒,导致力学性能降低。
陈敏[8]（2021）在《预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究》文中研究指明在实际的工程应用中,2xxx（Al-Cu-Mg）系铝合金由于其具有较低的密度、高强度以及优良的加工成型性和耐热性等特点而被广泛使用,尤其在航空航天、交通运输、军工设备等领域。目前,航空航天、交通运输等领域高速发展,对2xxx系铝合金综合性能方面提出了更高要求,就如何提高Al-Cu-Mg合金强度的同时还能保持较好的塑性方面的研究成为一个热点。本文以2024铝合金棒材为研究对象,通过硬度测试、拉伸测试以及晶间腐蚀测试等方法,重点考察了时效前的预变形对合金微观组织、力学性能以及晶间腐蚀性能的影响,本实验主要采用的预变形方式为:循环应变、预拉伸以及单次拉-压变形。得到的结果如下:（1）研究循环应变对2024铝合金微观组织和性能的影响,实验采用恒总应变幅控制,经不同周次的循环应变处理。循环应变处理后,合金抗拉强度、屈服强度均显着提高,但晶间腐蚀敏感性增大;随着循环周次的增加,试样抗拉强度先增大后降低,屈服强度逐渐增大,延伸率持续下降,合金塑性变差。循环周次Nf=500试样的综合力学性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率可达616 MPa、423MPa、28.2%,合金强度高且兼顾优良的塑性,这与变形过程基体中产生的位错胞有关。经150℃及190℃时效处理后,循环应变试样晶间腐蚀程度加重;屈服强度、抗拉强度以及延伸率均有不同程度的降低,这与时效进程中位错发生回复有关。（2）研究预拉伸对2024铝合金微观组织和性能的影响,预拉伸量分别为:0%、1%、4%、7%。预拉伸处理后,合金强度和硬度提高,表现出形变强化现象;随着预拉伸量的增大,合金屈服强度、抗拉强度及延伸率均先增大后降低,晶间腐蚀深度逐渐增大,腐蚀程度加重。预拉伸量为1%的试样综合性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别为568 MPa、384 MPa、27.2%,合金具有高强度以及较高的延伸率;经190℃/20 h时效处理后,预拉伸试样抗拉强度、延伸率均下降,屈服强度提高;经150℃/24 h时效处理后,随着预拉伸量增大,试样屈服强度、抗拉强度呈现先降低后增大的趋势,延伸率均升高;经时效处理后,预拉伸试样晶间腐蚀敏感性降低,腐蚀程度减轻。形变强化与时效强化作用是叠加的,强化效果与变形程度、时效温度以及时效时间相关。（3）研究单次拉-压变形对2024铝合金微观组织和性能的影响,变形量分别为:0%、1%、4%、7%。结果表明,预变形处理后,合金强度和硬度提高,塑性变化不大。变形程度增大,合金抗拉强度、屈服强度先增大后降低,延伸率相近,晶间腐蚀深度逐渐增大,腐蚀程度加重。预变形量1%试样的综合力学性能最好,抗拉强度、屈服强度分别为581 MPa、404 MPa,延伸率为27.9%。经190℃/16 h时效处理后,试样屈服强度、抗拉强度、延伸率均下降;经150℃/24 h时效处理后,变形试样抗拉强度均提高;随着变形量的增大,屈服强度表现出先降低后增大的趋势,预变形量7%试样综合性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别为583 MPa、455MPa、29.2%。经不同制度的时效处理后,变形试样的晶间腐蚀敏感性降低,腐蚀程度减轻。
纪振威[9]（2021）在《TiC-TiB2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织和力学性能的影响》文中研究表明铸轧工艺生产铝合金板带材具有流程短、能耗低、投资成本低、自动化程度高等优点,但是由于其独特的生产工艺,导致铸轧板材中心偏析严重、组织均匀性差,严重制约其在高端铝板带材生产领域的应用。因此,本文以Al-Mn-Si合金为研究对象,引入TiC-TiB2颗粒来细化晶粒、增强组织均匀性、消除中心偏析,进一步提高Mn、Fe等合金元素固溶度,促进Mn元素在退火过程中的脱溶析出,得到高体积分数、尺寸细小、分布均匀的含Mn析出相,从而调控再结晶退火后的晶粒组织、提高Al-Mn-Si合金的力学性能。本文的主要研究结论如下:（1）TiC-TiB2颗粒显着细化铸轧Al-Mn-Si合金晶粒,对表层晶粒的细化效果远大于中心晶粒。铸轧Al-Mn-Si合金的晶粒呈现表层粗大、中心细小的特征,加入TiC-TiB2颗粒后晶粒尺寸分布变均匀,表层和中心晶粒的平均尺寸差距减小。（2）TiC-TiB2颗粒可以消除铸轧Al-Mn-Si合金的中心偏析,影响相选择,促进Mn元素的固溶。铸轧Al-Mn-Si合金会形成以α-Al（Mn,Fe）Si和Si为主的中心偏析,空白样的α-Al（Mn,Fe）Si含量更高;加入TiC-TiB2颗粒后,α-Al晶粒大量形核并分割铝熔体,降低中心处铝液中Mn、Si元素含量,共晶反应发生偏移,形成以Si为主的分散均匀的共晶组织,降低α-Al（Mn,Fe）Si的比例。