一、XJG-03大型金相显微镜简介（论文文献综述）
江南光学仪器厂技术情报组[1]（1967）在《XJG-03大型金相显微镜简介》文中认为 XJG-03大型金相显微镜试制成功了,这是毛泽东思想在我厂又一个新的胜利,这是参加试制工作的同志们活学活用毛主席著作的结果。此大型金相显微镜完全是按照我国的实际情况自行设计和试制的。在设计中走访了不少使用单位,得到了他们的大力支持,因而在结构上创造出我国特有
陈振华,贺毅强,陈志钢,尹显觉,陈刚[2]（2007）在《SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料的显微组织及室温力学性能》文中研究说明研究了多层喷射沉积SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料通过挤压后再轧制以及模压致密后再轧制的显微组织特点及其室温力学性能。通过金相显微镜、X射线衍射仪、扫描电镜和透射电镜观察在加工过程中复合材料的显微组织,分析显微组织密度对室温力学性能的影响。结果表明:通过挤压后再轧制以及模压后再轧制的SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料具有突出的室温性能,其中通过挤压后轧制板材的室温抗拉强度（σb）达555 MPa,模压后轧制得到的板材室温抗拉强度（σb）达620 MPa;分析认为其突出的室温性能主要得益于复合材料中的颗粒状SiC的颗粒增强以及材料中弥散析出的Al13（Fe,V）3Si相、喷射沉积工艺得到基体材料的细小晶粒（约800 nm）、通过大量变形形成晶粒内和晶界附近的位错缠结以及喷射原始颗粒边界氧化皮的破碎而产生的强化。
盛绍顶[3]（2008）在《快速凝固AZ91镁合金及其颗粒增强复合材料的研究》文中研究指明镁基复合材料具有低密度、高比强度、高比模量、良好的尺寸稳定性等优异的性能,在航空航天、交通、电子、武器装备等领域具有广阔的应用前景。快速凝固/粉末冶金为制备颗粒增强金属基复合材料的有效方法之一,本文介绍了一种自行发明的新型快速凝固粉末的制备方法,该方法将普通气体雾化液滴喷射到旋转的双辊辊缝中进一步模冷,形成了雾化-双辊急冷的快速凝固粉末制备工艺。利用该方法安全有效地制备了快速凝固AZ91镁合金粉末,并与SiCp、Al2O3、ZrO2粉末混合,通过热挤压研制了颗粒增强AZ91镁基复合材料,研究了复合材料组织性能的演变规律。本文还研究了快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金热压缩变形流变应力行为,快速凝固/粉末冶金法原位生成Mg2Si增强AZ91镁基复合材料,经过系统的研究,获得如下结论:1、雾化-双辊急冷法在下列工艺参数组合下:双辊线速度25m/s;喷嘴直径1mm;熔体压射压力0.1MPa;雾化气体压力0.3MPa.,可获得宏观尺寸细小、微观组织均匀细小、综合性能优良的的快速凝固AZ91镁合金细碎箔带,快速凝固箔带在挤压温度为673K、挤压速度为0.1mm/min,挤压比为25:1时,可获得的外表光洁、尺寸均匀、组织性能优异的镁合金棒材。2、雾化-双辊急冷法制备的AZ91镁合金粉末态为细小等轴晶组织,晶粒尺寸1-3μm,组织为α-Mg过饱和固溶体和微量的细小β-Mg17Al12相组成;粉末挤压棒材为等轴晶组织,晶粒尺寸5-7μm,组织中含有大量细小的β-Al12Mg17以及AlMg2Zn析出相,室温力学性能,抗拉强度383MPa,屈服强度275MPa,断后伸长率7.5%。室温下表现为韧性断裂特征。3、快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金在加热过程中发生明显的沉淀相析出和静态再结晶现象。加热温度为118-200℃时,晶粒尺寸无明显变化,而在晶内和晶界处析出了大量的β-Mg17Al12相粒子。加热温度在200℃时发生再结晶,当加热温度在350℃以下时,合金的晶粒尺寸仍保持稳定,但第二相粒子开始重溶。当加热温度达到400℃时,β-Mg17Al12相粒子大量重溶,在短时间内发生了晶粒异常长大现象。退火温度以及挤压比对快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金的硬度及组织有显著影响。4、在应变速率为0.001-1s-1和变形温度为250-400℃条件下,快速凝固粉末冶金AZ91镁合金热压缩变形流变应力行为与普通铸造镁合金不同,在微应变阶段,应力上升很快,该阶段加工硬化占主导,动态回复或动态再结晶现象不明显,尤其在较低的温度变形时,硬化效果突出。材料的热压缩变形流变应力行为强烈地受到变形温度的影响,流变应力主要呈现幂指数关系。在本实验条件下,RS/PM AZ91镁合金热变形应力指数n为8.7,其热变形激活能Q为132.6kJ/mol。