一、铝合金的宏观鉴定（论文文献综述）
刘国平[1]（2019）在《铜/铝双（多）金属复合材料制备及组织性能研究》文中研究指明双（多）金属复合材料是采用一定的复合工艺将两种或多种物理、化学、力学等性能不同的基体金属在界面上实现牢固的冶金结合而制备的一种新型复合材料。铜/铝双（多）金属复合材料作为一种常见的双（多）金属复合材料,广泛应用于汽车、电力、热传输、通讯、装饰等领域。本文采用固液复合砂型重力铸造和金属型重力铸造分别制备了两种不同的铜/铝双金属复合材料,系统研究了冷却速率和浇注温度对铜/铝双金属复合材料界面组织和力学性能的影响规律,并对界面金属间化合物进行表征、鉴定,分析了不同界面组织结构的形成原因,建立了界面组织与力学性能之间的关系,完善了铜/铝双金属复合材料固液复合机理研究。针对实际生产中单一固液铸轧工艺无法制备低铜厚度比（铜层厚度比<8%）的铜/铝复合材料的问题,采用“铸轧+轧制”联合复合工艺制备了低铜厚度比Cu/8011/1060（铜层厚度比为4.1%）和Cu/8011/5052（铜层厚度比为1.7%）多金属复合材料,系统研究了轧制压下率和热处理温度对多金属复合材料显微组织演变与力学性能的影响规律,主要获得以下结论:对固液复合砂型重力铸造制备铜/铝双金属复合材料的研究表明:铜/铝双金属复合材料的过渡区由金属间化合物层和重熔区组成。其中,金属间化合物经确定为Al4Cu9、AlCu和Al2Cu,其种类不受冷却速率的变化而改变。低冷却速率下（0.8℃/s1.0℃/s）,重熔区主要由Al-Cu亚共晶组织组成;高冷却速率下（1.0℃/s1.8℃/s）,重熔区主要由Al-Cu过共晶组织组成;随冷却速率从1.8℃/s降低至0.8℃/s,铜/铝双金属复合材料近铝侧的重熔区与铝基体之间的界面形貌由平直状变为枝晶状,且该界面存在富铜固溶体区,富铜固溶体区的宽度随冷却速率的降低逐渐增加;在冷却速率为1.0℃/s时制备的铜/铝双金属复合材料具有最高的界面剪切强度,达到33.3 MPa;基于界面冷却曲线分析和显微组织观察,提出了铜/铝固液复合界面形成先凝固区和先凝固区溶解现象,完善了铜/铝双金属复合材料固液复合机理。对固液复合金属型重力铸造制备铜基体镀Ni保护的铜/铝双金属复合材料的研究表明:界面冷却曲线中,在660℃附近观察到α（Al）相凝固平台,当浇注温度或液固体积比（VR）增加时,α（Al）相凝固时间增加。铜基体的溶解量与α（Al）相凝固时间呈正比,并获得铜基体的溶解速率常数为1.2142×10-5 m/s;当浇注温度为680℃时,Ni镀层部分溶解,在铜层与铝层结合界面存在显微间隙,未形成冶金结合;当浇注温度升高至700℃或更高时,界面形成连续冶金结合,存在金属间化合物层和[α（Al）+Al2Cu]共晶组织层,且金属间化合物经确认为Al4Cu9、AlCu和Al2Cu。当浇注温度为700℃时,Ni镀层与金属间化合物层反应,在AlCu与Al2Cu相之间生成AlCu（Ni）相;当浇注温度升高至720℃时,界面AlCu（Ni）相消失;固液复合金属型重力铸造制备铜/铝双金属复合材料的最佳工艺参数为720℃+VR 49.24,相应的剪切强度达到36 MPa。剪切断裂主要发生在脆硬的金属间化合物层上。高性能低铜厚度比的Cu/8011/1060和Cu/8011/5052多金属复合材料采用“铸轧+轧制”联合复合工艺制备,先将纯铜与8011铝合金固液铸轧制备Cu/8011双金属基体材料,然后将其与一定厚度的1060铝合金或5052铝合金热轧复合。本文主要研究轧制复合工艺参数对多金属复合材料界面组织与性能的影响规律。对Cu/8011/1060多金属复合材料研究表明:铜与8011铝合金界面主要由连续但厚度不均匀的金属间化合物（IMCs）组成,金属间化合物经确认为Al4Cu9、AlCu和Al2Cu。轧制复合过程中,界面连续的金属间化合物层断裂,断裂主要发生在三个部位:Ⅰ型IMCs与Ⅱ型IMCs的过渡区;Ⅰ型IMCs内部;Ⅱ型IMCs内部。IMCs断裂最容易发生在Ⅰ型IMCs与Ⅱ型IMCs的过渡区;不同轧制压下率制备的Cu/8011/1060多金属复合材料中,铜基体的轧制压下率总是小于复合材料的轧制压下率,而铝基体的轧制压下率略大于复合材料的轧制压下率;热处理态的Cu/8011/1060多金属复合材料在轧制压下率为47%时具有最佳的综合拉伸性能（强塑积值最大）,抗拉强度和延伸率分别为135.7 MPa和25.5%。拉伸过程中,Cu/8011/1060多金属复合材料出现两种不同的断裂方式:轧制压下率为38%43%时,复合材料出现分层断裂现象,8011铝合金与1060铝合金界面分离;轧制压下率增加至47%67%时,复合材料表现为整体断裂现象,8011铝合金与1060铝合金界面未出现分离现象,但铜基体存在多次断裂现象。基体金属性能与Cu/8011/1060多金属复合材料性能理论计算和实测结果对比发现:轧制态下Cu/8011/1060多金属复合材料的屈服强度和抗拉强度在理论计算和实测值上比较吻合;热处理态下Cu/8011/1060多金属复合材料理论计算的屈服强度和抗拉强度均小于实测值,说明复合材料经热处理后,界面互扩散作用能一定程度上促进复合材料拉伸性能的提高。原位拉伸扫描观察两种不同Cu/8011/1060多金属复合材料的界面断裂规律发现:裂纹首先萌生于金属间化合物与基体结合界面或金属间化合物内部,然后向铜基体扩展、延伸、割裂铜基体并产生断裂。同时,拉伸过程中不断在邻近的金属间化合物内产生新裂纹。但是,裂纹在铝基体中发生钝化。铜基体因存在大量的晶界阻碍位错运动,易产生应变局部化现象,裂纹易向其扩展;铝基体因塑性好,裂纹尖端通过发射位错,释放裂纹尖端的应力集中,降低裂纹扩展的驱动力,进而限制裂纹向铝基体扩展,发生钝化现象。Cu/8011/5052多金属复合材料界面存在厚度均匀但不连续的金属间化合物。8011铝合金晶粒大小分布不均匀,在8011铝合金中近铜侧组织中观察到大量细小的再结晶晶粒,而近5052铝合金处的晶粒组织较粗大;5052铝合金中在近8011铝合金界面处出现宽度约60μm的细晶区。Cu/8011/5052多金属复合材料室温拉伸遗传了5052铝合金基体的拉伸特征,在工程应力-应变曲线均匀塑性变形区出现锯齿状,发生动态应变时效效应。Cu/8011/5052多金属复合材料的室温屈服强度、抗拉强度在沿轧制方向（RD）和宽度方向（WD）近似相等,延伸率在轧制方向要优于宽度方向。Cu/8011/5052多金属复合材料拉伸断裂为45°单剪切断裂。Cu/8011/5052多金属复合材料高温拉伸试验发现:随着拉伸温度的升高,Cu/8011/5052多金属复合材料的抗拉强度降低,特别是当温度超过300℃时,抗拉强度显着下降。当拉伸温度低于200℃时,Cu/8011/5052多金属复合材料仍然具有较高的抗拉强度,超过120 MPa,具有高温使用的潜能。拉伸温度低于200℃时,Cu/8011/5052多金属复合材料的拉伸断口呈45°单剪切状;拉伸温度超过200℃时,Cu/8011/5052多金属复合材料的拉伸断口呈对称的剪切断裂,断口发生明显的变细延伸,且铜层发生不同程度的断裂。随着拉伸温度升高,铜层断裂间距显着增加。
万龙[2]（2019）在《铝/钢搅拌摩擦强形变诱导扩散行为及接头性能研究》文中指出本论文结合铝合金与钢异种金属复合结构在车辆、船舶、航空航天等领域的迫切需求,针对铝/钢搭接搅拌摩擦焊（Friction stir welding,FSW）存在可焊性差、焊具易磨损、界面金属间化合物难控制等问题,选取6082-T6铝合金和QSTE340TM细晶粒结构钢为研究对象,利用FSW强形变诱导快扩散作用,开发出了FSW新技术和新型焊具。采用试验研究、理论分析和数理模型建立有机结合的方法,围绕强形变诱导作用下元素快扩散机制、界面层控制、微观结构与宏观接头承载特性关联、接头可靠性等开展了研究。新型焊具采用轴肩和搅拌针分体式结构设计,焊具的可加工性和适应性提高,通过引入端部膨大呈内凹式且带有周向三缺口的搅拌针结构,使得界面塑性材料流动性增强、并赋予动静结合双流动模式。通过数值模拟仿真手段揭示了焊具结构对接头温度场、等效应变速率及环向速度分布的影响。新型焊具作用下接头前进侧和后退侧的723 K以上高温区域宽度分别为4.8 mm和4.7 mm,均高于锥形针和柱状针的焊具。接头内部存在等效应变速率高于1000 s-1的区域,且等效应变速率高于10 s-1的紊流区域面积整体提升了185%,表明接头内部产生了更大的形变作用和更加充分的材料流动行为。研究表明2A12-T4铝/6082-T6铝搭接FSW接头界面有效搭接宽度显着增大,钩状结构得到了减弱或者消除,并揭示了界面处材料流动和钩状结构消除的机制。搭接接头最高剪切载荷达到7566 N,为6082-T6铝合金母材强度的85%。新型焊具作用下的铝/钢搭接接头界面的有效搭接宽度达到了7.5 mm,相较于常规柱状针提高了25%,且接头剪切载荷最高达到442 N/mm,较已报道的最高剪切载荷提高了27%。同时搅拌针端部内凹式设计,使得下部材料向心流动,对塑性变形材料产生聚集作用,避免了搅拌针和底部钢板的直接接触,有效提升了焊具使役寿命。研究了焊接参数对铝/钢搭接FSW界面宏观成形和缺陷的影响规律,建立了工艺优化窗口。在700和900 r/min的转速下,随着焊接速度的提高,搭接界面处的金属间化合物和钢细晶粒层组成的叠层结构逐渐消失,界面由锯齿状向平直状逐步转变。在新型焊具所施加的搅拌和高温热循环的综合作用下,钢表层组织发生了晶粒变形、位错重排和再结晶等演变行为,在此基础上建立了钢在塑性变形作用下组织演变模型。界面处金属间化合物的存在和钢表层组织产生的形变硬化作用使得显微硬度值产生突变现象。距离界面层越近,纳米硬度值越高,在距离界面层10μm处组织的纳米硬度值达到了9.4 GPa。研究了铝/钢搭接FSW接头界面组织与承载性能的关联性。