一、Effect of Rare Earth Elements on Dynamics of Thermal Fatigue Crack′s Propagation in Low Alloy White Cast Iron（论文文献综述）
JTTE Editorial Office,Jiaqi Chen,Hancheng Dan,Yongjie Ding,Yangming Gao,Meng Guo,Shuaicheng Guo,Bingye Han,Bin Hong,Yue Hou,Chichun Hu,Jing Hu,Ju Huyan,Jiwang Jiang,Wei Jiang,Cheng Li,Pengfei Liu,Yu Liu,Zhuangzhuang Liu,Guoyang Lu,Jian Ouyang,Xin Qu,Dongya Ren,Chao Wang,Chaohui Wang,Dawei Wang,Di Wang,Hainian Wang,Haopeng Wang,Yue Xiao,Chao Xing,Huining Xu,Yu Yan,Xu Yang,Lingyun You,Zhanping You,Bin Yu,Huayang Yu,Huanan Yu,Henglong Zhang,Jizhe Zhang,Changhong Zhou,Changjun Zhou,Xingyi Zhu[1]（2021）在《New innovations in pavement materials and engineering:A review on pavement engineering research 2021》文中提出Sustainable and resilient pavement infrastructure is critical for current economic and environmental challenges. In the past 10 years, the pavement infrastructure strongly supports the rapid development of the global social economy. New theories, new methods,new technologies and new materials related to pavement engineering are emerging.Deterioration of pavement infrastructure is a typical multi-physics problem. Because of actual coupled behaviors of traffic and environmental conditions, predictions of pavement service life become more and more complicated and require a deep knowledge of pavement material analysis. In order to summarize the current and determine the future research of pavement engineering, Journal of Traffic and Transportation Engineering（English Edition） has launched a review paper on the topic of "New innovations in pavement materials and engineering: A review on pavement engineering research 2021". Based on the joint-effort of 43 scholars from 24 well-known universities in highway engineering, this review paper systematically analyzes the research status and future development direction of 5 major fields of pavement engineering in the world. The content includes asphalt binder performance and modeling, mixture performance and modeling of pavement materials,multi-scale mechanics, green and sustainable pavement, and intelligent pavement.Overall, this review paper is able to provide references and insights for researchers and engineers in the field of pavement engineering.
刘香军[2]（2021）在《稀土Ce在钢中的赋存状态及对钢力学性能和腐蚀性能的影响机理研究》文中研究指明科学技术日新月异,下游制造业对钢品质要求越发严苛,研发高强韧性、高耐腐蚀性钢种将是未来钢铁材料发展的重要方向。微量稀土的添加便可大幅度提升钢材的综合性能,当前的研究以实验研究为主,理论研究较少,尤其缺乏微观尺度上的认识,致使稀土的作用本质及内在机理不明确,缺少理论指导是发展稀土在钢中广泛应用的最大瓶颈。本文采用理论计算结合实验研究的研究方法探索稀土Ce在钢中作用的微观机理,以Ce在钢中的不同赋存状态,固溶Ce及Ce夹杂物两个维度对钢力学性能及耐腐蚀性能展开研究。主要研究内容及结论如下:基于密度泛函理论采用第一性原理计算以能量为视角研究了Ce原子在α-Fe中的占位以及钢中常见元素对Ce固溶的影响,计算并分析其力学性能及电子结构。结果表明,Ce能够取代Fe原子占位于α-Fe超晶胞中,不能够以间隙固溶的形式存在于基体中。体系中Ce原子失去电子,致使Ce原子半径减小,产生极化效应,这有利于Ce在Fe中的固溶。Cu、Mg、C的掺杂不利于Ce在Fe中的固溶,Cr、Mn、Ni对Ce的固溶影响较小,Si、Al、Ti、V、Co、W、Mo、Nb对Ce的固溶起到促进作用,且Si最强Nb最弱。O、S、N与Ce之间的相互吸引力较强,而Mg、C与Ce则表现为相互排斥。Ce的掺杂降低了Fe-Ce掺杂体系的不可压缩性、抗剪切应变的能力、刚度以及维氏硬度,但提高了体系的韧性以及可加工性。Ce掺杂导致体系金属键强度降低,这是体系不可压缩性、刚性和硬度降低的主要原因;另外,Ce增加了体系中电子云的密度,这有利于掺杂体系韧性的提高。以Ce处理后的洁净钢（IF钢）为研究对象,计算Ce夹杂物的晶格参数、弹性常数、力学性质以及热膨胀系数等基本物理参数,定量分析夹杂物的物理性质对钢基体力学性能的影响。形成焓计算结果表明,钢中优先并稳定存在的夹杂物为Ce2O3、Ce2O2S、CeAlO3,这与热力学分析结果相一致。经能谱分析及形成焓计算证实,Ce能够固溶于Ti N夹杂物中,固溶Ce并未改变原Ti N夹杂物的形貌及尺寸,但降低了Ti N夹杂物的刚性、不可压缩性以及硬度,同时改善了韧性、增大了热膨胀系数。Ti N、Al2O3和CeAlO3夹杂物的体积模量、剪切模量、杨氏模量以及维氏硬度较大,呈现出较大的刚性和硬度,表现为脆性特征,而Ce2O3和Ce2O2S夹杂物表现为韧性特征。与Al2O3和Ti N相比,Ce2O3、CeAlO3夹杂的热膨胀系数与铁基体接近,而Ce2O2S夹杂物的热膨胀系数比铁基体稍大。Ce夹杂物与基体在不可压缩性、刚性、硬度、韧脆性及热膨胀性等方面的差异较小,钢基体塑性变形的一致性得到提升,有利于延缓微孔洞微裂纹的萌生,有助于钢材力学性能的提高。基于第一性原理计算框架构建Fe-Ce掺杂体系表面模型、阳极溶解和阴极吸氧反应等相关电化学腐蚀模型,探究Ce在腐蚀介质环境下对钢耐蚀性影响的内在机制。研究结果显示,次表层Ce提高了Fe（100）1的功函数、降低了Fe（100）1的表面能量密度,使得基体平衡绝对电位升高,增强Fe（100）1电化学稳定性的同时降低了Fe基体的阳极溶解速率,进而提高了Fe基体的耐蚀性。当Cl覆盖度从1/3 ML逐渐增大至1 ML时,Fe（100）-Cesurf体系第一层与内层Fe原子之间的结合能力逐渐增强,固溶在第一表层的Ce原子有效阻碍了表面Fe原子远离Fe基体,增大腐蚀阻力,延缓腐蚀的发生;当表面吸附1 ML的Cl时,Fe（100）-Cesub体系结合能力较强,说明在高浓度Cl环境下,次表层的Ce原子有效的增大了Fe原子脱离基体的难度。利用扫描开尔文探针力显微镜、导电性原子力显微镜以及第一性原理计算对夹杂物的表面电势、电流分布等微区电化学信息及功函数等进行监测与分析,探讨Ce夹杂物在海洋环境下诱发点蚀的内在机制。实验结果显示,Ce2O3夹杂物的表面电势较Fe基体高,Ce2O2S、CeAlO3夹杂物的表面电势较Fe基体低,但Ce2O3、Ce2O2S、CeAlO3均为绝缘体,且Ce2O3、Ce2O2S、CeAlO3夹杂物周围附近Fe基体并未形成明显的晶格畸变区,因此,Ce夹杂物与Fe基体之间不构成电偶腐蚀。夹杂物与Fe基体功函数从小到大的顺序为:Ce2O2S<Ce2O3<CeAlO3<Fe基体<Al2O3,该顺序与浸泡实验中夹杂物和Fe基体的溶解顺序相吻合。Ce2O3、Ce2O2S、CeAlO3夹杂物自身溶解且优先于Fe基体溶解,这是诱发腐蚀萌生的主要原因。
孙宸[3]（2021）在《厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究》文中提出42CrMo4中碳轴承钢具有高强韧性及良好的疲劳性能,广泛应用于风力发电机主轴及轴承、盾构机主轴承套圈等厚大断面关键结构件的制造。目前,国内在厚大断面钢构件纯净度、偏析、晶粒尺寸及组织均匀性控制方面与国际先进水平存在差距,导致材料低温冲击韧性无法满足5MW级及以上规格的风机主轴与轴承、3m级及以上规格的盾构机主轴承等高端产品要求,相关产品严重依赖进口。针对上述问题,本文通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖与全断面组织性能分析,阐明不同位置处韧性危害相的形成机制与危害机理,探究晶粒尺寸控制、夹杂物控制与组织均匀性控制原理与工艺,并依据研究成果对3m级42CrMo4钢回转支承构件进行了工艺设计与工业化制造。论文的主要研究内容和结论包括:（1）通过对厚大断面42CrMo4钢构件进行实物解剖分析,明确了构件从表面至心部组织与性能的演化规律,发现了构件不同位置处冲击韧性低的主要原因。结果表明,构件表面为全马氏体组织,随着取样位置的加深,贝氏体组织含量快速增加,至皮下50mm处,贝氏体组织含量达到约80%并在之后保持稳定。此外,构件皮下20mm处即开始出现白块异常组织（BK）。目前国产厚大断面42CrMo4钢构件冲击韧性低的问题表现为两个方面:一是表面冲击功偏低,大量存在的长条形晶界析出相导致了这一问题;二是心部冲击不达标,淬透性不足导致的贝氏体含量增加以及白块组织的存在是导致此问题的主要原因。此外,晶粒尺寸粗大以及大尺寸夹杂物的存在,也是导致心部及表面冲击韧性低的重要因素。（2）研究了构件内部出现的白块组织,阐明了其特征、形成机制与危害机理。结果表明,心部BK组织为过冷奥氏体中的贫碳区,轮廓不规则,可跨越原奥氏体界面生长,其上分布的细小、弥散渗碳体与基体之间存在特定位向关系:[001]α//[011]M3C,（111）M3C 5±1 deg from（100）α,（111）M3C 3±1 deg from（010）α。BK组织本质上为块状相变铁素体的自回火产物,其形成经过高温区扩散、中温区块状相变以及低温区回火三个阶段。成分起伏及扩散所产生的贫碳区在构件内部高应力作用下通过块状相变机制转变成为BK组织基体,在后续冷却过程中,BK组织基体中过饱和的碳析出成为细小、弥散、与基体具有特定位向关系的渗碳体。在冲击载荷作用下,BK组织边界及内部存在的不规则碳化物周围产生高应力集中,低硬度的BK组织会率先到达抗拉极限,产生微裂纹并扩展进入周围组织,大幅降低材料的裂纹萌生功。（3）探究了表面组织中长条形晶界碳化物的形成机制与影响因素,并基于研究结果设计了新型热处理工艺。结果表明,奥氏体化温度可显着影响基体碳含量与晶界密度,从而影响回火过程中M3C碳化物的形核速率,进而改变其形貌与分布。基于上述原理,设计了新型淬火工艺,通过设置550-600℃保温段以及提高奥氏体化温度至880℃,实现了回火态晶界析出相的球化,在强度基本不变的情况下大幅提升了材料的冲击韧性。（4）系统研究了钒微合金化对42CrMo4钢晶粒尺寸、淬透性以及强韧性的影响。结果表明,钒的添加导致奥氏体化过程中未溶MC含量增加,尺寸减小,带来晶粒尺寸的显着细化。880℃奥氏体化条件下,材料淬透性随着钒含量的增加呈现先升高后降低而后再升高的变化趋势,高钒条件下钒会在晶界处大量偏聚,导致钒的淬透性系数大幅提高,因此材料淬透性的再次升高。强化机制方面,高钒条件下位错强化效应的大幅减弱导致了 42CrMo4钢淬火态组织强度的降低,而纳米级MC碳化物强烈的析出强化效应则导致了回火态组织强度的升高。韧化机制方面,钒的加入会降低42CrMo4钢的上平台功,但同时会降低42CrMo4钢的韧脆转变温度。前者主要由于纳米级MC碳化物对位错的强钉扎效应导致了塑性变形功的降低,后者则归因于晶粒尺寸细化带来的裂纹扩展功的升高。（5）系统研究了稀土含量对42CrMo4钢中夹杂物演化行为的影响。结果表明,在高S低O条件下,随着稀土含量的增加,稀土与钢中杂质元素的结合顺序为S→O→As→P→C。稀土的适量加入可将MnS以及Al2O3变质成为球化良好的细小稀土硫化物,提高材料韧性。（6）依据上述研究结果进行了 3m级42CrMo4钢回转支承构件的工业化制造。结果表明,通过稀土纯净化处理、微合金化处理以及热处理工艺调控,试制套圈晶粒尺寸达到8.0级,夹杂物细小弥散,表面组织中回火析出相球化良好。试环全截面硬度差保持在±15HB,心部力学性能可达到Re≥720MPa,Rm≥840MPa,A≥15%,Z≥60%,AKv（-20℃）≥40J 的指标要求。
