一、用等径角挤压变形法制备纳米晶金属结构材料的组织演变（论文文献综述）
陆天行[1]（2021）在《钨弥散强化铜合金制备及性能研究》文中研究说明随着科技水平的发展,如何开发兼具高强度与高导电性的铜合金成为研究者探索的重点。近数十年,弥散强化（Dispersion Strengthened,DS）铜合金以其兼顾高强高导的特性、良好的高温稳定性引发众多关注。现有弥散强化铜合金中强化相以氧化物为主,但是氧化物较强的电子散射效应、较低的辐照稳定性成为进一步提升其性能的限制因素。钨具备高硬度、高熔点、良好的导电导热性和优良的耐辐照性能,是新一代高强高导弥散强化铜中优秀的强化相选择。现有研究者的工作集中于机械合金化制备合金,而在上述外源法合成技术中,颗粒难以均匀细化的问题限制了钨颗粒的强化效果和合金的导电性能。基于上述背景,本文成功地开发了以原位反应为核心的钨弥散强化铜粉末的合成策略,并制备出颗粒细小、分布均匀、具有优良综合性能的钨弥散强化铜合金。本文围绕钨弥散强化铜的粉末冶金方法制备和力学、导电性能进行研究,进一步探讨其高温稳定性与组织结构演变。本研究将为未来进一步开发高性能弥散强化铜合金提供理论依据。对扩展弥散强化铜合金的应用场景,进一步研发性能更高、高温稳定性更好、可工业化应用的高强高导铜合金具有重要意义。热力学分析表明钨作为弥散相的制备难点在于Cu-W二元体系极高的形成焓（>33 kJ/mol）,导致外部加入的钨在铜基体中分散与细化存在很高的能垒,故需要设计中间过程降低钨颗粒的形成能量。首先以易细化的铜、钨氧化物作为前驱体,采用溶胶凝胶-气相还原法制备合金。制备的块体合金中消除了亚微米级以上的大尺寸颗粒影响,组织均匀性、弥散颗粒细化程度与导电性显着优于一般机械合金化法制备的合金。在气相法的基础上,结合机械合金化法开发气-固原位反应法制备钨弥散铜合金。合成过程中Cu基体的包覆充分抑制中间水合物的生成,因此Cu-W间通过固相传质机制反应。固相传质反应能将钨的形成温度降低至600℃以下,使W颗粒在高温形成过程中免于气相形核与粗化。所制备的合金中钨弥散颗粒平均尺寸小于30 nm,通过大变形量冷轧后抗拉强度达到596 MPa,并保持约85 IACS%的导电性能。冷轧态合金经过800℃高温退火后抗拉强度与屈服强度为402 MPa与289 MPa,退火后合金基体晶粒尺寸为0.97 μm,弥散颗粒未出现明显长大。高温退火后基体织构相较于冷轧态保持稳定,无明显变化。分析表明其力学性能主要源于第二相强化与细晶强化机制,内部高密度钨颗粒带来的晶粒细化效果与位错钉扎效应带来较高的强度与高温稳定性。电阻率的增加主要由颗粒电阻效应、颗粒电子散射与晶界散射导致。通过添加钨弥散相代替氧化物相,能够在不损失强度的前提下提升铜合金导电性,同时抑制高弥散相含量带来的脆化影响。通过原位反应法合成双相弥散强化铜合金,采用纯固相的机械-化学复合法（Mechano-chemical Processing,MCP）制备两种含有TiO2与Al2O3的复合相钨弥散铜。由于MCP反应中元素扩散路径短、颗粒长大不明显,并且在合成过程中固相反应形成的两相颗粒之间存在互抑制效应,进一步限制了氧化物与钨颗粒的长大,带来更优的强化效果。组织中W颗粒和氧化物最小尺寸维持在10nm级别,基体晶粒尺寸均在800 nm以下。其中Cu-W-Al2O3合金的高温稳定性优良,经过800℃退火后抗拉强度与屈服强度为442 MPa和350 MPa,对比热挤压态仅下降6%,导电率维持在80IACS%以上,延伸率维持在15%。互抑制效应提升合金基体中强化相分散效果,避免避免颗粒长大导致的晶界脆化。退火态组织保持纤维织构不变,基本未出现再结晶晶粒,高密度的复合相强化颗粒提供了良好的细晶强化效果和更优的高温稳定性。基于实验结果,对钨弥散铜的高温组织演变与强化相结构进行分析。经过更长时间退火过程,合金的强度与硬度维持稳定不再下降,平均晶粒尺寸保持在约1 μm。钨弥散强化铜的再结晶过程会经过回复-晶粒重组为亚结构-不同亚结构融合形成超大晶粒-超大晶粒内部形核再结晶的过程,最终稳定为包含再结晶晶粒和高密度变形晶粒的双相结构。影响钨颗粒稳定性的核心是其在铜基体内的粗化过程,通过Ostwald熟化机制描述颗粒的长大机制,推导出晶粒内与晶界处的平衡浓度与扩散系数。结构表征结果证明Cu-W界面为稳定的半共格界面结构,对应K-S位向关系,钨颗粒的强化形式为位错绕过机制,原位反应生成的颗粒与基体之间结合紧密。通过分子动力学计算结果验证了上述结构的能量稳定性。结合实验与理论计算阐明钨弥散强化铜的强化与组织演变机理,为开发更高性能难熔金属弥散强化铜提供理论工具。
王俊杰[2]（2021）在《低温ECAP及热处理Cu0.4Cr0.3Zr合金组织演变及性能调控》文中指出根据新型基础设施建设项目,特高压输电、城际高铁及轨道交通发展成为首要目标。作为导电性能最好的铜金属强度不足,合金化又使纯铜电导率下降严重,为探寻强度与电导率的匹配,本课题以Cu0.4Cr0.3Zr合金为研究对象,采用室温及液氮环境进行不同路径ECAP,变形后合金在450℃下时效不同时长。运用OM、XRD、EDS、SEM、EBSD及显微硬度测量等技术对不同状态下合金的性能进行表征,分析了不同因素对合金性能的影响。结果表明,不同温度ECAP均使得材料内部晶粒细化,Bc路径低温挤压4道次后强度492.80MPa,电导率42.2%IACS。而Bc路径室温挤压4道次后强度380.5MPa,电导率43%IACS。在电导率基本相同情况下,强度较原始状态分别提高了77.41%和36.96%。结果表明,时效对不同变形工艺合金影响不同,合金经室温Bc路径挤压4道次后450℃时效3h强度达到538.6MPa,电导率75%IACS;低温挤压Bc路径4道次后450℃时效1h强度达到585.1MPa,电导率75%IACS。电导率基本相同,强度较原始状态分别提升93.89%和110.6%。变形路径影响着合金的强度,低温挤压4道次后强度和电导率分别为,A路径:514MPa,42.7%IACS;Bc路径:492.8MPa,42.2%IACS;C路径:510.6MPa,42.2%IACS。而450℃时效1h后A路径:599.2MPa,74.97%IACS;Bc路径:585.1MPa,75.01%IACS;C路径:539.7MPa,74.9%IACS。低温环境下合金的层错能降低,原本Cu0.4Cr0.3Zr合金在变形中的位错分割机制变成了孪晶变形机制,更容易产生超细晶粒,在时效时电导率随着内部空位和内应力等缺陷回复而提升,同时固溶物脱溶后钉扎晶界使强度大幅提升。不同工艺下Cu0.4Cr0.3Zr合金（111）晶面衍射强度最高,但其数值随着变形道次增加而降低,冷挤压变形晶面衍射强度明显高于室温挤压,多道次变形后主要织构为{111}<112>。
王长记[3]（2021）在《Al2O3颗粒增强W合金的制备、组织结构与力学性能》文中指出W及其合金具有高熔点、高密度和低蒸气压等优异的特性,是高温领域不可或缺的结构材料,广泛用于航空航天、核反应堆、武器装备等领域。但纯W的低温脆性,服役温度超过再结晶温度时组织不稳定发生晶粒长大、杂质晶界聚集增加、晶界弱化导致硬度与强度显着下降即所谓的“再结晶脆性”,以及辐照脆化等问题严重影响了其服役性能,因此,研发具有更高再结晶温度、良好强韧性的W合金是未来发展趋势。在基体中引入细小且弥散分布的碳化物或氧化物颗粒,是提高W合金综合力学性能的有效方法。Al2O3硬度高、耐磨性好且成本低廉,是一种优良的增强体。目前关于Al2O3颗粒弥散增强W合金的研究尚无报道。本文系统研究了Al2O3颗粒增强W合金的复合粉体水热合成+液液掺杂制备动力学、烧结致密化工艺优化及晶粒细化机制、高温变形行为及本构方程与热加工图等热加工特性、旋锻工艺对组织结构与力学性能的影响、强化机制以及组织热稳定性与性能演变。获得以下主要研究成果:（1）水热合成+液液掺杂制备W-Al2O3复合粉体的结果表明,溶液pH值、偏钨酸铵初始浓度和保温时间对WO3前驱粉体晶粒尺寸具有明显影响。随pH值和浓度增大,晶粒形核速率提高,制备出的粉体晶粒尺寸逐渐变小。随保温时间延长,粉体粒度增大。采用液液掺杂,实现了 WO3·0.33H2O和AlO（OH）前驱体均匀混合。经500℃煅烧,得到WO3-Al2O3复合粉体,经两段H2还原成功制备出混合均匀的W-Al2O3复合粉体。随Al2O3含量的增加,W-Al2O3复合粉体平均粒径从1300 nm减小到15 nm,逐渐呈球形。H2还原过程中,依附在WO3颗粒表面的Al2O3颗粒降低了 WO2（OH）2生成速率,抑制了气相迁移过程,细化了复合粉体。（2）采用放电等离子烧结和感应烧结技术均制备出W-Al2O3合金,Al2O3的加入提高了复合粉体的烧结活性,有效提高了力学性能。经感应烧结后,随Al2O3含量从0增至1.0 wt.%,平均晶粒尺寸从10减少到3 μm。当Al2O3为0.25 wt.%时,具有最高硬度、压缩强度和断裂韧性,分别为386 HV,1318 MPa和5.9 MPa·m1/2。亚微米或纳米级的Al2O3颗粒弥散分布于W基体中,较大颗粒趋向于分布W晶界处,较小颗粒分布于W晶粒内,并能有效抑制W晶界迁移,减缓W晶粒长大速度。当Al2O3含量≥0.5 wt.%时,其颗粒团聚严重,钉扎效果减弱,导致组织不均匀。（3）通过热模拟实验,测定了 W-Al2O3合金不同温度（1300～1600℃）、不同应变速率（10～0.01 s-1）流变应力-应变曲线,并分析了其变形组织演变规律;基于Arrhenius模型构建了流变应力与温度、应变速率及应变之间的本构方程;建立了基于能量耗散率和失稳准则的W-Al2O3合金热加工图,确定了旋锻热加工工艺参数。（4）经旋锻后,W-Al2O3合金的相对密度由烧结态的96.8提高到99.6%以上,硬度由烧结态的386提高到559 HV。W与Al2O3颗粒界面结合良好,旋锻过程中,界面处发生非协调变形,W原子偏离平衡位置导致W与Al2O3界面处产生5～10 nm厚的非晶过渡层。旋锻态W-0.25wt.%Al2O3合金室温硬度（559HV）和断裂韧性（21 MPa·m1/2）,比旋锻态纯W分别提高30%和52%;800℃温度抗拉强度为611.1 MPa,比纯W提高了 18%。强化机制为细晶强化、弥散强化和第二相强化。旋锻态W-0.25wt.%Al2O3合金的初始再结晶温度为1600℃,比纯W的高300℃。温度≥1400℃时,旋锻态W-Al2O3合金的硬度和断裂韧性值逐渐趋于稳定,纯W的急剧下降,W-Al2O3合金比纯W具有更好的组织热稳定性。