（3）TiC-TiB2颗粒可以细化含Mn析出相的尺寸、提高其体积分数、增强析出相分布均匀性,抑制在长时间退火后析出相的粗化。加入0.6 wt%TiC-TiB2颗粒后,在400°C等温退火24 h,薄板析出相的体积分数提高0.04%,表层析出相的平均尺寸细化9.9%;厚板析出相的体积分数提高0.78%,表层析出相的平均尺寸细化32.5%。空白样的析出相分布呈现表层细密、中心稀疏的特征,加入TiC-TiB2颗粒后,表层和中心析出相的数量密度差距明显减小。（4）TiC-TiB2颗粒促进铸轧Al-Mn-Si合金退火后再结晶,提高再结晶组织均匀性。铸轧板材中心处含有粗大的第二相粒子（>1μm）,可以诱发再结晶形核。无论是否添加TiC-TiB2颗粒,在再结晶退火过程中,铸轧板材中心处总是先发生再结晶,且中心的晶粒尺寸大于表层。（5）加入TiC-TiB2颗粒后,铸轧Al-Mn-Si合金的力学性能得到提高。室温拉伸结果显示:加入TiC-TiB2颗粒后,薄板的屈服强度从119.6 MPa提高到141.3MPa,均匀延伸率从4.1%提高到5.4%;厚板的屈服强度从79.0 MPa提高到92.9MPa,均匀延伸率从7.2%提高到10.1%。高温拉伸结果显示:加入TiC-TiB2颗粒后,薄板的屈服强度从59.7 MPa提高到65.1 MPa,厚板的屈服强度从51.7 MPa提高到63.9 MPa,增幅分别为9.0%、23.6%。
焦雷[10]（2014）在《原位颗粒增强铝基复合材料的塑性变形行为及性能研究》文中认为原位颗粒增强铝基复合材料不仅具有密度小、比强度高、比模量高、适应规模化生产等优点,而且可避免外加颗粒所产生的表面污染、界面结合差、易生成脆性相等缺点,是最具竞争力的高性能金属基复合材料之一,在航空、航天、国防及先进制造业等高技术领域具有广阔的应用前景。然而,该材料由于大量增强颗粒的存在,使得其塑性成形加工性变差,特别是形状复杂的构件难以成形,这在很大程度上限制了它的应用和发展,因此,探索原位颗粒增强铝基复合材料高应变速率超塑性研究,有望成为解决这一不足的有效途径。本文成功原位合成了硼化物和金属间化合物颗粒增强铝基复合材料,研究不同塑性变形方式（锻、挤、轧和搅拌摩擦）对原位颗粒增强铝基复合材料微观结构与力学性能影响规律,并对原位颗粒增强铝基复合材料超塑变形行为与机理进行深入分析,确定实现原位颗粒增强铝基复合材料高应变速率超塑性的方法及最佳超塑变形参数,建立超塑性变形机制模型,最后对不同变形态原位颗粒增强铝基复合材料摩擦磨损性能进行表征及磨损失效机制分析,为原位颗粒增强铝基复合材料的超塑性成形及推广应用提供理论和实验依据。本文设计采用Al-K2ZrF6-KBF4、Al-K2ZrF6、Al-K2TiF6-KBF4、Al-K2TiF6反应体系,通过声磁耦合原位熔体直接反应法,成功合成了Al-Zr-B系和Al-Ti-B系复合材料,具体分别为：ZrB2/6063Al、Al3Zr/6063Al、ZrB2/2024Al、TiB2/6063Al和Al3Ti/2024Al复合材料。通过计算表明,原位合成的硼化物和金属间化合物增强颗粒与基体α-Al晶格原子点阵错配度均小于9%,且具有共格对应晶面,可作为异质形核核心,并有效抑制基体α-Al晶粒长大,增强颗粒含量越高,基体晶粒细化效果越明显。塑性变形前后复合材料微结构对比研究表明：塑性变形方式不同,原位颗粒增强铝基复合材料微结构变化行为不同。锻压塑性变形后复合材料基体晶粒垂直于锻压方向伸长,形成流线型纤维织构,增强颗粒发生微量偏移和转动,随着锻压塑性变形量增大,大尺寸长条状Al3Zr和Al3Ti增强颗粒断裂,呈现短棒状或多边形小块状分散在基体中,颗粒分布的均匀性得到改善。轧制塑性变形加工后,复合材料基体晶粒组织呈条带纤维状,晶粒宽度在3-5μm,基体晶粒位向发生择优取向,由杂乱趋向于一致,均朝向利于轧制方向伸展,增强颗粒团聚消失。挤压塑性变形后复合材料基体呈现规则的束状纤维晶,晶粒直径尺寸约为5～15μm,增强颗粒尺寸细化明显,颗粒尖角部分圆钝化,其呈弥散状态。搅拌摩擦塑性变形后复合材料基体晶粒非常细小,尺寸达到10μm以下,部分实现超细晶,铸态中原团聚的增强颗粒被破碎分散,尺寸范围约为0.1-5μm,分布均匀。TEM分析表明塑性变形未损伤原位颗粒增强铝基复合材料特有的界面优势,界面纯净无脆性相。此外,塑性变形对铸态组织中气孔、疏松等缺陷有显着的改善作用。XRD分析表明：塑性变形引起复合材料基体内部不同程度微应力集聚,致使复合材料中铝基体a-A1相晶面（111）、（220）等方向衍射峰向右偏移,对应衍射峰半高宽变宽,塑性变形使复合材料基体晶粒发生择优取向扭转、产生畸变等,同时造成位错增殖与塞积。TEM分析表明：不同塑变方式会产生位错分布不同；锻压塑变后复合材料中基体内部位错数量多于原始铸态,呈规则、单向排列；搅拌摩擦塑性变形后位错相互缠绕,交错无序,交结成网状,晶界模糊弯曲；轧制塑性变形后位错线整齐,出现明显滑移带,晶界平直。