SABRY SAID YOUSSEF HUSSEIN[4]（2021）在《铝含量对Ti-Al二元合金力学性能的影响》文中研究表明作为α相稳定元素,铝元素是α钛合金和（α+β）两相钛合金中最为普遍且重要的合金成分。与纯钛相比,添加少量的铝元素便可显着提高合金强度。此外,铝元素的添加还能够影响晶格稳定性和HCP-α的c/α值,影响塑性变形方式,并进而影响其力学性能。另外,铝元素的添加将促进钛合金中短程有序和长程有序α2（Ti3Al）相的生成,这主要与铝元素的含量和热处理过程相关。α2相显着影响钛合金裂纹相关的力学性能（包括断裂韧性及疲劳裂纹扩展速率）,研究α2相及其对塑性变形机理（滑移和孪生）的影响将有助于优化钛合金的强度和韧性。近年来,随着损伤容限设计和疲劳/强度设计思想的发展,与铝元素相关的钛合金的强化和增韧机理研究备受关注。本文的研究目的是揭示不同的铝含量以及铝引起的有序化对钛合金力学性能的影响机制。为此,制备了 Ti-xAl（x=0,2,4,6,8wt.%）二元合金,系统研究了铝含量、热处理对Ti-xAl二元合金中α2有序相析出行为的影响,进一步研究了铝含量、有序化对二元合金强度、断裂韧性和疲劳裂纹扩展速率影响规律。本研究有望为优化钛合金成分及其力学性能提供实验依据。铝含量对二元Ti-xAl合金拉伸性能和断裂韧性的影响研究表明,随着铝含量的增加,Ti-xAl二元合金的拉伸强度和断裂韧性均同时提高,而延展性降低。Al元素的掺杂使α相位错滑移临界剪切应力增加,从而产生固溶强化效果,且当Al含量达到一定浓度时（Ti-8Al）,合金中析出的α2相起到第二相强化作用。同时,增加α相中Al元素的含量使HCP-α基面与柱面滑移系的临界分切应力（CRSS）差距逐渐减小。在应力作用下,α相的基面与柱面滑移系同步开动,从而裂纹尖端处的位错密度增加,有助于减缓裂纹处的应力集中,降低裂纹扩展速率,提高断裂韧性。利用三维原子探针技术对Ti-6Al、Ti-8Al二元合金中α2相析出行为进行了研究。结果表明,随着时效时间的延长,Ti-8Al中的α2析出相的尺寸和体积分数增加。同时,Ti-6Al合金中出现了微小的铝原子团簇,这些团簇并未形成长程有序α2相,这为α2析出相的初始有序过程提供了直接的实验证据。利用Ti-8Al合金,研究了 α2的析出对合金强度及断裂韧性的影响。结果表明,α2的析出可提高合金的拉伸强度,但提升不明显。然而,α2的大量析出将导致大范围的平面滑移,显着抑制HCP-α中的形变孪晶,进一步加剧了应变局部化,减小了裂纹尖端塑性区的尺寸,并最终导致Ti-8Al合金塑性和断裂韧性的显着降低。当α2析出相的体积分数较高时,大尺寸的α集束将率先形成大范围平面滑移和高应变局部化,促进了裂纹的萌生并沿着长滑移带扩展,从而导致平滑的裂纹路径和较低的断裂韧性。研究了铝含量对Ti-xAl二元合金疲劳裂纹扩展速率的影响。结果表明,在无时效处理条件下,铝元素含量增加可显着降低二元合金的疲劳裂纹扩展速率速率。由于位错滑移是裂纹的起始状态,Ti-xAl合金的裂纹扩展抗力与位错滑移的临界剪切应力及铝元素的固溶强化效果有关。此外,随着铝含量升高,疲劳裂纹尖端塑性区范围的减小,由于不同铝含量下Ti-xAl二元合金的晶粒及集束尺寸相当,从而导致铝含量较高、塑性区范围较小时的疲劳裂纹扩展第一阶段范围扩大。在疲劳裂纹扩展第一阶段中,裂纹尖端塑性区范围小于关键显微组织尺寸（α集束）,从而使得局部显微形态、晶体学取向将显着影响并导致曲折裂纹扩展路径,引发的裂纹闭合也将降低疲劳裂纹扩展速率。此外,时效析出的α2相对Ti-8Al的疲劳裂纹扩展具有明显影响,α2相尺寸和体积分数的增加将导致疲劳裂纹扩展率的显着提高。这主要是由于α2相的析出将激活较大α集束中的大范围滑移,促使裂纹沿着大范围滑移扩展,从而导致较平滑的裂纹路径和较高的疲劳裂纹扩展速率。
陈宇昕[5]（2020）在《利用天然矿物制备Fe-Al2O3复合材料及矿物中微量元素对其性能的影响机理研究》文中认为白云鄂博矿是一个巨大的天然宝藏,目前对于白云鄂博矿物的利用仍然以传统选矿-冶金的方式为主,造成的矿物资源利用率较低且缺乏高附加值的技术以及产品。例如在选矿过程中未利用的稀土、氟、磷等元素进入尾矿中堆存而造成严重浪费,铁精矿中的稀土、锰的进入高炉渣堆存。除此之外,球团烧结、稀土精矿的分解各个环节中,“三废”问题无法得到有效解决,对环境造成严重的污染。近年来,随着材料化冶金研究的深入,科研工作者对利用矿物直接制备复合材料进行了大量的研究,结果也表明这种方式是一种矿物利用的新型方式。因此,面对白云鄂博矿如此丰富的资源和可持续发展战略的推进,有必要开发一种白云鄂博矿物综合利用的新方法,对清洁、高值化利用白云鄂博矿物具有重要意义。本研究以白云鄂博铁精矿作为主要原料,并结合我国的矿物优势,加入部分铝土矿作为陶瓷相。首次以矿物为主要原料利用碳热还原法直接制备高性能Fe-Al2O3复合材料。本文将对该方法的还原过程,工艺条件进行了深入的研究,探索了制备Fe-Al2O3复合材料的最佳工艺条件及矿物中微量元素对材料结构和性能的影响机理。本研究利用热力学计算方法、X射线衍射技术及差热-热重分析仪、扫描电子显微镜、能谱分析仪、电子背散射衍射仪、X射线荧光光谱仪对矿物的碳热还原工艺以及还原烧结过程进行了深入分析。研究了不同还原剂配入量、烧结温度、保温时间对Fe-Al2O3复合材料微观结构和力学性能的影响。对矿物中“杂质”氧化物在复合材料的赋存形式及其对材料性能的影响机理进行了研究,同时对矿物中的微量元素对复合材料结构和性能的影响进行了研究。最后,利用添加CeO2的方式研究了白云鄂博矿物中特有的稀土元素对复合材料的结构和性能影响。主要的研究结果如下:计算结果显示铁氧化物的还原为逐步脱氧过程,即由Fe2O3-Fe3O4-FeO-Fe的还原过程,但由于体系中SiO2和Al2O3的存在,体系中反应得到的FeO会与SiO2或Al2O3生成Fe2SiO4或者FeAl2O4。温度升高至1030℃左右,Fe2SiO4的还原开始,温度升高至1100℃以上,FeAl2O4被分解并还原。对于体系中的非铁氧化物杂质,计算发现MnO2的还原在较低温度下便可以发生,同时,并未发现SiO2、TiO2在该条件下均与活性炭发生反应的产物。通过实验发现,还原温度应当超过1300℃,还原时间应当超过2h。利用白云鄂博铁精矿、氧化铝及活性炭作为主要原料,成功制备了 Fe-Al2O3复合材料。该复合材料以氧化铝作为基体,铁作为增强相以颗粒状均匀分布于氧化铝基体中,在金属颗粒与氧化铝的相界面处以及氧化铝的晶界处有少量玻璃相存在。配碳量的增加会造成金属颗粒的熔点下降,进一步促进复合材料的烧结致密化,提升材料的性能,最佳的配碳量为C/O=3:1,最佳的烧结温度为1400℃,最佳保温时间为3 h。获得最佳的复合材料的性能为:密度4.14 g/cm3,线性收缩率18.74%,抗折强度301 MPa,断裂韧性5.01 MPa·m1/2,硬度13.12 GPa,耐碱性98.20%,耐酸性93.40%。复合材料的强度增加主要依赖于样品致密性的提高。金属相以颗粒状存在于氧化铝基体中,通过对裂纹拓展的观察发现主要通过两方面的机制增强复合材料的韧性:一是裂纹在遇到金属颗粒时,发生明显的偏转,从而增加裂纹拓展的路径;二是通过裂纹的桥接,当裂纹遇到金属颗粒时,裂纹被迫穿过金属颗粒继续向前延伸,而裂纹中间则是有金属颗粒发生塑性变形而桥接。另外,还发现矿物中的微量元素硫及锰会在高配碳量时以MnS析出于金属相周围,具有阻碍裂纹拓展的作用。利用铝土矿代替部分氧化铝实验中,微观结构以及性能显示,最佳的制备工艺条件为还原温度1160℃、烧结温度1380℃。该工艺条件下,样品B3表现出最佳的性能,具体如下:抗折强度310 MPa,断裂韧性5.21 MPa·m1/2,硬度12.14 GPa,耐碱性98.32%,耐酸性95.44%。随着铝土矿添加量的增大,样品的力学性能呈现先增大后减小的趋势。对于抗折强度提升的主要原因在于氧化铝晶粒的细化;而断裂韧性提升的主要原因在于“杂质”氧化物对金属颗粒凝固过程的影响。随着原料中铝土矿含量的增加,样品在烧结过程中硅酸盐液相的含量增加。由于该液相的热容大于氧化铝晶体的热容。因此,随着铝土矿的增加,样品中金属液滴冷却过程中冷却速度较慢,造成金属液滴的过冷度降低,金属颗粒凝固后的热应力降低,内部的位错密度降低。而过冷度较大的样品金属颗粒内部有大量晶界及位错,影响其在受力过程中的塑性变形。利用EBSD分析样品压痕中发现,在样品受力的过程中,B3样品的金属颗粒可以发生明显的塑性变形吸收更多的能量,从而提升样品的力学性能。在CeO2的添加实验中,当CeO2添加量为1%时,CeO2全部溶解于玻璃相中。当CeO2含量大于3%时,部分CeO2继续固溶于玻璃相中,而无法溶解于玻璃相中的CeO2以Ce2O3晶体的形式析出于玻璃相中。当CeO2添加量为5%时,析出的Ce2O3与体系中的Al2O3发生反应,形成了 CeAl11O18。以杨氏模量作为切入点,发现CeO2增强力学性能的主要机理是提高了复合材料中玻璃相的的杨氏模量。通过分析,材料的硬度以及强度与杨氏模量均呈正相关。当CeO2添加量为1%时,CeO2全部溶解于玻璃相中,玻璃相的杨氏模量由未添加CeO2的40 GPa左右增加至100GPa;当CeO2添加量为3%时,玻璃相的杨氏模量继续增大至120 GPa左右,进一步增强玻璃相的强度;而当CeO2添加量为5%时,析出的Ce2O3与A12O3生成CeAl11O18,该晶体的杨氏模量较低,降低了复合材料整体的杨氏模量,进而造成整体的力学性能降低。随着CeO2添加量的增加,其力学性能先提高后降低。CeO2加入量为3%时,复合材料的整体性能最优,具体性能如下:密度为4.21 g/cm3,断裂韧性为6.58 MPa·m1/2,抗弯强度为401 MPa,硬度为13.07 GPa,耐碱性为98.71%,耐酸性为94.78%。
王斌斌[6]（2020）在《液态氢化非晶合金玻璃形成能力及力学性能改善机理》文中提出非晶合金作为潜在的结构材料,需在保持高强度的前提下提升其塑性变形能力,但如大多数的材料一样,这两个性能总是相互排斥的。然而,通过采用液态氢化方法（一种在氢/氩混合气氛下进行的氢微合金化技术）,不仅能够制备出强度更高且塑韧性能更好的非晶合金,还同时提升了其玻璃形成能力。但是,目前对非晶合金无定形结构中原子排布隐藏序的有限理解无法从根本上洞悉上述现象的内在起源。为此,本论文的主要研究工作集中在:（i）对非晶无定形结构进行整体描述,并据此定义出非晶合金中软区的结构特征;（ii）氢微合金化后非晶合金玻璃形成能力改善的热力学、动力学以及结构因素;（iii）非晶合金所表现出的氢依赖变形行为的结构起源。首先,利用分子动力学模拟方法创建了不同非晶合金样品的三维原子模型,并根据配位多面体的向错密度将无定形结构中原子细分为六大类进行研究,发现在纳米尺度范围内存在一种规律性的空间分布花样,本文称之为“梯度原子堆垛结构”。非晶态局域结构表现为从松散原子堆垛到致密原子堆垛的渐变行为,相应的原子性能同样满足梯度演变规律。据此,非晶合金内部结构可具体分割成三类可识别区域:类固态区、过渡态区以及类液态区,每一个区域具有不同类型的原子。研究表明,类液态区原子与局域剪切转变位点的相关性最强,过渡态区原子次之,而类固态区原子（与类液态区原子的关联强度最低）对剪切转变的贡献最低。与“几何不稳定结构”模型不同,在本文所提出的非晶结构模型中,重点考察了中程序原子排布特点,从而能够明确出非晶中软区的结构成分,即类液态区原子和它们近邻原子的组合。这一发现有助于定量地比较不同非晶合金中软区的数量,为非晶合金独特的力学行为提供合理的解释。其次,采用分子动力学模拟原位研究了不同氢含量下Zr-Cu与Ni-Al体系的输运性质与原子结构对温度的依赖行为。从热力学角度来说,液态氢化后过冷液体的玻璃转变温度降低。与此同时,少量氢原子添加还会降低过冷液体的比热值,减缓比热随温度的变化幅度,并且增加体系的原子尺寸分散度与混合焓绝对值;这些均有利于非晶合金的形成。然而,从动力学角度来说,氢原子的存在会显着提升其周围原子的扩散能力,进而氢化过冷液体表现出更低的粘度;一般来说,这将阻碍非晶合金的形成。最后,从结构角度来说,氢化过冷液体在玻璃转变后不仅保留更多的类液态原子,还会形成更多的类固态原子,更易于形成长程无序的非晶结构。除此之外,少量氢原子添加会明显抑制晶体结构的形成,与实验观测结果相一致。简而言之,尽管氢化过冷液体表现出更明显的局域动力学不稳定性,但结构分析表明小尺寸氢原子的微合金化确实会提升非晶合金的玻璃形成能力,组成元素间的原子尺寸差异起到了决定性作用。再次,通过实验与分子动力学模拟相结合,系统地分析了氢微合金化后Zr-Cu基非晶合金内部原子尺度结构细节的变化规律,旨在识别出这一材料同时表现出高强度、塑性与韧性的结构起源。从多尺度力学实验与模拟结果来看,少量氢添加并没有诱发氢脆现象,而是对非晶合金的力学性能产生积极的影响。根据动态弛豫谱分析、电子结构分析以及模拟原子结构分析（基于“梯度原子堆垛结构”模型）,氢微合金化样品中会产生更多的高活性软区,增加了变形过程中剪切带的数量,进而变形能力得到改善;与此同时,氢微合金化样品中还会形成更强的结构基体,延缓剪切带萌生,对应强度的提升。最终,与未氢化样品相比,氢微合金化样品表现出更高的屈服强度、更大的屈服应变与断裂应变。最后,采用分子动力学模拟方法,对Zr35Cu65与Zr65Cu35非晶体系进行单变量对比性研究,以探讨Zr基非晶合金的氢微合金化力学行为是否取决于氢化物形成元素的含量。尽管二者的强度和变形能力在氢微合金化后均表现出上升的趋势,但低Zr含量氢微合金化样品的力学性能改善效果更为明显。在这两个体系中,构型势能与柔性体积分布都分别遵循相似的氢依赖变化趋势;所有的氢微合金化合金不仅具有更多稳定且柔性体积更小的原子,还同时拥有较大比例的易激活原子。然而,基于“梯度原子堆垛结构”模型的原子尺度分析表明,相比于Zr65Cu35体系,少量氢原子添加能够促使Zr35Cu65中形成更多的软区以及更强的结构基体,进而表现出更大的强度与变形能力优化幅度。本文研究结果对认识非晶结构不均匀性,理解玻璃转变本质,揭示非晶态材料结构-弛豫行为-力学性能的关联机制以及开发大尺寸高强韧非晶合金具有重要意义。