在热变形温度较低,材料处于较高应力水平时,其拟合方程为:在热变形温度较高,材料处于较低应力水平时,其拟合方程为:5、首次采用快速凝固/粉末冶金法制备了Si颗粒增强AZ91镁基复合材料,增强相分布均匀,在挤压过程中增强相与基体反应形成反应层,反应层中存在高温相Mg2Si。在热处理过程中,随热暴露温度提高和时间的延长,增强相与基体的反应层拓展,Mg2Si明显增多。反应区显微硬度明显高于其它区域,同时热处理过程中晶粒有所长大,增强相有明显抑制基体晶粒长大的作用,增强相附近基体晶粒长大速率小于其它区域。Si/AZ91复合材料在不同的时效制度下,材料的性能与固溶时间存在一定的规律性。450℃退火处理时,随固溶时间的延长,显微硬度没有明显变化。随后200℃/60h时效时,随退火时间延长,材料的显微硬度呈上升趋势;200℃/120h时效时,固溶时间为16h时,材料的显微硬度达到峰值,而后迅速降低。Si颗粒增强AZ91镁基复合材料的力学性能室温δ、σb、σ0.2分别为3.50%、322MPa、241MPa。而且随Si含量的提高,材料的性能明显下降。同时,复合材料表现出较好的高温性能。6、采用雾化.双辊急冷法制备出了原位生成Mg2Si快速凝固2%Si/AZ91镁合金碎箔带,并用热挤压方法制备出合金板材。板材室温σb、σ0.2、δ分别为429 MPa、322 MPa、6.4%,弹性模量71 GPa。断口表现为韧性断裂特征,有明显的增强相拔断现象。在423K时合金的屈服强度大于240MPa,在473K时合金的屈服强度和铸态AZ91镁合金相当。7、采用雾化-双辊急冷法制备的合金粉末与增强颗粒均匀混合后热挤压成形制备了SiC（Al2O3、ZrO2）p/AZ91复合材料。增强颗粒分布较均匀。SiCp/AZ91复合材料的屈服强度、抗拉强度、延伸率随着SiC颗粒含量的增加有所降低,在热挤压过程中,基体合金中的Mg与SiC颗粒表面的SiO2发生了界面反应,生成了Mg2Si相,在拉伸变形过程中存在SiC颗粒断裂、SiC颗粒与基体脱粘现象。Al2O3p/AZ91复合材料的高温力学性能优异。由于ZrO2增强颗粒在基体中的分布不均匀,同时与基体发反应,影响了ZrO2p/AZ91复合材料的力学性能。
徐政坤[4]（2008）在《喷射沉积SiCp/FVS0611复合材料板材热加工及组织性能的研究》文中提出为了进一步提高Al-Fe-V-Si系合金的力学性能,在该系合金中加入SiC颗粒进行增强,这不仅可以提高材料的杨氏模量、耐磨性,还可以提高材料的室温和高温强度。本文研究了多层喷射共沉积SiCP/FVS0611复合材料挤压和热压致密化工艺,采用单向热压工艺有效地解决致密化过程中复合材料板材中SiC颗粒聚集的问题,并且使复合材料在热压后基本达到致密。通过后续的热轧工艺制备出了性能优良的复合材料板材。此外,还研究了SiCP/FVS0611复合材料的显微组织、断裂机制、力学性能、强化机理、热稳定性能以及耐腐蚀性能等。通过对SiCP/FVS0611复合材料的系统研究,得出如下结论:1.喷射沉积SiCP/Al-6.5Fe-0.6V-1.3Si复合材料经挤压致密后SiC分布成流线型并且有大量的SiC聚集到板面上,SiC与Al基体分层比较明显;而SiCP/Al-6.5 Fe-0.6V-1.3Si复合材料经热压致密后并未出现SiC颗粒与Al基体的分层,并且SiC颗粒分布比较均匀。挤压致密和热压致密后,该复合材料的致密度分别达到99.5%和99.1%,均基本达到全致密。2.轧制工艺进一步提高了SiCP/Al-6.5Fe-0.6V-1.3Si复合材料的致密度。在轧制过程中,热挤压后再轧制的复合材料板材的密度先降低再升高,而热压后再轧制的板材的密度变化是先升高再降低再升高。热挤压后再轧制的SiCP/Al-6.5 Fe-0.6V-1.3Si复合材料保留了挤压组织,SiC颗粒分层明显,大量的SiC颗粒仍聚集在两个板面上;而热压后再轧制的复合材料中SiC颗粒层间距减小,SiC颗粒的分布趋向于更加均匀的状态。3. SiCP/Al-6.5Fe-0.6V-1.3Si复合材料是由α-Al、α-Al12（Fe,V）3Si以及β-SiC组成的。Al晶粒尺寸约为600nm-800nm,而弥散分布的近球形的粒子为Al12（Fe,V）3Si第二相,其尺寸约为50-100nm,且主要沿晶界分布,密集处的Al12（Fe,V）3Si相互接触,有少量位于晶粒内部,且第二相的体积分数达20%以上。在室温条件下,该复合材料的抗拉强度为420MPa,随着温度的升高,抗拉强度逐渐降低,当温度达到315℃时,抗拉强度为230 MPa,温度达到400℃时,抗拉强度仍高达141MPa。当550℃退火200小时后,该复合材料的室温和高温（315℃）拉伸强度仍高达402MPa和212.2MPa,同时随着温度的升高伸长率也逐渐降低。