通过“W-A”法计算位错密度排序为：FSP>轧制>锻压>挤压>铸态。力学性能与机理研究表明：不同塑性变形方式对原位颗粒增强铝基复合材料性能影响不同,传统塑变方法锻、挤、轧对原位颗粒增强铝基复合材料抗拉强度、硬度提高较大,但使得常温塑性下降明显。大塑性变形搅拌摩擦加工对复合材料的抗拉强度、塑性等综合力学性能均有提高,尤其是室温塑性提高近87%。在拉伸温度480℃和初始拉伸应变速率为0.15s-1时超塑性实验表明,仅搅拌摩擦塑性变形后复合材料呈现出超塑性,而挤压、锻压、轧制和铸态均未出现超塑性。塑性变形后原位颗粒增强铝基复合材料强化机制以位错强化和细晶强化为主,辅助以Orowan强化机制来提升其综合性能。超塑性拉伸及变形机制研究表明：原位合成的铝基复合材料超塑性能,随拉伸温度和初始应变速率增大,均是先提高后下降,存在最佳超塑性变形条件。当温度为480℃时,搅拌摩擦态原位5wt.%Al3Ti/2024Al复合材料在初始应变速率为0.15s-1时获得最佳超塑性,伸长率为475.5%。当初始应变速率为0.15s-1时,拉伸温度在510℃时获得最佳超塑性,伸长率为640.3%；随增强颗粒含量增加,Al3Ti/2024Al超塑性能略有下降。计算搅拌摩擦态ZrB2/6063Al复合材料450℃、500℃超塑性激活能平均为153.4KJ/mol,远高于铝的晶界扩散激活能,超塑性协调机制为晶界扩散占主导地位。DSC数据分析表明：ZrB2/6063Al超塑性变形过程中存在微量液相。适量液相松弛应力集中,及时填充晶界滑移造成的间隙空洞,有利于提高超塑性能。然而温度过高,出现的液相过多,界面结合强度急剧下降,导致晶界失去传递载荷和变形能力,超塑性能明显下降。搅拌摩擦塑性变形铝基复合材料超塑性变形机理以晶界滑移为主导,微量液相和动态再结晶协调完成。超塑性断裂机制是拉伸变形后期微孔隙形核、长大、连接聚合导致最后断裂。摩擦磨损性能与机理研究表明：传统塑变方式锻、挤、轧对原位合成的复合材料摩擦磨损性能有明显提升作用,复合材料经锻、挤、轧方式塑性变形后,基体硬度提高,增强颗粒形貌变圆钝,分布变均匀,摩擦后磨痕表面更加平整,凹凸差异减小,磨痕粗糙度减小。其摩擦性能提升明显。随变形量的增加,摩擦系数与磨损表面粗糙度先增加后减少,磨痕宽度变宽,磨痕深度变浅,表现出良好耐磨损性能,磨损机制均存在粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损。搅拌加工后复合材料摩擦磨损性能略有下降。搅拌摩擦塑变后,摩擦系数整体增大,摩痕表面粗糙度上升,并随着载荷的增加上升幅度加剧。摩擦磨损性能下降机理为搅拌摩擦塑性变形后,基体变软、硬度下降,增强颗粒过于细小,易脱落,导致磨损机制由粘着磨损转变为磨粒磨损和轻微氧化磨损。
二、细晶粒组织和超塑性变形对铝合金强度的影响（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、细晶粒组织和超塑性变形对铝合金强度的影响（论文提纲范文）
（1）镁合金管材组织调控方法的研究现状及展望（论文提纲范文）
| 1 普通正挤压制备的镁合金管材的组织特征 |
| 2 多道次大塑性变形对镁合金管材组织织构的影响 |
| 3 单道次复合大塑性成形的镁合金管材组织特点 |
| 4 稀土元素对塑性成形管材组织的影响 |
| 5 结论与展望 |
| 1)结论 |
| 2)获得优质镁合金管材的工艺原理 |
| 3)单道次新型复合大塑性成形工艺研究的展望 |
（6）大塑性变形对超强高韧铝合金组织性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 研究目的及意义 |
| 1.3 超高强铝合金的发展现状 |
| 1.4 本构模型与热加工图理论 |
| 1.4.1 热模拟技术发展概况 |
| 1.4.2 本构模型简介 |
| 1.4.3 热加工图简介 |
| 1.5 大塑性成形工艺概括 |
| 1.6 铝合金强化机制 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 实验研究路线 |
| 2.2 实验材料制备 |
| 2.2.1 热压缩试验 |
| 2.2.2 塑性大变形实验 |
| 2.2.3 热处理实验 |
| 2.3 实验测试方法 |
| 2.3.1 试样制备 |
| 2.3.2 差热分析 |
| 2.3.3 显微组织观察 |
| 2.3.4 相分析 |
| 2.3.5 显微硬度测试 |
| 2.3.6 拉伸试验 |
| 3 热变形行为及本构方程研究 |
| 3.1 热变形行为研究 |
| 3.1.1 变形温度对流变应力的影响 |
| 3.1.2 应变速率对流变应力的影响 |
| 3.2 本构方程的建立与分析 |
| 3.2.1 本构模型的建立 |
| 3.2.2 本构模型参数求解 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 热加工图及热压缩微观组织演变 |