当转速为700 r/min时,焊接速度的优化区间为50-250 mm/min,随着转速增加到900 r/min,焊接速度的优化区间范围降为50-200 mm/min,进一步增加转速至1200 r/min时,发现焊接速度的优化区间进一步变窄,在焊接速度50 mm/min的参数附近呈现出最优的剪切性能。固定转速,随着焊接速度增大,接头的剪切性能总体上呈现出先上升后下降的趋势,界面金属间化合物层的厚度由焊接速度为30 mm/min时的3.3μm降至焊接速度为300 mm/min时的0.46μm,当焊接速度超过300 mm/min时,搭接界面处金属间化合物层消失,界面未形成有效冶金结合,导致界面承载性能下降。接头在剪切过程中界面失效存在四种不同路径,分别是直接从金属间化合物层处开裂、沿着界面处进行开裂、从铝合金焊核区开裂和沿着铝合金焊核区与界面交替断续开裂。界面失效破坏逐次发生、发展和转移的应变集中现象在时间和空间上呈现明显的间隔特征。采用响应面法对铝/钢搭接FSW工艺进行了优化,建立了工艺参数与接头拉剪载荷的数学模型。表征了界面处快扩散行为,界面区主要由颗粒复合结构、叠层结构和金属间化合物层构成,且部分区域存在非晶态的原子组态。在转速1200 r/min和焊接速度30 mm/min时,新型和传统柱状针焊具作用下界面金属间化合物层的厚度分别为3.3和1.1μm,其对应的生长常数分别为0.39和0.04μm2/s。新型焊具作用下界面层生长常数比873 K下的扩散焊快2个数量级,而较常规焊具作用快1个数量级。依据有效生成热模型对优先生成相进行了预测,在Fe-Al系中Fe4Al13或Fe2Al5为最先形成相,有效生成热模型仍存在一定的局限性。建立了颗粒复合结构和界面层组织的演变模型。整个界面层由局部Si元素富集的Fe4Al13相层、Fe2Al5相层、富Fe相层以及单薄的混合层组织四层不同结构组成。Si元素主要聚集在Fe4Al13和Fe2Al5金属间化合物层处,主要位于Fe4Al13金属间化合物层,含量为8 at.%,扩散范围约100-140 nm。Si元素的富集通过占据空位阻断扩散通道的方式有效抑制了界面金属间化合物层的厚度,使得搭接界面形成了厚度小于1μm的超强界面,提高了接头界面承载能力。通过扩散动力学分析了界面金属间化合物厚度的变化,厚度随着焊接速度的提高而减小。FSW施加的搅拌和剪切作用引起的局部应力和应变所导致的铝合金晶粒的细化和产生的高浓度的位错,为Fe元素的扩散提供更多的路径及为Fe4Al13晶粒的形核提供形核点,从而揭示了快扩散现象的本质。
张弛[3]（2020）在《钻杆用耐高温短碳纤维铝基复合材料组织与力学性能研究》文中指出随着我国油气井钻探及科学钻探深度的不断拓展,对钻杆的要求也越来越高,传统G105、S135等型号钢钻杆因自重大、有磁性、耐腐蚀性能差等局限性无法完全满足超深井及特深井钻探工程的需求。过去几十年来,铝合金钻杆因其密度低、比强度高、耐酸腐蚀性能好等优点逐步赢得业内人士的青睐,并已经在美国、俄罗斯等工业发达国家形成一些列产品,被广泛应用于超深井、大位移井等高难钻井作业中。然而,铝合金材料的软化温度较低,在高温下其力学性能衰退明显,容易导致钻杆在深部高温地层的过早失效,这很大程度上限制了铝合金钻杆的应用与推广。本文面向超深井油气钻探和科学钻探对轻质、耐高温钻杆材料的需求,在现有2024铝合金钻杆材料的基础上,利用碳纤维本身高强度、热稳定性能好的特性,研究碳纤维增强铝基复合材料的强韧化机理,为研制新一代轻质高强耐高温碳纤维铝基复合材料钻杆提供理论依据。本文首先利用粉末冶金法制备了小含量的短碳纤维增强2024 Al基（SCFs/2024 Al）复合材料,微观组织观察表明,碳纤维在基体中随机分布,无明显方向性。在碳纤维和Al基体的界面处观察到较为剧烈的界面反应,伴有Al4C3界面产物生成,在界面处还可以观察到Al2Cu和富Mn相的偏析,且随着环境温度的升高,各个界面产物均出现粗化现象。碳纤维的加入可以有效提高SCFs/2024 Al复合材料的整体硬度,并且对碳纤维周围基体的硬度和模量的提升最为明显,纳米压痕试验结果表明最靠近碳纤维的基体其硬度和模量最高,分别为2.51 GPa和93.53 GPa。拉伸试验结果表明,SCFs/2024 Al复合材料的屈服强度和抗拉强度会随碳纤维含量的增加呈现先增加后下降的趋势,其中,4 vol.%SCFs/2024 Al拥有最高的屈服强度,在室温、150oC和250oC拉伸温度下,相较于2024 Al分别提高了19.6%、45.6%和36.7%。另外,SCFs/2024 Al复合材料的塑性相较于2024 Al显着降低,在室温下,由于残余热应力和界面产物导致的过强界面结合,碳纤维在室温复合材料拉伸断口上的主要断裂形式为剪切破坏。当温度升高后,随着残余应力的回复以及界面产物和偏析产物的粗化,碳纤维与Al基体的界面结合减弱,这时碳纤维在拉伸过程中主要被拔出或者与基体发生脱粘。随后,针对前文研究发现的碳纤维低应力脆断导致复合材料抗拉强度提升不明显及塑性下降明显现象,将热压烧结后的SCFs/2024 Al复合材料进行热挤压工艺处理,实现了较大含量的碳纤维在基体中沿挤压方向的定向排布。在挤压力恒定的前提下,挤压速度会随碳纤维含量的增加,温度的降低和挤压比的增大而下降。挤压速度下降反映了挤压过程中Al基体高温流变能力的下降,使碳纤维在基体中的无序程度加剧,表现为碳纤维与挤压方向的平均偏差角度加大。碳纤维的加入可以有效降低Al基体的晶粒尺寸,其晶粒细化效果对碳纤维周围的基体最为明显。在高温下,碳纤维可以有效抑制Al基体的晶粒长大。在界面处仍然可以观察到大量的Al4C3界面产物以及偏析现象。在室温下,SCFs/2024 Al复合材料的抗拉强度随着碳纤维含量的增加呈现先上升后下降的趋势,屈服强度随着碳纤维含量的增加不断上升。当碳纤维含量固定为8 vol.%,改变挤压参数时,460oC挤压温度和14.6挤压比条件下的复合材料抗拉强度最大,为514 MPa。挤压态SCFs/2024 Al复合材料的强化机理包括载荷传递、晶粒细化、织构转变及位错堆积。复合材料塑性急剧衰退是因为碳纤维的脆断,这是由于界面反应及残余热应力带来的的过强界面结合导致的。在高温下,SCFs/2024 Al复合材料和2024 Al的拉伸强度都有所下降,但碳纤维可以有效抑制复合材料强度的衰退,这主要得益于碳纤维高温性能稳定和对Al基体晶粒在高温下长大的抑制。此外,高温下碳铝界面处残余热应力的回复以及Al基体的软化使得碳纤维的脆断现象缓解,裂纹在界面处的应力集中减弱,界面可以发挥裂纹偏转机制,从而提高高温下复合材料的塑性,还可以进一步发挥碳纤维传递载荷的作用,提高复合材料的高温强度。无论是烧结态还是挤压态SCFs/2024 Al复合材料,在碳纤维和Al基体的界面处都观察到了较为剧烈的界面反应。为了抑制界面处发生的碳铝界面反应,在碳纤维表面通过Ti-I2体系CVD工艺制备Ti镀层,并在粉末冶金和热挤压工艺的研究基础上,研究了镀层的引入对SCFs/2024 Al复合材料界面及拉伸性能的影响。通过热力学理论计算确定了当Ti和I2的摩尔比为1:1.6时,TiI3和TiI2在反应腔体内的平衡浓度最大,最有利于Ti镀层的沉积。XRD及Raman结果表明,在降温过程中通入少量氧气,可以使碳纤维表面的镀层成分转化为TiO2和非晶C的组合。在900oC镀层温度下,镀层的厚度会随保温时间的延长而不断增加。在SCFs/2024 Al复合材料中,镀层的引入可以有效缓解界面处的碳铝界面反应,Al4C3的数量下降明显。在复合材料中,碳纤维表面的镀层转变为TiC、TiO2、MgO、Ti和非晶C的复杂成分。相较于挤压态SCFs/2024 Al复合材料,镀层SCFs/2024 Al复合材料的抗拉强度和塑性得到较大提升,这是由于镀层的引入改变了界面处的结构。裂纹偏转机制可以调节复合材料界面处的应力分布,避免界面处的应力集中,从而延长碳纤维有效传递载荷的时间,从而提高复合材料的力学性能和塑性。
纪博凯[4]（2019）在《基于CRH动车组高速列车车体结构拓扑优化设计研究》文中研究指明高速列车对加快区域经济发展有重要意义,实现高速列车车体轻量化一直是设计人员不断追求的目标。依据拓扑优化能够实现设计区域内材料合理分布的原理,采用Optistruct中的变密度法并结合最小尺寸控制法对其进行轻量化设计。在保证满足应力、位移等约束条件下,得到车体断面筋板分布和纵向车体的优化结构。本论文研究的主要内容如下:首先,详细论述拓扑优化理论及不同的拓扑优化方法。不同拓扑优化方法具有不同的特点及工程应用范围,针对高速列车车体结构特征确定了变密度法的拓扑优化方法。其次,因铝合金挤压车体断面加强筋板的复杂性,现有结构参数和形状优化方法很难获得最优结构。根据TB/T1335—1996《铁道车辆强度设计及试验鉴定规范》和《200km/h及以上速度级铁道车辆强度设计及试验鉴定暂行规定》中对车顶、侧墙、地板等部位的载荷要求组成的最恶劣工况和车体实际运营中各部位的约束条件,利用Optistruct对车体断面的筋板分布进行拓扑优化。最后,针对现有车体在纵向方向上的载荷分布特征,按照车体设计规范中的约束设置和对横向、垂向、纵向三个方向的不同载荷需求,利用拓扑优化对车体在纵向方向上进行优化,寻找纵向车体上门窗、车顶开孔最佳形状及位置的分布,从而研究整个车体实现轻量化的拓扑优化方法。
