一、喷射沉积Al-Fe-V-Si合金的组织演变研究(英文)（论文文献综述）
刘海彬[1]（2020）在《SiCp/8009Al基复合材料与铝合金连接工艺及Al12（Fe,V）3Si稳定性研究》文中认为SiCp/8009Al基复合材料具有优良的耐热性能、高的比强度和比刚度以及良好的耐磨损和耐腐蚀性能,是发动机活塞轻量化的理想材料。但是,SiCp/8009Al基复合材料成型性能较差,需要与铝合金连接使用。A356铝合金具有良好的可铸性,通过适当热处理可以实现高强度、良好的塑性和冲击韧性的理想组合。本论文通过复合铸造工艺实现SiCp/8009Al基复合材料与A356铝合金的冶金连接,结合SEM、EDS、XRD、EBSD和拉伸性能测试,研究复合铸造最佳工艺参数和复合铸造过渡区形成机制。以AlSi20合金粉末和快速凝固8009Al合金粉末制备AlSi20/8009Al合金。通过探究外加Si条件下Al12（Fe,V）3Si弥散相的稳定性和向Al9Fe2Si2相和富V纳米相的演变,阐明过渡区中Al9Fe2Si2相的形成机制。主要研究结果如下:（1）随着SiCp/8009Al基复合材料预热温度从395℃提升至450℃,SiCp/8009Al基复合材料与A356铝合金复合铸造界面结合强度先增大后减小。复合铸造最佳工艺参数为:A356铝合金熔体浇注温度为730℃,SiCp/8009Al基复合材料预热温度为420℃。（2）随着SiCp/8009Al基复合材料预热温度升高,复合铸造过渡区厚度增大。过渡区物相组成为α-Al、SiC、Si和Al9Fe2Si2相。SiC颗粒均匀地分布在整个过渡区中。从SiCp/8009Al基复合材料一侧到A356铝合金一侧,过渡区中α-Al相平均晶粒尺寸增大,Al9Fe2Si2相尺寸增大而分布密度减小,共晶Si尺寸和分布密度均增大。复合铸造过渡区的形成基于SiC颗粒和Fe元素与Si元素发生互扩散,以及α-Al相与Al9Fe2Si2相以SiCp/8009Al基复合材料为基底形核。（3）外加Si会促使Al12（Fe,V）3Si弥散相在本来稳定的温度范围内发生失稳和相演变:提高退火温度（480～540℃）或延长退火时间（540℃,15～60min）都会造成AlSi20/8009Al合金中Al12（Fe,V）3Si弥散相和Si相含量减少,针状Al9Fe2Si2相含量增加。伴随Al9Fe2Si2相的形成产生富V纳米相。（4）在AlSi20/8009Al合金加热至近熔点温度和冷却的过程中,外加Si使Al12（Fe,V）3Si弥散相发生如下相演变:AlSi20/8009Al合金在580～600℃保温时,Al12（Fe,V）3Si弥散相和Si相演变为针状Al9Fe2Si2相和富V纳米相;提升保温温度至620～640℃,针状Al9Fe2Si2相和富V纳米相逆向演变为粗大六边形Al12（Fe,V）3Si相和Si相;AlSi20/8009Al合金在640℃保温10min后炉冷至575℃,显微组织保持稳定;进一步炉冷至570～560℃,Si相和粗大六边形Al12（Fe,V）3Si相演变为条片状Al9Fe2Si2相和富V纳米相。（5）在SiCp/8009Al基复合材料与A356铝合金复合铸造过渡区的形成过程中,A356铝合金熔体提供外加Si使Al12（Fe,V）3Si弥散相先粗化,再演变为条片状Al9Fe2Si2相和富V纳米相。（6）探索通过搅拌摩擦焊在SiCp/8009Al基复合材料表面覆盖一层6061铝合金,阻止SiCp/8009Al基复合材料表面熔化和A356铝合金熔体中的Si元素向SiCp/8009Al基复合材料中扩散,抑制Al9Fe2Si2相的形成。研究表明,在搅拌头转速为1200r/min和1400r/min、焊接速度为60mm/min和搅拌针向6061铝合金一侧偏移1mm条件下,搅拌区中SiCp/8009Al基复合材料与6061铝合金形成无缺陷的交替片层结构,Al12（Fe,V）3Si弥散相轻微粗化。焊后T6处理后,焊接接头的最高抗拉强度为272MPa。
黄威,任昌旭,贺毅强,徐虎林,李同清,王晨屹,马志远,李碧林,徐天兵[2]（2020）在《楔形压制铝基复合材料的显微组织及力学性能》文中指出采用喷射沉积制备SiCp/Al-Fe-V-Si复合材料坯料,采用楔形压制工艺对沉积坯料进行致密化处理,研究楔形压制工艺对复合材料孔洞、密度、SiC-Al界面和力学性能等方面的影响。结果表明,增大楔形压制压下量能有效改善材料的组织与性能;压下量小于45%时,沉积颗粒间、Al基体与SiCp之间仍存在微裂纹,冶金结合状况差,材料抗拉强度和伸长率较低;当压下量大于45%时,沉积颗粒之间、Al基体与SiCp之间的微裂纹弥合,界面结合改善,压制过程中SiC-Al界面处无明显的Al4C3脆性相生成;压下量继续提高,复合材料显微组织无明显变化,但SiCp分布更均匀。当压下量为50%时,材料抗拉强度增加至291MPa,伸长率提高到2.4%。