| 4.1 热加工图的建立 |
| 4.2 热加工图中各区域微观组织特征 |
| 4.3 变形条件对铝合金组织的影响 |
| 4.3.1 温度对铝合金微观组织的影响 |
| 4.3.2 应变速率对铝合金微观组织的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 大塑性变形及强韧化机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试样级塑性大变形对合金组织性能的影响 |
| 5.2.1 墩挤成形实验过程 |
| 5.2.2 墩挤试样组织分析 |
| 5.3 样件级塑性大变形对合金组织性能的影响 |
| 5.3.1 预变形成形实验与组织分析 |
| 5.3.2 环形通道转角挤压成形实验 |
| 5.3.3 环形通道转角挤压组织分析 |
| 5.4 热处理对样件组织和性能的影响 |
| 5.4.1 固溶对样件组织性能的影响 |
| 5.4.2 时效对样件组织性能的影响 |
| 5.5 降温环形通道转角挤压强韧化机制研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（7）增材制造15-5PH不锈钢的组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 沉淀硬化不锈钢 |
| 2.1.1 沉淀硬化不锈钢的特点及合金元素的作用 |
| 2.1.2 15-5PH钢的热处理 |
| 2.1.3 沉淀硬化的机理 |
| 2.2 增材制造技术及其成形原理 |
| 2.2.1 选区激光熔化技术 |
| 2.2.2 直接能量沉积技术 |
| 2.3 增材制造PH钢的研究现状 |
| 2.4 研究意义及研究内容 |
| 2.4.1 课题背景 |
| 2.4.2 研究内容 |
| 3 实验测试和有限元模拟方法 |
| 3.1 粉末与成形样品测试分析 |
| 3.1.1 粉末粒度分析 |
| 3.1.2 组织形貌观察与分析 |
| 3.1.3 物相和织构以及残余应力分析 |
| 3.2 性能测试方法 |
| 3.2.1 拉伸测试 |
| 3.2.2 硬度测试 |
| 3.2.3 疲劳测试 |
| 3.3 有限元模拟 |
| 3.3.1 边界条件与控制方程 |
| 3.3.2 高斯热源与生死单元 |
| 4 热处理对SLM 15-5PH组织结构和力学性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 样品制备 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 SLM设备 |
| 4.2.3 热处理工艺 |
| 4.3 组织结构分析 |
| 4.3.1 宏观结构分析 |
| 4.3.2 微观结构分析 |
| 4.3.3 氧化物团簇与Cu强化相分析 |
| 4.4 力学性能与强化分析 |
| 4.4.1 拉伸性能与硬度 |
| 4.4.2 强化分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 扫描策略对SLM 15-5PH致密度、微观结构、织构和力学性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 样品制备 |
| 5.2.1 实验设备和实验材料 |
| 5.2.2 工艺参数 |
| 5.2.3 扫描策略 |
| 5.3 表面质量、致密度与组织结构分析 |
| 5.3.1 表面形貌分析 |
| 5.3.2 致密度、缺陷和熔池分析 |
| 5.3.3 晶粒结构分析 |
| 5.3.4 相分析 |
| 5.4 织构与残余应力分析 |
| 5.4.1 XRD织构分析 |
| 5.4.2 EBSD织构分析 |
| 5.4.3 残余应力分析 |
| 5.5 力学性能 |
| 5.5.1 拉伸性能 |
| 5.5.2 断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 SLM 15-5PH成形方向、热处理和热等静压对疲劳性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 样品制备 |
| 6.2.2 后处理工艺 |
| 6.3 微观结构分析 |
| 6.3.1 缺陷分析 |
| 6.3.2 相分析 |
| 6.3.3 晶粒结构分析 |
| 6.4 力学性能 |
| 6.4.1 拉伸性能 |
| 6.4.2 疲劳性能 |
| 6.4.3 疲劳断口分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 DED 15-5PH微观结构与力学性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 DED样品制备 |
