一、{110}〈111〉,{112}〈111〉和{123}〈111〉多滑移的屈服应力状态（论文文献综述）
段晓鸽[1]（2021）在《汽车用6000系铝合金的各向异性及烤漆硬化效应研究》文中研究表明6000系铝合金属于可热处理强化合金,由于其具有高的比强度高、优良的抗腐蚀性及良好的焊接性能等,已经被广泛应用于车身覆盖件和其他零部件。然而,受困于6000系铝合金在制备加工过程中组织结构演变特性的限制,力学性能各向异性严重、烤漆后硬化不足,及其作用机理尚不明确严重限制了 6000系铝合金在汽车工业上的发展及应用。为此,本文通过改变热处理及轧制工艺,结合添加微合金元素Sn等进行6000系铝合金的织构、析出相对各向异性的影响研究,揭示通过改变织构及析出相来降低力学性能各向异性的微观调控机理;并为提高6000系铝合金的综合使用性能,系统地研究了预时效处理对6000系铝合金烤漆前后组织性能及析出行为的影响,提出了 6000系铝合金获得快速烤漆硬化效应的作用机理,主要结论如下:采用中间退火及交叉轧制的方法进行织构及组织调控,结果表明:6000系铝合金热轧板经过420℃中间退火后,形成了具有强烈的Cube{001}<100>取向的等轴再结晶晶粒;交叉轧制后形成的具有较低晶内取向差的变形组织,有助于固溶退火后获得尺寸细小、均匀分布的再结晶晶粒;提出了交叉轧制过程中Bs织构的形成机理,Cube取向晶粒通过{111}<110>滑移系的开动实现了其向BND{011}<3-22>取向[（φ1,（?）,φ2）=（42°,45°,0°）]的转动,BND取向亚晶保持较高的稳定性的原因为其具有最低的能量密度。Sn元素对6000系铝合金组织及时效析出行为的影响结果表明:Sn的添加显着细化了 6000系铝合金的晶粒,且Sn有降低β"相析出激活能的作用。基于Sn原子在固溶淬火后与空位间具有较强结合力的理论研究,及不同结构稳定相（Mg2Si）的异构关系,建立了该合金在时效过程中的析出序列模型。通过织构及析出相对6000系铝合金各向异性的影响研究表明:经过中间退火+交叉轧制的样品固溶处理后,其制耳率较单向轧制的8.16%降低至2.7%,并提出了这种利用织构及组织调控改善铝合金各向异性的微观机理。其作用机理主要分为两个阶段:6000系热轧板中强烈的立方织构,抑制再结晶Goss织构的形成;交叉轧制无过渡带及Bs织构的组织特征,进一步抑制再结晶Cube织构的形核及长大。6000系铝合金经过人工时效后,具有不同纵横比的析出相对各向异性的作用不同,当合金主要为再结晶Cube织构时,根据包含塑性模型及β"相与<001>Al的取向关系,β"相对于不同拉伸方向上的析出强化贡献值不同,从而抑制了峰值时效态样品的各向异性。含Sn的6000系铝合金较不含Sn合金峰值时效态屈服强度的各向异性明显下降,其机理为高温时效过程加速了时效硬化效应,峰时效态时Sn元素诱发了少量的β’析出相。6000系铝合金的快速烤漆硬化效应及机理研究表明:6000系铝合金经100℃×5min+180℃×5min双级预时效处理后,可获得最佳的力学性能,其屈服强度为150MPa,伸长率23.2%,烤漆硬化增量最大可达到114MPa;相较于单级预时效处理,双级预时效处理使6000系铝合金β"相的析出激活能Q减少了 39.6 kJ/mol;通过Avrami-Johnson-Mehl方法建立的T4和T4P态的β"相析出动力学的模型,并结合TEM微观组织观察,揭示了双级预时效工艺提高6000系铝合金烤漆硬化效应的作用机理,一级低温时效的热力学效应促使形成细小高密度的GPII区,经过二级高温时效处理后稳定存在的GPⅡ区长大并形成β"相核心,在烤漆过程中能够快速析出大量β"相。
陈红蕾[2]（2021）在《微纳尺度金薄膜疲劳行为及微观机理研究》文中认为随着近年来电子信息技术的快速发展,世界已逐渐进入以物联网和智能制造为主导的新时代。目前所用电子设备的集成度在不断地增加而其外观尺寸却在不断减小,所用材料的特征尺度也不断地减小到微米甚至纳米尺度。微/纳米尺度金属材料（例如Au、Cu和Al）因其良好的导电性能,是集成电路和柔性电子器件中重要的电极和导电互连材料,承担着为电子器件中各个分立的功能单元传输电信号的功能。这些微/纳尺度的金属薄膜在日常使用中往往会承受较高的温度或机械变形,例如,在超大规模集成电路中,金属薄膜不可避免地承受着较高的电流密度和周期变化的热失配应变;在柔性电子器件中,金属薄膜会受到较大的循环弯曲和拉压变形。在循环载荷作用下,材料会产生疲劳损伤并萌生疲劳裂纹,最终造成由疲劳破坏引起器件功能下降甚至失效。当材料的几何尺度和微观结构尺度减小到微米甚至纳米尺度,其疲劳损伤行为将不同于块体材料。同时,材料尺度由块体尺度向微/纳尺度的转变也会引起损伤机制的转变,产生显着的尺寸效应。因此,澄清微/纳尺度材料的疲劳损伤行为及其微观机制是当前材料领域的关键问题之一,同时对于高性能微电子器件的发展也具有重要的理论和实际意义。在本论文中,通过磁控溅射方法在柔性聚酰亚胺（PI）基体上制备了不同厚度的Au薄膜,同时,通过电子束蒸发与光刻技术在刚性硅基体上制备了不同厚度和不同线宽的Au互连线。薄膜厚度在微米到纳米尺度,金属线宽度在微米尺度。通过单向拉伸、动态弯曲疲劳、交流电热疲劳等实验方法,结合深入的微观结构表征,系统研究了材料尺度、外加载荷和超薄结合层对微/纳尺度Au薄膜疲劳损伤行为的影响及其微观机制。论文的主要研究结果如下:1.对不同厚度（40、90、170、930nm）的纳米晶Au薄膜进行了动态弯曲疲劳实验,研究了材料尺度、外加应变和循环周次对Au薄膜疲劳损伤行为的影响。总结了不同厚度薄膜在不同外加应变幅和循环周次下的疲劳损伤行为,利用外加应变-循环周次坐标系首次构建了薄膜的疲劳损伤行为转变图,发现薄膜损伤行为分为三个区域,即,Ⅰ区为沿滑移带开裂,Ⅱ区为沿滑移带开裂和沿晶开裂的混合区,Ⅲ区为沿晶开裂。当薄膜厚度h≥90 nm,Au薄膜的疲劳损伤主要表现为疲劳挤出和沿晶裂纹两种损伤形式（Ⅰ、Ⅱ或Ⅲ区）。当薄膜厚度减小到40nm,Au薄膜疲劳损伤行为仅表现为沿晶裂纹（Ⅲ区）。为此,提出了通过位错滑移和晶界滑动所累积的不可逆应变εf,DScum和εf,GBScum定量表征上述两种损伤行为转变的临界条件,可以很好地与损伤行为转变图吻合。2.结合疲劳挤出高度的定量表征、疲劳损伤的截面观察和慢正电子束湮没技术对空位缺陷的表征,发现疲劳过程中过饱和空位的产生与扩散对微/纳尺度薄膜材料疲劳挤出的形成起到重要作用。随着薄膜厚度的降低,由于位错相互作用能力的降低和空位扩散的加剧,空位在材料内部积聚和饱和的延迟抑制了疲劳挤出形核,提高了材料的疲劳损伤抗力,从而提高了其疲劳寿命。基于空位模型和实验测量结果,准确地预测了块体到小尺度材料的疲劳微观机制转变。本文所提出的空位辅助挤出生长机制表明,通过调控界面来控制空位行为对设计具有优异疲劳性能的小尺度金属具有重要意义。3.通过在Au薄膜/PI界面之间添加超薄（-5 nm）的钛结合层,研究了薄膜-基体界面对薄膜的疲劳损伤行为的影响。研究表明,加入Ti结合层可显着提高1μm厚Au薄膜的超高周疲劳性能。这种较厚薄膜疲劳寿命提升的主要原因是由于Au/Ti界面有效地抑制了薄膜-基体界面空位聚集形成孔洞和疲劳挤出的生长,从而降低了循环应变局部化和裂纹萌生的倾向。这一发现有力地支持了本文所提出的空位辅助挤出生长机制,并为设计具有超长疲劳寿命的柔性器件提供了一种潜在的策略。4.对纳米晶Au和Au/Ti薄膜的超高周（108周）疲劳损伤行为与相关机制的研究表明,除薄膜中常见的疲劳挤出和沿晶开裂行为外,丘起是一种新的损伤形式,并可能伴随着孔洞的形成。丘起的尺寸具有显着的尺寸效应,同时其密度具有较强的厚度与应变依赖性。越厚的薄膜丘起尺寸越大,但其密度越低。此外,Au/Ti薄膜中所形成的丘起尺寸与密度均略低于Au薄膜的丘起尺寸。分析表明,表面扩散、晶界扩散、界面扩散和外加应变幅梯度均促进丘起形成,其中表面扩散和晶界扩散是影响丘起形成的主要因素。5.对不同厚度（50、100、200nm）和线宽（5、10、15μm）的纳米晶Au互连线进行交流电热疲劳实验,研究尺度和外加载荷对其热疲劳性能和损伤行为的影响。研究发现,Au互连线的热疲劳寿命表现出较强的尺度效应,即线厚度越薄,可承受的热应变幅和温度幅越高。此外,Au互连线的热疲劳寿命没有表现出明显的线宽效应。除了线厚度外,Au互连线的热疲劳损伤行为还明显依赖于外加应变范围。原子扩散和位错滑移是热疲劳变形的两种重要机制,而高温导致的原子扩散是控制疲劳失效的主要因素。基于实验观察和理论分析,提出了纳米晶薄膜的厚度与外加应变控制的热疲劳机理图。
冯幸[3]（2020）在《二维势垒位错滑移模型的建立及材料强度计算》文中研究说明结构材料是以力学性能为基础,具有一定承载能力的材料。随着科学技术高速发展,结构材料的服役环境将会越来越复杂。为了保证工程构件的安全,必须要求材料具有足够的强度。由于材料的强度与其组份和微观结构密切相关,所以理解和建立材料强度与其微观结构的关联,就成为材料科学领域的一个重要的研究课题。对于金属材料,其强度模型的研究经历了理论强度模型、派-纳模型到Seeger模型的发展。1926年,Frenkel提出的理论强度模型,由于采用原子刚性滑移模型,其计算结果和实验相差几个数量级。1947年,Nabarro修正了Peierls提出的位错激活应力的计算方法,建立了派-纳模型,但由于其采用的是位错滑移的一维势垒,所以仅对电子局域性低的金属材料有效。1956年,Seeger模型的建立,虽然考虑了热激活效应,但由于仍然采用一维的派-纳势垒,所以该模型也具有非常大得局限性。因此,目前对于金属材料的强度,还很难进行定量精确地预测。对于共价材料,其硬度一般是通过价键理论进行研究。2003年,Gao等人认为成键密度和键长等是共价晶体硬度的决定性因素。2006年,?im?nek等人引入键强的概念,提出了一种新的适用于共价晶体和离子晶体的硬度理论计算模型。2008年,Li等人引入电负性的概念建立了共价晶体的努氏硬度模型。然而,因为金刚石中的sp3杂化的C-C键是最强的三维网络的化学键。所以,根据这些硬度模型自然可以得出一个结论:金刚石是世界上最硬的材料。但是最近合成的纳米孪晶金刚石的硬度超过了单晶金刚石两倍。显然,仅用价键理论不能解释纳米孪晶金刚石超高硬度的来源。因此,需要更深刻的理论来研究共价材料的硬度及其机理。可以看出,对于金属材料,其强度通常是用位错理论来研究,但没有考虑化学键的方向性和强度对位错滑移的影响。对于共价材料,从硬度测量过程中发生的塑性变形可以推断出共价材料的硬度也是由位错运动来主导。实际上,位错在滑移过程中,是存在弯曲和扭折的,这些弯曲和扭折与化学键的方向性和强度有很强的关联。所以,如果把位错滑移的势能面考虑成一个二维势垒,那么化学键的方向性和强度对位错滑移的影响就可以包含到位错滑移的动力学方程中来。为了更深入地研究材料的强度,本文将传统位错理论和价键理论相结合,建立了对金属材料和共价材料都适合的二维势垒位错滑移模型,并且建立了相应的位错滑移动力学方程。