Adil Saleem Khan[7]（2020）在《具有强化导热及机械性能的碳基组分增强Si3N4复合材料》文中研究指明人们的生活离不开材料,在当今的社会中也是如此,材料不仅在日常生活中时时用到,比如人们穿的衣服、建筑、车辆以及许多其他的标志人类进步的发明等等,还在文化和知识方面比如文学、音乐等艺术作品中有所体现。换句话说,没有材料人类就无法生存。陶瓷作为一种无机非金属材料,是由天然存在的原始（粉末状）材料制成的,迄今为止已有一千多年的历史。陶瓷具有许多有趣的特性,其中就包括高刚度、高机械强度和一定的高温稳定性,这些性能使得陶瓷作为切削工具和生物医学植入物等,在电子、国防、航空航天和自动化等领域有着广泛应用。但是陶瓷也存在一些缺陷,例如陶瓷具有一定的脆性。玻璃的脆性比陶瓷更严重,因为玻璃的非晶结构不会对裂纹的扩展产生任何阻碍,从而导致玻璃的断裂韧性值非常低。因此,人们研制出陶瓷纳米复合材料来解决这些问题。陶瓷纳米复合材料可以定义为具有多于一种吉布斯自由能的固相材料,其中至少一种相的尺寸在纳米范围内,并且固相可以以非晶态,半晶态或结晶态存在。在陶瓷纳米复合材料中,基质可以是陶瓷（SiC,Si3N4）或玻璃材料,纳米相可以是纳米颗粒,例如纳米管,纳米纤维,纳米片（石墨烯）或这些材料组成的混合物.1)Si3N4基的复合材料已被广泛研究并应用于工业生产中。本文在1700℃、N2气氛下,通过热压（HP）烧结制备了 SiC/Si3N4复合材料。烧结助剂氟化物（AlF3和MgF2）用于降低晶格中的氧含量,这对复合材料的堆积密度和孔隙率有一定的影响。实验结果表明,通过调整SiC/Si3N4复合陶瓷的中间相,可以有效提高高温烧结中SiC和Si3N4基体之间的化学相容性。XRD和SEM结果表明,Si3N4发生了 α相至β相的完全转变,并且有晶粒间的相互作用,这表明相变不受SiC添加的影响。此外,随着SiC/Si3N4复合材料结晶度的增加和界面效应的强烈影响,使得复合材料的导热系数（90.6至145.66 W/m.K）,断裂韧性（8.52至10.3 MPa.m0.5）和维氏硬度（1849至2125 HV）也显着提高。2)石墨烯纳米复合材料能在纳米添加剂含量相对较低时显着提高陶瓷的导热性能和机械性能。本文以氟化物（AlF3,MgF2）为烧结助剂,通过热压烧结（烧结温度为1650℃,保温时间为2小时）制备出了石墨烯纳米片增强的Si3N4基复合材料（GNP/Si3N4）。从微观结构中可以看出,不同浓度的石墨烯纳米片（GNP）使得GNP/Si3N4复合材料的结晶度和密度有所提高。这些特性有助于大大提高GNP/Si3N4复合材料的导热系数（从82.42到137.47W/m.K）。从形貌图中可以看出复合材料中的GNP分布均匀,并且在Si3N4的晶界处观察到了 GNP重叠（2到4片）。随着GNP含量的增加,复合材料的断裂韧性和维氏硬度也随之增强。以GNP为添加剂的所有复合材料中,在拉出、裂纹变形、裂纹分支和裂纹桥接方面,增韧机理均相似。3)添加碳纳米管（CNT）的陶瓷复合材料表现出了较高的机械性能、良好的热性能和电性能。本文以氟化物为添加剂（AlF3和MgF2）,在1700℃下热压烧结1小时,制备出了多壁碳纳米管增强的Si3N4基复合材料（MWCNT/Si3N4）。从MWCNT/Si3N4复合材料的微观结构分析可知,氟化物添加剂可以显着提高复合材料的致密度并且促进α-Si3N4到β-Si3N4的转变。随着M WCNT浓度的增加,MWCNT/Si3N4复合材料的机械性能,即弯曲强度和断裂韧性都得到增强,这是由于复合材料的密度高,界面相互作用强以及MWCNT和β-Si3N4的拔出机制。本文中,断裂韧性、弯曲强度、杨氏模量和硬度的最大值分别为12.76±1.15 MPa.m0.5、883±46 MPa,255±8 GPa 和 26.4±0.7 GPa。机械性能的改善还归因于MWCNT和β-Si3N4的协同强化以及增韧的影响。4)碳纳米结构（CNS）作为一种增强材料可以明显提高陶瓷的机械性能和热性能。本文研究了 CNS对碳化硅晶须增强Si3N4复合材料（SiCw/Si3N4）的导热性能和力学性能的影响。本文通过热压烧结制备的SiCw/Si3N4复合材料,包括碳纳米纤维（CNF）,MWCNT和GNP三种碳纳米结构材料。通过XRD分析可知,α-Si3N4已经完全转变为β-Si3N4,并且显微结构分布均匀,可以看到CNS的拔出和桥联机制。结果表明,随着CNS的加入,SiCw/Si3N4复合材料的导热系数和力学性能均得到一定的提高。含MWCNT的SiCw/Si3N4复合材料的断裂韧性和抗弯强度的最大值为9.70±0.8 MPa.m1/2和765±58 MPa,含CNF的SiCw/Si3N4的杨氏模量和硬度达到了 250±3.8GPa、27.2±0.9 GPa。此外,通过添加CNS,复合陶瓷的热导率也得到改善,最大值达到了 110.6 W/m.K。本文的研究为在新兴工程中应用的高性能多功能陶瓷复合材料的制造提供了一种有效方法。
张盼盼[8]（2019）在《激光仿生耦合改性热障涂层的组织与性能研究》文中认为广泛用于航空发动机叶片上的热障涂层作为一种先进的高温防护涂层,可显着降低涡轮叶片的表面温度,大幅延长叶片的服役寿命,提高发动机的推力和效率。因此,热障涂层与高温结构材料、高效气膜冷却技术并列为先进航空发动机涡轮叶片的三大关键技术。飞机在频繁起飞、续航和降落的循环过程中,发动机叶片将承受高温高速燃气、高应力、交变载荷、外来物冲击和腐蚀介质等多种因素的交互作用,热障涂层极易出现热疲劳剥落、高温氧化、冲蚀和热腐蚀等突出问题,最终使热障涂层过早失效。其中,热疲劳剥落是热障涂层失效的最主要形式,也是大气等离子喷涂制备氧化锆基热障涂层在服役过程中的瓶颈问题。因此,改善等离子喷涂制备热障涂层的抗热疲劳性能成为提高航空发动机叶片服役寿命的首要任务。本文基于自然界生物耦合止裂和抗疲劳功能原理,面向大气等离子喷涂制备的氧化锆基热障涂层,进行了仿生耦合抗热疲劳设计,采用激光表面改性技术在热障涂层表面制备仿生耦合结构,并通过优化激光加工参数、改进后热处理工艺,有效拓展了仿生耦合热障涂层的制备技术;研究了单元体形态耦元和材料耦元对仿生耦合热障涂层性能的影响规律,揭示了激光仿生耦合热障涂层抗热疲劳、抗冲蚀、抗热腐蚀性能的作用机理;在此基础上,采用激光合金化技术进一步强化单元体,显着改善了仿生耦合热障涂层的抗热震性能。主要研究结果如下:（1）形态耦元对仿生耦合热障涂层的性能有显着影响。点状仿生耦合热障涂层的结合强度和抗热震性能最佳,网格状仿生耦合热障涂层的隔热性能和抗固体颗粒冲蚀性能最优。优化单元体间距可进一步提高抗热震性能,单元体间距为3 mm时仿生涂层的抗热震性能更优,其热循环寿命是常规涂层的2.5倍。仿生单元体内微观柱状晶结构和宏观网状裂纹,使得涂层具有较高的应变容限能力,能够释放冷热循环过程中的热应力,降低了裂纹扩展驱动力,从而增强了仿生耦合涂层的热裂纹扩展抗力,提高了涂层的抗热震性能。（2）基于不同的陶瓷层母材,制备获得的仿生耦合热障涂层的性能提高比不同。相同陶瓷层母材下,仿生耦合热障涂层的结合强度、抗热震和抗热腐蚀性能均显着优于常规涂层。通过激光仿生耦合改性,结合强度提高比为CYSZ涂层（16%）>7YSZ涂层（11%）,隔热性能降低比为CYSZ涂层（15%）>7YSZ涂层（12%）,抗热震性能提高比为7YSZ涂层（150%）>CYSZ涂层（26%）,抗热腐蚀性能提高比为CYSZ涂层（13.8%）>7YSZ涂层（8.5%）。（3）利用激光合金化技术制备的组织和材料均不同于陶瓷层母材的仿生单元体,可进一步提升仿生耦合涂层的抗热震效果。含有不同质量分数TiAl3的仿生耦合热障涂层的抗热震性能均显着优于常规涂层,抗热震性能排序依次为10%TiAl3>15%TiAl3>5%TiAl3>20%TiAl3>25%TiAl3。其中,含有10%TiAl3的仿生耦合热障涂层的抗热震性能是常规涂层的3.1倍。在热震试验后期,仿生单元体中的TiAl3在高温下发生氧化反应,实现了裂纹的自愈合,延缓了垂直裂纹与水平裂纹的联接,推迟了涂层的剥落,从而导致抗热震性能进一步提高。（4）仿生耦合热障涂层的冲蚀失效过程主要经历了两个阶段:在冲蚀过程早期,具有孔隙结构的未改性区更易受到冲刷,导致涂层单个扁平粒子的断裂和破碎;在冲蚀过程后期,结构致密且高硬度的仿生单元体逐渐凸出,明显抵御了固体颗粒的冲蚀。仿生耦合热障涂层的冲蚀失效机制是脆性和部分塑性冲蚀。（5）熔盐和氧化锆稳定剂（Y2O3和CeO2）之间的热腐蚀反应,在7YSZ涂层表面形成了YVO4,在CYSZ涂层表面生成了YVO4和CeVO4热腐蚀产物并发生了CeO2的矿化。稳定剂的消耗导致t-ZrO2向有害相m-ZrO2转变。最终,由相变和热腐蚀产物产生的应力以及粘结层的氧化导致7YSZ和CYSZ涂层失效。而仿生单元体的致密结构和更低的表面粗糙度是仿生耦合热障涂层抗热腐蚀性能提高的主要原因。
马霞[9]（2019）在《网状AlNp的原位构筑及其对铝基体的高温强化机制》文中研究指明本文系统研究了在铝熔体中原位合成AlN颗粒（以下简称AlNp）的工艺方法,通过调整制备工艺实现了 AlNp尺寸与分布的控制,在铝基体上原位构筑了纳米AlNp网状结构,成功制备了一种高强耐热网状AlNp增强铝基复合材料。研究了纳米AlNp网状结构对铝基体的室温及高温强化效果,其350℃下的拉伸强度高达190 MPa,通过拉伸过程中网状AlNp/Al复合材料的微观组织演变,揭示了纳米AlNp网状结构对铝基体的强化机制。研究了微量合金元素与深冷处理对网状AlNp/Al复合材料微观组织的影响,进一步优化了网状AlNp/Al复合材料的微观组织,获得了更高的高温力学性能。本文的主要结论如下:（1）AlNp的原位合成与三维网状结构的构筑研究了氮源预处理、合金元素（Fe、Cu、Mn、Si）等对AlNp合成影响,并实现了AlNp尺寸分布的有效控制,其尺寸可在20 nm～5μm的范围内调控,实现了 AlNp在铝基体中的均匀分布、线性分布和网状分布;力学性能测试表明,纳米级网状分布的AlNp表现出更优异的强化效果。在此基础上,提出了一种利用液-固反应原位合成纳米AlNp的新方法,并实现了铝基体中连续三维AlNp网状结构的构筑。通过X射线三维重构及APT等先进技术对AlNp的三维网状结构进行了系统表征,并利用TEM等手段揭示AlNp网状结构的结合方式。研究发现,纳米AlNp相互连接形成纳米链,进一步拓展形成了 AlNp三维网状结构;AlNp间以孪晶方式结合,孪晶面为（1013）AlN,AlNp与铝基体以半共格界面结合,且存在一定取向关系。（2）网状AlNp/Al复合材料的高温力学性能及强化机理制备了质量分数从4.1%到16.4%的网状AlNp/Al复合材料,并对其微观组织进行了观察:纳米级AlNp呈网状分布在铝基体中,随着AlNp含量的增加,AlNp纳米链间距减小,AlNp网状结构连续性增加;复合材料中α-Al的平均晶粒尺寸小于1 μm,且存在择优取向:{110}Al<l1l>Al。对制备得到AlNp/Al复合材料的室温及高温拉伸性能进行测试,研究表明,与均匀分布及线性分布的AlNp相比,网状AlNp具有更优异的室温及高温强化效果:16.4AlNp/Al复合材料的室温及350℃时的UTS分别为520 MPa及190 MPa。研究了网状AlNp/Al复合材料在350℃下拉伸变形过程中的组织演变,揭示了网状AlNp的强化机理。研究发现,拉伸变形过程中,α-Al晶粒取向由板织构向丝织构转变,低角度晶界（LGBs）的比例由52.3%减小至51%,应变集中程度先增加后降低。网状AlNp主要从两方面影响复合材料的变形行为:在α-Al晶粒内,网状AlNp阻碍位错的滑移,促进亚晶的生成,强化了 α-Al晶粒;在晶界区域,网状AlNp阻碍晶界迁移,提高了晶界强度,避免了高温下沿晶断裂。（3）微合金化对AlNp/Al复合材料性能的调控研究了 Cu、Si、Mn对8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料微观组织及高温力学性能的影响,以期优化AlNp/Al复合材料的力学性能。研究发现,添加微量Cu、Si、Mn元素,对8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料的室温及高温力学性能影响不同:室温下,微量Cu添加可获得更高强度,但微量Si、Mn添加,可实现强度及塑性的同时提高;350℃下,微量Mn的添加,可获得更高的强度～135 MPa。三种元素对8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料的强化效果顺序为室温:Cu>Mn>Si;350℃:Mn>Cu>Si。研究发现,微量合金化元素对复合材料高温力学性能的影响,主要为合金元素对Al-Fe相尺寸及形貌的影响,以及对AlNp-Al界面的影响。添加微量Cu或Si元素后,针状的A13Fe相尺寸增大,且元素易在AlNp-A1界面处富集;而添加微量的Mn元素时,针状的A13Fe相转变为块状A13（Fe,Mn）相,且其尺寸小于5 μm,AlNp-Al界面干净无Mn元素的富集,这既保证了受力条件下,AlNp-A1界面的载荷传递,也使网状AlNp不被微量合金化元素破坏,因此添加Mn元素后的8.2AlNp/Al-0.3Fe复合材料具有较好的高温强度。（4）深冷处理对AlNp/Al复合材料性能的调控研究了 AlNp/Al-0.4Cu复合材料从530℃水淬或深冷处理（液氮中冷却）后,复合材料的高温力学性能,提出了一种通过深冷处理提高复合材料高温延伸率的方法。研究发现,深冷处理后复合材料在350℃下高温强度基本不变的条件下,高温延伸率由14%提高到25%。通过对水淬及深冷处理后复合材料的微观组织进行表征,揭示了深冷处理后复合材料延伸率提高的机理。研究表明,深冷处理后复合材料中的位错密度大幅提升,一反面提高了加工硬化速率,促进材料的均匀变形,另一方面变形过程中位错会在网状AlNp处塞积,位错相互缠绕形成位错网及位错墙,并最终形成亚晶,亚晶可有效分散变形,提高复合材料均匀变形,进一步提高了材料延伸率。