单召辉[4]（2020）在《高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究》文中认为镁合金作为实际应用中最轻的金属结构材料,在航空航天、汽车、交通、电子及生物医用领域具有广阔的前景。然而与钢铁以及铝合金材料相比,绝对强度的不足和较差的成型能力限制了其工业应用。常规的塑性变形能够改善其性能,但是仍然存在着基面织构强度高、强度和塑性匹配失衡性等问题,本文从细晶强化出发,通过不同的大塑性变形方式结合脉冲电流处理技术细化和调控镁合金的组织结构,从而改善其综合力学性能。通过金相分析、电子显微分析（SEM/TEM）、电子背散射衍射技术（EBSD）和X射线衍射技术（XRD）等手段研究了不同变形条件和脉冲电流处理过程中的微观组织演变,通过拉伸性能测试研究了经过组织调控后镁合金力学行为。在此基础上分析了脉冲电流对镁合金的静态再结晶行为、位错演化以及析出相的影响机制。主要研究内容和结果如下:首先,通过160°通道角等径角挤压技术（ECAP）制备了高位错密度的AZ61合金,通过对比分析发现,变温多道次ECAP处理可以使镁合金累积更高的位错密度,其位错密度值达32.5×1014m-2,其变形组织由含大量变形孪晶的均匀细晶组成。其次,研究了高密度脉冲电流处理ECAP变形AZ61合金的微观组织和力学性能。参数为25μs-10min的电脉冲处理后,变温多道次ECAP变形AZ61合金获得完全再结晶组织,其平均晶粒尺寸约0.7μm,同时其最大基面织构强度弱化为3.85。此外,脉冲电流处理能够促使合金中的析出相球化和分布弥散化。最终获得了优异的综合力学性能,其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了330 MPa、448MPa和15.5%。随后,研究了不同铝元素含量的AZ31、AZ61和AZ91合金在ECAP变形和脉冲电流处理过程中的微观组织和力学性能。固溶原子及Mg17Al12相在晶内和晶界处的析出对位错起到钉扎作用,有利于在合金中累积更高的位错密度。但铝元素含量过高会削弱镁合金的塑形成形性,致使变形温度提高而过早发生动态再结晶,不利于位错密度的累积。因此,与AZ31和AZ91相比,AZ61合金在变形后获得了最高位错密度的累积。此外,通过低温慢速大挤压比技术结合脉冲电流处理制备了具有双峰组织的AZ91合金,其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为463 MPa、573 MPa和5%。最后,通过研究脉冲电流促进镁合金中的位错运动的微观作用机制和原子/空位的电迁移,分析了高密度脉冲电流作用于变形镁合金的热力学和动力学过程,阐明了电脉冲处理对变形镁合金中静态再结晶行为和再结晶形核率的影响机理。脉冲电流作用于位错的推动力必须大于变形合金中位错塞积和缠结所产生的阻力,才可以促进位错移动从而诱发静态再结晶的发生。此外,脉冲电流引起的电迁移行为极大的促进了变形镁合金的再结晶进程。脉冲电流的热效应和非热效应共同诱发了变形镁合金的静态再结晶,但对本文利用的高密度脉冲电流而言,非热效应的影响更大。
王丽文[5]（2020）在《304奥氏体不锈钢在不同挤压工艺下晶粒的研究与分析》文中研究说明奥氏体不锈钢由于其良好的成型性能和耐腐蚀性能,成为目前工程应用中最为广泛的材料之一。但奥氏体不锈钢的强度和硬度偏低,成为了制约其广泛应用的“瓶颈”。为提高奥氏体不锈钢的强度与硬度,改善产品的质量,本文采用等通道转角挤压工艺（ECAP）对304奥氏体不锈钢材料进行强化,设计得到3种新型等通道转角挤压模具,结合现有研究,对挤压后的试件进行有限元分析,并采取仿真与实验相结合的方法获得一种有效的强化模具。本文主要研究内容如下:（1）运用三维软件设计出3种不同挤压工艺的等通道转角挤压模具,使用仿真软件对挤压得到的试件进行有限元模拟,研究挤压过程中的载荷曲线、等效应力应变以及横截面的等效应变,并进行损伤分析。结果表明,挤压方式的改变不会影响凸模载荷的大小,旋转90°工艺的等通道转角挤压模具的等效应力值最小,等效应变值最大,转角处发生拉毛概率及模具损伤最小。对实验模具进行结构优化以及仿真分析,研究表明优化后的模具挤压不仅可以除去挤压后试件表面产生的裂纹,而且可以很好的满足实验要求。（2）在塑性变形理论模型的基础上,对3种不同工艺挤压后的试件进行晶粒组织仿真,对挤压过程中晶粒的尺寸大小、位错密度、晶界分布进行分析。得出结论,旋转90°挤压工艺的滑移面夹角最接近理想态的理论值,且晶界分布均匀、晶粒细化效果明显。（3）使用优化后的模具进行挤压件的制备,为验证挤压件的最优性能,在本实验制备过程中进行了多道次的挤压,并完成了挤压后的试件硬度分布测量、硬度标准差的计算以及试件金相组织形貌分析。实验表明,旋转90°模具挤压后试件的均匀度明显改善,晶粒发生细化,这与仿真结果一致。本文通过仿真分析与实验相结合,得到选择旋转90°挤压模具进行7道次挤压,可以制备出细化效果最好且组织分布最均匀的不锈钢材料。
殷晓龙[6]（2020）在《深冷挤出切削制备超细晶7075铝合金的研究》文中研究说明7×××系铝合金因其良好的力学与防腐蚀性能被广泛地应用于航空航天、建筑材料、医疗器械等领域。通过大塑性变形工艺（Severe plastic deformation,SPD）可将7×××系铝合金加工成超细晶材料,进一步提升其强度以满足工业需求。挤出切削（Extrusion machining,EM）是近年来兴起的一种SPD工艺,它可使被加工材料同时经历挤压与剪切的双重作用,并形成形貌规整的超细晶切屑。常温切削过程中会产生的大量切削热,使切屑发生退火,力学性能受损,此外,7×××系铝合金在常温下难以变形加工,为了克服以上缺陷,本文提出了一种新的工艺,即深冷挤出切削（Cryogenic Temperature Extrusion Machining,CT-EM）。本文从金属切削理论入手,以实验研究为基础,结合数值模拟技术,以7075铝合金为研究对象,对CT-EM加工中超细晶切屑的成形机制,晶粒尺寸预测,微观组织演变,力学性能优化,时效行为,及热稳定性等进行了系统的研究,取得的主要研究成果如下:建立了CT-EM的热-力耦合有限元模型,利用基于位错密度模型的本构方程实现了对切屑晶粒尺寸的预测。利用流动网格法模拟了EM过程中材料的变形过程,并将其划分为初始切入、切屑成形、稳定成形三个阶段;研究了压缩比、刀具前角对切削区参数诸如等效应变、应变率、切削温度、切削力的影响规律;预测了切屑内晶粒尺寸的分布,模拟与实验结果具有良好的一致性;这为后续试验参数的选择和微观组织优化提供前期指导。从宏观形貌与微观结构两方面分析加工温度对切屑形态的影响机制。结果表明,CTEM制备出的切屑呈连续的带状,表面形貌良好,切屑成形也更充分,而RT-EM的切屑呈不连续的分段式,且表面有很多裂纹。证明了7075铝合金切屑的成形具有温度依赖性,低温处理会抑制材料内的动态回复和团簇结构的出现,从而增加位错的积累能力,提高材料的加工硬化能力和和延展性。提出了CT-EM结合人工时效优化切屑组织与力学性能的工艺,系统地研究切屑的组织演变与强化机制。利用各种微结构表征技术分析了不同切削参数下切屑的晶粒形态、位错密度、以及二次相的转化;利用维氏硬度计和万能材料试验机分别测试了切屑的硬度与强度;对超细晶切屑实施人工时效处理,优化切屑微观组织,进一步提升其力学性能。结果表明,切屑的微观组织被极大地细化,同一切削参数下,CT-EM切屑内的晶粒尺寸更小,位错密度更高,其力学性能也要优于RT-EM;CT-EM切屑经过120℃,20h的时效处理后达到峰值硬度,GP区和η?相在这一阶段发挥了主要的强化作用,深冷处理可加速二次相的析出动力;切屑的拉伸断裂方式为韧性断裂与脆性断裂的混合,时效处理增加了切屑的塑性。探究了CT-EM切屑在不同退火温度下的热稳定性。对切屑进行150-400℃,1h的退火处理,研究了晶粒的长大机制,二次相对再结晶的影响,再结晶分数与硬度的关系等。结果表明,随着退火温度的升高,切屑的晶粒尺寸增大,位错密度减小,二次强化相经历了从析出到重新溶入基质的过程,二次相对晶界的钉扎作用降低,再结晶分数变大,经过350℃的退火后,切屑组织发生了完全的再结晶行为,经过400℃退火后的晶粒尺寸从亚微米级跃升至微米级,热稳定性丧失,据此可判定CT-EM切屑在≤350℃内具有较好的热稳性能。
李小红[7]（2020）在《退火处理对超细晶纯Cu、纯Fe的微观结构和力学性能的影响》文中研究说明累积叠轧（ARB）和等通道转角挤压（ECAP）等剧烈塑性变形（SPD）法制备的超细晶材料的微观组织累积了大量内应力,位错密度高,微观组织和性能不稳定,处于亚稳态。退火热处理不仅可以降低其内部储能,提高热稳定性,而且对微观组织起到均匀化作用,改善综合性能。揭示退火热处理对不同工艺制备的超细晶材料的微观组织和力学性能的影响,了解不同超细晶材料的热稳定性,这方面的研究显得非常重要。本文选择FCC结构的纯铜和BCC结构的工业纯铁为实验材料,通过六道次ARB工艺和一道次ECAP工艺制备的ARB-Cu、ECAP-Cu和ECAP-Fe为研究对象,研究退火热处理对力学性能、微观结构、断裂机制和损伤形态的影响。研究发现,退火有效改善ARB-Cu微观组织内部高位错密度和晶界模糊的特点。随着退火温度的升高,亚晶粒弥散分布,位错密度逐渐降低,晶粒形状由不规则态转变为等轴晶粒。ARB-Cu在100～250℃退火10 min和30 min后,屈服强度和抗拉强度随退火温度升高先增加后降低。其中退火温度为100℃和150℃,屈服强度和抗拉强度随退火时间的增加先升后降,退火30 min后,强度达到最大值且出现退火强化效应。显微硬度随退火温度升高和退火时间增加逐渐下降。ARB-Cu经退火处理后,其拉伸断裂特征表现为韧性增加,塑性变形能力得到改善,晶粒长大激活能为73 k J/mol,表现出一定的热稳定性。ARB-Cu界面焊合率与轧制道次的关系满足:R（28）（1-0.5n）?100%,界面焊合系数与轧制道次满足:k（28）-0.033n2（10）0.32n（10）0.39。ARB-Cu的最优退火工艺参数为150℃退火30 min。退火态ECAP-Fe的屈服强度和流变应力随退火温度的升高先增加后下降;退火温度为400℃时,屈服强度达到最大值。显微硬度随退火温度的升高逐渐下降。不同温度退火后,表面变形损伤程度减小,晶界协调变形能力增强。ECAP-Fe退火后的微观结构主要是由低位错密度的等轴晶和小尺寸亚晶组成,晶界清晰,晶粒尺寸分化率降低,晶粒长大激活能约75 k J/mol。ECAP-Fe的最佳退火工艺参数为400℃退火10 min。ECAP-Cu在不同温度退火10 min后的压缩应力表现出退火强化现象,压缩屈服应力随退火温度升高先增加后降低。压缩表面损伤形态与ECAP-Fe的损伤形态不同,主要损伤特征为压缩凸起台阶和细密的剪切带。