通过对位错动力学方程的求解,可以计算出位错滑移的临界分切应力,进而通过多晶Sachs模型,获得材料的屈服强度和硬度。为了研究该模型的合理性、有效性和适用范围,本文对一些典型共价晶体、离子晶体和金属晶体材料的强度进行了研究。具体研究内容如下:（1）二维势垒位错滑移模型的提出和建立。结合位错理论和价键理论,提出了位错滑移的二维势垒。考虑外力和热激活对位错滑移的影响,构建了位错滑移的四种模式:硬扭折对模式、混合扭折对模式、软扭折对模式和弦模式。根据位错滑移过程中引起的体系能量地变化,分别构建了位错滑移的四种模式所对应的位错动力学方程。通过对该方程的求解,得到不同温度和应力状态下的位错的激活能和临界分切应力。进而结合Sachs模型和Tabor定律,得到材料的屈服强度和硬度的计算方法。（2）基于二维势垒位错滑移模型的共价晶体的硬度。基于二维势垒位错滑移模型,计算了典型闪锌矿型共价材料的硬度,并且研究了影响闪锌矿型共价材料硬度的因素。然后使用二维势垒位错滑移模型预测了纤锌矿型金刚石和纤锌矿型氮化硼的硬度。（3）基于二维势垒位错滑移模型的离子晶体中的硬度。将二维势垒位错滑移模型应用到离子晶体Na Cl和地幔矿物?-Mg2Si O4中,计算得到了Na Cl晶体和地幔矿物?-Mg2Si O4的硬度与实验值一致。并且根据Sachs模型分析了不同温度下Na Cl和?-Mg2Si O4中激活的滑移系类型并与实验观测结果进行了比较分析。（4）基于二维势垒位错滑移模型的金属晶体的强度。将二维势垒位错滑移模型应用到面心立方金属（Cu和Al）和体心立方金属（Fe和Mo）中,研究了它们的屈服强度随温度变化的趋势,并且与相应的实验结果进行了对比。（5）基于二维势垒位错滑移模型的硬度与材料导电性的关联研究。以Ti B2为例,使用二维势垒位错滑移模型,结合Sachs模型和Tabor定律计算了Ti B2的高温硬度。通过电子能带计算,分析了Ti B2的导电性。通过对比分析位错滑移的势能面与电子传输势能面的差异,研究材料硬度与材料导电性之间的关系。本文提出了二维势垒位错滑移模型及材料强度预测方法,并且建立了适用与共价材料,离子材料和金属材料的高温硬度的位错理论模型。这些发现有助于揭示硬度的物理机制,并为新型结构材料的设计,特别是耐高温结构材料的设计提供直接的指导。
侯晋雄[4]（2020）在《热机械处理AlxCoCrFeNi（x=0.1～0.8）高熵合金的显微组织及力学性能》文中进行了进一步梳理多组元高熵合金因其成分和组织的多样性赋予了其众多优异的性能,如高强度、高硬度、高抗氧化性等。对于单相面心立方高熵合金而言,尽管其具有优异的室温拉伸塑性,但强度较低。为了优化面心立方高熵合金的性能,需要适当引入固溶原子、位错、孪晶、晶界和第二相等结构缺陷,并调控其微结构使高熵合金的力学性能得以提高。本文通过热机械处理对AlxCoCrFeNi（x=0.1～0.8）高熵合金显微组织结构进行调控,并对相应的力学性能进行研究,研究结果表明:（1）在AlxCoCrFeNi高熵合金中添加Al原子不但可以提高固溶强化效果,而且随着Al含量增加还可以改变其显微结构。当0.1≤x≤0.45时,铸态合金为树枝晶面心立方（FCC）结构;当0.45<x≤0.8时,铸态合金为面心立方与体心立方（FCC+BCC）双相结构,其中x≥0.6时,铸态合金为共晶组织。（2）Al0.1CoCrFeNi高熵合金经过压下量为50%和70%冷轧后,不仅可以提高位错密度,还可以产生大量互相平行的滑移线、剪切带和形变孪晶等共同提高了合金强度。当冷轧量从50%增加到70%,Copper和Goss织构向Brass织构和Cu T织构转变。冷轧合金中的力学各向异性行为主要由显微结构而非织构组分决定。通过对冷轧合金在700℃～1000℃退火处理,可以形成部分再结晶及完全再结晶组织来平衡单相FCC高熵合金的强塑性。（3）Al0.25CoCrFeNi高熵合金经0%～90%冷轧变形后,可以形成大量剪切带与高密度位错胞,从而将铸态合金的抗拉强度从526 MPa提高到1479 MPa。冷轧合金在双相区（700℃～900℃）退火可以获得具有优异室温与液氮低温性能的析出型合金。不同冷轧量高熵合金在单相区（1100℃）退火后,形成了不同厚度（230μm～1960μm）的单相合金,并且合金在拉伸过程中强度和塑性表现出明显的尺寸效应。（4）调控过饱和Al0.45CoCrFeNi高熵固溶体合金退火处理中的再结晶与相析出,可以成功制备超细晶与细晶双相结构（FCC+B2）高熵合金。在再结晶双相高熵合金中时效析出细小第二相可以进一步提高力学性能。双相高熵合金在高温长时间退火过程中表现出良好的组织稳定性。（5）共晶型Al0.6CoCrFeNi和Al0.8CoCrFeNi高熵合金分别经过40%和30%冷轧变形后,可以提高其显微硬度与拉伸强度。后续通过500℃～1100℃退火处理可以优化其力学性能。
李飞[5]（2020）在《大型发电机护环液压缩胀复合变形强化基础理论与实验研究》文中指出随着能源电力的发展需求日益迫切,加之国际形势的不稳定性,发电机护环的国产化、稳定化成为了当前亟需解决问题。作为大型高端锻件,护环生产工艺相当复杂,且存在诸多难点。在冷变形强化工艺方面,采用传统的液压胀形强化手段生产出的护环产品屈强比接近于1。为了降低护环产品屈强比,最大化护环材料的强化潜能,本文首先以护环材料Mn18Cr18N钢为研究对象,基于拉伸、压缩与轧制的变形强化机理,分析了复杂加载路径下Mn18Cr18N钢的力学性能和微观组织演变规律。随后通过数值模拟和物理试验相结合的方式,对护环液压缩径和胀形工艺进行了研究。得到了不同模具结构、环坯初始尺寸下护环的变形规律。研究了护环液压胀形时的载荷失稳以及几何失稳临界条件。最终,以此为基础首次提出了大型发电机护环缩胀复合变形强化新技术,以期为护环冷变形强化方法提供新思路。首先,对Mn18Cr18N钢进行了简单路径加载试验。研究发现,Mn18Cr18N钢室温下初始屈服强度约为604 MPa。发生颈缩前的最大流变应力为1154 MPa。拉伸后延伸率为61.7%,断面收缩率为61.4%。断裂形式为韧性断裂。压缩变形量较小时,变形以平面滑移为主。当压缩量大于30%时,孪生被激活,并成为Mn18Cr18N钢的重要变形机制。随后,对Mn18Cr18N钢进行了复杂路径加载试验。研究发现,在压缩-拉伸单轴连续加载过程中,经过不同程度的压缩变形后,其第二阶段拉伸时的强度指标和塑性指标均随首阶段压缩量的增大而先增大后减小。当压缩量为25%时,二者均达到极值,分别为1040.0 MPa和1439.2 MPa。延伸率和断面收缩率分别在压缩量为25%和20%时达到极值,分别为73.8%和68.9%。在轧制-拉伸双轴非连续加载过程中,Mn18Cr18N钢拉伸屈服强度和最大流变应力随着轧制量的增大而增大。当预轧制量大于30%后,最大流变应力的增幅逐渐减小。在塑性方面,其最大均匀应变随预轧制量的增大而逐渐变小。在压缩-拉伸单轴循环加载过程中,Mn18Cr18N钢的循环强化或软化为行为主要取决于基体内的内应力分量而非等效应力分量。当循环应变幅较小时,Mn18Cr18N钢主要表现为循环应力软化特征。当循环应变幅较大时,Mn18Cr18N钢主要表现为循环应力强化特征。加载路径是影响Mn18Cr18N钢的力学行为的重要因素。单轴循环加载时,应变方向的每一次交替都会导致材料一定程度的强度损失。在相同的累积塑性应变下,循环应变幅越小,应变方向的交替次数越多,对材料的强化就越不利。液压胀形和缩径时,护环内部等效应变变化规律具有高度相似性。随着液压的逐渐升高,环坯均为内壁率先进入塑性变形状态,并逐步向外壁扩展。环坯内壁的等效应变量始终大于外壁,内壁等效应力始终大于外壁等效应力。模具锥角是影响液压缩径和液压胀形后护环形状的重要因素。液压缩径时采用小角度锥角的模具时,环坯缩径后往往呈现鼓肚形。采用大角度锥角的模具缩径时,环坯呈现喇叭口形。而在液压胀形时,随着模具锥角的增大,环坯由喇叭口向鼓肚形过渡。液压缩径和液压胀形时,最优模具锥角分别为50°和60°。然后,分析了液压胀形时护环类厚壁圆筒件的失稳情况。研究发现,厚壁圆筒件的整体失稳与圆筒的初始外内径比以及材料的硬化指数有密切关系。随着圆筒的外内径比和材料硬化指数的增大,圆筒的抗载荷失稳能力越强。圆筒的局部载荷失稳总是先发生在圆筒内壁,然后向圆筒外壁扩展。圆筒的中径层可以被当作是圆筒的等效失稳层。当圆筒等效失稳层发生局部载荷失稳时,圆筒发生整体载荷失稳。在圆筒发生载荷失稳后,圆筒处于亚稳态。随着变形量的增大,圆筒会发生几何失稳。圆筒的几何失稳同样是在内壁处最先发生,然后向外壁扩展。当外壁等效应变达到2n时,圆筒完全几何失稳。最后,采用数值模拟的方法对Mn18Cr18N钢护环液压缩胀加载路径配比进行了分析和优化。当液压缩径和胀形模具锥角分别为45°和60°时,随着首阶段缩径量的增大,护环最终形状由“喇叭口”形向“鼓肚”形转变。当缩径量和胀形量相差不大时,护环胀复合成形效果相对较好。通过缩比试验,对液压缩胀复合强化成形工艺进行了可行性验证。试验结果表明,经过液压缩胀复合变形强化后,护环的强度发生明显强化,其强度和塑性均优于直接液压胀形后的护环。当首阶段液压缩径和次阶段液压胀形中径变形量为11.0%和11.3%时,护环屈服强度和抗拉强度分别为1168.1 MPa和1292.2 MPa,较直接胀形的护环提高了49.2 MPa和144.0 MPa。屈强比为0.9,较直接胀形护环下降了7.2%。在塑性指标方面,护环延伸率和断面收缩率分别为28.2%和68.3%,较直接胀形的护环提高了48.4%和16.4%。