赵德望[5]（2019）在《轻合金超声波焊接力学性能及连接机理研究》文中研究说明本学位论文针对航空、航天、运载器制造等领域对轻合金连接的高度需求以及存在问题,以能够解决轻合金点焊力学性能难题有效途径之一的超声波焊接技术为切入点,结合目前国内外学者对超声波焊接技术的研究现状,采用材料学、力学等多学科交叉的科学和技术研究手段,开展了几种典型轻合金超声波焊接力学性能及连接机理的研究工作,具体研究内容如下:开展了焊接参数及参数之间交互作用对接头强度的影响权重研究。以互难反应/难互溶的软/硬质典型轻合金镁合金（AZ31）与钛合金（Ti6A14V）、易互反应生成金属间化合物的软/硬质典型合金铝合金（AL6061）与钢（A36）为研究对象,进行超声波焊接全面实验,得到焊接参数对接头强度初步的影响趋势,继而对实验结果进行方差分析,并同时对同质铝合金（AA6022-T4）超声波焊接全面实验数据进行方差分析,以此获得了这三类典型轻合金的超声波焊接参数以及参数之间交互作用对接头强度的影响权重。建立了镁/钛、铝/钢的超声波焊接参数与接头强度之间的数学关系模型。利用经遗传算法优化的人工神经网络技术对镁/钛、铝/钢超声波焊接实验数据进行训练,建立了焊接参数与接头强度之间的数学关系模型,通过补充实验验证了模型的准确性,进而利用分析模型获得焊接参数对接头强度的详细影响规律。开展了超声波焊接接头连接机理微观研究。以镁合金/钛合金、镁合金/纯铜、同质铝合金的超声波焊接接头为研究对象,通过对接头的微观组织分析、断口分析、结合机制分析等,来研究三类典型轻合金之间的超声波连接机理,并根据不同轻合金的结合机制对焊接参数的影响权重进行解释。研究焊接参数对接头疲劳性能的影响规律。以镁合金与钛合金、同质铝合金为研究对象,进行疲劳实验,观察分析疲劳断裂失效模式和失效机制,并利用Swellam模型和Paris公式对接头疲劳寿命进行了预测,进而通过计算模型以及实验结果获得焊接参数对接头疲劳寿命的影响规律。建立了镁/钛超声波焊接热力过程分析模型。首先开展镁合金与钛合金超声波焊接实验,通过温度布测获得焊接过程中钛合金内部温度历程曲线,分析温度变化规律,并根据实验结果利用有限元分析软件ABAQUS建立了超声波焊接热力过程分析模型,通过实验温度历程曲线和典型区域温度验证了模型准确性,进而对焊接过程中温度场分布和塑性应变场分布等力学参数进行分析。
鲁金忠[6]（2010）在《激光冲击强化铝合金力学性能及微观塑性变形机理研究》文中研究说明激光冲击强化具有高压（GPa-TPa）、超快（几十纳秒）、超高应变率（107-108S-1,比爆炸成形高出100倍）的显着特点,广泛应用在金属构件的表面改性上,然而目前对于金属材料表层激光冲击细化晶粒的微观结构演变、性能结构关系尚缺乏系统的研究,尤其是对超高应变率下严重塑性变形导致的晶粒细化机制和微观强化机理,现在仍然缺乏统一的认识和深入的理解。本文针对激光冲击铝合金的宏观性能、微观结构演变以及塑性变形进行了若干基础研究,为激光冲击波技术的工业应用提供依据。本文主要开展以下四个方面内容的研究：不同工艺参数下铝合金试样的表面完整性和疲劳寿命研究、不同应变速率下的拉伸性能,在铝合金微观结构演变的基础上研究多次激光冲击铝合金晶粒细化机制和微观强化机理、激光冲击铝合金表面凹坑深度推导和理论计算,获得了以下主要结论和创新性成果：（1）系统研究了激光单次和多次冲击诱导铝合金塑性变形层不同区域的微观组织结构,建立了深度方向残余应力和微观结构的对应关系,首次深入系统地揭示了激光冲击铝合金晶粒细化机制和微观强化机理；在激光冲击塑性变形区域发现了激光冲击铝合金的空位簇缺陷并对形成机制进行初步的研究：激光冲击明显细化铝合金冲击区域表层的晶粒。激光单次冲击LY2铝合金晶粒细化过程中,深度方向的位错结构从随机分布位错→位错线→位错缠结→亚晶进行逐步演变,最终形成细化的晶粒；多次激光冲击的铝合金的上表面,晶粒尺寸约为100-200 nm。在观测试验结果的基础上,系统地提出了多次激光冲击强化铝合金的微观机制：（ⅰ）原始粗晶内位错线的形成；（ⅱ）位错线的堆积导致位错墙和位错缠结的形成；（ⅲ）位错墙和位错缠结细分粗晶成亚晶粒；（ⅳ）在外来载荷的作用下亚晶粒动态再结晶演变成大角晶界,新晶粒形成；深入研究了超高应变率冷塑性作用下,激光冲击外加载荷使铝合金高应变率绝热剪切带发生再结晶,从而形成亚晶直至产生细化的亚微米晶粒,超高应变和应变率对于粗晶的细化和最小平均晶粒尺寸的大小具有至关重要的作用；在多次激光冲击LY2铝合金的轻微塑性变形层中同时发现了空位型位错圈、堆垛层错四面体以及空洞缺陷,超高应变率激光冲击过程中产生超高内应力导致空位缺陷的凝聚形成了这些空位簇缺陷。（2）研究了材料特性参数和激光工艺参数对铝合金表面微凹坑深度的影响,建立了激光冲击超高应变率下以材料粘性系数、应变率、冲击波压力为特征参数的铝合金表面微凹坑深度的解析表达式,为激光冲击表面完整性的理论分析奠定了基础：铝合金厚板在激光冲击作用下,应力波还没有到达板料背面就已经衰减到材料动态屈服强度以下,因而不能使板料在整个厚度方向进入屈服状态并产生整体塑性变形,只能使一定深度的材料进入塑性屈服状态,从而在板料迎光面形成一定深度的微凹坑。根据应变波控制方程、弹粘塑性本构关系以及应力波运动速度与材料运动速度之间的关系,获得了弹粘塑性材料的残余应变表达式和板料表面凹坑速度的关系式,建立了激光冲击超高应变率下以材料粘性系数、应变率、冲击波压力为特征参数的铝合金表面微凹坑深度的近似解析表达式。根据铝合金厚板的材料特性、弹粘塑性本构关系,结合理论计算的残余应变表达式和板料表面凹坑速度的关系式,获得了动态屈服强度、冲击波峰值压力、粘度系数、弹性模量与凹坑深度之间的关系。（3）实验研究了激光冲击对铝合金表层纳米硬度、弹性模量、残余应力以及表面形貌的影响,开展了不同搭接率下椭圆型光斑的冲击效果和效率等工艺研究,获得了不同条件下合适的激光冲击参数和工艺准则：测量了激光冲击LY2铝合金冲击区域、影响区域以及未冲击区域的纳米硬度、弹性模量以及接触深度,并研究了激光冲击提高LY2铝合金弹性模量的机制；对不同冲击次数激光冲击产生的表面和深度方向残余应力场进行测试,并分析了多次激光冲击LY2铝合金表面残余应力变化和深度的分布规律；测量了激光冲击LY2铝合金前后冲击区域的表面轮廓和粗糙度,并对其结果进行分析；开展了不同搭接率下椭圆型光斑的冲击效果和效率等研究,获得了不同条件下合适的激光冲击参数和工艺准则。（4）开展了应变速率对激光冲击铝合金试样拉伸性能的影响关系研究,提出了基于弥散的溶质原子和激光冲击区域表层产生的大量位错相互作用产生的影响机制,研究了不同工艺参数下的铝合金的疲劳性能：测试了不同应变速率下的激光冲击前后LY2铝合金试样的延伸率和抗拉强度,表征了激光处理后LY2铝合金试样的断口形貌,研究了应变速率对LY2铝合金拉伸试样的延伸率、抗拉强度和断口形貌的影响。研究结果表明：激光冲击能够明显增加LY2铝合金的抗拉强度,并且抗拉强度先有一个轻微的降低随后明显增大,可能是激光冲击铝合金细化晶粒后产生的性能反映；断口形貌显示激光冲击后的铝合金为典型的塑性断裂特征-韧窝形貌；随着应变速率的增加,韧窝增大和变深,并且当应变速率从0.001 s-1增加到0.1s-1,断口上出现韧窝联合的特征；采用三组不同的工艺参数对LY2铝合金试样进行激光冲击处理,并且与未冲击处理试样的疲劳寿命进行对比研究。研究结果表明激光冲击处理能够明显增加LY2铝合金试样的疲劳寿命,并对冲击工艺参数对疲劳寿命的影响进行了分析。
李阳,刘义祥,范超毅,李九霖[7]（2019）在《AA8030型铝合金导线火灾前短路熔化痕迹鉴别技术研究》文中研究说明由于AA8030型铝合金导线中微量元素的加入,其火灾前短路熔化痕迹有典型特征。模拟火灾前相间短路故障发生过程,依据熔化痕迹形状进行分类,从而研究火灾前短路熔化痕迹的孔洞、组织等典型特征。研究表明:该导线发生火灾前相间短路故障,可能形成凹坑痕、凸起痕、圆球痕、尖状痕和平起痕等5类熔化痕迹,短路电弧能量越高,越易形成平起痕;火灾前短路熔化痕迹内部孔洞较多,多为致密的树枝晶,晶粒生长方向性强,应结合熔化痕迹的形状特征对组织内部的孔洞、晶粒进行分析,可为认定AA8030型铝合金导线短路故障引发的火灾提供技术支持。
胡少虬[8]（2007）在《大直径高强度高塑性高弹性模量铝合金研制及淬火残余应力演变规律研究》文中研究说明以微观组织设计为核心,采用相图—微观组织设计—工艺—性能的研究思路,进行了相图计算、相变分析及相的鉴定,为工艺设计提供了科学可靠的理论和实验依据,研制出新型大尺寸喷射沉积超高强度高弹性模量高塑性铝合金（Al—10.0Zn—3Mg—1.6Cu—0.8Ni—0.8Zr,Fe<0.1wt%,Si<0.05wt%）。提出了优晶理论:晶粒尺寸最优（本合金是7μm）、析出相最优、固溶程度最优和这三者配合最优。以相图为基础,通过长时间多级固溶,将组织统一为单一的细小均匀的充分再结晶组织,实现最佳固溶序列和时效脱溶序列的合理匹配,实现强度、塑性和弹性模量等综合性能同步提高。为该合金设计了全套工艺,特别是开发出独特的四级固溶工艺和三级时效工艺,对φ150×260mm试样实现平均抗拉强度σb=770MPa,平均屈服强度σ0.2=730MPa,平均延伸率δ=9%,平均弹性模量E=75.5GPa。提出了理想固溶时效工艺设计理论及经验公式。合金性能整体水平达到了美国2002年最新开发的7085合金的研究水平（平均抗拉强度σb=770MPa,平均延伸率δ=11%,平均弹性模量E=72GPa）。自动化控制的关键在于确认设备之间的核心关系式及明确判别标准,可以实现喷射沉积材料的组织稳定性和最优化,大幅度提高喷射沉积材料的质量。通过研究喷射沉积工艺流程自动化控制的五个核心关系式,为喷射沉积设备全面自动化改造奠定了核心技术。系统和全面地深入研究了淬火热应力、塑性变形、残余应力、淬火界面、试样形貌的演变规律,建立了一系列拓扑模型,发现了淬火角端效应、淬火动态薄膜效应、微观和宏观淬火塑性变形机制、塑性变形驱动力机理、应力变化规律、残余应力形成机制及分布规律、淬火塑性变形区形状变化规律和厚度对淬火残余应力影响规律等等,创立了全新的淬火残余应力研究体系,全面突破了70年代日本学者米谷茂建立的残余应力两层结构的经典模型。