张金龙[8]（2019）在《大塑性变形与热处理协同调控Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织与性能》文中研究表明随着现代工业和信息产业的迅猛发展,对高强导电铜合金需求显着增加,对材料综合性能也提出了更高的要求。时效强化型Cu-Ni-Si合金被认为是最具发展潜力的高强导电材料之一,亟需进一步开发。提高Cu-Ni-Si合金中Ni、Si含量,增加析出相的数量,可以达到进一步强化效果,但Ni、Si含量过高时容易在合金组织中形成网状晶界相,对导电性能产生较大的损伤。本文以所在团队前期研究确定的性能最优的Cu-8.33Ni-1.67Si合金为研究对象,旨在通过多向热锻、多向冷压等大塑性变形技术并匹配合理的热处理工艺,协同调控Cu-Ni-Si合金显微组织,特别是晶界上的网状金属间化合物,以期达到同时提高力学性能和导电性能的目的。获得的主要结论如下:（1）利用萃取法,并通过SEM、TEM及XRD等表征结果分析,明确了有争议的Cu-Ni-Si铸态显微组织中Ni-Si金属间化合物的相组成,即网状晶界相为Ni31Si12,晶内沉淀析出相为Ni2Si颗粒。（2）基于Arrhenius本构模型,建立了含有应变效应参数的Cu-Ni-Si合金本构方程,并根据动态材料模型和Prasad失稳准则,计算并绘制了 Cu-Ni-Si合金的热加工图,确定了合金的适宜热变形工艺参数范围为变形温度810～890℃、应变速率0.01～0.1s-1。（3）通过Cu-Ni-Si合金真应力-应变曲线计算了应变硬化率,并依据-（?）θ/（?）σ-σ曲线的最小值判据以及应变速率的Zener-Hollomon参数温度补偿因子,获得了动态再结晶发生的临界应变条件,建立了合金的动态再结晶晶粒生长模型。（4）多向热锻碎化了铸态合金Ni31Si12网状晶界相,最终形成了平均直径为0.62μm的球形颗粒,以及少量未完全破坏的短棒状或椭球状颗粒;并促使Ni2Si相发生了快速分解和固溶。网状晶界相的破碎有利于合金导电率的提高,但Ni2Si相的固溶会大幅降低导电率,而这两种组织变化特征均可有效提高材料的强度,故合金的导电率随热锻道次的增加先提高后降低,而硬度则持续增加。（5）多向冷压在固溶态Cu-Ni-Si合金中形成大量相互交割的变形带,累积应变达到6.4时,获得了带有大量变形缺陷、平均晶粒尺度为0.35μm的超细晶组织,硬度和导电率分别为261.3HV和8.72%IACS。与固溶态合金相比,硬度提升了39.87%,导电率降低了 37.36%。（6）经累积应变9.6多向热锻+950℃/4h固溶处理+累积应变6.4多向冷压的合金时效过程中,初期Ni-Si系化合物弥散析出导致硬度和导电率快速上升,随后Cu基体晶粒和析出相粗化且变形组织减少导致硬度显着下降,导电率则缓慢增长后再降低,硬度在450℃/0.5h时达到峰值302HV,导电率则在500℃/8h时达到峰值49.6%IACS。Cu-8.33Ni-1.67Si合金在400℃/8h时综合性能最优:硬度269.9HV、抗拉强度899.8MPa、断后伸长率13.1%、导电率39.8%IACS。（7）建立了沉淀相析出的相变动力学转变方程和导电率方程。多向冷压形成的高密度形变缺陷加速了 Ni、Si原子扩散和Ni-Si系化合物析出进程,Cu-Ni-Si合金时效表观激活能大幅降低。
李仁庚[9]（2019）在《高强高导Cu（Cr）Zr系合金微结构设计与调控》文中提出高强高导铜合金广泛应用于集成电路引线框架、高铁接触线、电阻点焊电极和电磁炮导轨等部件。目前,我国高强高导铜合金板材加工和生产中存在诸多问题,其中之一就是大尺寸铜合金板材无法满足高强度和高导电的要求,这直接关系到我国基础产业的发展。为了制备出高性能铜合金板材,本文提出通过纳米孪晶和纳米析出相共同作用的思路来平衡强度和电导率的关系。通过这种策略研发出适合制备高性能铜合金板材的工艺路线,并成功制备出屈服强度大于640 MPa和电导率～80%IACS的高性能铜合金板材,拓宽了高强高导铜合金制备的思路。本文围绕如何制备纳米孪晶和纳米析出相共存的组织及这种组织对性能的影响规律进行了一系列的探索和研究。纳米变形孪晶可以起到显着的强化作用,但是,通常孪晶束之间的间隔区和孪晶束内部等区域仅依靠位错之间的交互作用来阻碍位错运动,属于“薄弱”区域。纳米析出相的引入能填“漏”补“缺”,有效解决变形孪晶的“短板”问题。首先选用既能有效降低层错能、又能时效析出的合金元素;然后通过固溶处理将该元素以溶质原子的形式溶入铜基体;再通过低温（液氮温度）轧制抑制位错的交滑移和攀移,促进形成大量变形孪晶;最后通过时效处理使溶质原子析出,获得纳米孪晶和纳米析出相共存的组织。这种组织可以实现强度和导电性的协同优化。本文分为三个阶段进行微结构设计和性能优化,具体如下:首先,通过低温轧制Cu-0.3Zr合金证实了纳米孪晶与纳米析出相共同存在、共同强化策略的可行性。研究了低温轧制Cu-0.3Zr合金过程中组织演变和织构演变规律,并分析了变形孪晶的形成机理以及强度和电导率的影响因素。研究发现,添加Zr元素和降低轧制温度可以有效促进纳米变形孪晶的形成,且低温轧制促进Cu-0.3Zr合金的剪切带由铜型向黄铜型转变。剪切带附近的变形孪晶会发生分裂,形成细小的纳米晶粒。此外,低温轧制也促进了Cu-0.3Zr合金的织构由铜型向黄铜型转变。变形孪晶束的存在是黄铜型织构形成的基础,而黄铜型剪切带的出现促进了黄铜型织构的进一步发展。时效过程中,纳米析出相附碍孪晶界的迁移,保证了变形孪晶的稳定存在。时效后,纳米析出相均匀分布在孪晶界、亚晶界、孪晶束内部和铜基体中,成功制备出纳米孪晶和纳米析出相共同存在的组织。具有这种组织的Cu-0.3Zr合金抗拉强度达到601 MPa,电导率达到81.40%IACS。与室温轧制Cu-0.3Zr合金相比,低温轧制Cu-0.3Zr合金抗拉强度提升12.5%,而电导率仅下降3.33%IACS。其次,从进一步降低层错能和提高孪晶形核驱动力两个方面出发,研究了可以促进形成更多变形孪晶的手段和途径。设计出层错能更低的析出强化型Cu-Cr-Zr-Hf合金,且开发的两步轧制-时效工艺有效提升了孪晶形核驱动力,从而获得了综合性能更优异的Cu-Cr-Zr-Hf合金。此外,研究了变形带细化机理和变形孪晶形成机理。研究发现,Hf元素能够有效降低Cu-Cr-Zr合金的层错能,Cu-0.4Cr-0.2Zr-0.2Hf合金经过室温轧制就能形成一定数量的变形孪晶。两步轧制-时效工艺可以提高Cu-Cr-Zr-Hf合金的孪晶形核驱动力,促进大量变形孪晶的形成。通过一系列两步轧制-时效工艺的优化研究,最优的工艺为低温轧制60%+中间时效（400℃ 120 min）+低温轧制30%+最终时效（450℃300 min）。通过该工艺制备出屈服强度644 MPa、抗拉强度684 MPa和电导率79.85%IACS的Cu-Cr-Zr-Hf合金。大量的纳米变形孪晶和细化的变形带是强度提升的主要原因。纳米析出相的存在会在后续轧制过程中阻碍位错运动,促进位错密度增加,导致局部流变应力增加。流变应力的增加一方面会细化变形带,另一方面会促进形成变形孪晶,当孪晶形核驱动力足够大时,就会在变形带内激发变形孪晶。最后,在实现高强度和高导电的基础上优化耐磨性能。研究了 Cr含量对Cu-Cr-Zr-Hf合金力学性能、导电性和摩擦磨损行为的影响,最终实现高强度、高导电和高耐磨的统一。研究发现,通过凝固形成的适量Cr颗粒可以有效改善Cu-Cr-Zr-Hf合金的摩擦磨损性能。当载荷为15 N和30 N或滑动速度为60 mm/s和120 mm/s时,Cr含量对Cu-Cr-Zr-Hf合金摩擦磨损性能的影响较小,体积磨损量都较低,在0.09～0.26 mm3之间。但当载荷为45 N或滑动速度为180 mm/s时,Cr含量对摩擦磨损性能有显着影响。Cr含量为1%时摩擦磨损性能最优,超过1%则摩擦磨损性能开始恶化。这主要是由于大尺寸Cr颗粒更易脱落,脱落的Cr颗粒加剧了磨粒磨损和疲劳磨损。亚微米的Cr颗粒可以有效改善Cu-Cr-Zr-Hf合金的摩擦磨损性能,纳米析出相Cr能有效提高Cu-Cr-Zr-Hf合金的力学性能。在亚微米的硬质Cr颗粒、纳米析出相Cr和变形孪晶等因素共同作用下,Cu-1Cr-0.2Zr-0.2Hf合金同时实现了高强度（屈服强度 655 MPa、抗拉强度 705 MPa）、高导电性（电导率79.00%IACS）和高耐磨性。