毕胜[6]（2020）在《CNT/7055Al复合材料的制备加工及力学行为研究》文中提出碳纳米管增强铝基（CNT/Al）复合材料具有高强度、高刚度、低密度等优点,在航空航天、交通运输等领域应用前景广阔。在过去的二十年里,虽然报道了许多关于CNT/Al复合材料的研究,但在CNT/Al复合材料制备、加工以及力学行为等方面仍存在一些需要深入研究的问题。高能球磨（HEBM）工艺虽能够高效分散CNT,但CNT在HEBM中的损伤和分散问题仍缺乏深入理解和统一认识。由CNT加入引起的室温韧性低以及高温变形困难等问题,是制约CNT/Al复合材料广泛工程应用的瓶颈,但至今仍缺乏有效的改善手段。此外,关于CNT/Al复合材料的力学行为研究大多关注静态力学性能,对动态力学性能的研究十分匮乏;对CNT/Al复合材料的高温变形行为也缺乏理解。本文针对以上问题,开展了以下研究工作:为获得高性能CNT/Al复合材料,以超高强7055Al合金为基体,制备了CNT/7055Al复合材料,对CNT在HEBM过程中的损伤与分散问题进行了系统研究。采用不同的过程控制剂添加方式,构造出“球状-片状-冷焊球状”和“球状-片状”两种HEBM粉末形貌演变模式。研究发现,“球状-片状-冷焊球状”演变可以将CNT单根分散,粉末不断冷焊和破碎是CNT分散的主要方式。“球状-片状”演变未能将CNT分散,主要归因于片状Al粉的厚度超过临界值以及CNT团聚嵌入到片状Al粉表面。对两种不同粉末演化的CNT损伤研究发现,ID/IG与FWHM（D）的乘积相比ID/IG能更准确地描述CNT结构的损伤。对该参数量化的对比研究表明,在粉末片状化和破碎阶段,CNT损伤严重;在粉末冷焊阶段CNT损伤较小。在此基础上,制备了不同CNT含量的CNT/7055Al复合材料并详细分析了其微观组织和力学行为。研究发现,CNT/7055Al复合材料呈现粗细晶混合的晶粒结构,CNT主要分布于超细晶组织中,多数沿挤压方向分布。CNT-Al界面干净,无反应产物。其中,3 vol.%CNT/7055Al复合材料的抗拉强度达到816 MPa,但延伸率较低,仅为0.5%。细晶强化和Orowan强化是CNT/7055Al复合材料主要的强化机制。由于存在粗晶条带,复合材料存在严重的各向异性。为了改善CNT/7055Al复合材料的强韧性,通过轧制工艺优化了复合材料的织构组分,研究了轧制前后复合材料的微观组织、织构组分和力学性能。结果表明,轧制后,粗晶条带基本消除,复合材料主要由均匀的超细晶组成。轧制过程没有对CNT结构造成损伤。轧制前,复合材料具有丝织构,包括{011}<111>、Copper {112}<111>和{123}<111>组分。轧制后,复合材料织构类型变为板织构,包括{011}<111>、{113}<332>和{215}<342>组分。随着轧制压下量的增加,复合材料的织构强度增加。轧制后,复合材料的延伸率增加了一倍,而抗拉强度仅略有降低。这归因于:（1）板织构中大量有利的晶粒取向降低了变形的门槛;（2）轧制增加了位错密度,促进了变形进行;（3）轧制后增加了低角晶界比例,有助于位错滑移;（4）细小密集分布的析出相增加了超细晶的位错存储能力。此外,轧制后,由于粗晶条带的消除,复合材料的各向异性明显弱化。为了改善复合材料的热变形能力,探究了 CNT/7055Al复合材料的超塑性变形行为,获得了复合材料最佳变形参数,分析了 CNT在超塑性变形中的作用。研究结果表明,通过优化第二相数量,T6态复合材料相比挤压态复合材料显示出更高的延伸率。T6态和挤压态复合材料均在400℃和5 s-1条件下获得最大延伸率,分别为1 53%和125%。T6态复合材料的变形激活能和m值分别为171 kJ/mol和0.2。晶格扩散控制位错攀移是复合材料的主要变形机制。研究了不同CNT含量下复合材料的超塑性变形行为。结果表明,2vol.%和3 vol.%复合材料分别在400℃、3 s-1和400℃、5 s-1条件下获得最大延伸率,分别为11 8%和108%。强的CNT界面结合和大的长径比极大地抑制了晶界滑动,这是CNT/7055Al超塑性延伸率低于基体铝合金的主要原因。为了评估CNT/7055Al复合材料的服役性能,研究了复合材料在拉拉疲劳和拉压疲劳条件下的变形行为。结果表明,在拉拉疲劳过程中,CNT发挥载荷传递作用,抑制了超细晶区的裂纹萌生,使复合材料的疲劳强度优于基体合金。而在拉压疲劳过程中,由于CNT附近的基体发生断裂,CNT未起到增强效果,导致复合材料的疲劳强度与基体合金相当。分析了复合材料的疲劳损伤机制,讨论了CNT在疲劳变形中的作用。结果表明,粗晶应变局域化是复合材料疲劳损伤的主要机制。在拉拉疲劳中,损伤主要发生在粗晶区。在拉压疲劳过程中,由于较大的应力幅,粗晶和超细晶区均出现损伤。拉拉疲劳和拉压疲劳中,变形主要集中在复合材料的粗晶区域。在高应力条件下,粗晶和超细晶内位错密度均很低;在低应力条件下,粗晶中出现位错胞、位错缠结等亚结构,超细晶中未观察到明显的位错组态变化。
付巳超[7]（2020）在《基于细观力学方法的材料尺寸效应和相变-变形耦合研究》文中研究表明尺寸效应和相变-变形耦合作用是先进工程金属材料研发和应用过程中的两个典型的难题与挑战。针对这两个具有挑战性的问题,本文以316L不锈钢微丝和相变诱发塑性高熵合金（TRIP-HEA）为研究对象,分别通过研发新型试验装置进行试验和采用先进试验手段进行观测,揭示了两个问题的基本微观机制,并基于微观机制和混合定律提出了适宜的细观力学复合模型,从主导尺寸效应或TRIP辅助变形行为的特征“相”平均细观力学行为出发,分别实现了对尺寸效应和相变-变形耦合作用下的材料宏观机械性能的合理描述。这些研究成果为解决以上两个具有挑战性的问题提供了数据支撑和研究方法,有望广泛应用到工程实际中去。研制了一种可用于微型多轴循环力学行为测试的拉-扭疲劳试验机,并利用该试验机系统研究了不同直径和晶粒尺寸316L不锈钢微丝的拉伸、扭转、拉-扭循环和疲劳行为,揭示了微丝随着直径晶粒数目的减少而先后展现出“越小越弱”和“越小越强”两种截然相反的尺寸效应。基于内部晶粒和表面晶粒两“相”的等效细观力学行为,结合经典的Hall-Petch晶粒尺寸效应公式,提出了一个细观类比复合模型,揭示了由缺乏晶界强化所致的表面晶粒软化是“越小越弱”尺寸效应的主要微观机制,并对微丝的拉伸和扭转变形行为尺寸效应进行了合理的描述。进一步提出了一种考虑尺寸效应的多轴疲劳寿命预测模型,对微丝随直径减小而降低的多轴疲劳寿命实现了较好的预测。利用原位实时中子衍射,结合电子背散射衍射（EBSD）和超导量子干涉仪（SQUID）测量及热力学模型计算,揭示了微观结构、冷却温度和磁结构有序化共同作用对TRIP-HEA的亚稳态及热致相成分的影响,进而制得了具有不同FCC相热稳定性的不同初始相成分TRIP-HEA试样。进一步利用原位实时中子衍射对不同初始相成分TRIP-HEA试样在拉伸过程中的变形机制进行了深入探究,揭示了FCC相热稳定性对机械诱发相变与变形及其耦合作用的影响。TRIP-HEA的变形机制包括FCC相TRIP和位错滑移及HCP相孪晶和位错滑移。其中FCC相的持续相变和不断增多的HCP相的潜在应变硬化能力是TRIP-HEA表现出显着持续应变硬化的主要原因。基于相变和变形耦合行为的试验观测,提出了一个半经验两相细观复合模型。该模型在小应变下基于FCC相统一硬化行为、FCC/HCP两相应力约束和FCC相应力相关相变演化关系,在大应变下基于统一的宏观硬化行为,对不同热稳定性TRIP-HEA的应力应变行为进行了较好的描述。
刘飞[8]（2020）在《变形铝合金晶体取向与微裂纹萌生扩展的原位电子显微学研究》文中研究指明由择优取向或多尺度第二相导致的组织不均匀性,是变形铝合金发生断裂失效的重要原因。为研究晶体取向和多尺度第二相对微裂纹萌生与扩展的影响规律,选取两种典型的变形铝合金为研究对象,分别为无第二相的高塑性1060铝合金和有第二相的高强度Al-Zn-Mg-Cu合金,采用原位电子背散射衍射、原位及非原位透射电镜等检测手段,结合迹线分析和Schmid因子计算,在微纳米尺度下研究了上述合金微裂纹萌生与扩展的内在机理和影响因素。研究所采用的1060铝合金具有立方织构和铜型织构,平均晶粒尺寸为24.6μm。结果表明,晶体取向对合金的变形行为和微裂纹萌生与扩展均有重要影响。变形过程中,取向为铜型织构的晶粒比立方织构的晶粒更容易变形。采用Sachs、Talyor和反应应力模型对样品表面42个晶粒的取向转动行为进行了对比和讨论,表明初始取向和激活滑移系数目是影响取向转动行为的重要因素。激活单滑移时,晶体取向转动方向不变。而且,激活单滑移具有最大Schmid因子（决定于晶体取向）时,取向转动方向与Sachs模型预测的结果一致。由变形不均匀或开裂导致的应力集中可以诱发晶粒激活多滑移,从而使晶粒取向转动方向发生改变。对开裂晶粒滑移系的Schmid因子和裂尖应力分布进行了计算,表明裂尖发射位错属性及其所在激活滑移系决定于裂尖应力场,当位错从裂尖发射后,裂尖应力场对已发射位错的影响逐渐减弱,宏观加载应力对已发射位错的影响逐渐增强。1060铝合金中的微裂纹主要以界面脱粘方式在晶界、滑移带和少数杂质颗粒处萌生,沿{111}滑移面穿晶扩展,包括连续扩展和不连续扩展两种形式。其中,连续扩展时,裂尖发射位错数量少于不连续扩展。不连续扩展过程包括纳米孔洞在裂尖无位错区内形成、长大,然后与主裂纹连通合并;其过程往往伴随有断裂面的改变,如Z字形裂纹。大角晶界可使裂尖钝化,促使裂尖激活多滑移,诱发裂纹扩展路径改变,有利于降低裂纹扩展速率和提高断裂韧性。裂尖钝化导致应力强度因子升高,为纳米孔洞的形成提供了驱动力,而薄化区内的和裂尖周围的无序区为纳米孔洞的形成提供了空位来源。研究采用的Al-Zn-Mg-Cu合金由多尺度第二相颗粒和<001>与<111>晶粒簇组成,平均晶粒尺寸为6.38μm。多尺度第二相包括亚微米和微米级结晶相(Al9Fe0.7Ni1.3与Mg Zn2相),几十纳米的Mg Zn2析出相,几纳米到十几纳米的Al3Zr弥散相和η析出相,以及几纳米的η′析出相。结果表明,第二相的尺寸以及所在位置对微裂纹萌生和扩展具有重要影响。在尺寸方面,第二相尺寸越大,越容易萌生微裂纹。纳米级颗粒（Al3Zr、η′相及η相）对微裂纹扩展路径影响有限,但这些相通过位错切过机制增加了位错运动阻力,从而提高了微裂纹扩展抗力。在位置方面,晶界第二相(Al9Fe0.7Ni1.3与Mg Zn2)颗粒以界面脱粘或颗粒断裂方式成为微裂纹萌生的主要位置,提高了合金断裂敏感性。而亚微米晶内析出相（Mg Zn2）有助于基体均匀滑移,避免了微裂纹在集中的滑移带中萌生。同时,该相促使微裂纹扩展方向偏转,有利于提高合金的断裂强度和降低裂纹扩展速率。Al-Zn-Mg-Cu合金在变形过程中,<001>晶粒簇比<111>晶粒簇更容易变形。其断裂方式主要为沿晶断裂,存在少量穿晶断裂。大量第二相沿晶界分布、晶粒簇间的变形不协调是合金沿晶断裂的主要原因。沿晶断裂中,裂纹沿着<111>晶粒簇内的晶界或晶粒簇之间的界线扩展。而穿晶断裂中,裂纹在晶粒中的扩展路径取决于应力加载方向和激活滑移系的共同作用。