杨雨童[3]（2019）在《喷射成形铝合金的热加工性能及其变形机制研究》文中研究说明喷射成形是一种先进的快速凝固材料制备技术,喷射成形7055铝合金相比于传统铸造态材料具有更加优异的综合力学性能,目前该合金已成功应用于国防军工关键部件的制造。然而在实际热加工生产中材料失稳倾向严重,现阶段关于其热加工性能的研究却鲜有报道,为降低生产成本、控制产品质量和进一步提高材料性能,有必要对其热加工性能及其变形机制进行系统性的研究。本文利用Gleeble-3500型热力模拟试验机对不同初始状态（沉积态、挤压态）的喷射成形7055铝合金进行热压缩试验,系统研究了材料在变形温度350-450℃,应变速率0.001-20 s-1条件下的高温塑性变形行为。考虑绝热温升因素影响,采用外推法修正材料的流变应力曲线,以此构建材料的高温本构模型;利用光镜、扫描电镜、透射电镜和电子背散射衍射等先进表征手段研究其变形过程的组织演变;基于动态材料模型构建材料的热加工图,揭示不同变形区域内的微观组织特征。主要结论如下:流变曲线的分析表明:材料流变应力曲线呈现典型的动态回复特征;随着应变速率的升高绝热温升现象愈发明显;利用外推法对流变曲线进行绝热温升的修正,材料的流变应力均有不同程度的提高;基于Arrhenius关系构建了沉积态和挤压态材料的本构方程。组织观察表明:试样的不均匀变形导致各区域组织呈现不同特征,高温450℃变形时自由变形区域易发生开裂。随变形温度的升高,材料动态软化机制由动态回复转为动态再结晶。应变速率的降低,更加有利于动态再结晶的发生。透射电镜研究表明:材料热变形导致基体弥散析出Al3Zr相,钉扎位错运动。随变形温度升高,Al3Zr相和原晶内MgZn2相发生回溶,晶间第二相被打乱,高温下溶于基体。材料热变形主要利用螺位错的交滑移产生动态回复。电子背散射衍射研究表明:挤压态材料变形时原始晶粒碎化,亚晶旋转导致局部取向差不断增大,逐渐向大角度晶界演变,进而发生动态再结晶。随应变量的增加,动态再结晶更加完全,同时不断形成新的亚晶界分割再结晶晶粒,使得组织更加细小,同时晶粒应变程度不断降低。材料热加工图和不同变形区域组织特征表明:沉积态材料热加工窗口为中高温度390425℃、低应变速率0.001 s-1附近,应避免在450℃、20 s-1附近加工,防止出现失稳倾向。挤压态材料存在两个热加工窗口:350-370℃、4-7 s-1和395-425℃、14-20 s-1,存在三个危险加工区间:350-420℃、1-3 s-1,350-390℃、7-20 s-1和425-450℃、2-20 s-1,应优先选择在该热加工窗口区域进行热加工。
陈爽[4]（2018）在《颗粒增强8009铝基复合材料热变形行为研究》文中认为由于合金内部存在高体分的Al12（Fe,V）3Si纳米弥散相,耐热Al-Fe-V-Si系8009铝合金具有高强度、高温热稳定性等优良性能。颗粒增强8009铝基复合材料则可以进一步改进合金的综合性能,如使合金具有高弹性模量、低热膨胀性和高耐磨性,从而可以用来制备汽车发动机缸套、缸盖和活塞等零部件,以满足汽车轻量化、节省能源、减少环境污染及降低生产成本的要求。但是,由于增强颗粒的热膨胀系数与基体铝合金相差较大,易造成复合材料内部出现高的应力从而导致其塑性加工性能远不及基体铝合金。因此,对颗粒增强8009铝基复合材料开展热变形研究,能够为制定其合理的热加工工艺提供理论支撑和技术指导,同时拓宽耐热铝基复合材料的应用范围。本文以粉末直接热挤压法制备的体积含量均为15%的SiC和Al2O3颗粒增强8009铝基复合材料（SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料）为研究对象,在变形温度为400-550℃、应变速率为0.001-1s-1的变形条件下进行高温热压缩实验。通过流变应力分析,建立本构模型和加工图,并结合XRD、SEM及TEM等微观组织表征手段,系统研究和比较这两种颗粒增强8009铝基复合材料的热压缩变形行为。同时,通过变形温度为350℃以下不同温度和应变速率为0.001-0.1s-1变形条件下的等温拉伸实验和拉伸断口SEM分析,研究了这两种复合材料的室温及高温拉伸变形行为。主要研究结果如下:（1）探明了粉末直接热挤压法制备的SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形流变应力的变化规律,构建了含Zener-Hollomon参数Z值的双曲正弦形式的本构方程,并确立了材料热变形激活能等材料参数。SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形时的流变应力随应变的增加而迅速增大,达到峰值应力之后保持不变。流变应力和应力峰值均随着变形温度的升高而减小,随着应变速率的减小而减小。流变应力本构分析表明:SiCp/8009铝基复合材料热压缩变形时,流变应力与应变、应变速率及温度之间的关系可以用含Zener-Hollomon参数Z值的双曲正弦形式描述,其变形激活能范围为481-495kJ/mol。而Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形时,峰值应力与应变速率及温度之间的关系也可以用含Z值的双曲正弦形式方程式描述,其热变形激活能的平均值为502.19 kJ/mol。（2）基于动态材料模型构建了SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形时的加工图,并综合功率耗散效率因子和微观组织分析确定了优化的热加工工艺参数条件。SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形时优化的热加工参数范围分别为:500-550℃/0.001-0.02s-1和530-550℃/0.001-0.01s-1。