张翔[10]（2019）在《基于SPD工艺的超细晶材料强韧化机理及摩擦学性能研究》文中认为近年来,超细晶材料（Ultrafine-grained materials,UFG）因其具有比传统粗晶材料更加优异的综合性能而受到国内外学者日益广泛的关注,成为金属结构材料领域的研究热点之一。等通道转角挤压（Equal Channel Angular Extrusion,ECAE）作为最具代表性的一种大塑性变形技术（Severe Plastic Deformation,SPD）,具有模具结构简单、变形前后不改变试样截面形状和尺寸、可实现多路径反复多道次变形等优点,被广泛应用于制备多种块体超细晶（包括亚微米晶和纳米晶）材料。然而,传统ECAE工艺存在单道次晶粒细化能力不强、试样应变分布不均匀、多道次变形工序繁琐、挤压成形效率不高等问题,在一定程度上限制了其工业化应用。本文以发掘材料性能潜力为出发点,基于“一次挤压,多种工艺,连续变形”的研究思路,突破传统ECAE全过程通道截面尺寸相等的思路,将“球形分流”和“膨胀挤压”结构引入ECAE,提出等通道球形转角挤压（Equal channel angular extrusion with spherical cavity,ECAE-SC）与等通道球形转角膨胀挤压（Equal channel angular expansion extrusion with spherical cavity,ECAEE-SC）两种集塑性剪切、膨胀和挤压等多种变形形式于一体的新型复合SPD工艺,旨在实现坯料单道次复合、连续、高效成形,进而有效细化材料微观组织,提升材料综合性能,这对于发展和创新轻质材料的制备加工技术具有重要意义。全文基于有限元数值模拟技术、金属塑性成形原理、摩擦学基本理论等知识,综合运用理论分析、数值模拟和实验研究三种技术手段,明确了新型SPD变形过程中材料的塑性流变特征与变形行为,探讨了材料微观组织、力学性能及摩擦学性能的演变规律,阐明了剧烈塑性变形诱导下材料的晶粒细化机制与强韧化机理,从根本上揭示了“变形工艺-微观组织-综合性能”三者之间的内在联系。采用Gleeble-3500热压缩模拟试验研究了6061铝合金高温流变行为,建立了包含Zenen-Hollomon参数的双曲正弦形式的修正Arrhenius方程。在自行设计的ECAE模具上完成6061铝合金4道次热挤压变形实验,并对变形试样进行了组织观察与性能测试。结果表明,单道次ECAE变形不均匀,材料内部晶粒破碎不充分;随着变形道次的增加,材料内部累积应变量增大,晶粒细化程度不断提高,抗拉强度和硬度值得到有效提升。4道次ECAE变形后,获得了细小、均匀的等轴超细晶组织,材料综合性能良好。基于传统ECAE工艺技术原理和数值模拟技术,建立了两种新型复合SPD工艺（ECAE-SC与ECAEE-SC）变形过程的刚粘塑性有限元模型,较为完整地揭示了复合剧烈塑性变形过程中材料的塑性流变特征以及挤压载荷、应力、应变等场量的分布及变化规律。同时,明确了复合SPD工艺变形过程中的关键技术因素,确定了合理的模具结构、工艺参数和成形方案。结果表明,新型复合SPD工艺在改善材料流动性、增大累积应变量、提高挤压效率与变形均匀性等方面均优于传统ECAE工艺。在此基础上,研制了不同变形形式的实验用复合SPD挤压模具。为了降低新型复合工艺的开发周期和设计成本,采用更易塑性变形的纯铝1060为实验材料,并以传统ECAE变形为对照组,顺利完成了ECAE-SC与ECAEE-SC两种复合SPD工艺室温单道次挤压变形实验,并对变形后的材料进行了组织观察与性能分析。结果表明,复合SPD工艺实现了坯料的连续、高效成形,变形金属流动性得到改善,可避免出现传统ECAE变形模具转角处的“死区”。单道次变形后,原始粗大的铸态晶粒受剪切作用发生破碎和细化,材料内部形成了细长的条带状剪切带,组织呈纤维状且分布较为均匀。与传统ECAE变形材料相比,ECAE-SC与ECAEE-SC变形后材料力学性能提升明显,显微硬度（58.7 HV与70.2 HV）与抗拉强度（131.2 MPa与165.5 MPa）得到显着改善,增幅分别为123.5%与135.8%。纳米压痕硬度测试结果与显微硬度测试结果相吻合。对新型复合SPD工艺变形材料的微观结构特征进行EBSD表征,获得了取向成像图、晶粒图、取向差分布图、晶粒尺寸分布图、极图和反极图等晶体学信息,并深入进行了TEM组织结构分析。结果表明,相比传统ECAE工艺,ECAE-SC与ECAEE-SC具有更加强烈的塑性剪切作用,材料晶粒细化与破碎程度更大。复合剧烈塑性变形过程中,织构的产生和消失是动态连续变化的,存在着“织构起伏”效应。单道次ECAE-SC变形组织为大、小角度晶界并存的混合组织,其塑性变形机制以位错滑移为主;而单道次ECAEE-SC变形组织主要为具有大角度晶界结构的细小晶粒,其塑性变形由位错滑移与连续动态再结晶两者共同驱动。采用机械剪切模型对新型复合SPD工艺成形过程进行力学解析,建立了累积应变量的理论计算模型,计算结果与数值模拟值相吻合,阐明了新型ECAEE-SC工艺下材料的晶粒细化机制。结果表明,三种SPD工艺下ECAEE-SC变形应变累积量最高,晶粒细化效果最好,在机械镦-剪-挤耦合作用下,其晶粒细化机制以位错变形机制为主,并伴有不完全连续动态再结晶。变形初期,通过塑性应变累积形成了大量交叉的平行剪切带,晶粒发生破碎细化,变形组织以小角度晶界亚晶为主。变形后期,通过细小亚晶的破碎、旋转与合并,形变储能驱动了连续动态再结晶过程的发生,小角度晶界结构逐渐转变为大角度晶界结构。ECAEE-SC工艺膨胀通道结构的特殊设计可提供近似背压作用,有效提高了塑性应变累积量,材料强韧化机理由晶粒细化、位错作用、晶界强化与织构转变等多种机制联合作用。基于球-面接触往复式摩擦磨损试验,研究了不同条件下材料的摩擦磨损性能,通过对磨损表面进行SEM和三维形貌观察,阐明了复合SPD工艺对材料摩擦学性能影响的作用机理。结果表明,ECAE变形后材料耐磨性能提升明显,随着挤压道次的增加,耐磨性能不断增强。三种SPD工艺（ECAE、ECAE-SC与ECAEE-SC）均有利于提高材料的耐磨性能,其中ECAEE-SC提升效果最好。不同变形条件下材料的磨损机制存在很大差异。ECAE变形材料磨损机制是以磨粒磨损和氧化剥层磨损为主导的混合磨损机制;ECAE-SC变形材料磨损机制以磨粒磨损为主,氧化剥层为辅;而ECAEE-SC变形材料磨损机制则以磨粒磨损主导,并伴有轻微氧化磨损。该论文有图117幅,表10个,参考文献165篇。
二、用等径角挤压变形法制备纳米晶金属结构材料的组织演变（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、用等径角挤压变形法制备纳米晶金属结构材料的组织演变（论文提纲范文）
（1）钨弥散强化铜合金制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 弥散强化铜合金研究概述 |
| 2.1.1 铜合金的强化方式 |
| 2.1.2 铜合金弥散强化相选择机理 |
| 2.1.3 弥散强化铜的分类 |
| 2.2 弥散强化铜的制备方法 |
| 2.2.1 弥散强化铜粉末制备方法 |
| 2.2.2 弥散强化铜成型与致密化方法 |
| 2.2.3 弥散强化铜冷加工方法 |
| 2.3 钨弥散铜相关基础问题研究与计算模拟 |
| 2.3.1 强化机制与热稳定性相关研究 |
| 2.3.2 Cu-W体系模拟计算相关研究 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 课题研究内容与目标 |
| 3.1.1 课题研究内容 |
| 3.1.2 课题研究目标 |
| 3.1.3 研究关键问题 |
| 3.2 课题研究方法与技术路线 |
| 3.2.1 课题研究方法 |
| 3.2.2 课题研究路线 |
| 4 溶胶凝胶-气相还原法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 4.1 制备路线与研究方法 |
| 4.2 Cu-W体系热力学计算与工艺选择 |
| 4.2.1 钨-铜两相热力学分析 |
| 4.2.2 反应过程热力学分析与参数选择 |
| 4.3 溶胶凝胶法粉末合成过程研究 |
| 4.3.1 复合粉末煅烧过程研究 |
| 4.3.2 氧化物粉末还原过程研究 |
| 4.4 溶胶凝胶法制备Cu-W合金组织与性能研究 |
| 4.4.1 粉末压制性研究 |
| 4.4.2 块体烧结过程研究 |
| 4.4.3 合金组织形貌表征 |
| 4.4.4 机械性能与导电性能研究 |
| 4.5 小结 |
| 5 气-固原位反应法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 5.1 制备路线与研究方法 |
| 5.2 球磨过程中粉末组织特征演变 |
| 5.2.1 不同球磨参数对合金粉末的影响 |
| 5.2.2 球磨合金粉末的形貌分析 |
| 5.3 还原过程中粉末组织特征演变 |
| 5.3.1 还原后粉末的组织与形貌分析 |
| 5.3.2 还原过程固态扩散反应机理 |
| 5.3.3 还原过程中氢气扩散行为分析 |
| 5.4 Cu-W合金加工过程与性能研究 |
| 5.4.1 热加工组织与力学性能分析 |
| 5.4.2 冷加工组织与力学性能分析 |
| 5.5 Cu-W合金组织稳定性与性能研究 |
| 5.5.1 Cu-W合金组织稳定性研究 |
| 5.5.2 Cu-W合金力学性能稳定性研究 |
| 5.5.3 Cu-W合金导电性能研究 |
| 5.6 小结 |
| 6 MCP法制备复合相钨弥散强化铜合金研究 |
| 6.1 制备路线与研究方法 |
| 6.2 MCP法粉末合成过程研究 |
| 6.2.1 粉末合成过程热力学分析 |
| 6.2.2 粉末合成过程相演变分析 |
| 6.2.3 Cu-W-TiO_2粉末原位合成组织表征 |
| 6.2.4 Cu-W-Al_2O_3粉末原位合成组织表征 |
| 6.3 Cu-W-TiO_2合金研究 |
| 6.3.1 Cu-W-TiO_2合金微观组织研究 |
| 6.3.2 Cu-W-TiO_2合金性能研究 |
| 6.4 Cu-W-Al_2O_3合金研究 |
| 6.4.1 Cu-W-Al_2O_3合金微观组织研究 |
| 6.4.2 Cu-W-Al_2O_3合金性能研究 |
| 6.5 复合相钨弥散强化铜合金高温稳定性分析 |
| 6.5.1 复合相钨弥散强化铜力学性能稳定性研究 |
| 6.5.2 复合相钨弥散强化铜组织结构稳定性研究 |
| 6.6 小结 |
| 7 钨弥散强化铜高温组织演变与强化相结构研究 |
| 7.1 实验过程与研究方法 |
| 7.2 Cu-W合金高温退火性能与组织演变研究 |
| 7.2.1 退火对Cu-W合金强度的影响 |
| 7.2.2 退火对Cu-W合金硬度的影响 |
| 7.2.3 高温退火后合金结构演化分析 |
| 7.3 W弥散强化相结构与界面组织研究 |
| 7.3.1 W颗粒结构表征 |
| 7.3.2 W颗粒高温粗化机理 |
| 7.4 Cu-W界面结构理论计算 |
| 7.4.1 Cu-W体系的分子动力学计算模型与参数选择 |
| 7.4.2 Cu-W稳态界面构建与预测 |
| 7.4.3 Cu-W界面结构计算拟合 |
| 7.5 个结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）低温ECAP及热处理Cu0.4Cr0.3Zr合金组织演变及性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高强高导铜合金 |