4.该复合材料的断裂是局部韧性断裂和总体上的脆性断裂相结合的复合断裂方式。脆性断裂作为主要的断裂方式不是因为基体合金的塑性有限,而是因为非连续的SiC增强颗粒对基体合金塑性流动的限制导致的,并在SiC颗粒周围形成撕裂棱。5.经550℃热暴露200h后,SiCP/FVS0611复合材料的硬度降低不明显,经640℃热暴露10h后,该复合材料的硬度迅速降低,且硬度降低的速度低于未加SiC颗粒强化的FVS0812合金,这说明SiC颗粒的加入对于提高合金的高温热稳定性起到了重要作用,该复合材料具有优异的热稳定性。经550℃热暴露200h后,SiCP/FVS0611复合材料的Al12（Fe,V）3Si粒子长大至100-200nm,长大不明显,经640℃热暴露10h后,Al12（Fe,V）3Si粒子长大至300nm,长大明显。6.随着含Fe量的增加,SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料的腐蚀速率增大,SiCP/FV S0611复合材料低于SiCP/FVS0812复合材料;SiC颗粒的加入提高了Al-Fe-V-Si合金的抗腐蚀性能。
郝亮[5]（2008）在《喷射沉积SiCp/FVS1012及SiCp/FVS1212复合材料后续加工及组织性能的研究》文中研究指明为了进一步提高Al-Fe-V-Si系合金的力学性能,在该系合金中加入SiC颗粒进行增强,不仅可以提高材料的杨氏模量、耐磨性,还可以提高其室温和高温强度。本文通过对比SiCP/FVS1012及SiCP/FVS1212两种复合材料挤压和热压,研究了它们的致密化工艺,采用单向热压工艺有效地解决了致密化过程中复合材料板材中SiC颗粒聚集的问题,并且使其在热压后基本达到致密。通过后续的热轧制备出了性能优良的板材,此外,还研究了SiCP/FVS1012及SiCP/FVS1212的显微组织、力学性能、强化机理、耐热性能以及耐热机理,同时研究了SiC颗粒与Al基体的界面。通过对SiCP/FVS1012及SiCP/FVS1212的系统研究,得出如下结论:1.挤压后的组织中,SiC颗粒呈流线分布,并且在垂直于挤压方向的纵向上分层,大量的SiC颗粒流动到表面;而在热压后的组织中,SiC颗粒并没有聚集到板面上,SiC颗粒分布比较均匀。无论是挤压还是热压后,复合材料均达到基本致密,但与热压致密相比,挤压后的密度以及相对致密度更高一些。2.在轧制过程中,热压SiCP/FVS1012和SiCP/FVS1212的密度均经历了先升高再降低最后再升高的过程,而挤压态的SiCP/FVS1012的密度是先降低再升高。而轧制过程中硬度的变化与密度的变化趋势是完全相同的。通过热压后再轧制比通过挤压后再轧制,复合材料具有更加均匀的显微组织。热压致密克服了挤压带来的SiC颗粒表层聚集现象。3.热压或挤压再轧制的SiCP/FVS1012及SiCP/FVS1212具有相同的微观组织,均是由α-Al、α-Al12（Fe,V）3Si和β-SiC组成。其尺寸分别为500-800nm,50-100nm和10μm。β-SiC的体积分数为15%左右。但SiCP/FVS1212具有较高的Al12（Fe,V）3Si含量,其体积分数约为40%,而SiCP/FVS1012中大概只有30%。Al12（Fe,V）3Si弥散相细小呈球形分布在基体中,主要位于Al基体的晶界上。在喷射沉积过程中,SiC颗粒与Al基体发生了反应,形成了厚度小于3nm的晶态Si过渡层,部分Si原子扩散到Al基体中稳定了Al12（Fe,V）3Si弥散相,在SiCP/Al界面附近有微孪晶结构的纳米Al4C3相生成。4.喷射成形SiCP/FVS1012和SiCP/FVS1212具有较为优异的力学性能,且抗拉强度随着Fe含量的升高而升高。在室温下,SiCP/FVS1012和SiCP/FVS1212的极限抗拉强度和屈服强度分别高达533.1和581.2MPa;在315℃时,分别为306.4和315.8MPa;在400℃时,分别为232.6和207.5MPa。在高温条件下,喷射沉积复合材料的极限抗拉强度至少与具有相同化学成分的快速凝固/粉末冶金合金相当,或者更高。5.对于喷射沉积SiCP/FVS1012及SiCP/FVS1212而言,呈总体上的脆性断裂和局部韧性断裂相结合的复合断裂方式。当温度较低时,由于SiC增强颗粒-Al基体界面结合较强,主要通过SiC增强颗粒的开裂形核;当温度较高时,SiC增强颗粒-Al基体界面结合较弱,界面的脱粘成为裂纹形核的主要机制,材料在产生颈缩以前已经断裂。6.喷射沉积SiCP/FVS1012及SiCP/FVS1212具有优异的热稳定性能。Al12（Fe,V）3Si粒子在长期的高温退火过程中保持类球形,粗化速率很低,经过550℃退火200h后组织无明显变化,硬度下降不明显。复合材料的热稳定随着铁含量的增加而提高,与SiCP/FVS1012相比,SiCP/FVS1212在高温退火过程中,其组织更能保持弥散细小,性能也更稳定,特别是在当温度高于550℃时,这种优势逐渐明显。SiC颗粒通过影响弥散强化相Al12（Fe,V）3Si的尺寸及热稳定性而提高了复合材料的热稳定性能。