王清曌[10]（2019）在《异种钢焊接接头过渡区域力学行为及组织调控研究》文中进行了进一步梳理核电设备制造中涉及大量的异种钢接头,由于不同材料之间的组织性能差异,使得异种钢接头在连接界面处存在较大的安全隐患,严重时产生界面的剥离,造成关键部件的早期失效。本文从实际核电构件异种钢接头剥离失效行为研究开始,结合引导式力学试验分析了接头区域,包含Type-II型晶界,在不同应力状态下的力学行为,确定过了接头早期失效位置是在不锈钢侧Type-II晶界附近的奥氏体组织区域;通过对SA508-3/EQ309L接头的过渡组织研究,利用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、能谱仪（EDS）、电子背散射衍射（EBSD）等多种分析手段,确定了过渡区域组织分层生长的特征;采用纳米压痕法分析了过渡区域的微区力学性能,获得了过渡区域不同位置组织的应力应变曲线,提出“白亮层”中的残余奥氏体区域为性能薄弱区域,为失效的敏感位置,而扩大马氏体组织范围可以优化过渡区域性能;从热、力、成分差异三个方面设计对比实验,分析了焊接热循环、应力应变、堆焊层材料对过渡区域组织性能的影响;设计添加引导元素试验方法,区分了不同元素对过渡区域马氏体组织生长的影响,发现了 Cr元素扩散范围与过渡区域马氏体组织生长范围的对应关系,并使用透射电镜（TEM）、高分辨透射电镜（HRTEM）等微区分析手段,研究了过渡区域马氏体组织的生长行为研究,找出了影响其生长的关键因素;结合菲克定律,提出类稳态方程,以关键元素Cr扩散范围为参量,建立了过渡区域马氏体层宽度与焊接高温停留时间的的关系,并基于MIG焊SA508-3/Ni52M焊接接头建立了用于过渡区域组织调控的控制方程,并证明了其在一定范围条件下的有效性。本文研究结果表明,实际剥离中的失效早期始于不锈钢侧Type-Ⅱ晶界附近的奥氏体组织区域,裂纹扩展末期裂纹会被过渡区域中的马氏体组织捕获,不能越过高硬度的马氏体进入到母材一侧。引导式力学试验结果表明,过渡区组织力学行为较为复杂,断裂对应平面具有存在差异性的断裂花样,说明过渡区域的性能并不均一。同时,不论何种应力条件下,Type-Ⅱ型晶界并不是界面裂纹扩展的主要路径,其本身具有一定的塑性变形能力,在切应变条件下晶界孔洞闭合,强化晶界性能;在正应力条件下,表现出加工硬化特征,有效的稳定了晶界。通过分析SA508-3/EQ309L接头界面,发现过渡区域包含“白亮层”和奥氏体区域两个区域,其中“白亮层”又包括马氏体区域和白亮的奥氏体区域,而多孔的Type-Ⅱ型晶界并非过渡层中一定存在的特征晶界。过渡区域马氏体组织十分细密,并引入了大量的∑3晶界,虽然使过渡区域中出现硬度升高的现象,但保证了过渡区域一定的塑性变形能力。过渡区域组织组成特征并不符合Jmat Pro计算的预测结果,即没有马氏体+奥氏体混合组织。通过纳米压痕法计算了过渡区域不同位置的力学参数（弹性模量（E）、屈服强度（σy）和加工硬化指数（n））。结果表明“白亮层”区域普遍具有高于母材和堆焊层的屈服强度（>1500MPa）,其中的马氏体区域具有高屈服强度、高加工硬化指数的特征,具有良好的力学表现,与堆焊层性能接近。但“白亮层”中的奥氏体区部分性能较差,无法与周围组织性能相匹配。异种钢接头失效,主要是因为性能的突变,从这个角度上说,提高马氏体组织在“白亮层”中的比例,可以缓和接头性能突变。过渡区域在一次热循环中便形成了,包含“白亮层”中的马氏体组织。当二次甚至多次热循环的温度低于奥氏体形成温度或者时间较短时,过渡区域元素扩散稍有促进,但是“白亮层”宽度不会有显着的改变,主要是由于其中的马氏体组织未出现二次生长的缘故;当二次热循环温度高于奥氏体形成温度且保温时间足够时,可以在界面上观察到显着的元素扩散,此时,马氏体层出现了增宽。从力影响的角度来说,过渡区域,尤其是马氏体区域前端的奥氏体区域,并不稳定,当外加应力足够大的时候,界面的位错开动,可以生长出新的马氏体层。当使用了 Cr、Ni含量均较高的堆焊材料时,过渡区域出现了明显的“白亮层”特征,而且其中的马氏体区域也相对较宽。过渡区域马氏体组织生长行为研究中发现,其生长范围与Cr元素的扩散范围相近,生长过程中机械驱动力的影响远小于化学驱动力变化的影响,在驱动力不断变化的情况下,过渡区域马氏体的生长依次调用微观到纳观尺度的调节方式,保证相变的连续进行。过渡区域的扩散行为可以近似使用菲克第二定律进行描述,但是扩散宽度无法有效计算;根据过渡区域形成特点,结合菲克第一定律建立了类稳态方程,可以获得高扩散范围d与温停留时间t0之间的关系。以SA508-3/Ni52M的MIG焊接头数据为参考,拟合了高温停留时间与焊接线能量之间的关系,标定了类稳态方程中的系数k和α,得到了基于MIG焊SA508-3/Ni52M过渡区域马氏体组织宽度的控制方程:基于控制方程,制备了过渡区域具有特定马氏体宽度的接头,将计算值与与实测值进行了比对,高温停留时间误差在0.15s以下,过渡马氏体区域宽度误差控制在0.8μm以下。
二、Effect of Rare Earth Elements on Dynamics of Thermal Fatigue Crack′s Propagation in Low Alloy White Cast Iron（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、Effect of Rare Earth Elements on Dynamics of Thermal Fatigue Crack′s Propagation in Low Alloy White Cast Iron（论文提纲范文）
（1）New innovations in pavement materials and engineering:A review on pavement engineering research 2021（论文提纲范文）
| 1. Introduction |
| (1) With the society development pavement engineering facing unprecedented opportunities and challenges |
| (2) With the modern education development pavement engineering facing unprecedented accumulation of scientific manpower and literature |
| 2. Asphalt binder performance and modeling |
| 2.1. Binder damage,healing and aging behaviors |
| 2.1.1. Binder healing characterization and performance |
| 2.1.1. 1. Characterizing approaches for binder healing behavior. |
| 2.1.1. 2. Various factors influencing binder healing performance. |
| 2.1.2. Asphalt aging:mechanism,evaluation and control strategy |
| 2.1.2. 1. Phenomena and mechanisms of asphalt aging. |
| 2.1.2. 2. Simulation methods of asphalt aging. |
| 2.1.2. 3. Characterizing approaches for asphalt aging behavior. |
| 2.1.2. 4. Anti-aging additives used for controlling asphalt aging. |
| 2.1.3. Damage in the characterization of binder cracking performance |
| 2.1.3. 1. Damage characterization based on rheological properties. |
| 2.1.3. 2. Damage characterization based on fracture properties. |
| 2.1.4. Summary and outlook |
| 2.2. Mechanism of asphalt modification |
| 2.2.1. Development of polymer modified asphalt |
| 2.2.1. 1. Strength formation of modified asphalt. |
| 2.2.1. 2. Modification mechanism by molecular dynamics simulation. |
| 2.2.1. 3. The relationship between microstructure and properties of asphalt. |
| 2.2.2. Application of the MD simulation |
| 2.2.2. 1. Molecular model of asphalt. |
| 2.2.2. 2. Molecular configuration of asphalt. |
| 2.2.2. 3. Self-healing behaviour. |
| 2.2.2. 4. Aging mechanism. |
| 2.2.2. 5. Adhesion mechanism. |
| 2.2.2. 6. Diffusion behaviour. |
| 2.2.3. Summary and outlook |
| 2.3. Modeling and application of crumb rubber modified asphalt |
| 2.3.1. Modeling and mechanism of rubberized asphalt |
| 2.3.1. 1. Rheology of bituminous binders. |
| 2.3.1. 2. Rheological property prediction of CRMA. |
| 2.3.2. Micromechanics-based modeling of rheological properties of CRMA |
| 2.3.2. 1. Composite system of CRMA based on homogenization theory. |
| 2.3.2. 2. Input parameters for micromechanical models of CRMA. |
| 2.3.2. 3. Analytical form of micromechanical models of CRMA. |
| 2.3.2. 4. Future recommendations for improving micro-mechanical prediction performance. |
| 2.3.3. Design and performance of rubberized asphalt |
| 2.3.3. 1. The interaction between rubber and asphalt fractions. |
| 2.3.3. 2. Engineering performance of rubberized asphalt. |
| 2.3.3. 3. Mixture design. |
| 2.3.3. 4. Warm mix rubberized asphalt. |
| 2.3.3. 5. Reclaiming potential of rubberized asphalt pavement. |
| 2.3.4. Economic and Environmental Effects |
| 2.3.5. Summary and outlook |
| 3. Mixture performance and modeling of pavement materials |
| 3.1. The low temperature performance and freeze-thaw damage of asphalt mixture |
| 3.1.1. Low temperature performance of asphalt mixture |
| 3.1.1. 1. Low temperature cracking mechanisms. |
| 3.1.1. 2. Experimental methods to evaluate the low temperature performance of asphalt binders. |
| 3.1.1. 3. Experimental methods to evaluate the low temperature performance of asphalt mixtures. |
| 3.1.1. 4. Low temperature behavior of asphalt materials. |
| 3.1.1.5.Effect factors of low temperature performance of asphalt mixture. |
| 3.1.1. 6. Improvement of low temperature performance of asphalt mixture. |
| 3.1.2. Freeze-thaw damage of asphalt mixtures |
| 3.1.2. 1. F-T damage mechanisms. |
| 3.1.2. 2. Evaluation method of F-T damage. |
| 3.1.2. 3. F-T damage behavior of asphalt mixture. |
| (1) Evolution of F-T damage of asphalt mixture |