柳亚辉[9]（2020）在《应变路径对高纯钽板变形及退火行为的影响研究》文中指出钽（Ta）是一种典型的过渡族难熔金属,为体心立方晶体结构,具有较高的熔点、密度、抗腐蚀性及优异的延展能力。由于其独特的物理化学性质,钽及其合金被广泛应用于电子、军工、航空航天及医疗器械等领域。高纯钽可以作为集成电路中铜金属与硅基板的理想阻挡层材料,以防止铜和硅相互扩散形成的化合物影响集成电路性能。作为制备钽阻挡层薄膜的源材料,钽靶材需具有较为细小的晶粒和均匀的晶粒取向。钽靶材微观组织的有效控制目前仍是其工业生产中的一项重要课题。传统的单向轧制变形易在材料中形成应力集中,造成材料的不均匀变形,进而使得材料退火过程中形成较强的再结晶织构。通过改变材料变形过程中的应变路径,可以一定程度的调控变形行为,提高材料的微观组织均匀性。基于此,还需深入地对钽金属在变形及退火过程中的相关机制进行系统研究,以期改进生产和加工工艺。本研究以高纯钽为研究对象,利用扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscopy,SEM）、背散射电子衍射技术（Electron Backscatter Diffraction,EBSD）、X射线衍射技术（X-ray Diffraction,XRD）及透射电子显微技术（Transmission Electron Microscopy,TEM）等,对不同应变路径下材料的变形、回复及再结晶的微观组织进行了表征和分析,主要结论如下:（1）单向轧制（单轧）和周向轧制（周轧）样品在近表层均形成了以γ纤维和θ纤维织构为主的宏观织构,但不同取向晶粒内的微观组织出现较大差别。单轧样品{111}（<111>//ND,Normal Direction）取向晶粒中出现了大量微带和微剪切带,这与其在变形过程中开动单系滑移的变形机制有关。单轧样品中的{100}（<100>//ND）取向晶粒和周轧样品中的{111}和{100}取向晶粒中均出现明显的取向梯度,这与多系滑移变形机制有关。基于施密特因子（Schmid Factor,SF）及由此衍生的施密特因子差比值（Schmid Factor Difference Ratio,SFDR）的计算,进一步佐证了两种滑移机制的存在。此外,单轧样品中的变形储存能具有明显的取向相关性,而周轧在一定程度上减弱了这种取向相关性,缩小了两类取向晶粒的储存能差别。（2）应变路径的变化,使样品厚度方向的能量分布均匀化,能量梯度变小。同一层中,应变路径的改变削弱了{111}取向晶粒内微带及微剪切带的形成趋势,使{111}和{100}取向晶粒的储存能差异减小,储存能分布得到均匀化。单轧样品沿厚度方向的γ和θ纤维织构组分波动较大,而周轧样品中的织构波动较小,尤其是θ纤维织构,沿厚度方向的分布较为均匀。（3）不同应变路径下,γ-γ取向晶粒的晶界附近硬度值均为最大,θ-θ晶界附近的硬度值均为最小。通过对不同类型晶界的几何必须位错密度的计算发现,单轧样品中,γ-γ类型晶界的密度值为14.854×1014 m-2,接近θ-θ类型晶界的3倍。周向轧制中,该倍数被减弱为1.94。另外,γ-γ类型晶界两侧均开动单系滑移且滑移系相近时,微剪切带便可穿过晶界至相邻的{111}取向晶粒中,而{100}取向晶粒因开动多系滑移,其内部出现较为明显的取向梯度。（4）单轧样品总体上比周轧样品更快发生再结晶。单轧样品主要在{111}取向基体中通过大角度晶界迁移机制形核,新晶粒尺寸较大且多为{111}取向。周轧样品主要在交互区形核,由亚晶形核机制主导形核过程。新晶粒尺寸细小,晶粒取向与周围变形基体中畸变程度较高的点的取向相近。（5）改变回复程度可以调控不同再结晶机制在退火过程中所占权重,进而调控再结晶组织。预回复改变了晶粒内部的位错形态,使亚晶通过倾转、合并和粗化等形成较大的亚晶,且这些大亚晶多为等轴状。长时间预回复后高温退火可以均匀化样品宏观织构,并在此基础上使得晶粒细化、等轴化,是较为有效的热处理工艺。
邢睿思[10]（2020）在《压水堆一回路主管道材料316L/316LN不锈钢的多轴循环变形及其本构描述》文中研究说明压水堆（PWR）一回路管道是核电站的重要屏障。一回路的大直径主管道主要负责制冷剂的循环流动。管线的设计温度为594K以上,设计压力17.1MPa。目前,第三代核电站AP1000主管道设计主要采用锻造奥氏体不锈钢316L以及316LN,由于受到电厂启停时的热瞬态、热分层、热冲击、湍流渗入和热循环的影响,管线复杂热载荷效应非常明显。基于此,对于材料在复杂载荷条件下的循环变形行为和本构模型描述的研究具有重要的理论意义和工程应用价值。本文对PWR一回路主管道材料316L和316LN奥氏体不锈钢在室温和高温下的单轴、多轴循环塑性行为进行了一系列试验研究,结果发现:（1）316L奥氏体不锈钢在室温应变循环加载条件下,呈现先循环硬化后循环软化的现象,同时在非比例路径加载条件下,呈现明显的非比例附加强化现象;（2）316L奥氏体不锈钢室温下的循环软化行为受加载历史影响呈现记忆非比例软化现象,当循环载荷从非比例路径切换至单轴路径时,材料立刻呈现循环软化行为,而非比例加载历史中非比例度越大,软化速率越快,软化程度越大。同时,当路径从单轴路径切换回非比例路径后,软化呈现部分恢复的现象即软化引起的应力水平降低的程度大于后续循环强化被削弱的程度;（3）316LN奥氏体不锈钢在室温下应力响应与应变加载速率呈现明显的正相关,而随着温度的提升应变率对应力响应的影响越来越不明显;（4）316LN奥氏体不锈钢在293-823K温度范围内单轴应变循环加载条件下,呈现明显的循环硬化行为,且随着温度的提高材料的循环硬化程度也越显着,而无论是文献还是试验数据都表明,高温条件下动态应变时效（DSA）会导致材料高温条件下更加显着的循环硬化行为。（5）316LN奥氏体不锈钢在293-823K温度范围内单轴非对称应力控制加载条件下,呈现出棘轮应变累积的现象,室温条件应变累积现象较为显着,而随着温度的提高棘轮行为呈现快速安定的特征,而这与材料高温动态应变时效作用密不可分;（6）316LN奥氏体不锈钢在293-823K温度范围内多轴非对称应力控制加载条件下,呈现出棘轮应变累积的现象,室温条件应变累积现象较为显着,而随着温度的提高棘轮行为呈现快速安定的特征,同时多轴路径下棘轮应变累积水平显着低于相同载荷水平单轴路径下棘轮应变累积水平;（7）316LN奥氏体不锈钢在623K温度下热老化500-30000小时之后,材料室温和高温力学性能下降明显,具体表现为屈服应力下降、抗拉强度下降,循环硬化水平降低。通过OM、SEM和EBSD分析表明,长时间热老化后材料晶粒尺寸增加,析出相增加,同时孪晶界减少。在这些因素的综合作用下材料力学性能呈现下降的特征。本文基于以上试验结果,对316L以及316LN的循环塑性行为进行了宏观本构描述:（1）基于Ohno Wang随动强化准则和Marquis各向同性强化准则,引入记忆非比例度和部分可恢复软化项用以修正原有的循环粘塑性本构模型,使得新模型能够准确地描述材料室温环境下单轴、多轴以及交变载荷路径下材料的循环行为;（2）基于Ohno-Wang随动强化准则,在动态恢复项中引入硬化指数修正项用以描述材料高温环境下DSA效应,更为准确地描述材料高温环境下棘轮行为;（3）通过CJK随动强化准则中的多轴参数,提出了可以描述不同温度下多轴棘轮行为的粘塑性循环本构模型,更为准确地描述材料多轴棘轮行为;（4）基于Ohno-Wang随动强化准则,在动态恢复项中引入老化修正项用以准确地描述材料热老化状态下材料的循环行为。
二、{110}〈111〉,{112}〈111〉和{123}〈111〉多滑移的屈服应力状态（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、{110}〈111〉,{112}〈111〉和{123}〈111〉多滑移的屈服应力状态（论文提纲范文）
（1）汽车用6000系铝合金的各向异性及烤漆硬化效应研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 铝合金汽车板的应用现状及分类 |
| 2.1.1 铝合金汽车板的性能要求及分类 |
| 2.1.2 6000系铝合金中的合金元素及其作用 |
| 2.1.3 6000系铝合金汽车板的应用现状 |
| 2.2 6000系铝合金的烤漆硬化效应 |
| 2.2.1 6000系铝合金的析出相及析出序列 |
| 2.2.2 微合金元素对6000系铝合金烤漆硬化效应的影响 |
| 2.2.3 预处理对6000系铝合金烤漆硬化效应的影响 |
| 2.2.4 6000系铝合金的析出强化机制 |
| 2.3 织构及析出相对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 2.3.1 铝合金的织构类型及其对各向异性的影响 |
| 2.3.2 6000系铝合金织构的调控 |
| 2.3.3 6000系铝合金的析出相对各向异性的影响 |
| 2.4 小结 |
| 3 研究内容与方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 实验材料与方法 |
| 3.3.1 实验材料与制备 |
| 3.3.2 微观组织观察与分析 |
| 3.3.3 热分析及力学性能测试 |
| 4 中间退火及冷轧对6000系铝合金织构及微观组织的影响 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 中间热处理对热轧6000系铝合金微观组织及织构的影响 |
| 4.2.1 中间热处理对铝合金微观组织的影响 |
| 4.2.2 中间热处理对铝合金第二相的影响 |
| 4.2.3 中间热处理对铝合金织构的影响 |
| 4.3 冷轧轧制方式对6000系铝合金组织的影响 |
| 4.3.1 冷轧轧制方式对铝合金织构的影响 |
| 4.3.2 冷轧轧制方式对铝合金显微组织的影响 |
| 4.4 6000系铝合金固溶热处理后的微观组织及织构特征 |
| 4.4.1 6000系铝合金固溶热处理后的微观组织 |
| 4.4.2 6000系铝合金固溶热处理后的织构特征 |
| 4.5 6000系铝合金的Bs织构的形成机理 |
| 4.5.1 轧制方式对位错密度及大小角度晶粒的影响 |
| 4.5.2 交叉轧制过程织构及微观组织的变化 |
| 4.5.3 交叉轧制过程TEM组织观察 |
| 4.5.4 Bs取向的稳定性分析 |
| 4.6 小结 |
| 5 微合金元素Sn对6000系铝合金的组织及其时效析出行为的影响 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.2 Sn元素对6000系铝合金凝固及均匀化组织的影响 |
| 5.2.1 含Sn-6000系铝合金的热力学计算 |
| 5.2.2 不同Mg/Si比下含Sn-6000系铝合金铸态组织特征 |
| 5.2.3 不同Mg/Si比下含Sn-6000系铝合金均匀化组织特征 |
| 5.2.4 Sn含量对6000系铝合金铸态及均匀化组织的影响 |
| 5.3 Sn元素对6000系铝合金再结晶组织及织构演变的影响 |
| 5.3.1 Sn元素对6000系铝合金再结晶组织的影响 |
| 5.3.2 Sn元素对6000系铝合金织构演变的影响 |
| 5.4 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金时效硬化及断裂行为研究 |
| 5.4.1 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金的时效硬化行为 |
| 5.4.2 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金的第二相 |
| 5.4.3 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金的断裂行为 |
| 5.5 Sn对6000系铝合金析出行为的影响及析出强化机理 |
| 5.5.1 Sn对6000系铝合金自然时效及析出行为的影响 |
| 5.5.2 Sn对6000系铝合金时效硬化及力学性能的影响 |
| 5.5.3 Sn对6000系铝合金时效析出及强化机理的影响 |
| 5.6 小结 |