（3）揭示了变形温度、应变速率,即Z值对SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形的影响规律及热变形过程中的动态软化机制。SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形行为均归因于铝合金基体中存在的高体分Al12（Fe,V）3Si纳米弥散相所产生的强烈动态回复机制。同时,这些纳米弥散相阻碍了增强颗粒和合金基体之间的协调变形,并且随着Z值的增大,增强颗粒和合金基体之间的协调变形能力逐渐变差。基于热压缩变形行为的分析,分别探明了SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料热压缩变形过程中位错、增强颗粒、弥散相Al12（Fe,V）3Si和基体之间的相互影响机理。（4）阐明了SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料室温及高温拉伸变形行为。SiCp/8009铝基复合材料室温拉伸时的极限抗拉强度、屈服强度和断裂延伸率分别为419.8MPa、355.5MPa和7.6%,而Al2O3/8009铝基复合材料分别为326.7MPa、300.1MPa和4.8%。SiCp/8009和Al2O3/8009两种铝基复合材料高温拉伸时的极限抗拉强度和屈服强度均随着变形温度的升高和应变速率的减小而减小。除Al2O3/8009铝基复合材料在应变速率为0.1s-1时外,两种复合材料在其它变形速率下的拉伸断裂延伸率均随着变形温度的升高先轻微减小,之后随着变形温度的升高而增大。SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料高温拉伸时的最大断裂延伸率分别为9.9%和5.1%,最小断裂延伸率分别为4.2%和3%。两种复合材料高温拉伸时的加工硬化率均随着真应变的增大先迅速增大,直至峰值之后随着真应变的增大而减小。另外,在相同的变形条件下,SiCp/8009铝基复合材料的极限抗拉强度、屈服强度、拉伸断裂延伸率和加工硬化率均高于Al2O3/8009铝基复合材料。（5）揭示了SiCp/8009和Al2O3/8009铝基复合材料室温及高温拉伸变形断裂行为与机制。与球形Al2O3颗粒增强的8009铝基复合材料相比,不规则状SiC颗粒增强的8009铝基复合材料展现了更好的强化效果。SiCp/8009铝基复合材料高温拉伸时的断裂机制是以合金基体微孔聚集形式的延性断裂为主,以SiC增强颗粒的断裂以及极少量的颗粒拔出为辅。而对于Al2O3/8009铝基复合材料来说,Al2O3增强颗粒与铝基体之间的结合强度较弱,从而导致Al2O3增强颗粒与基体界面的脱粘是其高温拉伸变形时主要的破坏机制,同时伴随着极少量的延性断裂。
徐政坤,贺毅强,钱晨晨[5]（2017）在《喷射沉积SiCp/Al-Fe-V-Si板坯的楔形压制与组织演变》文中认为采用多层喷射沉积技术制备了SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料板坯,再通过多道次楔形压制制备了复合材料板材。介绍了楔形压制喷射沉积铝基复合材料的压制设备、成形原理与过程;研究了板坯在楔形压制过程中孔洞、SiCp分布、弥散粒子和SiC-Al界面的演变。结果表明,楔形压制工艺能有效致密喷射沉积板坯,当压下量为50%时,沉积颗粒边界消除,相对密度达97.6%,且能使SiCp分布均匀,但因剪切作用小,弥散分布的微型孔洞未能完全消除;板坯在480℃下多道次楔形压制,弥散粒子依然保持在60100nm,未见明显长大,且未向Al13Fe4等平衡相转变,SiC-Al界面干净,纳米过渡层可以提高界面润湿性。
贺毅强,李俊杰,周海生,冯立超,陈志钢[6]（2017）在《喷射沉积SiCp/Al基复合材料致密化及其显微组织与力学性能》文中认为采用热压后多道次热轧制备喷射沉积SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料板材,研究热压、轧制工艺参数对复合材料显微组织、力学性能的影响。对热压后和轧制后的SiC颗粒的形状与分布、弥散粒子形貌、致密度与硬度进行研究,并分析与总结致密化过程中孔隙与沉积颗粒的变形。结果表明:在热压温度480℃、压力125 MPa,且当坯料直径略小于热压模内径时进行热压会产生一定程度的剪切变形,有利于SiC颗粒的均匀分布和孔洞的闭合;此时弥散粒子粒径为5080 nm,晶粒粒径为600900 nm,位错少,相对密度达98.8%,但仍残留孔隙。轧制过程中的大剪切变形促进了沉积颗粒的变形和颗粒之间冶金结合,有利于提高材料的致密度和力学性能。经480℃多道次热轧,沉积颗粒边界消失,弥散粒子钉扎位错,Al12（Fe,V）3Si约为100 nm、晶粒约为1μm,无明显Al13Fe4相析出,材料相对密度达99.5%。当轧制总压下量低于20%时,SiC颗粒无序分布,孔隙减少,密度和硬度增加;当总压下量为20%40%时,由于SiC颗粒相对基体转动和滑动产生孔隙引起密度和硬度下降。总压下量超过40%时,SiC颗粒的长轴方向平行于轧制方向,SiC颗粒与基体之间的间隙逐渐弥合,密度和硬度升高。当总压下量达到95%,相对密度达99.5%。