陈晓光[9]（2013）在《SiC陶瓷与Ti-6Al-4V合金超声波辅助钎焊的润湿结合机制及工艺研究》文中研究表明SiC陶瓷和Ti-6Al-4V合金已成为结构材料中重要组成部分。大尺寸复杂陶瓷构件制备困难，同时为满足某些特殊需求或充分发挥材料的性能需要将异种材料组合使用，为此陶瓷/陶瓷、陶瓷/合金等同种材料或异种材料的连接技术显得尤为重要。本文采用超声波辅助钎焊的工艺方法，并采用铝基合金为主要钎料，在大气低温环境下实现了SiC/SiC、SiC/Ti-6Al-4V等接头的钎焊连接。主要研究了铺展润湿行为、氧化膜破碎行为、界面溶蚀行为、界面结构特征及超声波钎焊工艺等。研究发现超声波激励下液态钎料在固态母材表面的铺展行为存在共性特征。近铺展边缘液态钎料内部的空化效应使得该区域的钎料雾化形成大量的纳米液滴，纳米颗粒的尺寸小于150nm。纳米液滴附着到铺展外延区域的固体表面并发生表面氧化，其分布宽度大约为150μm。同时该区域液态钎料表面的氧化膜破碎发生液态钎料的局部微区铺展，该铺展行为在纳米颗粒所覆盖的固体表面进行。纳米液滴表面的氧化膜使其不能立刻湮灭于钎料内部而呈现出逐步被吞没的现象，并在铺展前沿形成液态钎料/纳米颗粒/固体母材的结构特征。该铺展行为在微观上表现出：铺展于纳米颗粒所覆盖的固体表面，铺展的不同步性，铺展前沿的结合不完整性和逐步性。通过研究超声波作用液态Al-12Si与固体Ti-6Al-4V的相互作用行为发现固液界面处存在着声致溶蚀行为。该溶蚀行为由尺寸小于25μm的独立的溶蚀坑所构成，溶蚀坑呈近半球形，边缘处存在着斜坡。溶蚀坑的上部被氧化膜所覆盖，并在中心部位存在着一个微小缺口，溶蚀坑底部和侧壁界面处形成Ti9Al23化合物，斜坡处界面形成Ti7Al5Si12化合物。随超声波时间延长或振幅增加，溶蚀坑的密度增加，对溶蚀坑的尺寸影响很小。当振幅增加到6.5μm时，界面处出现由高密度溶蚀坑组成的大面积不规则溶蚀区域。溶蚀坑的形成是由于近界面液态钎料内部空化气泡崩溃时所产生一系列复杂效应造成的。氧化膜的缺口是微射流冲击造成的，它是液态钎料与Ti-6Al-4V相互作用的唯一通道。在高温和声流搅拌作用下，Ti-6Al-4V基体通过氧化膜缺口向液态Al-12Si中过量地快速溶解，最后在溶蚀界面处形成Ti9Al23化合物。斜坡的形成是空化气泡崩溃作用消失后高温停留阶段的潜流行为造成的，溶解缓慢且界面生成Ti7Al5Si12化合物。超声波振幅增大时所出现的大面积不规则溶蚀区域是由于近界面空化气泡簇崩溃所造成的。针对Al-12Si/Ti-6Al-4V系统在超声波作用后进行保温处理发现，液态Al-12Si沿氧化膜与Ti-6Al-4V界面处对Ti-6Al-4V进行缓慢溶解，氧化膜脱离基体悬浮于液态钎料内部。在超声波4s保温5min就能够使得氧化膜完全脱离基体，同时平直界面处生成Ti7Al5Si12化合物，溶蚀坑内部化合物结构变化不大，只是在Ti9Al23/Ti-6Al-4V界面处生成一层Ti7Al5Si12化合物。延长保温时间至8min，界面处近Al-12Si侧生成Ti9Al23化合物，且最终稳定界面结构为Al-12Si/Ti9Al23/Ti7Al5Si12/Ti-6Al-4V。二次超声波作用能够破碎悬浮于液态钎料内部的氧化膜，但是界面处化合物结构未发生明显变化。Ti-6Al-4V的接头强度可达107.4MPa。超声波钎焊连接SiC陶瓷时，以纯Al作为填充金属，接头强度可达65MPa左右，开裂于接头金属内部，但界面连续的Al4C3化合物是接头的潜在威胁。采用Al-12Si钎料时界面平直，不存在化合物，且超声波作用时间对接头强度影响不大，可达95MPa左右。接头开裂接头金属内部和近界面SiC陶瓷内部，未发现界面开裂现象。界面呈现三种结构特征：Al-12Si/SiC、Al-12Si/SiO2非晶层/SiC、Al-12Si/纳米颗粒/SiO2非晶层/SiC。非晶层SiO2是SiC陶瓷经加热后所形成表层氧化膜，其在超声波空蚀效应下可发生分解而去除，而当SiO2层较厚时，溶蚀处形成了铝硅酸盐Al2SiO5化合物。纳米颗粒来自于液态钎料钻缝铺展时所形成，其与超声波诱导铺展时所形成纳米颗粒一致。在超声波作用下，锌基钎料能够与SiC陶瓷形成良好的润湿结合。采用Zn-8.5Al-1Mg钎料时发现随超声波时间延长接头强度增加，最高可达149MPa左右。超声波作用时间较短时，界面发生开裂，延长超声波时间发现SiC陶瓷内部、界面及近界面金属内部均存在开裂行为。液态钎料中空化气泡的崩溃能够使得SiC表面的SiO2非晶层被微量溶蚀。随超声波时间的延长，溶蚀程度加剧，从而提高了界面的结合强度。采用三层结构的填充材料实现了具有低膨胀系数的高度复合化SiC陶瓷接头。采用Al-12Si钎料钎焊连接SiC和Ti-6Al-4V时，由于接头残余应力较大发生SiC陶瓷内部开裂。通过将Sn、Zn、Mg等元素加入Al-12Si钎料中制备了Al-15.5Sn-9.5Si-4.5Zn-0.5Mg钎料，能够使得钎料的凝固温度降低至186℃，主要是因为Sn与Al的固溶度非常小。采用该钎料超声波钎焊连接SiC和Ti-6Al-4V，两侧界面均能够实现良好结合，并且未发生SiC陶瓷开裂现象。在186-561℃冷却温度区间内，钎料处于半固态，具有很好的变形能力，接头两侧金属可以自由收缩，因此可缓解接头的残余应力，并通过数值模拟可以发现采用该钎料时能够显着降低接头残余应力。接头强度可达77.8MPa左右，断裂于近SiC侧接头金属内部和Sn相/SiC陶瓷的界面。以Al-12Si钎料作为填充合金，超声波钎焊连接Ti-6Al-4V与1060Al时发现，氧化膜与Ti-6Al-4V界面为接头薄弱环节，接头强度大约为34.7MPa。悬浮于接头金属内部的氧化膜以及界面化合物均对接头强度影响不大，大约为68MPa。
吴孝泉[10]（2019）在《Al-Si合金表面激光熔覆层的制备及其性能研究》文中认为为规避传统表面处理技术方法成本高、污染大、不易加工自动化等缺点,解决铸造铝合金表面硬度低、耐磨性差、零件使用寿命短等突出问题,本文以Nd:YAG固态激光器对Al-Si合金表面处理为研究对象,采用预置法和同步送粉法,运用SEM、EDS、XRD、显微硬度计、摩擦磨损实验机等检测设备系统地研究了铝合表面制备复合增强熔覆层的组织和性能,并对熔覆过程中增强相的生成、溶解、析出及强化机制进行了讨论。主要的研究内容及研究成果如下:1.利用镍基自熔性熔覆材料,采用自动送粉法在AlSi7Mg表面制备出单道复合熔覆层。发现熔覆层中生成了细小的NiAl相、网状结构Ni3Al相以及M7C3相,显微硬度最高为780HV;在室温条件下进行滑动干摩擦实验,发现当载荷为80N时,平均摩擦系数最小,熔覆层平均摩擦系数在0.37～0.43间。对激光熔覆熔池中晶粒的长大、生长速度、生长方向进行了讨论。揭示了熔覆层中晶粒长大的规律以及晶粒形貌呈梯度变化的机理。2.利用Al-Ti-C粉熔覆材料,采用预置法在AlSi7Mg表面原位制备多道TiC复合增强熔覆层。发现熔覆层中生成了颗粒状尺寸约为1μm的TiC和尺寸约为6-10μm的Al3Ti强化相;显微硬度呈梯度分布,最高为824HV,在离熔覆层表层0.25mm处,显微硬度快速降低;对熔覆层中热能密度分布进行讨论并对熔覆层的稀释率进行计算,发现本实验中圆形光斑能量密度遵从高斯分布,得到的熔覆层平均稀释率仅为3.5%。3.在镍基自熔性熔覆材料中加入WC颗粒,采用自动送粉法在AlSi7Mg表面制备出WC/Ni基复合增强熔覆层。利用Marangoni效应揭示WC颗粒在熔覆层中的分布机理。复合增强熔覆层中,生成AlNi、Al3Ni、M7C3、M23C3等相;熔覆层显微硬度值呈梯度分布,最大值约为1100HV。室温条件下进行干滑动摩擦实验,在载荷低于60N时,磨损率随载荷的增加而增加,当载荷达80N时,对磨副材料发生转移,磨损率下降。在20N和40N的条件下,平均摩擦系数基本保持在0.4左右;当载荷为60N时,平均摩擦系数降低到最小值0.137;当载荷增加到80N时,平均摩擦系数升高到0.67。对WC颗粒在熔覆层中的烧损情况进行了分析与讨论,揭示了WC烧损分别以熔解扩散式和溃散式烧损的机理。4.对激光熔覆工艺中裂纹、气孔、球化、高稀释率等缺陷的产生机理及其控制措施进行了分析与讨论,得到如下结论:裂纹主要分为热裂与冷裂两类,热裂由于熔覆层中过冷度过大、生成脆性相、物相间热膨胀系数及其体积间的差异而产生的;冷裂主要由于残余应力得不到有效释放而产生的。科学设计熔覆材料的成分,控制增强颗粒的形貌、尺寸和分布等方法是改善热裂的途径;热处理是改善冷裂缺陷的最有效方法。熔覆层中气体来源于冶金反应生成气和外来气体（保护气、载粉气以及粉体中水气）,适当提高激光功率、减小扫描速度以及合理的熔覆材料成分是改善熔覆层气孔缺陷的方法。球化缺陷分为熔覆层内金属颗粒球化和熔覆层表面金属球化两种,熔覆层内金属颗粒球化主要是因为比能量过小,造成金属颗粒吸热不足而球化,影响熔覆层性能。熔覆层表面金属球化是由于熔体温度过高,金属液滴在熔体表面发生Leidenfrost现象,使金属液滴在熔覆层表面凝固,影响熔覆层表面质量。控制激光比能量,设计熔覆材料尺寸与成分能显着改善球化缺陷。稀释率的计算分为实测成分计算法和几何尺寸计算法,其影响因素包括:激光功率、扫描速度、送粉速率以及熔覆层成分。激光熔覆过程中,科学设计激光熔覆材料、选用低激光功率、高扫描速度和高送粉率能得到低稀释率激光熔覆层,其中,提高送粉率是降低稀释率的最有效方法。
二、铝合金的宏观鉴定（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、铝合金的宏观鉴定（论文提纲范文）
（1）铜/铝双（多）金属复合材料制备及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 双(多)金属复合材料 |
| 1.1.1 双(多)金属复合材料概述 |
| 1.1.2 双(多)金属复合材料的应用 |
| 1.2 铜/铝双(多)金属复合材料 |
| 1.2.1 铜/铝双(多)金属复合材料制备工艺 |
| 1.2.2 铜/铝双(多)金属复合材料界面组成与原位观察界面相演变过程 |
| 1.2.3 铜/铝双(多)金属复合材料性能评价 |
| 1.3 固液复合制备铜/铝双(多)金属复合材料 |