| 6 织构与析出相对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 6.1 6000系铝合金的塑性各向异性 |
| 6.2 6000系铝合金的力学性能及其各向异性 |
| 6.3 织构对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 6.4 6000系合金的塑性各向异性调控机理 |
| 6.4.1 6000系铝合金加工过程中的织构演变 |
| 6.4.2 6000系铝合金各向异性的调控机理 |
| 6.5 6000系铝合金的析出相特征 |
| 6.6 析出相对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 6.7 小结 |
| 7 双级预时效工艺对汽车用6000系铝合金烤漆硬化效应的影响 |
| 7.1 实验材料和方法 |
| 7.2 一级预时效对烤漆前后力学性能的影响 |
| 7.2.1 一级预时效温度的影响 |
| 7.2.2 一级预时效时间的影响 |
| 7.3 二级预时效对烤漆前后力学性能的影响 |
| 7.3.1 二级预时效温度的影响 |
| 7.3.2 二级预时效时间的影响 |
| 7.4 单级预时效处理对烤漆前后组织性能的影响 |
| 7.4.1 单双级预时效对烤漆前后力学性能的对比 |
| 7.4.2 单级预时效处理后的TEM组织观察 |
| 7.5 6000系铝合金预时效态的析出行为分析 |
| 7.5.1 双级预时效工艺对析出行为的影响 |
| 7.5.2 双级预时效工艺的析出动力学分析 |
| 7.5.3 双级预时效对等温时效过程快速时效响应的影响 |
| 7.6 双级预时效对烤漆前后微观组织的影响 |
| 7.6.1 一级预时效温度对烤漆前后的TEM组织的影响 |
| 7.6.2 二级预时效温度对TEM组织的影响 |
| 7.6.3 二级预时效温度对烤漆后TEM组织的影响 |
| 7.7 小结 |
| 8 结论 |
| 9 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）微纳尺度金薄膜疲劳行为及微观机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属薄膜材料简介 |
| 1.2.1 金属薄膜材料的分类 |
| 1.2.2 金属薄膜材料的应用 |
| 1.3 金属薄膜材料的力学性能 |
| 1.4 金属薄膜材料的主要变形机制 |
| 1.4.1 位错机制 |
| 1.4.2 晶界或表面相关机制 |
| 1.5 金属材料的疲劳 |
| 1.5.1 块体材料的疲劳损伤行为 |
| 1.5.2 块体材料的疲劳损伤机制 |
| 1.5.3 无约束微尺度材料的疲劳行为与机制 |
| 1.5.4 金属薄膜材料的疲劳行为与机制 |
| 1.6 特殊服役环境下金属线的疲劳 |
| 1.6.1 金属互连线的服役环境 |
| 1.6.2 金属互连线的热疲劳测试方法 |
| 1.6.3 金属互连线的热疲劳行为与机制 |
| 1.7 本论文的意义和主要内容 |
| 第2章 柔性基体上金薄膜的疲劳损伤行为与尺寸效应 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 受柔性基体约束Au薄膜的制备与表征 |
| 2.2.1 薄膜制备 |
| 2.2.2 初始的微观结构表征 |
| 2.3 弯曲疲劳实验方法及原理 |
| 2.4 疲劳试验结果 |
| 2.4.1 疲劳寿命曲线 |
| 2.4.2 疲劳后的晶粒微观结构 |
| 2.4.3 损伤行为与损伤转变图 |
| 2.4.4 疲劳后的挤出高度与沿晶裂纹密度统计 |
| 2.5 讨论与分析 |
| 2.5.1 位错滑移的不可逆性 |
| 2.5.2 沿晶裂纹的形成机制 |
| 2.5.3 疲劳损伤行为转变的尺寸效应与机制 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 金薄膜的疲劳损伤微观机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法及原理 |
| 3.3 疲劳挤出的观察与测量 |
| 3.4 归一化挤出高度 |
| 3.5 空位辅助形成挤出机制 |
| 3.5.1 空位在块体材料疲劳中的作用 |
| 3.5.2 薄膜中空位浓度的计算 |
| 3.5.3 薄膜中空位浓度的测量 |
| 3.5.4 薄膜的疲劳微观机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 结合层对金薄膜拉伸与疲劳性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 柔性基体上Au/Ti薄膜的制备和表征 |
| 4.3 实验方法及原理 |
| 4.4 拉伸实验结果 |
| 4.5 不同厚度Au/Ti薄膜的疲劳性能与损伤行为 |
| 4.5.1 Au/Ti薄膜的疲劳寿命 |
| 4.5.2 Au/Ti薄膜的表面疲劳损伤行为 |
| 4.5.3 弯曲疲劳后的界面与晶界行为 |
| 4.6 Ti结合层对微米厚度薄膜疲劳性能的影响 |
| 4.6.1 Au与Au/Ti薄膜损伤行为的对比 |
| 4.6.2 Au/Ti界面提升薄膜疲劳性能的微观机制 |
| 4.7 Ti结合层对亚微米/纳米厚度薄膜疲劳性能的影响 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 金薄膜超高周疲劳中的原子扩散效应 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 样品制备与实验方法 |
| 5.3 超高周疲劳后薄膜的损伤行为 |
| 5.3.1 Au薄膜的损伤形貌观察 |
| 5.3.2 Au/Ti薄膜的损伤形貌观察 |
| 5.3.3 丘起与孔洞损伤的定量表征 |
| 5.4 丘起的形成机制 |
| 5.4.1 丘起形成的不同理论模型 |
| 5.4.2 丘起形成的微观机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 金互连线的热疲劳损伤行为与尺寸效应 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 金互连线的制备与初始结构表征 |
| 6.3 实验方法和原理 |
| 6.4 互连线的温度计算 |
| 6.5 热疲劳寿命与损伤行为 |
| 6.5.1 热疲劳寿命 |
| 6.5.2 热疲劳损伤行为 |
| 6.6 热疲劳中的尺寸效应与机制 |
| 6.6.1 热疲劳损伤的尺度效应 |
| 6.6.2 热疲劳损伤机制 |
| 6.6.3 热疲劳寿命的尺寸效应 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 全文总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（3）二维势垒位错滑移模型的建立及材料强度计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 材料的键合类型及材料分类 |
| 1.2.1 共价键及共价晶体 |
| 1.2.2 离子键及离子晶体 |
| 1.2.3 金属键及金属晶体 |
| 1.3 材料的力学性质 |
| 1.3.1 弹性 |
| 1.3.2 塑性 |
| 1.3.3 断裂 |
| 1.4 材料的强化方法 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 第二相强化 |
| 1.4.3 加工硬化 |
| 1.4.4 细晶强化 |
| 1.5 金属材料强度的理论研究 |
| 1.5.1 理论强度 |
| 1.5.2 Frenkel-Kontorova模型 |
| 1.5.3 Peierls-Nabarro模型 |
| 1.5.4 Seeger模型 |
| 1.6 共价材料硬度的理论研究 |
| 1.6.1 基于弹性性质的硬度模型 |
| 1.6.2 基于价键理论的硬度模型 |
| 1.7 多晶材料强度的理论研究 |
| 1.7.1 Taylor模型 |
| 1.7.2 Sachs模型 |
| 1.7.3 Self-consistent模型 |
| 1.8 本文的研究内容及目标 |
| 第2章 二维势垒位错滑移模型及多晶材料强度计算方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 位错滑移的二维势垒 |
| 2.3 二维势垒位错滑移模型的建立 |
| 2.3.1 硬扭折对模式 |
| 2.3.2 混合扭折对模式 |
| 2.3.3 软扭折对模式 |
| 2.3.4 弦模式 |
| 2.4 位错滑移的临界分切应力 |
| 2.5 基于Sachs模型的多晶材料强度计算方法 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 基于二维势垒位错滑移模型的典型共价晶体硬度研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 闪锌矿型共价材料的晶体结构及滑移系 |
| 3.2.1 闪锌矿型共价晶体的结构 |
| 3.2.2 闪锌矿型共价晶体的滑移系 |
| 3.3 纤锌矿型共价材料的晶体结构及滑移系 |
| 3.3.1 纤锌矿型共价晶体的结构 |
| 3.3.2 纤锌矿型共价晶体的滑移系 |
| 3.4 基于W-F模型的闪锌矿型共价晶体硬度计算 |
| 3.4.1 闪锌矿型共价晶体中的位错滑移激活能 |
| 3.4.2 闪锌矿型共价晶体的高温硬度计算 |
| 3.4.3 影响闪锌矿型共价晶体硬度的因素 |
| 3.5 基于W-F模型的纤锌矿型共价晶体硬度计算 |
| 3.5.1 纤锌矿型金刚石的硬度计算 |
| 3.5.2 纤锌矿型氮化硼的硬度计算 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 基于二维势垒位错滑移模型的离子晶体硬度研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 NaCl的晶体结构及滑移系 |
| 4.2.1 NaCl的晶体结构 |
| 4.2.2 NaCl晶体的滑移系 |
| 4.3 γ-Mg_2SiO_4晶体结构及滑移系 |
| 4.3.1 γ-Mg_2SiO_4的晶体结构 |
| 4.3.2 γ-Mg_2SiO_4晶体的滑移系 |
| 4.4 基于W-F模型的NaCl硬度计算 |
| 4.5 基于W-F模型的多晶γ-Mg_2SiO_4硬度计算 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 基于二维势垒位错滑移模型的金属晶体强度研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 面心立方金属的晶体结构及滑移系 |