| (2) F-T damage evolution model of asphalt mixture |
| (3) Distribution and development of asphalt mixture F-T damage |
| 3.1.2. 4. Effect factors of freeze thaw performance of asphalt mixture. |
| 3.1.2. 5. Improvement of freeze thaw resistance of asphalt mixture. |
| 3.1.3. Summary and outlook |
| 3.2. Long-life rigid pavement and concrete durability |
| 3.2.1. Long-life cement concrete pavement |
| 3.2.1. 1. Continuous reinforced concrete pavement. |
| 3.2.1. 2. Fiber reinforced concrete pavement. |
| 3.2.1. 3. Two-lift concrete pavement. |
| 3.2.2. Design,construction and performance of CRCP |
| 3.2.2. 1. CRCP distress and its mechanism. |
| 3.2.2. 2. The importance of crack pattern on CRCP performance. |
| 3.2.2. 3. Corrosion of longitudinal steel. |
| 3.2.2. 4. AC+CRCP composite pavement. |
| 3.2.2. 5. CRCP maintenance and rehabilitation. |
| 3.2.3. Durability of the cementitious materials in concrete pavement |
| 3.2.3. 1. Deterioration mechanism of sulfate attack and its in-fluence on concrete pavement. |
| 3.2.3. 2. Development of alkali-aggregate reaction in concrete pavement. |
| 3.2.3. 3. Influence of freeze-thaw cycles on concrete pavement. |
| 3.2.4. Summary and outlook |
| 3.3. Novel polymer pavement materials |
| 3.3.1. Designable PU material |
| 3.3.1. 1. PU binder. |
| 3.3.1.2.PU mixture. |
| 3.3.1. 3. Material genome design. |
| 3.3.2. Novel polymer bridge deck pavement material |
| 3.3.2. 1. Requirements for the bridge deck pavement material. |
| 3.3.2.2.Polyurethane bridge deck pavement material(PUBDPM). |
| 3.3.3. PU permeable pavement |
| 3.3.3. 1. Permeable pavement. |
| 3.3.3. 2. PU porous pavement materials. |
| 3.3.3. 3. Hydraulic properties of PU permeable pavement materials. |
| 3.3.3. 4. Mechanical properties of PU permeable pavement ma-terials. |
| 3.3.3. 5. Environmental advantages of PU permeable pavement materials. |
| 3.3.4. Polyurethane-based asphalt modifier |
| 3.3.4. 1. Chemical and genetic characteristics of bitumen and polyurethane-based modifier. |
| 3.3.4. 2. The performance and modification mechanism of polyurethane modified bitumen. |
| 3.3.4. 3. The performance of polyurethane modified asphalt mixture. |
| 3.3.4. 4. Environmental and economic assessment of poly-urethane modified asphalt. |
| 3.3.5. Summary and outlook |
| 3.4. Reinforcement materials for road base/subrgrade |
| 3.4.1. Flowable solidified fill |
| 3.4.1. 1. Material composition design. |
| 3.4.1. 2. Performance control. |
| 3.4.1. 3. Curing mechanism. |
| 3.4.1. 4. Construction applications. |
| 3.4.1.5.Environmental impact assessment. |
| 3.4.1. 6. Development prospects and challenges. |
| 3.4.2. Stabilization materials for problematic soil subgrades |
| 3.4.2.1.Stabilization materials for loess. |
| 3.4.2. 2. Stabilization materials for expansive soil. |
| 3.4.2. 3. Stabilization materials for saline soils. |
| 3.4.2. 4. Stabilization materials for soft soils. |
| 3.4.3. Geogrids in base course reinforcement |
| 3.4.3. 1. Assessment methods for evaluating geogrid reinforce-ment in flexible pavements. |
| (1) Reinforced granular material |
| (2) Reinforced granular base course |
| 3.4.3. 2. Summary. |
| 3.4.4. Summary and outlook |
| 4. Multi-scale mechanics |
| 4.1. Interface |
| 4.1.1. Multi-scale evaluation method of interfacial interaction between asphalt binder and mineral aggregate |
| 4.1.1. 1. Molecular dynamics simulation of asphalt adsorption behavior on mineral aggregate surface. |
| 4.1.1. 2. Experimental study on absorption behavior of asphalt on aggregate surface. |
| 4.1.1. 3. Research on evaluation method of interaction between asphalt and mineral powder. |
| (1) Rheological mechanical method |
| (2) Microscopic test |
| 4.1.1. 4. Study on evaluation method of interaction between asphalt and aggregate. |
| 4.1.2. Multi-scale numerical simulation method considering interface effect |
| 4.1.2. 1. Multi-scale effect of interface. |
| 4.1.2. 2. Study on performance of asphalt mixture based on micro nano scale testing technology. |
| 4.1.2. 3. Study on the interface between asphalt and aggregate based on molecular dynamics. |
| 4.1.2. 4. Study on performance of asphalt mixture based on meso-mechanics. |
| 4.1.2. 5. Mesoscopic numerical simulation test of asphalt mixture. |
| 4.1.3. Multi-scale investigation on interface deterioration |
| 4.1.4. Summary and outlook |
| 4.2. Multi-scales and numerical methods in pavement engineering |
| 4.2.1. Asphalt pavement multi-scale system |
| 4.2.1. 1. Multi-scale definitions from literatures. |
| 4.2.1. 2. A newly-proposed Asphalt Pavement Multi-scale System. |
| (1) Structure-scale |
| (2) Mixture-scale |
| (3) Material-scale |
| 4.2.1. 3. Research Ideas in the newly-proposed multi-scale sys- |
| 4.2.2. Multi-scale modeling methods |
| 4.2.2. 1. Density functional theory (DFT) calculations. |
| 4.2.2. 2. Molecular dynamics (MD) simulations. |
| 4.2.2. 3. Composite micromechanics methods. |
| 4.2.2. 4. Finite element method (FEM) simulations. |
| 4.2.2. 5. Discrete element method (DEM) simulations. |
| 4.2.3. Cross-scale modeling methods |
| 4.2.3. 1. Mechanism of cross-scale calculation. |
| 4.2.3. 2. Multi-scale FEM method. |
| 4.2.3. 3. FEM-DEM coupling method. |
| 4.2.3. 4. NMM family methods. |
| 4.2.4. Summary and outlook |
| 4.3. Pavement mechanics and analysis |
| 4.3.1. Constructive methods to pavement response analysis |
| 4.3.1. 1. Viscoelastic constructive models. |
| 4.3.1. 2. Anisotropy and its characterization. |
| 4.3.1. 3. Mathematical methods to asphalt pavement response. |
| 4.3.2. Finite element modeling for analyses of pavement mechanics |
| 4.3.2. 1. Geometrical dimension of the FE models. |
| 4.3.2. 2. Constitutive models of pavement materials. |
| 4.3.2. 3. Variability of material property along with different directions. |
| 4.3.2. 4. Loading patterns of FE models. |
| 4.3.2. 5. Interaction between adjacent pavement layers. |
| 4.3.3. Pavement mechanics test and parameter inversion |
| 4.3.3. 1. Nondestructive pavement modulus test. |
| 4.3.3. 2. Pavement structural parameters inversion method. |
| 4.3.4. Summary and outlook |