贺毅强,陈振华[6]（2012）在《SiCp/Al-Fe-V-Si的板材成形过程中显微组织和力学性能的演变》文中研究表明采用多层喷射沉积工艺制备SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料,并分别通过挤压后轧制和热压后轧制工艺制备了板材,分析了复合材料不同状态下的显微组织、物相和力学性能,并研究在轧制过程中复合材料密度和硬度的变化规律。结果表明:挤压后轧制和热压后轧制均能有效致密沉积坯。与挤压后再轧制相比,热压后再轧制材料组织更均匀细小,力学性能更优秀。挤压后再轧制板材抗拉强度为535 MPa,伸长率为4.0%,压下25%前,挤压坯的密度和硬度随之降低;当压下25%时,密度和硬度升高。热压后轧制板材抗拉强度达580 MPa,伸长率达6.3%,压下量低于10%时,热压坯密度与硬度随压下量升高;压下10%至40%,密度和硬度下降;压下量高于40%后,密度与硬度升高。对于两种材料,随着压下量的增加,轧制过程中密度与硬度的变化规律都一致。
贺毅强,胡建斌,张奕,陈志钢,冯立超,陈振华[7]（2014）在《喷射沉积SiCp/Al-Fe-V-Si板坯楔形压制后轧制的显微组织与断裂行为》文中认为采用喷射沉积工艺制备SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料板坯,并通过楔形压制后多道次热轧制备复合材料板材。研究板坯在楔形压制和轧制过程中孔洞、SiC分布、弥散粒子的变化和SiC-Al界面特征,并通过X射线衍射和能谱分析板坯材在致密化过程中的物相组成。结果表明,楔形压制工艺能使喷射沉积板坯有效致密化,且能使SiC颗粒均匀分布;板坯经480℃下多道次楔形压制和多道次轧制后,弥散粒子依然保持在60150nm,未见明显长大,且未向Al13Fe4等平衡相转变,SiC-Al界面处存在一层平直的、宽度为35 nm的过渡层,界面干净且没有缺陷,纳米过渡层可以提高界面润湿性;楔形压制后再轧制板材在拉伸过程中的断裂表面呈SiC颗粒限制下的韧性断裂方式,随拉伸温度的升高SiC-Al界面强度降低,当拉伸温度低于200℃时,SiC颗粒的拔断为主要裂纹源,当拉伸温度高于200℃时,SiC-Al界面脱粘为主要裂纹源。
贺毅强,乔斌,王娜,杨建明,徐政坤,尚峰,陈振华[8]（2010）在《不同拉伸温度下SiC颗粒增强Al-Fe-V-Si复合材料的断裂行为》文中进行了进一步梳理采用喷射沉积工艺制备SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si复合材料,并通过热压工艺对复合材料进行致密化,再通过热轧加工成板材。对复合材料的显微组织以及不同温度下复合材料的断裂性能和断口形貌进行研究。结果表明:采用热压致密后再热轧工艺能使SiC颗粒分布均匀,长轴方向平行于轧制方向,有利于增强复合材料的力学性能,复合材料的断裂性能和断面形貌与拉伸温度以及SiC的分布和取向相关,随着拉伸温度升高,SiC/Al界面强度减弱,拔断的SiC颗粒逐渐减少,SiC颗粒的拔出成为主要的裂纹源;与基体金属不同的是,复合材料的塑性随着温度升高而降低。
贺毅强[9]（2012）在《多层喷射共沉积制备SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料》文中进行了进一步梳理采用多层喷射沉积工艺制备SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料,研究了雾化及沉积工艺参数对沉积坯状态及SiC颗粒捕获的影响。结果表明,液流直径大、雾化气体压力小、喷射高度小会导致沉积坯组织恶化,反之则造成收得率低、致密度低。雾化器扫描不均匀则会造成沉积坯形状不均匀,而且会由于热量集中导致显微组织恶化。SiC颗粒输送压力的提高有利于SiC颗粒的捕获以及颗粒的均匀分布。多层喷射沉积制备SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的优化工艺参数为:液流直径3.6mm,雾化气体压力0.8MPa,喷射高度200mm,SiC颗粒输送压力0.5MPa。沉积坯存在两种SiC-Al界面:晶态Si界面层与非晶态SiO2界面层。