| 1.2.1 合金元素的强化机制 |
| 1.3 国内外高强高导铜合金的研究 |
| 1.4 合金强塑性的影响因素 |
| 1.5 等通道转角挤压 |
| 1.5.1 原理 |
| 1.5.2 影响ECAP应变量的因素 |
| 1.5.3 ECAP对性能的影响 |
| 1.6 课题研究意义与目标 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 试样制备 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.3 结果及测试 |
| 2.3.1 金相组织 |
| 2.3.2 X射线衍射(XRD) |
| 2.3.3 电子背散射衍射(EBSD) |
| 2.3.4 扫描电子显微镜(SEM)和能谱(EDS) |
| 2.3.5 合金性能检测 |
| 第3章 ECAP对 Cu0.4Cr0.3Zr合金组织及性能的影响 |
| 3.1 ECAP对 Cu0.4Cr0.3Zr合金组织的影响 |
| 3.1.1 合金室温ECAP变形中的组织演变 |
| 3.1.2 合金低温ECAP变形中的组织演变 |
| 3.2 ECAP变形对Cu0.4Cr0.3Zr合金宏观取向的影响 |
| 3.2.1 合金室温ECAP后的相组成 |
| 3.2.2 合金低温ECAP后的相组成 |
| 3.3 ECAP变形对Cu0.4Cr0.3Zr合金物理性能的影响 |
| 3.3.1 合金Bc路径室温ECAP后性能 |
| 3.3.2 合金不同路径低温ECAP后性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 时效处理对室温ECAP后 Cu0.4Cr0.3Zr合金组织及性能影响 |
| 4.1 合金室温ECAP及时效处理后的微观组织 |
| 4.2 合金室温ECAP及时效处理后的相组成 |
| 4.3 合金室温ECAP及时效处理后的性能 |
| 4.3.1 力学性能 |
| 4.3.2 导电性能 |
| 4.3.3 断裂性能 |
| 4.4 合金室温ECAP及时效处理后的织构 |
| 4.4.1 晶界分布 |
| 4.4.2 极图与反极图 |
| 4.4.3 取向分布函数 |
| 4.4.4 局部取向差与位错密度 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 时效处理对低温ECAP后 Cu0.4Cr0.3Zr合金组织及性能影响 |
| 5.1 合金低温ECAP及时效处理后的微观组织 |
| 5.2 合金低温ECAP及时效处理后的相组成 |
| 5.3 合金低温ECAP及时效处理后的性能 |
| 5.3.1 力学性能 |
| 5.3.2 导电性能 |
| 5.3.3 断裂性能 |
| 5.4 Cu0.4Cr0.3Zr合金低温ECAP及时效处理后的织构 |
| 5.4.1 晶界分布 |
| 5.4.2 极图与反极图 |
| 5.4.3 取向分布函数 |
| 5.4.4 局部取向差与位错密度 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Cu0.4Cr0.3Zr合金Bc路径不同温度ECAP及时效的微观机理研究 |
| 6.1 EBSD衬度图及再结晶 |
| 6.1.1 室温ECAP |
| 6.1.2 低温ECAP |
| 6.2 不同温度挤压及时效后Schmid因子、孪晶界及织构分布图 |
| 6.2.1 室温ECAP |
| 6.2.2 低温ECAP |
| 6.3 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 |
（3）Al2O3颗粒增强W合金的制备、组织结构与力学性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 W合金的概述及面临的问题 |
| 2.2 W合金强韧化研究现状 |
| 2.2.1 形变强化W合金 |
| 2.2.2 固溶强化W合金 |
| 2.2.3 弥散强化W合金 |
| 2.3 增强体掺杂W粉的制备方法 |
| 2.3.1 机械合金化 |
| 2.3.2 共沸蒸馏法 |
| 2.3.3 溶胶凝胶法 |
| 2.3.4 冷冻干燥法 |
| 2.3.5 水热合成法 |
| 2.4 W合金烧结致密化方法 |
| 2.4.1 微波烧结 |
| 2.4.2 热等静压烧结 |
| 2.4.3 放电等离子烧结 |
| 2.4.4 感应烧结 |
| 2.5 W合金组织热稳定性与性能演化的研究现状 |
| 2.6 研究意义与研究内容 |
| 2.6.1 研究意义 |
| 2.6.2 研究内容 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 样品制备 |
| 3.4 差热分析 |
| 3.5 组织结构表征方法 |
| 3.6 力学性能测试方法 |
| 3.6.1 密度 |
| 3.6.2 硬度 |
| 3.6.3 室温压缩 |
| 3.6.4 断裂韧性 |
| 3.6.5 高温压缩与拉伸 |
| 4 W-Al_2O_3复合粉体的制备动力学 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 WO_3前驱体的制备动力学 |
| 4.2.1 溶液pH值对WO_3前驱粉体相组成和组织形貌的影响 |
| 4.2.2 溶液浓度对WO_3前驱粉体相组成和组织形貌的影响 |
| 4.2.3 保温时间对WO_3前驱粉体相组成和组织形貌的影响 |
| 4.2.4 WO_3前驱粉体的细化机制 |
| 4.3 Al_2O_3前驱体的制备 |
| 4.4 W-Al_2O_3复合粉体的制备研究 |
| 4.4.1 复合粉体的煅烧工艺 |
| 4.4.2 复合粉体的氢气还原 |
| 4.4.3 Al_2O_3含量对W-Al_2O_3复合粉体组织形貌的影响 |
| 4.5 Al_2O_3细化复合粉体的机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 烧结工艺对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 W-Al_2O_3复合粉体放电等离子烧结致密化 |
| 5.2.1 烧结温度对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 5.2.2 Al_2O_3含量对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 5.3 W-Al_2O_3复合粉体感应烧结致密化 |
| 5.3.1 烧结态W-Al_2O_3合金的组织结构 |
| 5.3.2 烧结态W-Al_2O_3合金的密度、硬度与压缩性能 |
| 5.3.3 烧结态W-Al_2O_3合金的断裂行为 |
| 5.4 W-Al_2O_3合金致密化与细化的机制 |
| 5.4.1 W-Al_2O_3合金致密化机制 |
| 5.4.2 W-Al_2O_3合金晶粒细化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 烧结态W-Al_2O_3合金的热加工特性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 W-Al_2O_3合金热加工本构方程的建立 |
| 6.2.1 热模拟流变行为 |
| 6.2.2 W-Al_2O_3合金热变形组织演变规律 |
| 6.2.3 本构方程的建立 |
| 6.2.4 本构方程的精度分析 |
| 6.3 W-Al_2O_3合金热加工图的建立 |
| 6.3.1 热加工图建立模型 |
| 6.3.2 热加工图的建立与分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 旋锻工艺对W-Al_2O_3合金组织结构与力学性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 旋锻态W-Al_2O_3合金的组织结构 |
| 7.2.1 旋锻态W-Al_2O_3合金的组织形貌 |
| 7.2.2 旋锻态W-Al_2O_3合金的界面精细结构 |
| 7.3 旋锻态W-Al_2O_3合金的密度和硬度 |
| 7.4 旋锻态W-Al_2O_3合金的纳米压痕行为 |
| 7.5 旋锻态W-Al_2O_3合金的断裂行为 |
| 7.6 旋锻态W-Al_2O_3合金的高温拉伸行为 |
| 7.6.1 W-Al_2O_3合金的应力-应变曲线与断口观察 |
| 7.6.2 W-Al_2O_3合金的变形组织 |
| 7.7 W-Al_2O_3合金的强化机制 |
| 7.8 旋锻态W-Al_2O_3合金的组织热稳定性与性能演变 |
| 7.8.1 温度对W-Al_2O_3合金组织热稳定性的影响 |
| 7.8.2 温度对W-Al_2O_3合金硬度与断裂韧性演变的影响 |
| 7.9 本章小结 |
| 8 结论、创新点与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁及镁合金概述 |
| 1.2.1 镁及镁合金发展与应用 |
| 1.2.2 当前镁合金发展面临的技术问题 |
| 1.3 镁合金性能及改进 |
| 1.3.1 镁合金塑性变形机制 |
| 1.3.2 镁合金晶粒细化方法 |
| 1.4 高能脉冲电流在金属领域的研究和应用 |
| 1.4.1 电致塑性效应 |
| 1.4.2 脉冲电流细化金属凝固组织 |
| 1.4.3 脉冲电流对固态相变的影响 |
| 1.4.4 脉冲电流对金属材料再结晶的影响 |
| 1.5 本文研究的目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的与意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 高位错密度变形镁合金试样制备 |
| 2.3 电脉冲处理系统 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.4.1 光学显微组织分析 |