| 7.2.1 DED实验材料 |
| 7.2.2 DED设备 |
| 7.3 DED成形研究 |
| 7.3.1 单道沉积工艺研究 |
| 7.3.2 界面组织结构分析 |
| 7.3.3 块体成形 |
| 7.4 微观结构分析 |
| 7.4.1 相分析 |
| 7.4.2 金相分析 |
| 7.4.3 晶粒尺寸和形态分析 |
| 7.4.4 氧化物团簇分析 |
| 7.5 力学性能 |
| 7.5.1 拉伸性能与硬度分析 |
| 7.5.2 断口分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论与创新性 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新性 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 Al-Cu-Mg合金的国内外发展概况 |
| 1.2 Al-Cu-Mg合金的典型热处理工艺 |
| 1.2.1 固溶处理 |
| 1.2.2 时效处理 |
| 1.2.3 形变热处理 |
| 1.3 Al-Cu-Mg合金的微观组织与性能 |
| 1.3.1 晶界无沉淀析出带(PFZ) |
| 1.3.2 晶界析出相(GPB) |
| 1.3.3 基体析出相(MPT) |
| 1.4 Al-Cu-Mg合金的强化机制 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 细晶强化 |
| 1.4.3 第二相强化 |
| 1.4.4 形变强化 |
| 1.5 Al-Cu-Mg合金的腐蚀类型 |
| 1.5.1 点蚀(PC) |
| 1.5.2 晶间腐蚀(IGC) |
| 1.5.3 剥落腐蚀(EFC) |
| 1.5.4 应力腐蚀(SCC) |
| 1.6 本论文研究目的、意义及内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验过程及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验技术路线 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 固溶处理 |
| 2.3.2 时效处理 |
| 2.3.3 预处理 |
| 2.3.3.1 循环应变处理 |
| 2.3.3.2 预拉伸处理(PS) |
| 2.3.3.3 单次拉-压变形处理 |
| 2.4 测验分析方法 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.1.1 硬度测试 |
| 2.4.1.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 耐蚀性测试 |
| 2.4.2.1 晶间腐蚀测试 |
| 2.4.3 显微组织观察 |
| 2.4.3.1 金相组织观察 |
| 2.4.3.2 SEM观察 |
| 2.4.3.3 TEM观察 |
| 3 循环应变对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 循环应变对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 3.2.1.1 2024 铝合金循环应力-应变响应曲线 |
| 3.2.1.2 循环周次对合金拉伸性能影响 |
| 3.2.1.3 时效硬化曲线 |
| 3.2.1.4 室温拉伸力学性能 |
| 3.2.2 循环应变对合金微观组织影响 |
| 3.2.2.1 金相组织观察 |
| 3.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 3.2.2.3 透射电镜观察 |
| 3.2.3 循环应变对2024 铝合金腐蚀性能的影响 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 预拉伸对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 预拉伸对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 4.2.1.1 时效硬化曲线 |
| 4.2.1.2 室温拉伸力学性能 |
| 4.2.2 预拉伸对2024 铝合金微观组织的影响 |
| 4.2.2.1 金相组织观察 |
| 4.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 4.2.3 预拉伸对2024 铝合金腐蚀性能的影响 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 单次拉-压变形对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 单次拉-压变形对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 5.2.1.1 时效硬化曲线 |