| 5.2.1 面心立方金属的晶体结构 |
| 5.2.2 面心立方金属的滑移系 |
| 5.3 体心立方金属的晶体结构及滑移系 |
| 5.3.1 体心立方金属的晶体结构 |
| 5.3.2 体心立方金属的滑移系 |
| 5.4 基于W-F模型的铝和铜的强度计算 |
| 5.5 基于W-F模型的多晶铁和钼的强度计算 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 基于二维势垒位错滑移模型的硬度与导电性的关联研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 二硼化钛的晶体结构及滑移系 |
| 6.2.1 二硼化钛的晶体结构 |
| 6.2.2 二硼化钛晶体的滑移系 |
| 6.3 基于W-F模型的二硼化钛的硬度计算 |
| 6.3.1 位错滑移的临界分切应力 |
| 6.3.2 基于Sachs模型的二硼化钛硬度计算 |
| 6.4 二硼化钛的导电性 |
| 6.4.1 二硼化钛的电子能带结构 |
| 6.4.2 二硼化钛的电子势能面 |
| 6.5 硬度与导电性的关联 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（4）热机械处理AlxCoCrFeNi（x=0.1～0.8）高熵合金的显微组织及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金的基本概念 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的特性 |
| 1.3 高熵合金的制备方法 |
| 1.3.1 熔铸法 |
| 1.3.2 粉末冶金 |
| 1.3.3 增材制造 |
| 1.3.4 磁控溅射 |
| 1.4 高熵合金的强韧化研究现状 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 形变硬化 |
| 1.4.3 细晶强化 |
| 1.4.4 第二相强化 |
| 1.4.5 相变强化 |
| 1.4.6 表面强化 |
| 1.5 本文主要研究思路 |
| 第二章 热机械处理Al_(0.1)CoCrFeNi高熵合金的显微组织与力学性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法及材料 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 组织结构表征 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 冷轧量对Al_(0.1)CoCrFeNi高熵合金显微组织与力学性能的影响 |
| 2.3.2 退火对Al_(0.1)CoCrFeNi高熵合金显微组织与力学性能的影响 |
| 2.3.3 冷轧Al_(0.1)CoCrFeNi高熵合金中位错密度与动态细晶的定量分析 |
| 2.3.4 热轧对Al_(0.1)CoCrFeNi高熵合金显微组织与力学性能的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 热机械处理Al_(0.25)CoCrFeNi高熵合金的显微组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法与材料 |
| 3.2.1 材料制备 |
| 3.2.2 组织结构表征 |
| 3.2.3 力学性能测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 冷轧对Al_(0.25)CoCrFeNi高熵合金显微组织与力学性能的影响 |
| 3.3.2 再结晶退火对Al_(0.25)CoCrFeNi高熵合金显微组织及力学性能的影响 |
| 3.3.3 完全退火对Al_(0.25)CoCrFeNi高熵合金的显微组织与力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热机械处理Al_(0.45)CoCrFeNi高熵合金的显微组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与材料 |
| 4.2.1 材料制备 |
| 4.2.2 相图模拟 |
| 4.2.3 组织结构表征 |
| 4.2.4 力学性能测试 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 冷轧与退火对均匀化Al_(0.45)CoCrFeNi高熵合金显微组织与力学性能的影响 |
| 4.3.2 冷轧与退火对铸态Al_(0.45)CoCrFeNi高熵合金显微组织与力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 热机械处理Al_(0.6)CoCrFeNi和 Al_(0.8)CoCrFeNi高熵合金的显微组织与力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验与材料 |
| 5.2.1 材料制备 |
| 5.2.2 组织结构表征 |
| 5.2.3 力学性能测试 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 冷轧对Al_(0.6)CoCrFeNi和 Al_(0.8)CoCrFeNi高熵合金显微组织与力学性能的影响 |
| 5.3.2 热机械处理Al_(0.6)CoCrFeNi和 Al_(0.8)CoCrFeNi高熵合金的显微组织与力学性能 |
| 5.3.3 双相Al_(0.6)CoCrFeNi和Al_(0.8)CoCrFeNi高熵合金的断裂行为 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间取得的科研成果 |
（5）大型发电机护环液压缩胀复合变形强化基础理论与实验研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 护环锻件概述 |
| 1.2 护环材料的发展 |
| 1.3 高氮奥氏体不锈钢冷变形理论 |
| 1.3.1 高氮奥氏体不锈钢冷变形微观机理 |
| 1.3.2 高氮奥氏体不锈钢复杂加载路径下的变形机理 |
| 1.4 护环制造工艺与性能强化技术发展 |
| 1.4.1 护环制造流程 |
| 1.4.2 护环液压胀形技术与发展 |
| 1.4.3 护环液压缩径技术与发展 |
| 1.5 本论文研究的主要内容及意义 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 护环钢冷变形实验方法 |
| 2.2.1 简单加载实验 |
| 2.2.2 复杂路径加载实验 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 光学显微组织观察(OM) |
| 2.3.2 扫描电镜分析(SEM) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 透射电镜分析(TEM) |
| 2.4 有限元模拟方法 |
| 2.5 护环液压成形试验方法 |
| 2.5.1 液压缩径工艺试验 |
| 2.5.2 液压胀形工艺试验 |
| 2.5.3 护环力学性能检测 |
| 第三章 加载路径对Mn18Cr18N护环钢冷变形力学行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mn18Cr18N钢简单加载路径下的力学行为 |
| 3.2.1 Mn18Cr18N钢的单轴拉伸变形 |
| 3.2.2 Mn18Cr18N钢的单轴压缩变形 |
| 3.3 Mn18Cr18N钢复杂加载路径下的力学行为 |
| 3.3.1 Mn18Cr18N钢的压缩-拉伸单轴连续加载 |
| 3.3.2 Mn18Cr18N钢的轧制-拉伸双轴非连续加载 |
| 3.3.3 Mn18Cr18N钢的压缩-拉伸单轴循环加载 |
| 3.4 不同加载路径下Mn18Cr18N钢力学性能对比分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 护环液压缩径变形强化基础理论与试验 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 护环液压缩径变形规律理论分析 |
| 4.2.1 护环液压缩径受力分析 |
| 4.2.2 护环液压缩径变形规律 |
| 4.3 护环液压缩径工艺优化 |
| 4.4 护环缩径工艺试验 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 护环液压胀形变形强化基础理论与试验 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 护环液压胀形变形规律理论分析 |
| 5.2.1 护环液压胀形受力分析 |
| 5.2.2 护环液压胀形变形规律 |
| 5.3 护环液压胀形工艺优化 |
| 5.3.1 模拟分析 |
| 5.3.2 试验验证 |
| 5.4 护环液压胀形失稳过程分析与判据的建立 |
| 5.4.1 载荷失稳 |
| 5.4.2 几何失稳 |
| 5.4.3 试验验证 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 护环液压缩胀复合强化成形新工艺研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 护环液压缩胀复合强化工艺方案的制定 |
| 6.3 护环液压缩胀复合强化成形工艺分析 |
| 6.3.1 模型建立 |
| 6.3.2 模拟结果 |
| 6.4 试验验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 本文的创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间所获研究成果 |
（6）CNT/7055Al复合材料的制备加工及力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1引言 |
| 1.2 CNT简介 |
| 1.2.1 CNT的结构与制备 |
| 1.2.2 CNT的性能 |
| 1.3 CNT/Al复合材料的高能球磨制备 |
| 1.3.1 CNT/Al复合材料的制备方法简介 |
| 1.3.2 高能球磨工艺简介 |
| 1.3.3 CNT在高能球磨过程中分散与损伤 |
| 1.4 CNT/Al复合材料的超塑性 |