| 1.3.1 固液复合制备铜/铝双(多)金属复合材料概述 |
| 1.3.2 固液复合铸造制备铜/铝双金属复合材料 |
| 1.3.3 固液铸轧复合制备铜/铝双金属复合材料 |
| 1.3.4 铜/铝双金属复合材料固液复合机理 |
| 1.4 联合复合制备铜/铝双(多)金属复合材料 |
| 1.4.1 联合复合制备铜/铝双(多)金属复合材料研究现状 |
| 1.4.2 “铸轧+轧制”联合复合制备铜/铝双(多)金属复合材料 |
| 1.5 选题目的、意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 选题目的、意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第2章 实验材料及测试方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 固液复合工艺 |
| 2.2.1 固液复合砂型重力铸造 |
| 2.2.2 固液复合金属型重力铸造 |
| 2.2.3 固液铸轧复合 |
| 2.3 “铸轧+轧制”联合复合工艺与有限元模拟 |
| 2.3.1 “铸轧+轧制”联合复合工艺 |
| 2.3.2 有限元模拟 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.4 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.5 原位拉伸扫描分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 界面结合性能测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.5.3 显微硬度测试 |
| 2.5.4 纳米压痕测试 |
| 第3章 固液复合制备铜/铝双金属复合材料 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 固液复合砂型重力铸造制备铜/铝双金属复合材料组织与性能 |
| 3.2.1 冷却速率对铜/铝双金属复合材料组织与性能的影响 |
| 3.2.2 浇注温度对铜/铝双金属复合材料组织与性能的影响 |
| 3.2.3 分析与讨论 |
| 3.3 金属型重力复合铸造制备铜/铝双金属复合材料组织与性能 |
| 3.3.1 浇注温度和液固体积比对铜/铝双金属复合材料组织与性能的影响 |
| 3.3.2 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 “铸轧+轧制”联合复合制备低铜厚度比Cu/8011/1060 多金属复合材料 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu/8011/1060 多金属复合材料的组织结构及有限元模拟 |
| 4.2.1 Cu/8011 双金属复合材料基体的组织结构 |
| 4.2.2 轧制压下率对Cu/8011/1060 多金属复合材料组织的影响及有限元模拟.. |
| 4.2.3 界面金属间化合物层在轧制复合中的演变 |
| 4.2.4 热处理温度对Cu/8011/1060 多金属复合材料的组织结构的影响 |
| 4.2.5 热处理态Cu/8011/1060 多金属复合材料的组织结构 |
| 4.3 Cu/8011/1060 多金属复合材料的性能 |
| 4.3.1 基体金属材料的室温拉伸性能 |
| 4.3.2 热处理温度对Cu/8011/1060 多金属复合材料室温拉伸性能的影响 |
| 4.3.3 轧制压下率对Cu/8011/1060 多金属复合材料室温拉伸性能的影响 |
| 4.3.4 基体金属性能与Cu/8011/1060 多金属复合材料性能关系 |
| 4.3.5 原位拉伸扫描观察Cu/8011/1060 多金属复合材料的变形行为 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 界面金属间化合物层的轧制断裂失稳分析 |
| 4.4.2 Cu/8011/1060 多金属复合材料拉伸性能分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 “铸轧+轧制”联合复合制备低铜厚度比Cu/8011/5052 多金属复合材料 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Cu/8011/5052 多金属复合材料的组织结构 |
| 5.3 Cu/8011/5052 多金属复合材料的性能 |
| 5.3.1 室温拉伸性能 |
| 5.3.2 高温拉伸性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第6章 结论及创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及所获奖励 |
（2）铝/钢搅拌摩擦强形变诱导扩散行为及接头性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 铝/钢异种金属焊接难点分析 |
| 1.3 铝/钢异种金属FSW研究现状 |
| 1.3.1 焊具材料与结构设计 |
| 1.3.2 机械/能量辅助措施 |
| 1.3.3 工艺窗口与力学性能 |
| 1.3.4 焊缝成形与微观组织 |
| 1.3.5 铝/钢 FSW 接头的冶金结合 |
| 1.4 FSW过程中原子扩散研究现状 |
| 1.4.1 FSW界面原子扩散现象 |
| 1.4.2 FSW热力耦合特征 |
| 1.4.3 快扩散的提出 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验设备、材料及方法 |
| 2.1 试验材料及设备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 接头形式与焊具设计 |
| 2.2.1 接头形式 |
| 2.2.2 焊具设计 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 第3章 强形变诱导快扩散FSW焊具设计及效果验证 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 焊具结构设计 |
| 3.3 新型焊具效果评价 |
| 3.3.1 焊具几何结构 |
| 3.3.2 FSW过程的数理模型 |
| 3.3.3 计算结果与评价 |
| 3.3.4 焊具搭接效果评价 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 铝/钢搭接FSW接头界面特征及微观组织 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铝/钢搭接接头基本特征 |
| 4.2.1 宏观成形 |
| 4.2.2 铝侧显微组织特征 |
| 4.2.3 界面近域组织形貌 |
| 4.2.4 钢表层塑性变形组织与机制 |
| 4.2.5 界面层组织特征 |
| 4.3 界面硬度分析 |
| 4.3.1 显微硬度 |
| 4.3.2 界面层纳米硬度 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 铝/钢搭接FSW接头力学性能评价及预测 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 接头剪切性能与界面组织 |
| 5.2.1 焊接参数与剪切性能 |
| 5.2.2 焊接参数与金属间化合物 |
| 5.3 接头界面破坏行为 |
| 5.3.1 宏观断裂行为 |
| 5.3.2 失效路径多样性 |
| 5.3.3 接头DIC测试 |
| 5.3.4 接头断口分析 |
| 5.4 接头力学性能预测及优化 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 强形变诱导铝/钢界面扩散机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 强形变诱导快扩散现象 |
| 6.2.1 接头微观组织形态 |
| 6.2.2 界面层原子扩散行为 |
| 6.3 金属间化合物形成热力学 |
| 6.3.1 Gibbs自由能判据 |
| 6.3.2 Gibbs自由能估算方法 |
| 6.3.3 有效生成热模型 |
| 6.4 界面金属间化合物形成机制 |
| 6.4.1 界面颗粒复合结构演变行为 |
| 6.4.2 界面层结构演变行为 |
| 6.4.3 扩散动力学分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）钻杆用耐高温短碳纤维铝基复合材料组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及选题意义 |
| 1.2 铝合金钻杆的研究现状 |
| 1.2.1 铝合金钻杆的特点 |
| 1.2.2 铝合金钻杆生产的关键技术 |
| 1.2.3 铝合金钻杆的应用 |
| 1.3 碳纤维增强铝基(Cf/Al)复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 碳纤维的基本性质 |
| 1.3.2 Cf/Al复合材料的制备工艺 |
| 1.3.3 Cf/Al复合材料的界面控制 |
| 1.3.4 Cf/Al复合材料力学性能的强化机制 |
| 1.4 存在的问题及发展趋势 |
| 1.5 本文研究内容及技术路线 |
| 第2章 材料制备及试验方法 |
| 2.1 试验材料及设备 |
| 2.2 短碳纤维增强2024 铝基复合材料的制备工艺 |