张中升[10]（2007）在《热处理工艺对7090/SiCp复合材料组织和性能的影响》文中提出采用坩埚移动式喷射共沉积技术制备了SiC颗粒增强7090/SiCp复合材料,研究了经热挤压和固溶时效处理后复合材料的组织和性能,主要研究结果如下:（1）采用喷射共沉积技术制备的高Zn（>9wt%）含量的7090/SiCp复合材料,获得了晶粒细小、组织均匀、偏析度小、致密度高的组织结构。（2）研究了沉积态和挤压态复合材料的显微组织特征,结果表明,在挤压态复合材料内存在着大量的第二相颗粒,主要为CuAl2或Al2CuMg相以及少量的含Fe的金属间化合物、单质Si相,这些颗粒相是复合材料过饱和析出的结果。（3） DSC热分析结果表明,挤压态复合材料在476.4℃以上固溶处理时,能够形成过饱和固溶体,这为制定挤压复合材料的固溶处理制度提供了理论依据。（4）比较了7090/SiCp复合材料经单、双级固溶处理后的显微组织及力学性能。研究表明,7090/SiCp复合材料采用450℃/3h+ 500℃/3h +120℃/18h热处理后可达到峰时效,其力学性能有大幅度的提高。抗拉强度都在750MPa以上,伸长率在2%左右。（5） TEM观察及分析结果表明,7090/SiCp复合材料经单级时效处理后的组织为G.P.区和η′相,强化效果最佳。经双级时效处理时,由于温度升高,使析出相粗化并析出了η相,强度明显下降。
二、XJG-03大型金相显微镜简介（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、XJG-03大型金相显微镜简介（论文提纲范文）
（2）SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料的显微组织及室温力学性能（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 1.1 原料及成分设计 |
| 1.2 塑性加工 |
| 1.3 性能检测 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 显微组织分析及强化机理 |
| 2.2 X射线衍射物相分析 |
| 2.3 室温力学性能和拉伸断口分析 |
| 3 结论 |
（3）快速凝固AZ91镁合金及其颗粒增强复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 插图索引 |
| 附表索引 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 快速凝固镁合金的研究进展 |
| 1.2.1 快速凝固镁合金的制备方法 |
| 1.2.2 快速凝固镁合金的组织性能特点 |
| 1.2.3 快速凝固镁合金的强化机制 |
| 1.3 镁基复合材料的研究现状及发展趋势 |
| 1.3.1 镁基复合材料的制备技术 |
| 1.3.2 镁基复合材料的界面问题 |
| 1.3.3 镁基复合材料的组织性能特点 |
| 1.3.4 研究现状及发展趋势 |
| 1.4 论文研究的目的和主要内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 雾化-双辊激冷法制备镁合金粉末及其挤压棒材的工艺研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 快速凝固AZ91镁合金碎箔带粉末的制备 |
| 2.2.1 镁合金熔炼 |
| 2.2.2 雾化-双辊急冷法制备快速凝固AZ91镁合金粉末 |
| 2.2.3 实验结果及分析 |
| 2.2.4 优化的工艺参数 |
| 2.3 快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金挤压棒材的制备工艺 |
| 2.3.1 实验方案与过程 |
| 2.3.2 快速凝固镁合金碎箔带粉末热挤压设备与工艺流程 |
| 2.3.3 快速凝固镁合金粉末热挤压工艺 |
| 2.3.4 实验结果及分析 |
| 2.4本章小结 |
| 第3章 快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金微观组织与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方案与过程 |
| 3.2.1 挤压棒材的制备 |
| 3.2.2 检测设备与制样 |
| 3.3 快速凝固AZ91镁合金的相组成和微观组织 |
| 3.3.1 相组成 |
| 3.3.2 金相组织 |
| 3.4 快速凝固AZ91镁合金的力学性能 |
| 3.4.1 快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金的拉伸性能 |
| 3.4.2 快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金的拉伸断口特征 |