| 5.2.1.2 拉伸力学性能 |
| 5.2.2 单次拉-压变形对合金微观组织影响 |
| 5.2.2.1 金相组织观察 |
| 5.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 5.2.3 单次拉-压变形对2024 铝合金腐蚀形貌的影响 |
| 5.2.3.1 2024 铝合金腐蚀形貌 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（9）TiC-TiB2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 3xxx系铝合金概述 |
| 1.2.1 3xxx系铝合金的特点及应用 |
| 1.2.2 3xxx系铝合金的强化方法 |
| 1.3 铝合金双辊铸轧工艺概述 |
| 1.3.1 双辊铸轧工艺的发展情况 |
| 1.3.2 双辊铸轧工艺的特点及其在铝板带材生产中的应用 |
| 1.3.3 铸轧铝合金组织与性能的研究进展 |
| 1.4 孕育处理对铝合金组织和性能的影响 |
| 1.4.1 铝合金晶粒细化工艺 |
| 1.4.2 铝合金细化用中间合金应用现状及其研究进展 |
| 1.4.3 铝合金孕育处理后的组织和性能变化 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验材料的制备与后续处理工艺 |
| 2.2.1 Al-Ti-C-B中间合金的制备与表征 |
| 2.2.2 钢模浇注铸锭的制备 |
| 2.2.3 铸轧板材的制备 |
| 2.2.4 轧制及热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.4 电子背散射衍射分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 电导率测试 |
| 2.4.3 拉伸性能测试 |
| 第3章 TiC-TiB_2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织形成及其演变的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiC-TiB_2对铸轧板材合金元素固溶度的影响 |
| 3.3 TiC-TiB_2对铸轧板材铸态组织的影响 |
| 3.3.1 TiC-TiB_2对晶粒组织的影响 |
| 3.3.2 TiC-TiB_2对铸轧板材组织均匀性和初生第二相分布的影响 |
| 3.3.3 TiC-TiB_2对初生第二相形貌及其种类的影响 |
| 3.3.4 TiC-TiB_2对铸轧板材偏析的影响 |
| 3.4 TiC-TiB_2对铸轧板材表面裂纹的影响 |
| 3.5 TiC-TiB_2对铸轧板材退火后组织演变的影响 |
| 3.5.1 TiC-TiB_2对铸轧板材退火后初生第二相分布的影响 |
| 3.5.2 TiC-TiB_2对铸轧板材退火后初生第二相分布的影响 |
| 3.6 分析与讨论 |
| 3.6.1 TiC-TiB_2对不同板厚铸轧Al-Mn-Si合金晶粒组织的影响 |
| 3.6.2 TiC-TiB_2对不同板厚铸轧Al-Mn-Si合金中心偏析和初生第二相的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 TiC-TiB_2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金热处理析出、再结晶组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiC-TiB_2和辊缝宽度对铸轧板材应变状态的影响 |
| 4.3 TiC-TiB_2对铸轧板材热处理析出行为的影响 |
| 4.3.1 TiC-TiB_2对铸轧板材退火过程中析出相体积分数和硬度变化的影响 |
| 4.3.2 TiC-TiB_2对铸轧板材析出相的影响 |
| 4.4 TiC-TiB_2对铸轧板材再结晶组织的影响 |
| 4.5 TiC-TiB_2对铸轧板材力学性能的影响 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 TiC-TiB_2对析出行为和力学性能的影响 |
| 4.6.2 TiC-TiB_2对再结晶组织的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（10）原位颗粒增强铝基复合材料的塑性变形行为及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 原位合成铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.2 熔体直接反应法研究进展 |