| 2.2.1 真空热压烧结工艺 |
| 2.2.2 挤压工艺 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.2.4 CVD法镀Ti工艺 |
| 2.3 密度测试 |
| 2.4 微观组织表征及物相鉴定 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 拉伸性能测试 |
| 2.5.2 维氏硬度测试 |
| 2.5.3 纳米压痕测试 |
| 第3章 烧结态SCFs/2024 Al复合材料高温界面组织演化及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SCFs/2024 Al复合材料的组织表征 |
| 3.2.1 碳纤维的分布 |
| 3.2.2 SCFs/2024 Al复合材料的XRD表征 |
| 3.2.3 SCFs/2024 Al复合材料的界面组织 |
| 3.3 SCFs/2024 Al复合材料的密度 |
| 3.4 力学性能 |
| 3.4.1 维氏硬度 |
| 3.4.2 纳米压痕测试 |
| 3.4.3 拉伸性能及断裂行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 热挤压工艺对SCFs/2024 Al复合材料组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压速度 |
| 4.3 挤压态SCFs/2024 Al复合材料的组织 |
| 4.3.1 碳纤维的排布 |
| 4.3.2 宏观织构 |
| 4.3.3 SCFs/2024 Al复合材料的EBSD表征 |
| 4.3.4 SCFs/2024 Al的界面组织 |
| 4.4 挤压态SCFs/2024 Al复合材料的密度 |
| 4.5 挤压态SCFs/2024 Al复合材料的力学性能 |
| 4.5.1 硬度 |
| 4.5.2 拉伸性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 SCFs/2024 Al复合材料的界面优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CVD反应热力学分析 |
| 5.3 镀层成分及形貌 |
| 5.4 镀层SCFs/2024 Al复合材料的界面组织 |
| 5.5 拉伸性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所获得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）基于CRH动车组高速列车车体结构拓扑优化设计研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.1.1 课题研究背景 |
| 1.1.2 高速列车车体轻量化研究的意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 国内研究现状 |
| 1.2.2 国外研究现状 |
| 1.2.3 理论研究的不足 |
| 1.3 研究内容、创新点及技术路线 |
| 1.3.1 研究内容 |
| 1.3.2 研究重点 |
| 1.3.3 创新点 |
| 1.3.4 主要技术路线 |
| 1.4 本章小结 |
| 2 拓扑优化理论及方法 |
| 2.1 拓扑优化理论 |
| 2.2 拓扑优化方法 |
| 2.2.1 均匀化方法 |
| 2.2.2 变密度法 |
| 2.2.3 车体拓扑优化方法 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 车体断面拓扑优化 |
| 3.1 车体断面模型 |
| 3.2 车体所处工况及边界约束 |
| 3.2.1 垂向载荷 |
| 3.2.2 纵向载荷 |
| 3.2.3 横向载荷 |
| 3.3 车体的评定标准及设计原则 |
| 3.3.1 设计原则 |
| 3.3.2 静强度评定 |
| 3.4 Optistruct中的拓扑优化 |
| 3.4.1 网格划分及材料、属性设置 |
| 3.4.2 工况设置 |
| 3.5 优化结果及其处理、分析 |
| 3.5.1 拓扑优化结果 |
| 3.5.2 优化结果处理 |
| 3.5.3 优化结果分析 |
| 3.6 现有车体断面静力分析及对比分析 |
| 3.6.1 现有车体断面静力分析 |
| 3.6.2 现有车体断面与优化断面对比分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 车体纵向拓扑优化 |
| 4.1 纵向拓扑优化 |
| 4.2 车体模型及网格划分 |
| 4.2.1 车体模型 |
| 4.2.2 模型材料、属性设置 |
| 4.2.3 模型网格划分 |
| 4.3 不同工况及不同方向下的车体拓扑优化 |
| 4.3.1 仅有横风作用的车体拓扑优化 |
| 4.3.2 垂向作用力下的车体拓扑优化 |
| 4.3.3 纵向作用力下的车体拓扑优化 |
| 4.3.4 横纵向共同作用下的拓扑优化 |
| 4.3.5 三个方向下拓扑优化 |
| 4.4 优化结果分析及提取 |
| 4.4.1 优化结果分析 |
| 4.4.2 优化结果提取 |
| 4.5 建立纵向整车车体模型 |
| 4.6 优化车体静力分析 |
| 4.6.1 网格划分及工况加载 |
| 4.6.2 静力分析 |
| 4.7 传统纵向车体静力及两者对比分析 |
| 4.8 综合横纵向优化结果 |
| 4.9 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 本文的研究结论 |
| 5.2 下一步研究工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及研究成果 |
| 致谢 |
（5）轻合金超声波焊接力学性能及连接机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 轻合金连接技术概况 |
| 1.2 超声波焊接技术 |
| 1.3 国内外关于超声波焊接工作研究现状 |
| 1.3.1 超声波焊接接头微观组织分析研究现状 |
| 1.3.2 超声波焊接接头力学性能及影响规律研究现状 |
| 1.3.3 超声波焊接过程数值仿真工作研究现状 |
| 1.4 本文主要研究思路 |
| 2 超声波焊接参数对接头强度影响权重研究 |
| 2.1 镁/钛异质金属超声波焊接实验 |
| 2.1.1 实验方法 |
| 2.1.2 实验结果分析 |
| 2.1.3 方差分析 |
| 2.2 铝/钢异质金属超声波焊接实验 |
| 2.2.1 实验方法 |
| 2.2.2 实验结果分析 |
| 2.2.3 方差分析 |
| 2.3 铝合金同质金属超声波焊接实验数据分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 基于人工神经网络技术的超声波焊接参数影响规律研究 |
| 3.1 BP神经网络技术背景 |
| 3.2 遗传算法优化 |
| 3.3 镁/钛超声波焊接参数影响规律研究 |
| 3.3.1 网络结构及训练 |
| 3.3.2 计算模型验证 |
| 3.3.3 计算结果分析 |
| 3.4 铝/钢超声波焊接参数影响规律研究 |
| 3.4.1 计算模型验证 |
| 3.4.2 计算结果分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 超声波焊接接头连接机理微观研究 |
| 4.1 镁/钛异质金属超声波焊接接头连接机理微观研究 |
| 4.1.1 接头断口分析 |
| 4.1.2 接头微观组织分析 |
| 4.1.3 结合机制分析 |
| 4.2 镁/铜异质金属超声波焊接接头微观研究 |
| 4.2.1 接头断口分析 |
| 4.2.2 接头微观组织分析 |
| 4.2.3 结合机制分析 |
| 4.3 铝合金同质金属超声波焊接结合机制分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 超声波焊接接头疲劳性能研究 |
| 5.1 镁/钛异质金属超声波焊接接头疲劳性能研究 |
| 5.1.1 疲劳实验结果及接头失效模式 |
| 5.1.2 接头疲劳断口分析 |
| 5.1.3 焊接参数对疲劳寿命的影响 |
| 5.2 铝合金同质金属超声波焊接接头疲劳性能研究 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 超声波焊接热力过程实验与模拟研究 |
| 6.1 镁/钛超声波焊接热力过程实验研究 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 实验结果分析 |
| 6.2 镁/钛超声波焊接热力过程模拟研究 |
| 6.2.1 材料模型 |
| 6.2.2 有限元模型 |
| 6.2.3 模型验证 |
| 6.2.4 温度场分析 |
| 6.2.5 塑性变形分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 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 |
（6）激光冲击强化铝合金力学性能及微观塑性变形机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目录 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 激光冲击强化装备的研究概况 |
| 1.3 激光冲击强化技术研究概况 |