| 3.4.3 快速凝固/粉末冶金AZ91镁合金的高温压缩流变应力行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 RS/PM-Si增强AZ91镁基复合材料的组织性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案与过程 |
| 4.2.1 Si增强AZ91镁基复合材料的工艺流程 |
| 4.2.2 Si增强相RS/PM/AZ91镁基复合材料的制备 |
| 4.2.3 原位生成Mg2Si增强相RS/PM/AZ91镁基复合材料的制备 |
| 4.2.4 陶粒轧制 |
| 4.2.5 实验设备 |
| 4.2.6 检测方法 |
| 4.3 快速凝固/粉末冶金Si增强AZ91镁基复合材料的组织性能 |
| 4.3.1 相组成与金相组织 |
| 4.3.2 相和组织热稳定性 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.4 原位生成增强相RS/PM/AZ91-2wt.%Si镁合金的组织性能 |
| 4.4.1 相组成与金相组织 |
| 4.4.2 力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 快速凝固/粉末冶金陶瓷颗粒增强AZ91镁基复合材料的组织性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案与过程 |
| 5.2.1 陶瓷颗粒增强RS/PM/AZ91镁基复合材料的工艺流程 |
| 5.2.2 样品制备 |
| 5.2.3 分析检测 |
| 5.3 实验结果与分析讨论 |
| 5.3.1 熔体加入陶瓷颗粒增强的快速凝固镁基复合材料 |
| 5.3.2 RS/PM/SiCp/AZ91镁基复合材料 |
| 5.3.3 快速凝固/粉末冶金Al_2O_3(ZrO2)/AZ91镁基复合材料 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（4）喷射沉积SiCp/FVS0611复合材料板材热加工及组织性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 耐热铝合金及其复合材料简介 |
| 1.2.1 耐热铝合金 |
| 1.2.2 Al-Fe-V-Si 复合材料 |
| 1.3 耐热铝合金及其复合材料的制备 |
| 1.3.1 快速凝固-粉末冶金法 |
| 1.3.2 平流铸造法 |
| 1.3.3 喷射沉积法 |
| 1.4 喷射沉积颗粒增强Al-Fe-V-Si 复合材料的加工 |
| 1.4.1 颗粒增强Al-Fe-V-Si 复合材料的变形规律 |
| 1.4.2 喷射沉积颗粒增强Al-Fe-V-Si 复合材料的加工 |
| 1.5 本论文的主要目的及研究内容 |
| 第2章 实验过程 |
| 2.1 喷射沉积制坯 |
| 2.1.1 合金的成分配制 |
| 2.1.2 喷射沉积过程 |
| 2.1.3 喷射沉积工艺参数 |
| 2.2 致密化工艺 |
| 2.3 测试及检测 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 热稳定性测定 |
| 2.3.3 耐腐蚀性能测定 |
| 2.3.4 密度测定 |
| 2.3.5 材料的成分分析 |
| 2.3.6 显微组织观察 |
| 第3章 喷射沉积SiC_p/FV50611 复合材料板材的制备 |
| 3.1 热挤压致密化 |
| 3.1.1 热挤压工艺参数的选择 |
| 3.1.2 挤压致密后的金相组织及致密度 |
| 3.2 热压致密化 |
| 3.2.1 热压参数的选择 |
| 3.2.2 热压后的金相组织和热压致密度 |
| 3.3 轧制工艺 |
| 3.3.1 轧制工艺参数的选择 |
| 3.3.2 轧制致密结果及组织演化规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 SiC_p/FV50611 的微观组织及力学性能 |
| 4.1 SiC_p/FV50611 复合材料的微观组织 |
| 4.1.1 X 射线物相分析 |
| 4.1.2 TEM 显微组织分析 |
| 4.1.3 断裂及其机制 |
| 4.2 SiC_p/FV50611 复合材料的力学性能 |
| 4.2.1 室温及高温力学性能 |
| 4.2.2 强化机制 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 SiC_p/FV50611 的热稳定性及耐腐蚀性能 |