| 1.2.3 外场辅助熔体直接反应法研究进展 |
| 1.3 铝基复合材料塑性变形加工的研究进展 |
| 1.3.1 多向锻造(MF) |
| 1.3.2 热挤压(HE) |
| 1.3.3 搅拌摩擦(FSP) |
| 1.3.4 累积轧制(ARB) |
| 1.3.5 等通道转角挤压(ECAP) |
| 1.3.6 反复折皱-压直法(RCS) |
| 1.3.7 高压扭转(HTP) |
| 1.4 铝基复合材料超塑性变形研究进展 |
| 1.4.1 超塑性铝基复合材料研究的现状 |
| 1.4.2 高应变速率超塑性研究进展 |
| 1.4.3 超塑性变形机理的研究进展 |
| 1.4.4 超塑性应用进展 |
| 1.5 铝基复合材料摩擦磨损性能研究进展 |
| 1.6 本课题的主要研究内容 |
| 第二章 实验材料、方法及设备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原位颗粒增强铝基复合材料组元选择 |
| 2.2.1 基体的选择 |
| 2.2.2 增强颗粒的选取 |
| 2.2.3 反应物及中间合金的选取 |
| 2.3 原位颗粒增强铝基复合材料的制备 |
| 2.3.1 复合材料的制备工艺 |
| 2.3.2 原位合成铝基复合材料实验流程图 |
| 2.3.3 声磁耦合场发生装置 |
| 2.4 铝基复合材料塑性变形工艺 |
| 2.4.1 锻压塑性变形 |
| 2.4.2 挤压塑性变形 |
| 2.4.3 轧制塑性变形 |
| 2.4.4 搅拌摩擦塑性变形加工(FSP) |
| 2.5 复合材料的组织结构分析方法 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 金相组织的观察 |
| 2.5.3 扫描电镜及能谱分析 |
| 2.5.4 透射电镜分析 |
| 2.5.5 差热分析 |
| 2.6 复合材料性能测试 |
| 2.6.1 室温力学性能 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 摩擦磨损实验 |
| 2.6.4 超塑性实验 |
| 第三章 原位合成铝基复合材料的设计与制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位Al-Zr-B系复合材料的制备 |
| 3.2.1 Al_3Zr/Al复合材料铸态组织与微结构分析 |
| 3.2.2 ZrB_2/Al复合材料铸态组织与微结构分析 |
| 3.3 原位Al-Ti-B系复合材料的制备 |
| 3.3.1 Al_3Ti/Al复合材料铸态微结构及组织形貌分析 |
| 3.3.2 TiB_2/Al复合材料微观组织结构表征 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 塑性变形加工对原位合成复合材料的微结构影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 塑性变形加工对Al-Zr-B系复合材料影响研究 |
| 4.2.1 Al-Zr-B系复合材料锻压塑变后微结构分析 |
| 4.2.2 Al-Zr-B系复合材料轧制塑变后微结构分析 |
| 4.2.3 Al-Zr-B系复合材料挤压塑变后微结构分析 |
| 4.2.4 Al-Zr-B系复合材料搅拌摩擦(FSP)塑变后微结构分析 |
| 4.2.5 Al-Zr-B系复合材料塑性变形后位错分析 |
| 4.3 塑性变形加工对Al-Ti-B系复合材料影响研究 |
| 4.3.1 不同塑变方式加工后Al-Ti-B系复合材料XRD物相分析 |
| 4.3.2 不同塑变加工方式对复合材料增强颗粒影响分析 |
| 4.3.3 不同塑变加工方式对复合材料基体晶粒的影响分析 |
| 4.3.4 不同塑变加工后原位Al-Ti-B系复合材料的位错分析 |
| 4.4 塑性变形改善复合材料缺陷机理分析 |
| 4.5 塑性变形对原位颗粒增强铝基复合材料的位错密度影响分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 塑性变形加工对复合材料性能影响研究 |
| 5.1 铸态Al-Zr-B系复合材料力学性能 |
| 5.2 锻压塑性变形对Al-Zr-B复合材料力学性能的影响 |
| 5.2.1 不同锻压量的ZrB_2/6063Al复合材料力学性能 |
| 5.2.2 锻压对ZrB_2/6063Al复合材料力学性能影响组织分析 |
| 5.3 挤压塑性变形对Al-Zr-B复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 轧制塑性变形对Al-Zr-B系复合材料力学性能的影响 |
| 5.4.1 轧制态ZrB_2/6063Al复合材料力学性能 |