| 1.3.1 激光冲击强化理论研究 |
| 1.3.2 激光冲击强化关键工艺和宏观性能 |
| 1.3.3 激光冲击强化的微观机理 |
| 1.4 本课题的研究意义和主要研究内容 |
| 第二章 激光冲击LY2铝合金的表面完整性 |
| 2.1 试验材料及方法 |
| 2.2 试验和测量设备 |
| 2.2.1 激光冲击强化系统 |
| 2.2.2 纳米压痕测试系统 |
| 2.2.3 残余应力测试设备及方法 |
| 2.2.4 表面轮廓和粗糙度测试 |
| 2.3 激光冲击LY2铝合金表面完整性研究 |
| 2.3.1 单次冲击铝合金不同区域的纳米硬度和弹性模量 |
| 2.3.2 单次冲击表面轮廓和粗糙度 |
| 2.3.3 多次激光冲击LY2铝合金叶片残余应力和微观硬度变化 |
| 2.4 椭圆光斑激光冲击的残余应力分布 |
| 2.5 本章结论 |
| 2.6 与本章相关的主要研究成果 |
| 第三章 激光冲击LY2铝合金的拉伸性能和疲劳性能 |
| 3.1 试验方法和测量设备 |
| 3.2 不同应变速率下激光冲击强化铝合金的拉伸性能 |
| 3.2.1 应变率对激光冲击前后铝合金应力-应变曲线的影响 |
| 3.2.2 应变速率对激光冲击后铝合金断口形貌的影响 |
| 3.3 不同冲击方式下LY2铝合金的疲劳性能 |
| 3.4 本章结论 |
| 3.5 与本章相关的主要研究成果 |
| 第四章 激光冲击铝合金晶粒细化机制、微观强化机理以及空位簇结构缺陷 |
| 4.1 试验材料和方法 |
| 4.2 测试方法 |
| 4.3 单次激光冲击铝合金微观组织变化 |
| 4.3.1 深度方向的腐蚀性能和成分变化 |
| 4.3.2 深度方向的微观组织结构 |
| 4.3.3 激光单次冲击铝合金的强化机制 |
| 4.4 多次激光冲击铝合金微观组织变化 |
| 4.4.1 多次冲击下塑性变形层不同区域深度及晶粒形貌 |
| 4.4.2 多次冲击下塑性变形层不同区域的微观结构 |
| 4.4.3 多次激光冲击铝合金的增强机制 |
| 4.4.4 激光冲击波力学效应晶粒细化中的动态再结晶 |
| 4.5 激光冲击铝合金空位簇结构缺陷及形成机制 |
| 4.5.1 激光冲击LY2铝合金空位簇缺陷 |
| 4.5.2 铝合金空位簇缺陷的形成机制 |
| 4.6 本章结论 |
| 4.7 与本章相关的主要研究成果 |
| 第五章 激光冲击铝合金塑性变形的理论模型及计算 |
| 5.1 数学模型的建立 |
| 5.1.1 条件假设 |
| 5.1.2 板料表面凹坑深度 |
| 5.2 激光冲击铝合金塑性变形的数值计算 |
| 5.3 本章结论 |
| 5.4 与本章相关的主要研究成果 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 尚待解决的问题与前景展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间学术论文发表与研究成果目录 |
| 致谢 |
（7）AA8030型铝合金导线火灾前短路熔化痕迹鉴别技术研究（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 试验部分 |
| 1.1 试验材料 |
| 1.2 仪器设备 |
| 1.3 样品制备 |
| 2 试验结果 |
| 2.1 火灾前短路熔化痕迹宏观特征 |
| 2.2 火灾前短路熔化痕迹孔洞特征 |
| 2.3 火灾前短路熔化痕迹组织特征 |
| 3 分析与讨论 |
| 3.1 电弧能量对火灾前短路熔痕宏观特征的影响分析 |
| 3.2 短路熔化痕迹内部孔洞特征的影响因素分析 |
| 3.3 短路熔化痕迹内部组织特征的影响因素分析 |
| 4 结论 |
（8）大直径高强度高塑性高弹性模量铝合金研制及淬火残余应力演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 研究概述 |
| 1.2 高强铝合金材料的现状与发展趋势 |
| 1.3.超高强铝合金的新型制备方法——喷射成形技术 |
| 1.4 超高强铝合金的组织与性能 |
| 1.5 超高强铝合金的热处理工艺 |
| 1.6 高强铝合金的主要强化机制 |
| 1.7 成分设计依据的高强铝合金相图 |
| 1.8 本研究课题的来源、研究目的、内容及技术路线 |
| 第二章 成分设计、强化相预测及分析 |
| 2.1 制备工艺设计 |
| 2.2 成分设计和强化相预测 |
| 2.3 预计将出现的相变反应和室温时合金中的相 |
| 2.4 X射线衍射物相分析 |
| 2.5 Al-Zn-Mg-Cu-Ni-Zr合金中相的组织结构 |
| 2.6 优化合金成分 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 非平衡凝固过程中的相及相图计算 |
| 3.1 相图计算和分析 |
| 3.2 铸造合金的制备 |
| 3.3 铸造合金的组织和分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 喷射沉积组织分析及工艺智能控制核心算法研究 |
| 4.1 喷射沉积合金的制备及热挤压 |
| 4.2 喷射沉积合金的组织和分析 |
| 4.3 喷射成形工艺智能控制核心算法理论研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 喷射沉积铝合金固溶和时效处理的基础研究 |
| 5.1 过烧温度的测定 |
| 5.2 固溶处理对合金组织与性能的影响 |
| 5.3 相与基体的匹配及固溶时相的变化 |
| 5.4 原子半径差异对固溶的影响 |
| 5.5 扩散对固溶过程及再结晶的影响 |
| 5.6 单级时效对合金组织与性能的影响 |
| 5.7 多级时效对合金组织性能的影响 |
| 5.8 时效过程中相与基体之间的关系 |
| 5.9 本章小结 |
| 第六章 大直径喷射沉积铝合金热处理制度及优晶理论 |
| 6.1 小尺寸试样和大尺寸试样的差别及研究思路的确定 |
| 6.2 φ180mm大尺寸试样强度提升过程及组织分析 |
| 6.3 σb≥700MPa的大尺寸试样的塑性提升过程及组织性能分析 |
| 6.4 大尺寸试样固溶处理过程中的组织变化及分析 |
| 6.5 φ150×150mm大尺寸新材料力学性能 |
| 6.6 工业生产条件下热处理的φ150×260mm试样组织和性能分析 |
| 6.7 透射分析 |
| 6.8 优晶理论和性能同步提高理论 |
| 6.9 本章小结 |
| 第七章 挤压过程计算机模拟及分析 |
| 7.1 实验参数 |
| 7.2 数值建模 |
| 7.3 工件、模具和挤压筒在挤压过程中的温度场、应变场和应力场的变化。 |
| 7.4 挤压速度的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 无相变合金淬火热应力演变模型 |
| 8.1 实验及模拟参数 |
| 8.2 模拟及分析结果 |
| 8.3 角端和边缘淬火热应力模型与淬火角端效应 |
| 8.4 表层和内部淬火热应力模型及淬火动态薄膜效应 |
| 8.5 淬火热应力拓扑模型及形状影响热应力规律 |
| 8.6 本章小结 |
| 第九章 无相变合金淬火残余应力演变规律研究 |
| 9.1 空位与淬火塑性变形及残余应力之间的关系及残余应力形成机制 |
| 9.2 微观淬火塑性变形机制和塑性变形驱动力机理以及应力变化规律 |
| 9.3 宏观塑性变形机制与淬火残余应力分布规律 |
| 9.4 淬火塑性变形区形状变化规律和厚度对淬火残余应力影响规律 |
| 9.5 淬火塑性变形分布拓扑模型和淬火残余应力分布拓扑模型 |
| 9.6 本章小结 |
| 第十章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间主要的研究成果 |
（9）SiC陶瓷与Ti-6Al-4V合金超声波辅助钎焊的润湿结合机制及工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 金属及其合金与 SiC 陶瓷的润湿结合研究现状 |
| 1.2.1 活性钎料 |
| 1.2.2 M-Si 钎料 |
| 1.2.3 Al 基钎料对 SiC 陶瓷的铺展润湿过程 |
| 1.2.4 Al 基钎料对 SiC 陶瓷的界面结合 |
| 1.3 钛合金低温钎焊研究现状 |
| 1.4 超声波的特点及其在钎焊连接中的应用 |
| 1.4.1 超声波效应 |
| 1.4.2 超声波激励液态钎料钎焊 |
| 1.4.3 超声波激励固态母材钎焊 |
| 1.5 本文主要研究目标、问题及内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及装置 |
| 2.3 试验研究方法 |
| 2.3.1 超声波辅助铺展润湿工艺试验 |
| 2.3.2 超声波辅助填缝钎焊工艺试验 |
| 2.4 微观分析及性能测试 |
| 2.4.1 差热分析 |
| 2.4.2 线膨胀系数测量 |
| 2.4.3 分析试样制备 |
| 2.4.4 X 射线光电子能谱分析 |
| 2.4.5 微观形貌及组织结构观察 |
| 2.4.6 X 射线物相结构分析 |
| 2.4.7 力学性能测试 |
| 第3章 Al-12Si/Ti-6Al-4V 超声波辅助铺展行为和界面结合特征及机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 超声波诱导液态钎料/Ti-6Al-4V 系统的铺展行为 |
| 3.2.1 铺展宏观形貌及截面微观结构 |
| 3.2.2 钎料/Ti-6Al-4V 剥离后表面形貌特征 |