| 5.1 SiC_p/FV50611 的热稳定性能 |
| 5.1.1 退火温度及退火时间对硬度的影响 |
| 5.1.2 退火温度对第二相粒子的影响 |
| 5.2 热稳定性分析 |
| 5.3 耐腐蚀性能 |
| 5.3.1 腐蚀后的显微组织 |
| 5.3.2 腐蚀过程中的失重状况 |
| 5.3.3 腐蚀性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表及拟发表的学术论文 |
（5）喷射沉积SiCp/FVS1012及SiCp/FVS1212复合材料后续加工及组织性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 快速凝固耐热铝合金简介 |
| 1.2.1 快速凝固耐热铝合金的发展历史及研究现状 |
| 1.2.2 快速凝固耐热铝合金的耐热机制及成分选择原则 |
| 1.2.3 快速凝固耐热铝合金的组织结构与性能 |
| 1.2.4 快速凝固耐热铝合金的应用 |
| 1.2.5 Al-Fe-V-Si 合金及复合材料的发展 |
| 1.3 Al-Fe-V-Si 复合材料 |
| 1.3.1 颗粒增强Al-Fe-V-Si 复合材料 |
| 1.3.2 晶须增强Al-Fe-V-Si 复合材料 |
| 1.3.3 Al-Fe-V-Si 颗粒增强复合材料的强化机制 |
| 1.3.4 Al-Fe-V-Si 复合材料的应用 |
| 1.4 Al-Fe-V-Si 复合材料的制备工艺 |
| 1.4.1 快速凝固-粉末冶金法 |
| 1.4.2 平流铸造法 |
| 1.4.3 喷射沉积 |
| 1.5 喷射沉积颗粒增强 Al-Fe-V-Si 复合材料的后续塑性加工 |
| 1.5.1 颗粒增强Al-Fe-V-Si 复合材料的变形规律 |
| 1.5.2 喷射沉积颗粒增强Al-Fe-V-Si 复合材料的塑性加工 |
| 1.5.3 SiC 颗粒引起的不均匀性 |
| 1.6 本论文的主要目的及研究内容 |
| 第2章 实验过程 |
| 2.1 喷射沉积制坯 |
| 2.1.1 合金的成分配制 |
| 2.1.2 喷射沉积过程 |
| 2.1.3 喷射沉积工艺参数 |
| 2.2 后续致密化工艺 |
| 2.3 测试及检测 |
| 2.3.1 力学性能 |
| 2.3.2 热稳定性的测定 |
| 2.3.3 密度测定 |
| 2.3.4 材料的成分分析 |
| 2.3.5 显微组织观察 |
| 第3章 SiC_P/FVS1012 及SiC_P/FVS1212 的致密化 |
| 3.1 挤压致密化 |
| 3.1.1 挤压参数的选择 |
| 3.1.2 挤压致密后的金相组织及致密度 |
| 3.2 热压致密化 |
| 3.2.1 热压参数的选择 |
| 3.2.2 热压后的金相组织和热压致密度 |
| 本章小结 |
| 第4章 SiC_P/FVS1012 及SiC_P/FVS1212 的轧制工艺 |
| 4.1 轧制参数的选择 |
| 4.1.1 轧制温度 |
| 4.1.2 道次压下量 |
| 4.1.3 道次退火温度及退火时间 |
| 4.2 轧制致密结果及SiC 颗粒的分布 |
| 4.2.1 轧制过程中密度及硬度的变化规律 |
| 4.2.2 轧制后组织 |
| 本章小结 |
| 第5章 SiC_P/FVS1012 及SiC_P/FVS1212 的微观组织及性能 |
| 5.1 SiC_P/Al-Fe-V-Si 复合材料的微观组织 |
| 5.1.1 X 射线物相分析 |
| 5.1.2 TEM 显微组织分析 |
| 5.1.3 HRTEM Al/SiC_P 界面分析 |
| 5.1.4 断裂及其机制 |
| 5.2 SiC_P/Al-Fe-V-Si 复合材料的性能 |
| 5.2.1 力学性能 |
| 5.2.2 热稳定性能 |
| 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间发表及拟发表的论文 |
（6）SiCp/Al-Fe-V-Si的板材成形过程中显微组织和力学性能的演变（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 1.1 原料及成分设计 |
| 1.2 塑性加工 |
| 1.3 性能检测 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 SiC颗粒分布 |
| 2.2 弥散粒子 |
| 2.3 加工过程中的X射线物相分析 |
| 2.4 轧制过程中的密度与硬度变化 |
| 2.5 拉伸性能 |
| 3 结论 |
（7）喷射沉积SiCp/Al-Fe-V-Si板坯楔形压制后轧制的显微组织与断裂行为（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 1.1 原料及成分设计 |