陈刚[7]（2016）在《超高强铝合金Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu热变形特性及应用研究》文中提出超高强铝合金具有高的比强度和硬度、耐久且经济、易于加工、较好的耐腐蚀性能和较高的韧性等优点,已成为航空和航天、兵器、交通运输等行业首选结构材料之一。以自主研发的超高强铝合金（Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu-0.3Zr-0.05 Ni）为研究对象,通过热模拟试验展开合金的热变形特性研究;在开展不同工艺参数对合金力学性能影响的基础上,以某型号用心部双凸盘形零件作为应用目标构件,针对其高服役性能和性能均一性要求,结合合金自身应力敏感性特点,提出了状态参量（?’和?）和过程参量（W??）作为均匀性评价指标,开展成形方案设计及成形均匀性研究;采用灰色关联理论与正交试验法相结合的优化设计方法,借助于数值仿真技术,开展了目标构件均匀成形工艺参数优化设计研究;最后,进行了成形试验和构件性能均一性研究。通过热模拟试验,开展了合金热变形特性研究;通过构建热加工图,获得了不同真应变下的最佳变形工艺参数窗口;在经典Arrhenius模型的基础上,采用应变补偿和应变速率敏感指数修正相结合的方法,构建了综合考虑应变补偿和应变速率指数修正的模型。与经典模型相比,预测精度提高了24.88%。基于流变曲线和加工硬化率理论,开展了合金动态再结晶临界条件研究,构建了合金发生动态再结晶临界应力和应变条件模型。借助于金相检测技术,开展了不同变形条件下的动态再结晶微观组织观察与表征研究,结果表明:合金的再结晶晶粒平均尺寸随温度的升高、应变速率的降低而增大;随温度的降低、应变速率的增加而减小。在此基础上,借助于定量金相分析技术和形态学图像处理技术,建立了合金的微观组织模型,为后续数值仿真研究提供材料模型。通过挤压比试验,开展了不同工艺参数下合金力学性能响应研究,结果表明:变形温度和挤压比对合金力学性能具有较显着的影响。与初始挤压棒材室温力学性能（抗拉强度700-720MPa）相比,经二次变形后的抗拉强度提高了7.9%-15.6%。针对目标构件高服役性能及均一性要求,结合合金自身应力敏感性特点,从微观结构和能量状态角度,提出了状态参量（等效应变面密度均匀因子,?）、（等效应力面密度均匀因子,?’）和过程参量（等效耗散功增量面密度均匀因子,?W?）作为成形均匀性评价指标。并依据状态参量,进行了目标构件成形方案设计,制定出多道次等温成形方案。首次采用了灰色关联度与正交试验法相结合的工艺参数优化设计方法,通过连续工序下多个变形参数、应力和应变状态结果以及能量分布状态结果的灰色关联度分析,实现了多评价指标的关联集成,解决了正交试验法无法开展多评价指标下成形工艺参数优化设计难题。在此基础上,获得多道次等温成形工艺参数组合和连续工序下不同因素对成形均匀性影响的显着关系。最后,进行了目标构件的成形试验和微观组织与性能测试表征研究。结果表明:所制定的多道次等温成形（case2）工艺方案合理可行。case2方案成形构件的室温抗拉强度均值大于730MPa,伸长率均值大于5%;较单道次成形（case1）方案分别提高了5.3%和2.3%。case2方案成形构件的力学性能在要求取样的方向上无显着差异（P-value=0.168806）,有效保障了成形构件力学性能一致性;且微观组织中再结晶体积分数更高,平均晶粒尺寸更加细小,有效保障了成形构件微观组织的均匀性。case1方案成形构件的抗拉强度在要求取样的方向存在显着差异（P-value=0.780749）。采用case2方案和优化设计后的工艺参数制备出了力学性能一致性较好的构件,为该合金在目标构件均匀成形及工程化应用奠定了基础。
刘莹莹,郑立静,张虎[8]（2015）在《快速凝固Al-Fe-V-Si耐热铝合金研究进展》文中进行了进一步梳理快速凝固技术制备Al-Fe-V-Si系合金,可以获得细小弥散且高温下扩散率低的第二相粒子,从而获得良好的耐热性能。本文综述了Al-Fe-V-Si系合金的发展历程,着重介绍了Al-Fe-V-Si系合金的制备工艺、微观组织控制及强化措施;分析了该合金目前发展中存在的问题,并阐述了该合金今后的发展应重点集中在工艺优化、提高热稳定等方面。
贺毅强,胡建斌,张奕,陈志钢,冯立超,陈振华[9]（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》文中指出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,陈振华[10]（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》文中研究指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。
二、喷射沉积Al-Fe-V-Si合金的组织演变研究(英文)（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、喷射沉积Al-Fe-V-Si合金的组织演变研究(英文)（论文提纲范文）
（1）SiCp/8009Al基复合材料与铝合金连接工艺及Al12（Fe,V）3Si稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 铝合金复合铸造研究进展 |
| 1.3 Al_(12)(Fe,V)_3Si弥散相稳定性研究现状 |
| 1.4 Al-Fe-Si三元中间相研究现状 |