| 3.3 超声波作用下 Al-12Si/Ti-6Al-4V 界面处的溶蚀行为 |
| 3.3.1 界面溶蚀行为 |
| 3.3.2 超声波时间对界面溶蚀行为的影响 |
| 3.3.3 超声波振幅对界面溶蚀行为的影响 |
| 3.4 溶蚀坑形貌特征及组织结构 |
| 3.4.1 溶蚀坑形貌特征 |
| 3.4.2 溶蚀坑上氧化膜结构 |
| 3.4.3 溶蚀坑内界面结构 |
| 3.5 溶蚀形成机制 |
| 3.5.1 固液界面处的超声效应分析 |
| 3.5.2 破膜机制 |
| 3.5.3 溶解机制 |
| 3.5.4 反应机制 |
| 3.5.5 大面积溶蚀区的形成原因 |
| 3.6 保温时间及二次超声波对界面结构及性能的影响 |
| 3.6.1 皮下潜流致氧化膜浮起行为 |
| 3.6.2 保温时间对界面化合物的影响 |
| 3.6.3 界面演变模型 |
| 3.6.4 二次超声波对界面结构的影响 |
| 3.6.5 界面结合性能 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 液态钎料/SiC 陶瓷超声波辅助铺展行为及界面结合机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铝基钎料与 SiC 陶瓷的界面结构特征 |
| 4.2.1 纯铝与 SiC 陶瓷的界面特征 |
| 4.2.2 界面 Al_4C_3化合物的抑制 |
| 4.3 超声波诱导 Al-12Si/SiC 系统铺展行为 |
| 4.3.1 宏观形貌及截面微观结构 |
| 4.3.2 Al-12Si/SiC 系统剥离后表面形貌特征 |
| 4.3.3 纳米颗粒的微观结构及形成机制推测 |
| 4.3.4 Zn-Al 或 Sn-Zn/SiC 剥离后宏观及微观形貌 |
| 4.4 SiC/Al-12Si/SiC 接头界面结合特征及其形成机制 |
| 4.4.1 接头的微观结构及性能 |
| 4.4.2 界面结合的典型特征 |
| 4.4.3 界面结构的形成机制 |
| 4.4.4 界面溶蚀机制 |
| 4.5 采用 Zn-Al 钎料超声波钎焊连接 SiC 陶瓷 |
| 4.5.1 接头微观结构及性能 |
| 4.5.2 界面结构及其形成机制 |
| 4.5.3 高体积分数复合接头工艺研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 SiC/Ti、Ti/Al 异种材料的超声波钎焊工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiC/Ti-6Al-4V 超声波钎焊工艺研究 |
| 5.2.1 SiC/Al-12Si/Ti-6Al-4V 超声波钎焊接头形貌 |
| 5.2.2 低凝固 AlSnSiZnMg 钎料的设计 |
| 5.2.3 SiC/AlSnSiZnMg/Ti-6Al-4V 超声波钎焊工艺 |
| 5.3 Ti-6Al-4V/1060Al 超声波钎焊工艺研究 |
| 5.3.1 Ti-6Al-4V/1060Al 接头形貌特征 |
| 5.3.2 Ti-6Al-4V 侧界面组织结构 |
| 5.3.3 Ti-6Al-4V/1060Al 接头力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（10）Al-Si合金表面激光熔覆层的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Al-Si合金材料组成及其在工业中的应用 |
| 1.1.1 Al-Si合金的特点 |
| 1.1.2 Al-Si合金在工业中的应用 |
| 1.2 铝合金表面强化技术 |
| 1.2.1 阳极氧化技术 |
| 1.2.2 电镀与化学镀技术 |
| 1.2.3 电弧喷涂技术 |
| 1.2.4 等离子喷涂技术 |
| 1.2.5 激光表面改性技术 |
| 1.3 激光熔覆技术 |
| 1.3.1 激光与材料相互作用基础理论 |
| 1.3.2 激光熔覆设备特点 |
| 1.3.3 激光熔覆材料体系 |
| 1.3.4 激光熔覆工艺特征 |
| 1.3.5 激光熔覆技术的应用 |
| 1.3.6 激光熔覆技术的研究现状 |
| 1.4 铝合金激光熔覆的研究现状 |
| 1.5 复合熔覆层强化机理 |
| 1.5.1 载荷传递强化 |
| 1.5.2 细晶强化 |
| 1.5.3 位错强化 |
| 1.5.4 固溶强化 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料的选择 |
| 2.1.2 熔覆材料的选择 |
| 2.2 试验设备与方法 |
| 2.2.1 激光熔覆设备 |
| 2.2.2 激光熔覆实验 |
| 2.2.3 组织与性能测试 |
| 2.2.4 稀释率的计算 |
| 2.2.5 磨损性能测试 |
| 第3章 激光熔覆制备Ni_XAl/M_7C_3 增强熔覆层的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔覆工艺参数 |
| 3.3 原位生成Ni_XAl/M_7C_3 增强熔覆层宏观形貌 |
| 3.4 原位生成Ni_XAl/M_7C_3 增强熔覆层微观形貌 |
| 3.5 熔覆层化学成分分析 |
| 3.6 熔覆层显微硬度与摩擦磨损性能分析 |
| 3.7 溶池晶粒生长机制 |
| 3.7.1 熔池晶粒生长速度与方向 |
| 3.7.2 熔池晶粒生长形貌 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 激光熔覆制备Al_3Ti/Ti C增强熔覆层的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熔覆材料与工艺 |
| 4.2.1 熔覆材料 |
| 4.2.2 熔覆工艺 |
| 4.3 原位制备Al_3Ti/Ti C增强熔覆层宏观形貌 |
| 4.4 原位制备Al_3Ti/Ti C增强熔覆层微观形貌 |
| 4.5 熔覆层化学成分分析 |
| 4.6 不同扫描速度熔覆层显微硬度分析 |
| 4.7 热能密度分布与稀释率的计算 |
| 4.7.1 熔覆层中的热能密度分布 |
| 4.7.2 熔覆层稀释率的计算 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 激光熔覆制备WC/Ni基增强熔覆层的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 熔覆工艺 |
| 5.2.1 单道激光熔覆参数 |
| 5.2.2 多道激光熔覆参数 |
| 5.3 WC/Ni复合熔覆层形貌 |
| 5.3.1 单道WC/Ni熔覆层形貌 |
| 5.3.2 多道WC/Ni熔覆层形貌 |
| 5.4 熔覆层的稀释率 |
| 5.5 熔覆层化学成分分析 |
| 5.6 熔覆层显微硬度分析 |
| 5.7 熔覆层磨损性能分析 |
| 5.7.1 熔覆层磨面的分析 |
| 5.7.2 WC颗粒破碎模型 |
| 5.7.3 熔覆层磨削的分析 |
| 5.7.4 摩擦磨损性能分析 |
| 5.7.5 熔覆层摩擦性能的分析 |
| 5.8 WC烧损机理的分析 |
| 5.8.1 溶解扩散式烧损模型 |
| 5.8.2 溃散析出式烧损模型 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 激光熔覆工艺中常见缺陷与改善措施 |
| 6.1 裂纹 |
| 6.1.1 裂纹的分类及其形成机理 |
| 6.1.2 控制裂纹的措施 |
| 6.2 气孔 |
| 6.2.1 气孔的产生及其形成机理 |
| 6.2.2 控制气孔的措施 |
| 6.3 球化 |
| 6.3.1 球化的分类及其形成机理 |
| 6.3.2 控制球化的措施 |
| 6.4 稀释率 |
| 6.4.1 稀释率的定义及形成机理 |
| 6.4.2 控制稀释率的措施 |
| 6.5 其它缺陷 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 本文创新点 |
| 7.3 下一步工作的方向 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
四、铝合金的宏观鉴定（论文参考文献）
- [1]铜/铝双（多）金属复合材料制备及组织性能研究[D]. 刘国平. 上海交通大学, 2019(06)
- [2]铝/钢搅拌摩擦强形变诱导扩散行为及接头性能研究[D]. 万龙. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [3]钻杆用耐高温短碳纤维铝基复合材料组织与力学性能研究[D]. 张弛. 吉林大学, 2020(08)
- [4]基于CRH动车组高速列车车体结构拓扑优化设计研究[D]. 纪博凯. 四川轻化工大学, 2019(05)
- [5]轻合金超声波焊接力学性能及连接机理研究[D]. 赵德望. 大连理工大学, 2019(01)
- [6]激光冲击强化铝合金力学性能及微观塑性变形机理研究[D]. 鲁金忠. 江苏大学, 2010(07)
- [7]AA8030型铝合金导线火灾前短路熔化痕迹鉴别技术研究[J]. 李阳,刘义祥,范超毅,李九霖. 武警学院学报, 2019(10)
- [8]大直径高强度高塑性高弹性模量铝合金研制及淬火残余应力演变规律研究[D]. 胡少虬. 中南大学, 2007(12)
- [9]SiC陶瓷与Ti-6Al-4V合金超声波辅助钎焊的润湿结合机制及工艺研究[D]. 陈晓光. 哈尔滨工业大学, 2013(01)
- [10]Al-Si合金表面激光熔覆层的制备及其性能研究[D]. 吴孝泉. 南昌大学, 2019(01)