| 5.4.2 轧制态ZrB_2/6063Al复合材料性能组织分析 |
| 5.4.3 轧制态ZrB_2/6063Al复合材料拉伸断口形貌 |
| 5.5 搅拌摩擦塑性变形对Al-Zr-B系复合材料力学性能的影响 |
| 5.5.1 搅拌摩擦态ZrB_2/6063Al力学性能 |
| 5.5.2 搅拌摩擦态ZrB_2/6063Al显微硬度 |
| 5.5.3 搅拌摩擦态ZrB_2/6063Al力学拉伸断口形貌 |
| 5.6 塑性变形对原位颗粒增强铝基复合材料性能影响机理探讨 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 原位铝基复合材料超塑性变形行为与机制研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 原位Al-Ti-B系复合材料超塑性能研究 |
| 6.2.1 不同塑变方式下的原位Al_3Ti/2024Al复合材料超塑性 |
| 6.2.2 不同拉伸温度和初始应变速率下Al_3Ti/2024Al复合材料超塑性 |
| 6.2.3 原位Al_3Ti/2024Al超塑性的真应力真应变曲线 |
| 6.2.4 超塑性应变速率敏感性指数m值和激活能 |
| 6.2.5 拉伸变形后复合材料微观组织及断口分析 |
| 6.2.6 超塑性变形后复合材料位错分析 |
| 6.3 原位Al-Zr-B系复合材料超塑性研究 |
| 6.3.1 塑性变形方式和增强相含量对ZrB2/6063Al复合材料超塑性的影响 |
| 6.3.2 初始应变速率对搅拌摩擦态ZrB2/6063Al复合材料超塑性的影响 |
| 6.3.3 温度对ZrB_2/6063Al复合材料超塑性的影响 |
| 6.3.4 应变速率敏感指数m值和激活能Q值 |
| 6.3.5 超塑性拉伸前后搅拌摩擦态ZrB_2/6063Al微结构变化 |
| 6.4 原位颗粒增强铝基复合材料超塑性机理分析 |
| 6.4.1 原位颗粒增强铝基复合材料超塑性变形机理分析 |
| 6.4.2 原位颗粒增强铝基复合材料超塑性断裂机理分析 |
| 6.4.3 原位颗粒增强铝基复合材料超塑性变形机理模型讨论 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 塑变加工对铝基复合材料摩擦磨损性能影响研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 锻压塑变后原位铝基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 7.3 轧制塑变后原位铝基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 7.4 挤压塑变后原位铝基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 7.5 搅拌摩擦塑变后原位铝基复合材料的摩擦磨损性能 |
| 7.5.1 搅拌摩擦加工对摩擦系数影响 |
| 7.5.2 搅拌摩擦塑性加工对磨损性能影响 |
| 7.5.3 磨损表面SEM形貌与磨损机制的分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、细晶粒组织和超塑性变形对铝合金强度的影响（论文参考文献）
- [1]镁合金管材组织调控方法的研究现状及展望[J]. 胡刚,胡红军,李杨,张慧玲,张丁非. 中国有色金属学报, 2021
- [2]绝热剪切变形中温升现象的研究进展[J]. 胡博,郭亚洲,魏秋明,索涛,李玉龙. 高压物理学报, 2021(04)
- [3]低合金化Mg-Sn-Ca-Mn合金微观组织及力学性能研究[D]. 冯赟. 济南大学, 2021
- [4]选区激光熔化Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金成分设计及性能研究[D]. 唐浩. 江苏科技大学, 2021
- [5]选区激光熔化TiB2/Al-Mg-Sc复合材料的组织与性能研究[D]. 王继浩. 哈尔滨工业大学, 2021
- [6]大塑性变形对超强高韧铝合金组织性能的影响研究[D]. 高明. 中北大学, 2021(09)
- [7]增材制造15-5PH不锈钢的组织与力学性能研究[D]. 农晓东. 北京科技大学, 2021(08)
- [8]预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究[D]. 陈敏. 常州大学, 2021(01)
- [9]TiC-TiB2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织和力学性能的影响[D]. 纪振威. 吉林大学, 2021(01)
- [10]原位颗粒增强铝基复合材料的塑性变形行为及性能研究[D]. 焦雷. 江苏大学, 2014(05)