| 2.4.2 电子显微组织分析 |
| 2.4.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.4 差示扫描量热分析(DSC) |
| 2.5 力学性能分析 |
| 2.5.1 拉伸实验 |
| 2.5.2 数据处理 |
| 第三章 不同ECAP工艺下AZ61 合金的微观组织和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同温度下ECAP处理AZ61 合金的显微组织 |
| 3.2.1 473K ECAP处理 |
| 3.2.2 423K ECAP处理 |
| 3.2.3 373K ECAP处理 |
| 3.2.4 423K+373K多道次变温ECAP处理 |
| 3.3 ECAP变形AZ61 合金中的位错密度演变 |
| 3.4 ECAP变形AZ61 合金的力学性能 |
| 3.5 初始微观组织对ECAP变形和变形储存能累积的影响 |
| 3.5.1 90°通道角ECAP处理AZ61 合金的微观组织 |
| 3.5.2 90°+160°通道角的ECAP处理AZ61 合金的微观组织 |
| 3.5.3 90°+160°通道角ECAP处理AZ61 合金中的位错密度及变形储存能 |
| 3.6 不同ECAP处理的镁合金中位错密度累积对比 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 高密度脉冲电流作用下高位错密度AZ61 合金的静态再结晶行为及其组织性能优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电脉冲处理实验设计 |
| 4.3 电脉冲处理473K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.4 电脉冲处理423K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.5 电脉冲处理373K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.6 电脉冲处理423K-8+373K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.7 电脉冲处理对变形镁合金中相析出行为的影响 |
| 4.8 电脉冲处理对160o通道角ECAP工艺下AZ61 合金位错密度的影响 |
| 4.9 高位错密度AZ61 合金在电脉冲处理过程中的织构演变 |
| 4.10 电脉冲处理变形镁合金的力学性能 |
| 4.11 传统热处理对比实验分析 |
| 4.12 本章小结 |
| 第五章 Al元素含量对脉冲电流处理Mg-Al合金组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ECAP实验设计 |
| 5.3 脉冲电流处理实验设计 |
| 5.4 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金微观组织的影响 |
| 5.4.1 ECAP变形前后AZ31和AZ91 合金的微观组织演变 |
| 5.4.2 脉冲电流处理ECAP变形后AZ31和AZ91 合金的微观组织演变 |
| 5.5 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金位错行为的影响 |
| 5.6 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金力学性能的影响 |
| 5.7 低温慢速大挤压比变形AZ91 合金微观组织与力学性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶热力学 |
| 6.2.1 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的热效应 |
| 6.2.2 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的非热效应 |
| 6.3 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶动力学 |
| 6.3.1 高密度脉冲电流下变形镁合金中的位错行为 |
| 6.3.2 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的电迁移 |
| 6.4 高密度脉冲电流处理变形镁合金的晶粒细化机制 |
| 6.5 高密度脉冲电流下变形镁合金的相析出行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）304奥氏体不锈钢在不同挤压工艺下晶粒的研究与分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 奥氏体不锈钢及304奥氏体不锈钢的概述 |
| 1.2.1 奥氏体不锈钢的性质及特点 |
| 1.2.2 304奥氏体不锈钢的性质及特点 |
| 1.3 转角挤压技术 |
| 1.3.1 等通道转角挤压 |
| 1.3.2 变通道转角挤压 |
| 1.4 等通道转角挤压的原理 |
| 1.5 研究现状 |
| 1.5.1 国内研究现状 |
| 1.5.2 国外研究现状 |
| 1.6 等通道转角挤压的影响因素 |
| 1.6.1 模具结构参数的影响 |
| 1.6.2 挤压道次的影响 |
| 1.6.3 挤压温度的影响 |
| 1.6.4 挤压速度的影响 |
| 1.6.5 摩擦系数的影响 |
| 1.7 本课题研究的意义及主要内容 |
| 1.7.1 本课题的研究意义 |
| 1.7.2 本课题的主要研究内容 |
| 第2章 等通道转角挤压有限元模型的建立 |
| 2.1 金属塑性变形有限元分析简介 |
| 2.2 Deform-3D软件介绍 |
| 2.3 Deform-3D软件的建模步骤 |
| 2.3.1 物体的设置 |
| 2.3.2 模拟设置 |
| 2.4 有限元模型的建立 |
| 2.4.1 模具的建立 |
| 2.4.2 模拟基本参数设置 |
| 2.4.3 网格的划分 |
| 2.4.4 定义接触和摩擦 |
| 2.4.5 定义步长与挤压速度 |
| 2.4.6 定义迭代法和求解器 |
| 2.5 刚塑性材料的计算方程 |
| 2.6 挤压变形数值计算 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 挤压过程分析 |
| 3.1 变形过程分析 |
| 3.2 载荷-行程分析 |
| 3.3 等效应力分析 |
| 3.4 等效应变分析 |
| 3.4.1 等效应变分布比较 |
| 3.4.2 横截面的等效应变分析 |
| 3.5 挤压损伤对比分析 |
| 3.6 实验模具分析 |
| 3.6.1 模具的选取 |
| 3.6.2 传统模具分析 |
| 3.6.3 改进模具分析 |
| 3.6.4 改进模具的等效应力分析 |
| 3.6.5 挤压损伤对比分析 |
| 3.7 实验研究与分析 |
| 3.7.1 实验材料 |
| 3.7.2 实验设备 |
| 3.8 实验过程 |
| 3.9 实验数据分析 |
| 3.9.1 试件的硬度测试 |
| 3.9.2 试件的均匀度分析 |
| 3.10 本章小结 |
| 第4章 晶粒度的组织性能分析 |
| 4.1 等通道转角挤压组织的流变特性 |
| 4.1.1 位置划分 |
| 4.1.2 径向流变特征 |
| 4.1.3 纵向流变特征 |
| 4.2 等通道转角挤压的微观演变分析 |
| 4.2.1 影响结晶的主要因素 |
| 4.2.2 等通道转角挤压的组织演变分析 |
| 4.2.3 形变过程中晶界的差异性分析 |
| 4.3 奥氏体不锈钢材料的本构模型 |
| 4.3.1 流变应力方程的选取 |
| 4.3.2 动态再结晶力学模型 |
| 4.3.3 晶粒的尺寸模型 |
| 4.4 3 种挤压工艺下的晶粒理论分析 |
| 4.5 晶粒的仿真分析 |
| 4.5.1 晶粒组织的演变分析 |
| 4.5.2 晶粒的尺寸大小分析 |
| 4.5.3 晶粒间的位错密度分析 |
| 4.5.4 晶粒的晶界分析 |
| 4.6 晶粒度的实验分析 |
| 4.6.1 实验过程 |
| 4.6.2 实验分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所撰写及录用的学术论文 |
（6）深冷挤出切削制备超细晶7075铝合金的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 大塑性变形技术及其在工业领域的应用 |
| 1.2.1 等径角挤压(ECAP) |
| 1.2.2 累积轧制(ARB) |
| 1.2.3 高压扭转(HPT) |
| 1.2.4 限制模压成形(CGP) |
| 1.2.5 挤出切削(EM) |
| 1.2.6 大塑性变形技术在工业领域的应用 |
| 1.3 挤出切削法国内外的研究现状 |
| 1.4 超低温SPD工艺及国内外研究现状 |
| 1.5 深冷挤出切削(CT-EM)的提出 |
| 1.6 本文的研究内容与目的及方法及路线 |
| 1.6.1 研究内容与目的 |
| 1.6.2 研究方法及路线 |
| 1.7 课题来源 |
| 第二章 挤出切削加工变形的基本原理及有限元分析 |
| 2.1 挤出切削加工变形的基本原理 |
| 2.1.1 正交自由切削的变形机制 |
| 2.1.2 应变的理论模型 |
| 2.1.3 应变率的理论模型 |
| 2.1.4 切削力的理论模型 |
| 2.1.5 切削热的理论模型 |
| 2.2 RT-EM与 CT-EM有限元建模分析及晶粒度预测 |
| 2.2.1 引言 |
| 2.2.2 有限元模型的建立 |
| 2.2.2.1 Deform简介 |
| 2.2.2.2 网格划分及边界条件设置 |
| 2.2.2.3 材料模型设置 |
| 2.2.2.4 摩擦模型的设置 |
| 2.2.3 模拟参数设置 |