| 1.5 铝合金搅拌摩擦焊研究进展 |
| 1.6 本论文研究内容与意义 |
| 第2章 SiC_p/8009Al基复合材料与A356 铝合金复合铸造工艺研究 |
| 2.1 实验材料与方法 |
| 2.1.1 材料和表面处理 |
| 2.1.2 复合铸造 |
| 2.1.3 拉伸性能测试和断口形貌观察 |
| 2.2 复合铸造界面结合强度 |
| 2.3 拉伸断裂行为分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 SiC_p/8009Al基复合材料与A356 铝合金复合铸造过渡区形成机制研究 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.2 复合铸造过渡区形貌观察 |
| 3.3 复合铸造过渡区物相分析 |
| 3.4 复合铸造过渡区形成机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 固态下外加Si对8009Al基体中Al_(12)(Fe,V)_3Si弥散相稳定性影响研究 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料制备 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.1.3 显微组织表征 |
| 4.2 AlSi20/8009Al合金退火过程中显微组织演变 |
| 4.2.1 挤压态8009Al和 AlSi20/8009Al合金显微组织 |
| 4.2.2 退火温度对AlSi20/8009Al合金显微组织演变的影响 |
| 4.2.3 退火时间对AlSi20/8009Al合金显微组织演变的影响 |
| 4.2.4 540℃退火8009Al合金显微组织演变 |
| 4.2.5 高倍率SEM和 TEM分析 |
| 4.3 AlSi20/8009Al合金退火时中间相形成机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC_p/8009Al基复合材料与A356 铝合金复合铸造过渡区中Al_(12)(Fe,V)_3Si弥散相相演变行为研究 |
| 5.1 实验与表征 |
| 5.1.1 实验方法 |
| 5.1.2 表征方法 |
| 5.2 AlSi20/8009Al合金加热和冷却过程中显微组织演变 |
| 5.2.1 挤压态8009Al与 AlSi20/8009Al合金差热分析 |
| 5.2.2 AlSi20/8009Al合金加热过程中显微组织演变 |
| 5.2.3 8009Al合金高温保温时显微组织演变 |
| 5.2.4 AlSi20/8009Al合金冷却过程中显微组织演变 |
| 5.3 AlSi20/8009Al合金加热和冷却过程中相演变行为 |
| 5.4 复合铸造过渡区中Al_(12)(Fe,V)_3Si弥散相相演变行为 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 SiC_p/8009Al基复合材料与6061 铝合金搅拌摩擦焊接头显微组织与力学性能研究 |
| 6.1 实验材料与方法 |
| 6.1.1 材料和表面处理 |
| 6.1.2 实验方法 |
| 6.1.3 表征方法 |
| 6.2 搅拌摩擦焊接头显微组织与力学性能 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 力学性能 |
| 6.2.3 断裂分析 |
| 6.3 交替片层界面结合行为 |
| 6.4 Al_(12)(Fe,V)_3Si弥散相粗化行为 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 1. 结论 |
| 2. 论文创新点 |
| 3. 工作展望 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读博士学位期间发表学术论文与学术活动 |
| 致谢 |
（2）楔形压制铝基复合材料的显微组织及力学性能（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 1.1 试验材料 |
| 1.2 试验方法 |
| 2 试验结果与分析 |
| 2.1 复合材料的显微组织分析 |
| 2.1.1 孔洞 |
| 2.1.2 密度 |
| 2.1.3 SiCp与Al基体界面 |
| 2.2 复合材料的力学性能分析 |
| 3 结论 |
（3）喷射成形铝合金的热加工性能及其变形机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 喷射成形技术 |
| 1.2.1 喷射成形技术简介 |
| 1.2.2 国外喷射成形研究进展 |
| 1.2.3 国内喷射成形技术发展和现状 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金 |
| 1.3.1 国外高强铝合金研究进展 |
| 1.3.2 国内高强铝合金的研究进展 |
| 1.3.3 7055铝合金 |
| 1.4 铝合金的热加工性能与热加工图理论 |
| 1.4.1 热加工性能的研究 |
| 1.4.2 热变形的流变应力 |
| 1.4.3 热变形过程中的动态软化机制 |