| 1.4.1 超塑性简介 |
| 1.4.2 铝基复合材料的超塑性 |
| 1.4.3 CNT/Al复合材料的超塑性 |
| 1.5 CNT/Al复合材料的力学性能 |
| 1.5.1 CNT/Al复合材料的静态力学性能 |
| 1.5.2 CNT/Al复合材料的强韧化 |
| 1.5.3 CNT/Al复合材料的动态力学性能 |
| 1.6 本论文研究目的和研究内容 |
| 第2章 HEBM法制备高性能CNT/7055Al复合材料 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 CNT在球磨过程中的分散及损伤机理研究 |
| 2.2.1 实验材料及方法 |
| 2.2.2 两种粉末球磨方式对CNT分散的影响 |
| 2.2.3 两种粉末球磨方式对CNT损伤的影响 |
| 2.2.4 小结 |
| 2.3 CNT/7055Al复合材料的微观组织与力学性能 |
| 2.3.1 实验材料及方法 |
| 2.3.2 微观组织 |
| 2.3.3 力学性能及强化机制 |
| 2.3.4 小结 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 优化织构改善CNT/7055Al复合材料的强韧性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 挤压和挤压-轧制复合材料的微观组织与力学性能 |
| 3.3.2 挤压和挤压-轧制复合材料的织构分析 |
| 3.3.3 挤压和挤压-轧制复合材料的各向异性 |
| 3.3.4 挤压和挤压-轧制复合材料断口分析 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 轧制后复合材料强度降低的原因 |
| 3.4.2 挤压和挤压-轧制复合材料的韧化机制 |
| 3.4.3 力学性能各向异性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 CNT/7055Al复合材料的超塑性变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CNT/7055Al复合材料的超塑性行为 |
| 4.2.1 实验材料及方法 |
| 4.2.2 拉伸前微观组织 |
| 4.2.3 流变应力、延伸率及门槛应力分析 |
| 4.2.4 拉伸后孔洞、微观组织及断口观察 |
| 4.2.5 超塑性变形机制 |
| 4.2.6 第二相对复合材料超塑性变形的影响 |
| 4.2.7 小结 |
| 4.3 CNT含量对复合材料超塑性行为的影响 |
| 4.3.1 实验材料及方法 |
| 4.3.2 不同CNT含量下复合材料的高温流变应力和延伸率 |
| 4.3.3 复合材料断口观察 |
| 4.3.4 CNT在超塑性变形中的作用 |
| 4.3.5 小节 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 CNT/7055Al复合材料的高周疲劳行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 疲劳前微观组织 |
| 5.3.2 拉伸性能和疲劳性能 |
| 5.3.3 疲劳断口观察 |
| 5.3.4 疲劳后微观组织 |
| 5.3.5 疲劳样品表面形貌 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 复合材料疲劳损伤机制 |
| 5.4.2 应力比对复合材料疲劳寿命的影响 |
| 5.4.3 CNT在疲劳中的作用机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 已发表的学术论文与参加的学术会议 |
| 作者简介 |
（7）基于细观力学方法的材料尺寸效应和相变-变形耦合研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 尺寸效应 |
| 1.1.1 现象和机理概述 |
| 1.1.2 316L不锈钢尺寸效应研究现状 |
| 1.1.3 研究方法 |
| 1.2 相变-变形耦合作用 |
| 1.2.1 现象和机理概述 |
| 1.2.2 研究方法 |
| 1.3 基于细观力学方法的复合模型 |
| 1.3.1 宏观、细观和微观模型概述 |
| 1.3.2 描述尺寸效应的细观复合模型 |
| 1.3.3 描述TRIP材料的细观复合模型 |
| 1.4 本文研究对象、研究内容和研究意义 |
| 1.4.1 研究对象及内容 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 第2章 微型拉-扭疲劳试验机的研制及应用 |
| 2.1 微型拉-扭疲劳试验机的研制 |
| 2.1.1 试验机机体的设计与实现 |
| 2.1.2 试验机控制系统的设计与开发 |
| 2.1.3 试验系统的组装与调试 |
| 2.2 微型拉-扭疲劳试验机的多轴试验应用示例 |
| 2.2.1 多步扭转循环试验 |
| 2.2.2 拉-扭应变循环试验 |
| 2.2.3 多轴棘轮试验 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 不锈钢微丝的尺寸效应及细观复合模型描述 |
| 3.1 不锈钢微丝试样制备 |
| 3.1.1 细晶微丝试样的制备 |
| 3.1.2 粗晶微丝试样的制备 |
| 3.2 不锈钢微丝单轴拉伸行为及尺寸效应 |
| 3.2.1 单轴拉伸试验 |
| 3.2.2 拉伸性能及尺寸效应 |
| 3.2.3 拉伸应变硬化及尺寸效应 |
| 3.2.4 拉伸变形微观结构 |
| 3.3 不锈钢微丝大变形扭转行为及尺寸效应 |
| 3.3.1 大变形扭转试验 |
| 3.3.2 扭转性能及尺寸效应 |
| 3.3.3 扭转变形微观结构 |
| 3.4 不锈钢微丝尺寸效应的机理和细观复合模型描述 |
| 3.4.1 尺寸效应的临界n值 |
| 3.4.2 尺寸效应的机理 |
| 3.4.3 “越小越弱”尺寸效应的细观复合模型描述 |
| 3.5 不锈钢微丝扭转和拉-扭循环行为及尺寸效应 |
| 3.5.1 细晶微丝扭转和拉-扭循环行为及尺寸效应 |
| 3.5.2 粗晶微丝拉-扭循环行为及尺寸效应 |
| 3.6 不锈钢微丝扭转和拉-扭多轴疲劳性能及尺寸效应 |
| 3.6.1 细晶微丝扭转和拉-扭多轴疲劳性能及尺寸效应 |
| 3.6.2 粗晶微丝扭转及拉-扭多轴疲劳性能 |
| 3.6.3 微丝扭转和拉-扭多轴疲劳尺寸效应和寿命预测 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 TRIP-HEA的亚稳态研究 |
| 4.1 材料制备和试验手段 |
| 4.1.1 材料和试样制备 |
| 4.1.2 晶体微观结构和相变表征 |
| 4.1.3 磁结构转变表征 |
| 4.2 TRIP-HEA亚稳态的试验表征 |
| 4.2.1 退火过程中的微观结构演化 |
| 4.2.2 热循环过程中的HCP(?)FCC相变 |
| 4.2.3 热循环过程中的磁结构转变 |
| 4.2.4 不同初始相成分TRIP-HEA的机械行为 |
| 4.3 TRIP-HEA亚稳态的影响因素及对机械行为的影响 |
| 4.3.1 微观结构对亚稳态的影响 |
| 4.3.2 冷却对亚稳态的影响 |
| 4.3.3 磁结构转变对亚稳态的影响 |
| 4.3.4 亚稳态对机械行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TRIP-HEA的相变-变形耦合行为及细观复合模型描述 |
| 5.1 拉伸试样和试验 |
| 5.1.1 试样制备 |
| 5.1.2 拉伸试验 |
| 5.2 TRIP-HEA的拉伸行为和变形机制 |
| 5.2.1 20%HCP TRIP-HEA拉伸行为和变形机制 |
| 5.2.2 不同初始相成分TRIP-HEA拉伸行为和变形机制 |
| 5.3 TRIP-HEA相变-变形耦合作用 |
| 5.3.1 相变对屈服应力的影响 |
| 5.3.2 相变对应变硬化的影响 |
| 5.3.3 FCC相硬化应力对相变的影响 |
| 5.4 TRIP-HEA相变-变形耦合行为细观复合模型描述 |
| 5.4.1 小应变下的宏观应力计算 |
| 5.4.2 大应变下的宏观应力计算 |
| 5.4.3 计算结果及评价 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论及展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（8）变形铝合金晶体取向与微裂纹萌生扩展的原位电子显微学研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 变形铝合金 |
| 1.1.1 变形铝合金分类 |
| 1.1.2 Al-Zn-Mg-Cu合金中的第二相及其对力学性能的影响 |
| 1.1.3 变形铝合金的织构及其对力学性能的影响 |
| 1.2 金属的断裂机制 |
| 1.2.1 断裂力学理论 |
| 1.2.2 微裂纹萌生 |
| 1.2.3 微裂纹扩展 |
| 1.3 电子显微镜原位拉伸技术及其应用 |
| 1.3.1 原位透射电镜技术 |
| 1.3.2 原位电子背散射衍射技术 |
| 1.4 本课题的研究意义及研究内容 |
| 第二章 实验合金、设备和方法 |
| 2.1 实验合金 |
| 2.2 实验技术路线图 |
| 2.3 实验方法及实验设备 |
| 2.3.1 组织结构分析 |
| 2.3.2 In-situ TEM |
| 2.3.3 In-situ EBSD |
| 2.3.4 特征面的迹线分析 |
| 第三章 1060 铝合金取向演变及微裂纹萌生与扩展的In-situ EBSD研究 |
| 3.1 1060铝合金微观组织与织构 |
| 3.2 1060 铝合金微裂纹萌生与扩展的In-situ EBSD观察 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 晶体转动行为 |
| 3.3.2 拉伸变形过程中的Schmid因子演变规律 |
| 3.3.3 滑移系和断裂面的迹线分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 1060 铝合金裂纹萌生与扩展的In-situ TEM研究 |
| 4.1 位错滑移的In-situ TEM分析 |
| 4.2 微裂纹的萌生 |
| 4.2.1 微裂纹萌生过程的In-situ TEM分析 |
| 4.2.2 微裂纹尖端位错组态及演变 |
| 4.3 微裂纹的扩展 |
| 4.3.1 晶内扩展 |