| 5. Green and sustainable pavement |
| 5.1. Functional pavement |
| 5.1.1. Energy harvesting function |
| 5.1.1. 1. Piezoelectric pavement. |
| 5.1.1. 2. Thermoelectric pavement. |
| 5.1.1. 3. Solar pavement. |
| 5.1.2. Pavement sensing function |
| 5.1.2. 1. Contact sensing device. |
| 5.1.2.2.Lidar based sensing technology. |
| 5.1.2. 3. Perception technology based on image/video stream. |
| 5.1.2. 4. Temperature sensing. |
| 5.1.2. 5. Traffic detection based on ontology perception. |
| 5.1.2. 6. Structural health monitoring based on ontology perception. |
| 5.1.3. Road adaptation and adjustment function |
| 5.1.3. 1. Radiation reflective pavement.Urban heat island effect refers to an increased temperature in urban areas compared to its surrounding rural areas (Fig.68). |
| 5.1.3. 2. Catalytical degradation of vehicle exhaust gases on pavement surface. |
| 5.1.3. 3. Self-healing pavement. |
| 5.1.4. Summary and outlook |
| 5.2. Renewable and sustainable pavement materials |
| 5.2.1. Reclaimed asphalt pavement |
| 5.2.1. 1. Hot recycled mixture technology. |
| 5.2.1. 2. Warm recycled mix asphalt technology. |
| 5.2.1. 3. Cold recycled mixture technology. |
| (1) Strength and performance of cold recycled mixture with asphalt emulsion |
| (2) Variability analysis of asphalt emulsion |
| (3) Future prospect of cold recycled mixture with asphalt emulsion |
| 5.2.2. Solid waste recycling in pavement |
| 5.2.2. 1. Construction and demolition waste. |
| (1) Recycled concrete aggregate |
| (2) Recycled mineral filler |
| 5.2.2. 2. Steel slag. |
| 5.2.2. 3. Waste tire rubber. |
| 5.2.3. Environment impact of pavement material |
| 5.2.3. 1. GHG emission and energy consumption of pavement material. |
| (1) Estimation of GHG emission and energy consumption |
| (2) Challenge and prospect of environment burden estimation |
| 5.2.3. 2. VOC emission of pavement material. |
| (1) Characterization and sources of VOC emission |
| (2) Health injury of VOC emission |
| (3) Inhibition of VOC emission |
| (4) Prospect of VOC emission study |
| 5.2.4. Summary and outlook |
| 6. Intelligent pavement |
| 6.1. Automated pavement defect detection using deep learning |
| 6.1.1. Automated data collection method |
| 6.1.1. 1. Digital camera. |
| 6.1.1.2.3D laser camera. |
| 6.1.1. 3. Structure from motion. |
| 6.1.2. Automated road surface distress detection |
| 6.1.2. 1. Image processing-based method. |
| 6.1.2. 2. Machine learning and deep learning-based methods. |
| 6.1.3. Pavement internal defect detection |
| 6.1.4. Summary and outlook |
| 6.2. Intelligent pavement construction and maintenance |
| 6.2.1. Intelligent pavement construction management |
| 6.2.1. 1. Standardized integration of BIM information resources. |
| 6.2.1. 2. Construction field capturing technologies. |
| 6.2.1. 3. Multi-source spatial data fusion. |
| 6.2.1. 4. Research on schedule management based on BIM. |
| 6.2.1. 5. Application of BIM information management system. |
| 6.2.2. Intelligent compaction technology for asphalt pavement |
| 6.2.2. 1. Weakened IntelliSense of ICT. |
| 6.2.2. 2. Poor adaptability of asphalt pavement compaction index. |
| (1) The construction process of asphalt pavement is affected by many complex factors |
| (2) Difficulty in model calculation caused by jumping vibration of vibrating drum |
| (3) There are challenges to the numerical stability and computational efficiency of the theoretical model |
| 6.2.2. 3. Insufficient research on asphalt mixture in vibratory rolling. |
| 6.2.3. Intelligent pavement maintenance decision-making |
| 6.2.3. 1. Basic functional framework. |
| 6.2.3. 2. Expert experience-based methods. |
| 6.2.3. 3. Priority-based methods. |
| 6.2.3. 4. Mathematical programming-based methods. |
| 6.2.3. 5. New-gen machine learning-based methods. |
| 6.2.4. Summary and outlook |
| (1) Pavement construction management |
| (2) Pavement compaction technology |
| (3) Pavement maintenance decision-making |
| 7. Conclusions |
| Conflict of interest |
（2）稀土Ce在钢中的赋存状态及对钢力学性能和腐蚀性能的影响机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 钢中夹杂物研究现状 |
| 1.1.1 夹杂物对钢力学性能的影响 |
| 1.1.2 夹杂物对钢腐蚀性能的影响 |
| 1.2 稀土在钢中作用的研究进展 |
| 1.2.1 稀土对钢力学性能的影响 |
| 1.2.2 稀土对钢腐蚀性能的影响 |
| 1.2.3 稀土在钢中固溶的研究现状 |
| 1.3 第一性原理计算在金属材料中的研究进展 |
| 1.3.1 第一性原理计算在原子占位及稳定性的研究进展 |
| 1.3.2 第一性原理计算在力学性能的研究进展 |
| 1.3.3 第一性原理计算在腐蚀领域的研究进展 |
| 1.4 课题的研究意义和内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 第一性原理计算方法与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 第一性原理计算方法 |
| 2.2.1 密度泛函理论 |
| 2.2.2 交换—关联近似 |
| 2.2.3 计算软件VASP |
| 2.2.4 体系稳定性计算 |
| 2.2.5 力学性能计算 |
| 2.2.6 功函数 |
| 2.3 实验材料及实验方法 |
| 2.3.1 试验材料制备 |
| 2.3.2 试验钢成分检测 |
| 2.3.3 试验钢力学性能测试 |
| 2.3.4 夹杂物分析 |
| 2.3.5 浸泡腐蚀形貌观测 |
| 2.3.6 微区电化学检测 |
| 3 Ce在Fe中的占位、力学性能及电子性质的理论研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.3 Ce在铁素体钢中的占位 |
| 3.3.1 α-Fe体相性质 |
| 3.3.2 Ce在α-Fe体相中的占位 |
| 3.4 钢中元素对Ce固溶的影响 |
| 3.4.1 金属原子在Fe-Ce体系中的占位 |
| 3.4.2 非金属原子在Fe-Ce体系中的占位 |
| 3.4.3 钢中元素对Fe-Ce掺杂体系稳定性的影响 |
| 3.4.4 几何结构分析 |
| 3.4.5 试验验证 |
| 3.5 掺杂体系力学性能计算 |
| 3.5.1 弹性常数 |
| 3.5.2 弹性模量 |
| 3.5.3 韧性 |
| 3.5.4 硬度与可加工性能 |
| 3.6 掺杂体系电子结构分析 |
| 3.6.1 态密度 |
| 3.6.2 差分电荷密度 |
| 3.6.3 Bader电荷分析 |
| 3.7 小结 |
| 4 Ce夹杂物对钢力学性能影响的理论分析及试验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 Ce变性夹杂物的机理分析 |
| 4.3.1 试验钢成分分析 |
| 4.3.2 Ce夹杂物热力学分析 |
| 4.3.3 夹杂物定性分析 |
| 4.4 夹杂物物理性质的第一性原理分析 |
| 4.4.1 晶格常数计算 |
| 4.4.2 形成焓计算 |
| 4.4.3 力学性能计算 |
| 4.4.4 热膨胀系数计算 |
| 4.5 夹杂物诱发裂纹萌生的机理分析 |
| 4.6 小结 |
| 5 Ce对钢电化学腐蚀影响的第一性原理分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法 |
| 5.3 Fe-Ce表面性质分析 |
| 5.3.1 α-Fe表面性质 |
| 5.3.2 Ce在Fe表面优先占位 |
| 5.4 Ce对 Fe(100)表面O和 Cl吸附的影响 |
| 5.4.1 O和 Cl在 Fe 表面及Ce掺杂Fe 表面的吸附行为 |
| 5.4.2 Ce对单层O原子膜的作用机理 |
| 5.4.3 O和Cl竞争性吸附机理 |
| 5.5 Ce对亚稳点蚀坑内Cl吸附的影响 |
| 5.6 Ce对阴阳极反应的影响 |
| 5.6.1 Ce原子对阴极吸氧反应的影响 |
| 5.6.2 Ce原子对阳极溶解反应的影响 |
| 5.7 小结 |
| 6 Ce夹杂物诱发点蚀起源机理分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法 |
| 6.3 夹杂物腐蚀行为原位表征 |
| 6.3.1 夹杂物形态分析 |
| 6.3.2 夹杂物腐蚀行为特征 |
| 6.3.3 夹杂物微区电化学信息分析 |
| 6.3.4 夹杂物功函数计算 |
| 6.4 夹杂物诱发腐蚀起源的机理分析 |
| 6.5 小结 |
| 7 结论及创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（3）厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 厚大断面42CrMo4钢构件概述 |