| 1.4.4 热加工图理论 |
| 1.5 研究目的及研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热模拟试验 |
| 2.3 微观组织观察与分析 |
| 第三章 喷射成形铝合金变形抗力模型 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 喷射成形铝合金的流变应力曲线 |
| 3.3 热变形参数对流变应力曲线的影响 |
| 3.3.1 变形温度的影响 |
| 3.3.2 应变速率的影响 |
| 3.4 绝热温升效应 |
| 3.4.1 高应变速率下的绝热温升现象 |
| 3.4.2 高应变速率下流变曲线绝热温升修正 |
| 3.5 喷射成形铝合金高温本构模型的构建 |
| 3.5.1 Arrhenius本构方程 |
| 3.5.2 参数α值的计算 |
| 3.5.3 参数n值的计算 |
| 3.5.4 参数Q值的计算 |
| 3.5.5 参数A值的计算 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 喷射成形铝合金热变形组织及变形机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不均匀变形对微观组织的影响 |
| 4.3 变形温度对微观组织的影响 |
| 4.4 应变速率对微观组织的影响 |
| 4.5 合金中的第二相及其演变规律 |
| 4.5.1 沉积态合金中的第二相 |
| 4.5.2 热变形过程中第二相的演变 |
| 4.6 热变形过程中的位错行为 |
| 4.7 挤压态铝合金EBSD研究 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 喷射成形铝合金的热加工图 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 动态材料模型(DMM)理论 |
| 5.3 流变失稳判据 |
| 5.4 喷射成形铝合金热加工图的绘制 |
| 5.4.1 功率耗散图 |
| 5.4.2 流变失稳图 |
| 5.5 热加工图及对应的微观组织分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
（4）颗粒增强8009铝基复合材料热变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料特性 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的热变形行为 |
| 1.4.1 颗粒增强铝基复合材料的本构关系 |
| 1.4.2 颗粒增强铝基复合材料的热加工图 |
| 1.4.3 颗粒增强铝基复合材料的高温压缩微观组织演变规律 |
| 1.4.4 颗粒增强铝基复合材料的高温变形行为 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 1.5.1 论文选题意义 |
| 1.5.2 论文主要研究内容 |
| 第2章 实验条件与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热压缩实验 |
| 2.3 拉伸实验 |
| 2.4 微观组织及相分析 |
| 2.4.1 金相组织分析 |
| 2.4.2 扫描电镜分析 |
| 2.4.3 透射电镜分析 |
| 2.4.4 X射线相组成分析 |
| 第3章 颗粒增强8009铝基复合材料热压缩流变应力行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SiC_p/8009铝基复合材料的热压缩流变应力行为 |
| 3.2.1 SiC_p/8009铝基复合材料热压缩变形的流变应力 |
| 3.2.2 SiC_p/8009铝基复合材料热压缩变形本构方程相关参数的求解 |
| 3.2.3 SiC_p/8009铝基复合材料热压缩变形本构方程的应变补偿 |
| 3.2.4 SiC_p/8009铝基复合材料热压缩变形本构方程的验证 |
| 3.2.5 SiC_p/8009铝基复合材料热压缩变形激活能 |
| 3.3 Al_2O_3/8009铝基复合材料的热压缩流变应力行为 |
| 3.3.1 Al_2O_3/8009铝基复合材料热压缩变形的流变应力 |
| 3.3.2 Al_2O_3/8009铝基复合材料热压缩变形本构方程的建立 |
| 3.3.3 Al_2O_3/8009铝基复合材料热压缩变形本构方程的验证 |
| 3.3.4 Al_2O_3/8009铝基复合材料热压缩变形激活能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 颗粒增强8009铝基复合材料热加工图与工艺优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC_p/8009铝基复合材料的加工图与工艺优化 |
| 4.2.1 加工图理论 |
| 4.2.2 SiC_p/8009铝基复合材料加工图的建立 |
| 4.2.3 SiC_p/8009铝基复合材料加工图的分析与工艺优化 |
| 4.3 Al_2O_3/8009铝基复合材料的加工图与工艺优化 |