| 2.2.4 挤出切削切屑各成形阶段分析 |
| 2.2.5 压缩比对变形区参数的影响 |
| 2.2.5.1 等效应变 |
| 2.2.5.2 等效应变率 |
| 2.2.5.3 切削温度 |
| 2.2.5.4 等效应力 |
| 2.2.5.5 切削力 |
| 2.2.6 刀具前角对变形区参数的影响 |
| 2.2.6.1 等效应变 |
| 2.2.6.2 等效应变率 |
| 2.2.6.3 切削温度 |
| 2.2.6.4 等效应力及切削力 |
| 2.2.7 晶粒尺寸预测 |
| 2.2.7.1 位错密度模型 |
| 2.2.7.2 结果分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 加工温度对切屑形态的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 自由切削与挤出切削切屑形貌的差异 |
| 3.3.1 切屑形貌差异的成因及机制 |
| 3.4 切屑厚度的变化 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 超细晶切屑的微观组织与力学性能及时效行为分析 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验设计及方法 |
| 4.2.1 切削参数的选择 |
| 4.2.2 SEM制样与观测 |
| 4.2.3 TEM制样与观测 |
| 4.2.4 维氏硬度测试 |
| 4.2.5 拉伸性能测试 |
| 4.2.6 XRD测试 |
| 4.2.7 DSC测试 |
| 4.3 挤出切削过程中微观组织的演变机制 |
| 4.4 材料的动态回复机制 |
| 4.5 微观组织的演变规律 |
| 4.5.1 初始ST态7075铝合金SEM分析 |
| 4.5.2 不同压缩比下切屑的SEM与 TEM分析 |
| 4.6 超细晶7075铝合金切屑的硬度 |
| 4.6.1 压缩比对切屑硬度的影响 |
| 4.6.2 切削速度对切屑硬度的影响 |
| 4.7 超细晶7075铝合金切屑的强化机制 |
| 4.7.1 细晶强化 |
| 4.7.2 位错强化 |
| 4.7.3 析出相强化 |
| 4.8 超细晶切屑的时效行为研究 |
| 4.8.1 时效前切屑的TEM分析 |
| 4.8.2 时效前切屑的XRD分析 |
| 4.8.2.1 XRD物相分析 |
| 4.8.2.2 位错密度的计算 |
| 4.8.3 时效前切屑的DSC分析 |
| 4.8.4 时效后切屑的TEM分析 |
| 4.8.5 峰时效试样的XRD分析 |
| 4.8.6 峰时效试样的DSC分析 |
| 4.8.7 时效前后试样的力学性能分析 |
| 4.8.7.1 微观硬度 |
| 4.8.7.2 拉伸性能 |
| 4.8.7.3 时效后试样的强度因素分析 |
| 4.8.7.4 拉伸断口分析 |
| 4.9 本章小结 |
| 第五章 CT-EM超细晶切屑的热稳定性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 退火过程中微观组织的演变 |
| 5.2.1 退火前后切屑的XRD分析 |
| 5.2.2 退火前后切屑的TEM分析 |
| 5.2.3 二次相对再结晶行为的影响 |
| 5.3 退火前后切屑的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（7）退火处理对超细晶纯Cu、纯Fe的微观结构和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超细晶材料的制备工艺 |
| 1.2.1 等通道转角挤压(ECAP)技术 |
| 1.2.2 累积叠轧(ARB)技术 |
| 1.3 超细晶材料的微观结构和力学性能特征研究现状 |
| 1.3.1 超细晶材料的微观结构特征 |
| 1.3.2 超细晶材料的力学性能 |
| 1.4 超细晶材料的热稳定性 |
| 1.4.1 应变量对热稳定性的影响 |
| 1.4.2 退火处理对热稳定性的影响 |
| 1.5 本论文的研究目的和意义、主要内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料及方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验方法 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 实验材料准备 |
| 2.2.2 累积叠轧实验 |
| 2.2.3 等通道转角挤压实验 |
| 2.2.4 退火热处理 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 显微硬度测试 |
| 2.3.2 单轴拉伸实验 |
| 2.3.3 单轴压缩实验 |
| 2.4 微观结构表征 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜(SEM)观察 |
| 2.4.2 透射电子显微镜(TEM)观察 |
| 第三章 退火处理对ARB-Cu的微观结构和性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 退火处理对ARB-Cu微观结构的影响 |
| 3.3 退火处理对ARB-Cu力学行为的影响 |
| 3.3.1 退火温度对ARB-Cu室温拉伸力学性能的影响 |
| 3.3.2 退火时间对ARB-Cu室温拉伸力学性能的影响 |
| 3.3.3 退火处理对ARB-Cu显微硬度的影响 |
| 3.4 退火处理对ARB-Cu断裂特征的影响 |
| 3.5 界面结合率对结合强度的影响 |
| 3.5.1 ARB材料的焊合界面结合率 |
| 3.5.2 ARB工艺焊合界面结合强度指数 |
| 3.6 热稳定性 |
| 3.6.1 ARB-Cu的再结晶动力学 |
| 3.6.2 晶粒长大激活能 |
| 3.6.3 Hall-Petch关系 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 退火处理对ECAP-Cu室温压缩变形及损伤行为的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 退火处理对ECAP-Cu力学行为的影响 |
| 4.3 退火处理对ECAP-Cu表面变形损伤特征的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 退火处理对ECAP-Fe的微观结构和室温压缩变形行为的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 退火温度对ECAP-Fe微观结构的影响 |
| 5.3 退火处理对ECAP-Fe力学行为的影响 |
| 5.3.1 退火处理对ECAP-Fe室温压缩应力-应变行为的影响 |
| 5.3.2 退火温度对ECAP-Fe应变硬化行为的影响 |
| 5.3.3 退火处理对ECAP-Fe显微硬度的影响 |
| 5.4 退火温度对ECAP-Fe表面变形损伤特征的影响 |
| 5.5 热稳定性 |
| 5.5.1 ECAP-Fe的再结晶动力学 |
| 5.5.2 晶粒长大激活能 |
| 5.5.3 Hall-Petch关系 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 本文结论 |
| 6.2 未来展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间发表论文及专利 |
（8）大塑性变形与热处理协同调控Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 本文的主要创新之处 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 研究现状 |
| 1.2.1 组分调控性能 |
| 1.2.2 制备工艺组合强化 |
| 1.3 存在问题与对策 |
| 1.3.1 存在问题 |
| 1.3.2 研究对策 |
| 1.4 常用大塑性变形方法 |
| 1.5 本文研究目标与内容 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究内容与技术路线 |
| 2 实验材料与研究方法 |
| 2.1 合金制备与形变热处理 |
| 2.1.1 原材料与配比 |
| 2.1.2 合金熔铸 |
| 2.1.3 多向热锻 |
| 2.1.4 固溶处理 |
| 2.1.5 多向冷压 |
| 2.1.6 时效处理 |
| 2.2 晶界相高温稳定性研究 |
| 2.3 Gleeble热模拟实验 |
| 2.4 显微组织与相组成分析 |
| 2.4.1 金相制备与采集 |
| 2.4.2 透射样品制备与表征 |
| 2.4.3 相组成分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 导电率 |
| 2.5.2 硬度 |
| 2.5.3 拉伸性能 |
| 3 Cu-8.33Ni-1.67Si合金铸态组织与网状相高温稳定性研究 |
| 3.1 铸态组织 |
| 3.1.1 显微组织 |
| 3.1.2 相组成 |
| 3.2 Ni-Si系化合物的鉴定 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌与能谱分析 |
| 3.2.3 TEM分析 |
| 3.3 晶界相高温稳定性 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Cu-8.33Ni-1.67Si合金高温塑性变形行为 |
| 4.1 真应力-应变曲线 |
| 4.2 显微组织演变 |
| 4.3 高温本构模型 |
| 4.3.1 模型构建 |
| 4.3.2 有效性验证 |
| 4.4 热加工图 |
| 4.4.1 能量耗散图 |
| 4.4.2 热加工图 |
| 4.4.3 实验验证 |
| 4.5 动态再结晶与晶粒生长 |