| 1.2.1 风电领域 |
| 1.2.2 盾构机主轴承 |
| 1.2.3 厚大断面42CrMo4钢构件服役性能要求与生产工艺 |
| 1.3 厚大断面42CrMo4钢构件中的组织及其研究现状 |
| 1.4 厚大断面42CrMo4钢构件成分设计 |
| 1.5 选题背景与主要研究内容 |
| 第2章 全断面组织性能分析与心部白色块状组织研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 化学成分及夹杂物分析 |
| 2.2.3 组织观察与力学性能测试 |
| 2.3 厚大断面42CrMo4钢构件全断面组织性能分析 |
| 2.3.1 组织演化 |
| 2.3.2 夹杂物演化 |
| 2.3.3 性能演化 |
| 2.4 心部白色块状组织研究 |
| 2.4.1 白块组织结构表征 |
| 2.4.2 BK组织的形成机制 |
| 2.4.3 BK组织对性能的影响 |
| 2.4.4 BK组织的韧性危害机制 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 42CrMo4钢回火析出相调控及强韧化机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 不同回火温度研究实验 |
| 3.2.2 不同奥氏体化温度研究实验 |
| 3.2.3 微观组织观察 |
| 3.2.4 力学性能测试 |
| 3.3 回火参数对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.3.1 回火温度对于42CrMo4钢组织的影响 |
| 3.3.2 回火温度对于42CrMo4钢性能的影响 |
| 3.4 奥氏体化温度对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 3.4.1 奥氏体化温度对组织结构的影响 |
| 3.4.2 奥氏体化温度对性能的影响 |
| 3.4.3 回火初始状态对晶界析出相影响机制 |
| 3.4.4 强韧化机制 |
| 3.4.5 调控工艺 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钒微合金化对42CrMo4钢组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 材料与热处理 |
| 4.2.2 微观组织表征 |
| 4.2.3 连续冷却转变曲线测定 |
| 4.2.4 淬透性试验 |
| 4.2.5 力学性能测试 |
| 4.3 钒含量对相变的影响 |
| 4.4 钒对淬火态组织的影响 |
| 4.4.1 未溶碳化物 |
| 4.4.2 晶粒尺寸 |
| 4.4.3 位错密度 |
| 4.5 钒对回火态组织的影响 |
| 4.5.1 晶粒尺寸 |
| 4.5.2 位错密度 |
| 4.6 钒对淬透性的影响 |
| 4.6.1 钒含量对淬透性的影响 |
| 4.6.2 钒对淬透性的影响机制 |
| 4.7 钒对强韧化机制的影响 |
| 4.7.1 力学性能 |
| 4.7.2 强化机制 |
| 4.7.3 韧化机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 稀土对42CrMo4钢中夹杂物的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 材料制备与化学成分分析 |
| 5.2.2 夹杂物表征与分析 |
| 5.2.3 CCT曲线测定及组织观察 |
| 5.2.4 材料热处理制度与晶粒尺寸观察 |
| 5.3 稀土对钢中夹杂物的影响 |
| 5.3.1 稀土对夹杂物形貌、类型与元素分布的影响 |
| 5.3.2 稀土对夹杂物尺寸、含量与数量的影响 |
| 5.4 稀土对晶粒尺寸的影响 |
| 5.5 稀土对淬透性的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 厚大断面42CrMo4钢回转支承构件工业化制备 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 生产工艺设计 |
| 6.2.1 冶炼与浇注 |
| 6.2.2 锻造与锻后热处理 |
| 6.2.3 性能热处理 |
| 6.3 试制构件组织性能分析 |
| 6.3.1 夹杂物分析 |
| 6.3.2 晶粒尺寸与组织观察 |
| 6.3.3 硬度 |
| 6.3.4 力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 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 |
（4）铝含量对Ti-Al二元合金力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.Introduction |
| 1.1 Research significance |
| 1.2 Structure of the dissertation |
| 2. Literature Review |
| 2.1 Titanium and its alloys |
| 2.2 Titanium crystal structure |
| 2.3 Alloying elements and phase transformation |
| 2.3.1 Al additions |
| 2.4 Titanium alloys classification |
| 2.4.1 Alpha titanium alloys |
| 2.5 Deformation of the a phase |
| 2.5.1 Deformation by slipping |
| 2.5.2 Deformation by Twinning |
| 2.6 The precipitation and growth of α_2 phase |
| 2.7 α_2 phase and strength and toughness |
| 2.8 Fatigue crack growth (FCG) of Ti alloys |
| 3. Materials and experimental methods |
| 3.1 Materials |
| 3.2 Heat treatment process |
| 3.3 Sample preparation and experimental methods |
| 3.3.1 Metallographic preparation |
| 3.3.2 Optical microscopy |
| 3.3.3 Scanning electron microscopy |
| 3.3.4 Phase composition analysis |
| 3.3.5 Stereo microscope observation |
| 3.3.6 Element concentration quantitative analysis |
| 3.3.7 TEM observation |
| 3.3.8 Neutron diffraction (ND) measurements |
| 3.3.9 APT analysis |
| 3.3.10 EBSD analysis |
| 3.4 Mechanical Testing |
| 3.4.1 Tensile test |
| 3.4.2 In-situ tensile test |
| 3.4.3 Fracture toughness test |
| 3.4.4 Fatigue crack growth (FCG) test |
| 4. Influence of Al content on the tensile properties and fracture toughness ofbinary a titanium alloys |
| 4.1 Introduction |
| 4.2 Materials and methods |
| 4.3 Result and discussion |
| 4.3.1 Tensile properties and fracture toughness |
| 4.3.2 Deformation twinning in CTPZ |
| 4.3.3 Plastic deformation in Ti-Al alloys |
| 4.3.4 Fracture mechanism analysis |
| 4.4 Conclusions |
| 5. Characterization of α_2 precipitates in Ti-6Al and Ti-8Al binary alloys: Acomparative investigation |
| 5.1 Introduction |
| 5.2 Materials and methods |
| 5.3 Results and discussion |
| 5.4 Conclusions |
| 6. Precipitation behavior of α_2 phase and its influence on mechanical propertiesof binary Ti-8Al alloy |
| 6.1 Introduction |
| 6.2 Materials and Experimental Procedures |
| 6.3 Results and discussion |
| 6.3.1 Precipitation behavior of α_2 |
| 6.3.2 Mechanical properties |
| 6.3.3 Slipping and deformation twinning |
| 6.3.4 Fracture behavior in CTPZ |
| 6.3.5 In-situ tensile test and EBSD analysis |
| 6.4 Conclusions |
| 7. Effects of Al content and α_2 precipitation on the fatigue crack growthbehaviors of binary Ti-Al alloys |
| 7.1 Introduction |
| 7.2 Materials and Experimental Procedures |
| 7.3 Results and discussion |
| 7.3.1 Microstructure |
| 7.3.2 Effect of Al content on strength and FCG rate |
| 7.3.3 Effect of α_2 precipitation on FCG rate of Ti-8Al alloy |
| 7.4 Conclusions |
| 8. Conclusions and Future work |
| 8.1 Conclusions |
| 8.2 Recommendations for future work |
| References |
| Acknowledgments |
| Published achievements |
| Author's Resume |
（5）利用天然矿物制备Fe-Al2O3复合材料及矿物中微量元素对其性能的影响机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 白云鄂博矿及应用现状 |
| 1.1.1 白云鄂博矿概述 |
| 1.1.2 白云鄂博矿利用 |
| 1.1.3 白云鄂博矿存在问题 |
| 1.2 矿物制备复合材料 |
| 1.2.1 钛铁矿制备复合材料 |
| 1.2.2 铝土矿制备复合材料 |
| 1.2.3 矿物制备复合材料优势 |
| 1.3 复合材料增韧机制及Fe-Al_2O_3复合材料研究进展 |
| 1.3.1 复合材料的增韧机制 |
| 1.3.2 Fe-Al_2O_3复合材料制备研究 |
| 1.3.3 Fe-Al_2O_3复合材料的应用研究 |
| 1.4 本研究复合材料设计原则 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 2 实验原料与方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 化学试剂 |
| 2.1.2 矿物类原料 |
| 2.2 分析方法 |
| 2.2.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜(SEM)及能谱(EDS)分析 |
| 2.2.3 X射线荧光光谱(XRF)分析 |
| 2.2.4 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.2.5 差示扫描量热-热重(DSC-TG)分析 |
| 2.2.6 电子探针(EPMA)分析 |
| 2.2.7 性能测试 |
| 3 还原、烧结过程研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料的制备 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 热力学计算 |
| 3.3.2 还原过程的研究 |
| 3.3.3 还原温度及还原时间的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 复合材料的合成及强韧化机制的分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 材料的制备 |
| 4.2.1 成分设计 |