| 4.3.1 Al_2O_3/8009铝基复合材料加工图的建立 |
| 4.3.2 Al_2O_3/8009铝基复合材料加工图的分析与工艺优化 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 颗粒增强8009铝基复合材料热压缩变形微观组织演变规律 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiC_p/8009铝基复合材料热压缩变形微观组织演变规律 |
| 5.2.1 挤压态SiC_p/8009铝基复合材料的原始组织 |
| 5.2.2 变形条件对SiC_p/8009铝基复合材料热压缩变形微观组织的影响 |
| 5.2.3 位错-弥散相-SiC增强颗粒相互影响机制 |
| 5.3 Al_2O_3/8009铝基复合材料的热压缩变形微观组织演变规律 |
| 5.3.1 挤压态Al_2O_3/8009铝基复合材料的原始组织 |
| 5.3.2 变形条件对Al_2O_3/8009铝基复合材料热压缩变形微观组织的影响.. |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 颗粒增强8009铝基复合材料拉伸变形与断裂行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 轧制态颗粒增强8009铝基复合材料的显微组织 |
| 6.3 颗粒增强8009铝基复合材料的室温拉伸变形与断裂行为 |
| 6.3.1 颗粒增强8009铝基复合材料的室温拉伸变形 |
| 6.3.2 颗粒增强8009铝基复合材料的室温断裂行为 |
| 6.4 颗粒增强8009铝基复合材料的高温拉伸变形与断裂行为 |
| 6.4.1 颗粒增强8009铝基复合材料的高温拉伸变形行为 |
| 6.4.2 颗粒增强8009铝基复合材料的高温力学行为 |
| 6.4.3 颗粒增强8009铝基复合材料的高温加工硬化行为 |
| 6.4.4 颗粒增强8009铝基复合材料的高温断裂行为 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读博士学位期间发表的学术论文与学术活动 |
| 致谢 |
（5）喷射沉积SiCp/Al-Fe-V-Si板坯的楔形压制与组织演变（论文提纲范文）
| 1 试验材料及方法 |
| 2 试验结果与分析 |
| 2.1 楔形压制 |
| 2.2 SiCp分布与孔洞的弥合 |
| 2.3 第二相粒子与SiC-Al界面 |
| 3 结论 |
（6）喷射沉积SiCp/Al基复合材料致密化及其显微组织与力学性能（论文提纲范文）
| 1 材料与方法 |
| 1.1 原料及成分设计 |
| 1.2 塑性加工 |
| 1.3 检测方法 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 对显微组织与力学性能的影响 |
| 2.1.1 热压温度 |
| 2.1.2 轧制温度 |
| 2.2 热压后的显微组织与致密度 |
| 2.2.1 显微组织 |
| 2.2.2 热压后的致密度 |
| 2.3 轧制过程中的显微组织与力学性能 |
| 2.3.1 Si C颗粒、孔隙 |
| 2.3.2 弥散粒子与晶粒 |
| 2.3.3 致密度与硬度 |
| 2.4 X射线衍射物相分析 |
| 3 结论 |
（7）超高强铝合金Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu热变形特性及应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景和意义 |
| 1.2 超高强铝合金材料制备技术 |
| 1.2.1 半连续铸造制备技术 |
| 1.2.2 粉末冶金制备技术 |
| 1.2.3 喷射沉积制备技术 |
| 1.3 超高强铝合金研究与应用现状 |
| 1.3.1 超高强铝合金研究与应用 |
| 1.3.2 喷射沉积超高强铝合金研究应用 |
| 1.4 热变形特性研究与应用 |
| 1.4.1 超高强铝合金流变行为研究 |
| 1.4.2 超高强铝合金热加工图研究与应用 |
| 1.4.3 超高强铝合金动态再结晶 |
| 1.5 等温成形技术 |
| 1.5.1 等温成形技术特点 |
| 1.5.2 等温成形技术应用研究 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 1.6.1 存在的问题 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu合金流变行为与加工图 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 热模拟试验 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 试验方案 |
| 2.3 合金的流变行为 |
| 2.4 动态材料模型与失稳特点 |
| 2.4.1 动态材料模型 |
| 2.4.2 失稳准则 |
| 2.5 基于动态材料模型的热加工图研究 |
| 2.5.1 失稳图 |
| 2.5.2 功率耗散图 |