| 4.3.2 穿晶扩展 |
| 4.4 微裂纹尖端的Ex-situ TEM分析 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Al-Zn-Mg-Cu合金微裂纹萌生与扩展的In-situ EBSD研究 |
| 5.1 Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织与织构 |
| 5.1.1 微观组织 |
| 5.1.2 物相分析 |
| 5.1.3 织构分析 |
| 5.2 Al-Zn-Mg-Cu合金的In-situ EBSD观察 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 晶粒簇的Schmid因子分析 |
| 5.3.2 晶体取向对微裂纹萌生与扩展的影响 |
| 5.3.3 粗大第二相对微裂纹萌生与扩展的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Al-Zn-Mg-Cu合金微裂纹萌生与扩展的In-situ TEM研究 |
| 6.1 微裂纹萌生与扩展方式 |
| 6.2 晶界对微裂纹扩展的影响 |
| 6.3 晶内析出相对裂纹萌生与扩展的影响 |
| 6.4 析出相对微裂纹扩展的影响 |
| 6.5 分析与讨论 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间取得的科研成果 |
（9）应变路径对高纯钽板变形及退火行为的影响研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景和意义 |
| 1.2 金属冷轧过程中微观组织结构的演变规律 |
| 1.2.1 轧制过程中微观组织的演变 |
| 1.2.2 晶体取向对微观组织演变的影响 |
| 1.2.3 应变路径对微观组织的影响 |
| 1.3 变形金属的回复 |
| 1.3.1 回复过程中的位错运动 |
| 1.3.2 回复过程中的亚晶长大 |
| 1.3.3 晶体取向对回复行为的影响 |
| 1.4 变形金属的再结晶 |
| 1.4.1 再结晶形核 |
| 1.4.2 晶体取向对再结晶行为的影响 |
| 1.4.3 再结晶织构形成理论 |
| 1.5 钽的变形及退火行为的研究现状 |
| 1.6 论文研究的主要内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 样品的热处理 |
| 2.3 表征方法 |
| 2.3.1 X射线衍射(XRD)技术 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.3.3 透射电子显微分析(TEM) |
| 3 钽板在不同应变路径下的微观组织演变 |
| 3.1 单轧及周轧钽板的微观结构 |
| 3.1.1 单轧及周轧钽板的微区织构 |
| 3.1.2 单轧及周轧钽板的变形界面结构 |
| 3.2 单轧及周轧钽板的微观储存能 |
| 3.3 单轧及周轧钽板的宏观织构 |
| 3.4 单轧及周轧钽板的变形机制 |
| 3.4.1 微带、微剪切带的形成机制 |
| 3.4.2 不同取向晶粒的变形机制 |
| 3.4.3 施密特因子差比值 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 钽板在不同应变路径下的组织梯度 |
| 4.1 单轧及周轧钽板的微观结构梯度 |
| 4.1.1 单轧钽板的微观结构梯度 |
| 4.1.2 周轧钽板的微观结构梯度 |
| 4.2 单轧及周轧钽板的宏观织构梯度 |
| 4.3 宏观储存能 |
| 4.3.1 X射线峰型分析 |
| 4.3.2 宏观储存能计算 |
| 4.4 单轧及周轧钽板的显微硬度梯度 |
| 4.4.1 单轧及周轧钽板的显微硬度 |
| 4.4.2 硬度点的EBSD分析 |
| 4.5 沿样品厚度方向变形行为梯度性的讨论 |
| 4.5.1 EBSD坐标系转换 |
| 4.5.2 单轧钽板的施密特因子及施密特因子差比值 |
| 4.5.3 周轧钽板的施密特因子及施密特因子差比值 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 不同应变路径下钽板中的晶间变形行为 |
| 5.1 单轧及周轧钽板中的晶界形貌 |
| 5.1.2 不同类型晶粒界面的取向差分析 |
| 5.1.3 不同取向晶粒界面的硬度分析 |
| 5.2 不同取向晶粒界面的位错密度估算 |
| 5.2.1 基于局部取向差的位错密度估算方法 |
| 5.2.2 GND的统计计算 |
| 5.3 不同取向晶粒界面的变形机制 |
| 5.3.1 不同类型晶间组织的变形机制 |
| 5.3.2 不同类型晶界与位错的交互作用 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 应变路径对钽板退火行为的影响 |
| 6.1 单轧及周轧钽板的退火形貌 |
| 6.1.1 单轧及周轧样品的退火组织 |
| 6.1.2 周轧钽板中的交互区形核 |
| 6.2 新晶粒与变形基体的取向关系 |
| 6.2.1 角/轴对分析方法 |
| 6.2.2 单轧及周轧钽板退火样品的角/轴对分析 |
| 6.3 单轧及周轧钽板的退火机制 |
| 6.3.1 周轧样品的交互区及其储存能分析 |
| 6.3.2 单轧及周轧钽板的形核机制 |
| 6.3.3 单轧及周轧钽板的形核位 |
| 6.4 周向轧制退火样品的微观及宏观组织 |
| 6.4.1 再结晶微区织构及晶粒形貌 |
| 6.4.2 再结晶宏观织构 |
| 6.4.3 不同回复程度的界面组织演变 |
| 6.5 再结晶行为分析 |
| 6.5.1 基于回复程度的形核机制 |
| 6.5.2 回复对再结晶尺寸的影响 |
| 6.5.3 回复对晶粒长径比的影响 |
| 6.5.4 回复对宏观织构的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在攻读学位期间发表的论文(学生一作) |
| B.作者在攻读学位期间授权发明的专利 |
| C.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（10）压水堆一回路主管道材料316L/316LN不锈钢的多轴循环变形及其本构描述（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 奥氏体不锈钢的循环性能 |
| 1.1.1 应变循环性能 |
| 1.1.2 应力循环性能 |
| 1.2 奥氏体不锈钢循环变形微观机制 |
| 1.2.1 位错结构演变 |
| 1.2.2 动态应变时效 |
| 1.3 循环粘塑性本构模型的发展 |
| 1.3.1 流动率 |
| 1.3.2 随动强化率 |
| 1.3.3 各向同性强化率 |
| 1.4 本文研究内容及意义 |
| 第2章 316L室温循环性能及其本构描述 |
| 2.1 材料与试验 |
| 2.2 试验结果与分析 |
| 2.2.1 单轴拉伸性能 |
| 2.2.2 应变循环行为 |
| 2.2.3 加载历史影响 |
| 2.3 粘塑性本构模型 |
| 2.3.1 粘塑性本构模型基本框架 |
| 2.3.2 模型参数确定及预测结果 |
| 2.3.3 改进的各向同性强化率 |
| 2.3.4 改进模型参数的确定 |
| 2.3.5 改进模型预测结果 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 316LN高温单轴棘轮性能及其本构描述 |
| 3.1 材料与试验 |
| 3.2 试验结果与分析 |
| 3.2.1 单轴拉伸性能 |
| 3.2.2 应变循环行为 |
| 3.2.3 单轴棘轮性能 |
| 3.3 粘塑性本构模型 |
| 3.3.1 粘塑性本构模型基本框架 |
| 3.3.2 模型参数确定及预测结果 |
| 3.3.3 改进的随动强化率 |
| 3.3.4 模型参数的确定 |
| 3.3.5 改进模型预测结果 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 316LN高温多轴棘轮性能及其本构描述 |
| 4.1 多轴棘轮试验结果与分析 |
| 4.1.1 拉-扭应力控制多轴棘轮性能 |
| 4.1.2 应力应变控制多轴棘轮性能 |
| 4.2 粘塑性本构模型 |
| 4.2.1 改进的粘塑性本构模型 |
| 4.2.2 改进模型预测结果 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 316LN热老化影响及其本构描述 |
| 5.1 热老化试验 |
| 5.2 试验结果与分析 |
| 5.2.1 力学试验结果 |
| 5.2.2 微观机制分析 |
| 5.3 粘塑性本构模型 |
| 5.3.1 粘塑性本构模型 |
| 5.3.2 模型参数的确定 |
| 5.3.3 模型预测结果 |
| 5.4 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 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
四、{110}〈111〉,{112}〈111〉和{123}〈111〉多滑移的屈服应力状态（论文参考文献）
- [1]汽车用6000系铝合金的各向异性及烤漆硬化效应研究[D]. 段晓鸽. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]微纳尺度金薄膜疲劳行为及微观机理研究[D]. 陈红蕾. 中国科学技术大学, 2021
- [3]二维势垒位错滑移模型的建立及材料强度计算[D]. 冯幸. 燕山大学, 2020(07)
- [4]热机械处理AlxCoCrFeNi（x=0.1～0.8）高熵合金的显微组织及力学性能[D]. 侯晋雄. 太原理工大学, 2020
- [5]大型发电机护环液压缩胀复合变形强化基础理论与实验研究[D]. 李飞. 太原科技大学, 2020
- [6]CNT/7055Al复合材料的制备加工及力学行为研究[D]. 毕胜. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [7]基于细观力学方法的材料尺寸效应和相变-变形耦合研究[D]. 付巳超. 天津大学, 2020(01)
- [8]变形铝合金晶体取向与微裂纹萌生扩展的原位电子显微学研究[D]. 刘飞. 内蒙古工业大学, 2020
- [9]应变路径对高纯钽板变形及退火行为的影响研究[D]. 柳亚辉. 重庆大学, 2020(02)
- [10]压水堆一回路主管道材料316L/316LN不锈钢的多轴循环变形及其本构描述[D]. 邢睿思. 天津大学, 2020