| 1.2 塑性加工 |
| 1.3 检测方法 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 复合材料的显微组织 |
| 2.1.1 金相组织 |
| 2.1.2 弥散离子与界面 |
| 2.2 复合材料的断面分析 |
| 3 结论 |
（8）不同拉伸温度下SiC颗粒增强Al-Fe-V-Si复合材料的断裂行为（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 1.1 原料及成分设计 |
| 1.2 塑性加工 |
| 1.3 性能检测 |
| 2 实验结果 |
| 2.1 SiC颗粒的分布 |
| 2.2 拉伸断口形貌 |
| 2.3 断裂行为 |
| 3 分析与讨论 |
| 4 结论 |
（9）多层喷射共沉积制备SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料（论文提纲范文）
| 1 实验方法 |
| 1.1 原料及成分设计 |
| 1.2 性能检测 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 雾化工艺参数对沉积坯的影响 |
| 2.1.1 液流直径 |
| 2.1.2 雾化气体压力 |
| 2.2 沉积工艺参数对沉积坯的影响 |
| 2.2.1 喷射高度 |
| 2.2.2 雾化器扫描参数 |
| 2.3 工艺参数对SiC增强颗粒捕获的影响 |
| 2.4 SiC颗粒与基体的结合状态 |
| 3 结 论 |
（10）热处理工艺对7090/SiCp复合材料组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝基复合材料发展概况 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的发展与研究现状 |
| 1.3 SiC 颗粒增强铝基复合材料的制备工艺与方法 |
| 1.4 喷射沉积复合材料的特征 |
| 1.5 热处理对复合材料的影响 |
| 1.6 论文的研究目的，意义和主要内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 检测与分析设备 |
| 第3章 喷射成形超高强7090/SICP 复合材料固溶制度的研究 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 热处理对7090/ SICP 复合材料组织和性能的影响 |
| 4.1 实验材料及实验方法 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读硕士学位期间所发表的学术论文目录 |
| 致谢 |
四、XJG-03大型金相显微镜简介（论文参考文献）
- [1]XJG-03大型金相显微镜简介[J]. 江南光学仪器厂技术情报组. 理化检验通讯, 1967(05)
- [2]SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料的显微组织及室温力学性能[J]. 陈振华,贺毅强,陈志钢,尹显觉,陈刚. 中国有色金属学报, 2007(06)
- [3]快速凝固AZ91镁合金及其颗粒增强复合材料的研究[D]. 盛绍顶. 湖南大学, 2008(08)
- [4]喷射沉积SiCp/FVS0611复合材料板材热加工及组织性能的研究[D]. 徐政坤. 湖南大学, 2008(12)
- [5]喷射沉积SiCp/FVS1012及SiCp/FVS1212复合材料后续加工及组织性能的研究[D]. 郝亮. 湖南大学, 2008(12)
- [6]SiCp/Al-Fe-V-Si的板材成形过程中显微组织和力学性能的演变[J]. 贺毅强,陈振华. 中国有色金属学报, 2012(12)
- [7]喷射沉积SiCp/Al-Fe-V-Si板坯楔形压制后轧制的显微组织与断裂行为[J]. 贺毅强,胡建斌,张奕,陈志钢,冯立超,陈振华. 中国有色金属学报, 2014(08)
- [8]不同拉伸温度下SiC颗粒增强Al-Fe-V-Si复合材料的断裂行为[J]. 贺毅强,乔斌,王娜,杨建明,徐政坤,尚峰,陈振华. 中国有色金属学报, 2010(03)
- [9]多层喷射共沉积制备SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料[J]. 贺毅强. 复合材料学报, 2012(02)
- [10]热处理工艺对7090/SiCp复合材料组织和性能的影响[D]. 张中升. 湖南大学, 2007(04)