| 2.5.3 热加工图 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu合金本构模型与修正 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 Arrhenius本构模型 |
| 3.2.1 Arrhenius本构理论与模型建立 |
| 3.2.2 应变补偿与应变速率指数修正 |
| 3.3 本构模型精度评估分析 |
| 3.3.1 经典Arrhenius本构模型 |
| 3.3.2 考虑应变补偿Arrhenius本构模型 |
| 3.3.3 综合考虑应变补偿和Z参数应变速率指数修正的Arrhenius模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 动态再结晶行为及模型构建 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 热压缩变形微观组织演变特点 |
| 4.2.1 低倍组织与金属流线 |
| 4.2.2 变形温度对显微组织的影响 |
| 4.2.3 应变速率对显微组织的影响 |
| 4.3 动态再结晶临界条件及本构关系 |
| 4.3.1 动态再结晶发生的临界应力与临界应变 |
| 4.3.2 峰值应力与应变速率和变形温度关系 |
| 4.3.3 临界应力-应变和与变形温度和应变速率的关系 |
| 4.3.4 饱和应力本构模型 |
| 4.4 动态再结晶数学模型 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 变形参数对合金性能影响与成形工艺参数优化 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 热加工参数对合金组织与性能影响 |
| 5.3 变形均匀性与成形方案设计 |
| 5.3.1 变形均匀性因子提出 |
| 5.3.2 单道次加载等温成形方案分析 |
| 5.3.3 多道次等温成形方案分析 |
| 5.4 工艺参数优化与模拟试验设计 |
| 5.4.1 参数优化设计方法 |
| 5.4.2 模拟试验设计 |
| 5.5 模拟结果与分析 |
| 5.5.1 pass1工序下的形变均匀性响应分析 |
| 5.5.2 pass2工序下的形变均匀性响应分析 |
| 5.5.3 基于灰色关联度和正交试验法的工艺参数优化 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 成形试验研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 试验条件与研究过程 |
| 6.2.1 试验条件 |
| 6.2.2 研究过程 |
| 6.3 结果分析 |
| 6.3.1 力学性能 |
| 6.3.2 微观组织 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
（8）快速凝固Al-Fe-V-Si耐热铝合金研究进展（论文提纲范文）
| 1 Al-Fe-V-Si系合金制备工艺 |
| 2 Al-Fe-V-Si系合金组织性能特征 |
| 2.1 Al-Fe-V-Si系合金微观组织控制 |
| 2.2 Al-Fe-V-Si系合金性能特征 |
| 3 Al-Fe-V-Si系合金强化措施 |
| 3.1 陶瓷相增强 |
| 3.2 稀土元素增强 |
| 4 结束语 |
（9）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 |
（10）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 |
四、喷射沉积Al-Fe-V-Si合金的组织演变研究(英文)（论文参考文献）
- [1]SiCp/8009Al基复合材料与铝合金连接工艺及Al12（Fe,V）3Si稳定性研究[D]. 刘海彬. 湖南大学, 2020
- [2]楔形压制铝基复合材料的显微组织及力学性能[J]. 黄威,任昌旭,贺毅强,徐虎林,李同清,王晨屹,马志远,李碧林,徐天兵. 特种铸造及有色合金, 2020(02)
- [3]喷射成形铝合金的热加工性能及其变形机制研究[D]. 杨雨童. 江苏大学, 2019(02)
- [4]颗粒增强8009铝基复合材料热变形行为研究[D]. 陈爽. 湖南大学, 2018(01)
- [5]喷射沉积SiCp/Al-Fe-V-Si板坯的楔形压制与组织演变[J]. 徐政坤,贺毅强,钱晨晨. 特种铸造及有色合金, 2017(11)
- [6]喷射沉积SiCp/Al基复合材料致密化及其显微组织与力学性能[J]. 贺毅强,李俊杰,周海生,冯立超,陈志钢. 中国有色金属学报, 2017(07)
- [7]超高强铝合金Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu热变形特性及应用研究[D]. 陈刚. 中北大学, 2016(08)
- [8]快速凝固Al-Fe-V-Si耐热铝合金研究进展[J]. 刘莹莹,郑立静,张虎. 材料工程, 2015(11)
- [9]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)
- [10]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)