| 4.5.1 动态再结晶临界模型 |
| 4.5.2 再结晶晶粒生长模型 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 多向热锻对铸态Cu-8.33Ni-1.67Si合金的影响 |
| 5.1 热锻对显微组织的影响 |
| 5.1.1 组织演变 |
| 5.1.2 相组成 |
| 5.2 多向热锻组织演化机制 |
| 5.2.1 网状晶界相Ni_(31)Si_(12)碎化 |
| 5.2.2 Cu基体细化 |
| 5.2.3 Ni2Si相回溶 |
| 5.3 多向热锻对导电率和硬度的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 多向冷压对固溶态Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织和性能的影响 |
| 6.1 锻后固溶态合金的组织与性能 |
| 6.1.1 显微组织 |
| 6.1.2 硬度与导电率 |
| 6.2 多向冷压对组织和性能的影响 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 冷压过程组织演变机制 |
| 6.2.3 冷压对性能的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 时效对Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织和性能的影响 |
| 7.1 显微组织 |
| 7.2 硬度与导电率 |
| 7.3 拉伸性能与断裂机制 |
| 7.4 时效析出动力学 |
| 7.4.1 析出物体积分数的界定 |
| 7.4.2 相变动力学方程及导电率方程 |
| 7.4.3 导电率方程 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间主要研究成果 |
（9）高强高导Cu（Cr）Zr系合金微结构设计与调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 高强高导铜合金的主要应用 |
| 1.3 高强高导铜合金的发展历程 |
| 1.3.1 高强导电铜合金的分类 |
| 1.3.2 析出强化型铜合金发展历程 |
| 1.3.3 Cu-Cr-Zr系合金发展历程 |
| 1.4 铜合金强度和导电性影响因素 |
| 1.4.1 强度影响因素 |
| 1.4.2 导电性影响因素 |
| 1.5 高强高导铜合金的微结构设计 |
| 1.5.1 高强高导铜合金的典型组织 |
| 1.5.2 合金元素对铜合金层错能的影响 |
| 1.5.3 变形温度对铜合金组织和性能的影响 |
| 1.5.4 纳米析出相对塑性变形的影响 |
| 1.5.5 铜合金摩擦磨损行为的影响因素 |
| 1.6 主要研究思路与内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.2 合金板材制备工艺 |
| 2.2.1 工艺路线 |
| 2.2.2 熔炼工艺 |
| 2.2.3 热机械处理工艺 |
| 2.3 显微组织表征 |
| 2.3.1 成分分析 |
| 2.3.2 金相组织观察 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜观察 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜观察 |
| 2.3.6 电子背散射衍射分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸测试 |
| 2.4.3 电导率测试 |
| 2.4.4 摩擦磨损测试 |
| 3 低温轧制Cu-Zr合金的组织和性能 |
| 3.1 低温轧制Cu-0.3Zr合金的组织演变规律 |
| 3.1.1 铸态组织 |
| 3.1.2 轧制过程中的组织演变 |
| 3.1.3 轧制温度对变形方式的影响 |
| 3.2 低温轧制Cu-0.3Zr合金的织构演变规律 |
| 3.2.1 固溶态样品取向 |
| 3.2.2 轧制过程中的织构演变 |
| 3.3 时效过程中的组织演变 |
| 3.4 力学性能与电导率 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 两步轧制—时效Cu-Cr-Zr-Hf合金的组织和性能 |
| 4.1 成分设计 |
| 4.2 两步轧制-时效工艺探索 |
| 4.2.1 两步轧制-时效工艺对组织的影响 |
| 4.2.2 力学性能和电导率 |
| 4.3 两步轧制-时效工艺优化及机理分析 |
| 4.3.1 工艺优化 |
| 4.3.2 两步低温轧制—时效过程中的组织演变 |
| 4.3.3 变形带细化机理 |
| 4.3.4 变形孪晶形成机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高强度高导电高耐磨Cu-Cr-Zr-Hf合金制备与研究 |
| 5.1 Cr含量对铸态Cu-Cr-Zr-Hf合金组织和性能影响 |
| 5.1.1 铸态组织 |
| 5.1.2 铸态合金的硬度 |
| 5.1.3 铸态合金的摩擦磨损性能 |
| 5.2 Cr含量对两步轧制-时效Cu-Cr-Zr-Hf合金组织和摩擦磨损性能影响 |
| 5.2.1 两步轧制-时效Cu-Cr-Zr-Hf合金组织 |
| 5.2.2 两步轧制-时效Cu-Cr-Zr-Hf合金摩擦磨损性能 |
| 5.3 Cr含量对两步轧制-时效Cu-Cr-Zr-Hf合金力学性能和导电性影响 |
| 5.3.1 Cr含量对力学性能和导电性影响 |
| 5.3.2 强度和电导率综合性能对比 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 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 |
（10）基于SPD工艺的超细晶材料强韧化机理及摩擦学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题来源 |
| 1.2 研究背景与意义 |
| 1.3 超细晶(UFG)材料 |
| 1.4 等通道转角挤压(ECAE)工艺 |
| 1.5 复合SPD工艺 |
| 1.6 摩擦及磨损基本理论 |
| 1.7 研究内容及技术路线 |
| 2 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 热模拟压缩实验 |
| 2.4 SPD工艺变形实验 |
| 2.5 试样切割方案 |
| 2.6 微观组织观察 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.8 摩擦磨损性能试验 |
| 3 ECAE挤压变形实验研究 |
| 3.1 热压缩变形行为研究 |
| 3.2 ECAE变形组织观察 |
| 3.3 ECAE变形性能测试 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 复合SPD挤压工艺有限元分析 |
| 4.1 挤压变形有限元建模及关键技术处理 |
| 4.2 单道次ECAE-SC工艺有限元分析 |
| 4.3 单道次ECAEE-SC工艺有限元分析 |
| 4.4 三种SPD工艺变形行为对比分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 复合SPD挤压变形实验研究 |
| 5.1 工艺变形过程对比 |
| 5.2 典型变形特征分析 |
| 5.3 三种SPD工艺力学性能对比分析 |
| 5.4 三种SPD工艺EBSD对比分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 复合SPD挤压变形机理分析 |
| 6.1 ECAE变形材料TEM分析 |
| 6.2 复合SPD变形材料TEM分析 |
| 6.3 复合SPD变形晶粒细化机制 |
| 6.4 复合SPD变形强韧化机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 SPD制备UFG材料摩擦学性能研究 |
| 7.1 ECAE变形材料磨损性能 |
| 7.2 复合SPD变形材料磨损性能 |
| 7.3 磨损机制分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 8.1 全文主要内容和结论 |
| 8.2 本文创新点 |
| 8.3 全文展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
四、用等径角挤压变形法制备纳米晶金属结构材料的组织演变（论文参考文献）
- [1]钨弥散强化铜合金制备及性能研究[D]. 陆天行. 北京科技大学, 2021(01)
- [2]低温ECAP及热处理Cu0.4Cr0.3Zr合金组织演变及性能调控[D]. 王俊杰. 兰州理工大学, 2021(01)
- [3]Al2O3颗粒增强W合金的制备、组织结构与力学性能[D]. 王长记. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究[D]. 单召辉. 太原理工大学, 2020
- [5]304奥氏体不锈钢在不同挤压工艺下晶粒的研究与分析[D]. 王丽文. 兰州理工大学, 2020(01)
- [6]深冷挤出切削制备超细晶7075铝合金的研究[D]. 殷晓龙. 华南理工大学, 2020
- [7]退火处理对超细晶纯Cu、纯Fe的微观结构和力学性能的影响[D]. 李小红. 昆明理工大学, 2020(05)
- [8]大塑性变形与热处理协同调控Cu-8.33Ni-1.67Si合金组织与性能[D]. 张金龙. 西安理工大学, 2019
- [9]高强高导Cu（Cr）Zr系合金微结构设计与调控[D]. 李仁庚. 大连理工大学, 2019(08)
- [10]基于SPD工艺的超细晶材料强韧化机理及摩擦学性能研究[D]. 张翔. 中国矿业大学, 2019(04)