| 4.2.2 复合材料制备过程 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 配碳量对样品结构及性能的影响 |
| 4.3.2 工艺条件对样品结构和性能的影响 |
| 4.3.3 金属颗粒在复合材料中的增韧机制分析 |
| 4.3.4 微量元素对复合材料影响机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 杂质元素对复合材料结构及性能的影响研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 材料的制备 |
| 5.2.1 成分设计 |
| 5.2.2 实验过程 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 工艺条件优化实验 |
| 5.3.2 杂质元素对材料性能的影响分析 |
| 5.3.3 杂质元素对复合材料性能影响机理研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 稀土元素对Fe-Al_2O_3复合材料结构和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 材料的制备 |
| 6.2.1 成分设计 |
| 6.2.2 样品的制备 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 稀土添加对Fe-Al_2O_3复合材料物相及微观结构的影响 |
| 6.3.2 稀土添加对复合材料性能的影响 |
| 6.3.3 稀土元素对复合材料断裂模式的影响 |
| 6.3.4 稀土元素对复合材料性能的影响机理分析 |
| 6.3.5 稀土资源利用分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 7.3 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（6）液态氢化非晶合金玻璃形成能力及力学性能改善机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的 |
| 1.2 过冷液体及玻璃转变的特征 |
| 1.2.1 热力学特征 |
| 1.2.2 动力学特征 |
| 1.2.3 结构特征 |
| 1.3 非晶合金的结构及形变机制 |
| 1.3.1 非晶合金的原子结构特点 |
| 1.3.2 非晶合金形变的结构起源 |
| 1.3.3 非晶合金形变与弛豫行为的关联 |
| 1.4 非晶合金的氢化研究进展 |
| 1.4.1 氢在非晶合金中的占位与迁移 |
| 1.4.2 氢对非晶合金物理性能的影响 |
| 1.5 本文的主要研究内容及意义 |
| 第2章 计算机模拟方法与实验技术 |
| 2.1 模拟与分析方法 |
| 2.1.1 分子动力学模拟 |
| 2.1.2 结构分析方法 |
| 2.2 实验制备及测试技术 |
| 2.2.1 液态氢化技术 |
| 2.2.2 分析测试技术 |
| 第3章 非晶合金中原子堆垛特点及动力学响应 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实施方案 |
| 3.3 非晶合金中原子的分类 |
| 3.4 非晶合金的“梯度原子堆垛结构”模型 |
| 3.5 非晶合金中原子动力学响应的梯度演变 |
| 3.6 非晶合金中软区的结构与量化 |
| 3.7 应用实例 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 液态氢化非晶合金玻璃形成能力提高内在机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实施方案 |
| 4.3 氢致过冷液体热力学行为变化分析 |
| 4.4 氢致过冷液体动力学行为变化分析 |
| 4.5 氢致过冷液体结构变化分析 |
| 4.5.1 Zr-Cu体系 |
| 4.5.2 Ni-Al体系 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 液态氢化非晶合金力学性能改善内在机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实施方案 |
| 5.2.1 实验制备与表征 |
| 5.2.2 分子动力学模拟 |
| 5.3 氢致非晶合金强度和塑韧性同时提升的结构起源 |
| 5.3.1 实验测试结果分析 |
| 5.3.2 计算模拟结果分析 |
| 5.4 Zr含量对非晶合金氢化力学行为的影响 |
| 5.4.1 力学加载与局域原子应变响应 |
| 5.4.2 构型势能与柔性体积 |
| 5.4.3 原子结构 |
| 5.5 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 |
（7）具有强化导热及机械性能的碳基组分增强Si3N4复合材料（论文提纲范文）
| Abstract |
| 摘要 |
| Abbreviations and symbols |
| Chapter 1: Introduction |
| 1.1 Motivation |
| 1.2 Introduction of ceramics |
| 1.2.1 History of ceramics |
| 1.2.2 Classification of ceramics |
| 1.2.3 Fabrication of Advanced Ceramics |
| 1.2.4 Sintering processes of ceramics |
| 1.2.5 HP sintering of ceramics |
| 1.3 Applications of ceramics |
| 1.4 Si_3N_4 ceramics |
| 1.4.1 Crystal structure of Si_3N_4 ceramics |
| 1.4.2 Properties of Si_3N_4 ceramics |
| 1.5 Carbon-based fillers reinforced Si_3N_4 composites |
| 1.5.1 SiC reinforced Si_3N_4 composite |
| 1.5.2 SiC_w reinforced Si_3N_4 composite |
| 1.5.3 Graphene reinforced Si_3N_4 composite |
| 1.5.4 CNT reinforced Si3N4 composite |
| 1.6 References |
| Chapter 2: Thermal conductivity and mechanical properties of SiC/Si_3N_4composite |
| 2.1 Introduction |
| 2.2 Experimental procedure |
| 2.2.1 Composite preparation |
| 2.2.2 Characterization techniques |
| 2.3 Results and discussion |
| 2.3.1 Characterization and microstructure of SiC/Si_3N_4 composite |
| 2.3.2 Density and thermal conductivity of SiC/Si_3N_4 composite |
| 2.3.3 Mechanical properties of SiC/Si_3N_4 composite |
| 2.4 Conclusion |
| 2.5 References |
| Chapter 3: Thermal conductivity and mechanical properties of GNP/Si_3N_4composite |
| 3.1 Introduction |
| 3.2 Experimental procedure |
| 3.2.1 Composite preparation |
| 3.2.2Characterization techniques |
| 3.3 Results and Discussion |
| 3.3.1 Characterization and microstructure of GNP/Si_3N_4 composite |
| 3.3.2 Density and thermal conductivity of GNP/Si_3N_4 composite |
| 3.3.3 Mechanical properties of GNP/Si_3N_4 composite |
| 3.4 Conclusion |
| 3.5 References |
| Chapter 4: Mechanical and structural properties of MWCNT/Si_3N_4 composite |
| 4.1 Introduction |
| 4.2 Experimental Procedure |
| 4.2.1 Composite preparation |
| 4.2.2 Characterization techniques |
| 4.3 Results and discussion |
| 4.3.1 Characterization and microstructure of MWCNT/Si3N4 composite |
| 4.3.2 Density of MWCNT/Si_3N_4 composite |
| 4.3.3 Mechanical properties of MWCNT/Si_3N_4 composite |
| 4.4 Conclusions |
| 4.5 References |
| Chapter 5: Thermal conductivity and mechanical properties CNS/ SiC_w/Si_3N_4composite |
| 5.1 Introduction |
| 5.2 Experimental procedure |
| 5.2.1 Composite Preparation |
| 5.2.2 Characterization techniques |
| 5.3 Results and discussion |
| 5.3.1 Characterization and microstructure of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.3.2 Density of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.3.3 Thermal conductivity of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.3.4 Mechanical properties of CNS/SiC_w/Si_3N_4 composite |
| 5.4 Conclusion |
| 5.5 References |
| Chapter 6: Conclusion and prospect |
| 6.1 Main conclusion |
| 6.2 Innovations and drawbacks |
| Acknowledgements |
| Publications and patents |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（8）激光仿生耦合改性热障涂层的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 热障涂层的研究现状 |
| 1.2.1 热障涂层的结构体系 |
| 1.2.2 热障涂层的材料体系 |
| 1.2.3 热障涂层的制备技术 |
| 1.2.4 热障涂层的失效形式 |
| 1.2.5 改善热障涂层性能的方法与手段 |
| 1.3 生物耦合止裂原理及其仿生抗疲劳设计 |
| 1.3.1 生物耦合止裂功能原理 |
| 1.3.2 多元耦合仿生 |
| 1.3.3 仿生耦合抗热疲劳设计 |
| 1.4 激光仿生耦合改性技术 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 热障涂层仿生结构设计 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 基体材料 |
| 2.2.2 涂层材料 |
| 2.3 热障涂层制备方法 |
| 2.3.1 基体预处理 |
| 2.3.2 粘结层制备 |
| 2.3.3 陶瓷层制备 |
| 2.4 激光仿生耦合改性热障涂层的制备 |
| 2.4.1 激光加工制备系统 |
| 2.4.2 制备的部分激光仿生耦合改性热障涂层 |
| 2.5 涂层组织与性能表征 |
| 2.5.1 显微组织、表面形貌与粗糙度测量 |
| 2.5.2 显微硬度测量 |
| 2.5.3 物相分析 |
| 2.5.4 残余应力测量 |
| 2.5.5 结合强度测试 |
| 2.5.6 隔热性能测试 |
| 2.5.7 热震性能测试 |
| 2.5.8 抗固体颗粒冲蚀性能测试 |
| 2.5.9 抗热腐蚀性能测试 |
| 第三章 仿生耦合热障涂层的工艺参数优化及后热处理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光加工工艺参数优化及分析 |
| 3.2.1 正交试验设计方案 |
| 3.2.2 正交试验结果与分析 |
| 3.2.3 试验因素对单元体宽度及深度的影响规律及分析 |
| 3.2.4 激光加工参数的选择 |
| 3.3 仿生耦合热障涂层的后热处理 |
| 3.3.1 仿生耦合热障涂层的宏观残余应力 |
| 3.3.2 仿生耦合热障涂层的整体去应力退火 |
| 3.3.3 去应力退火对仿生耦合热障涂层残余应力的影响 |
| 3.4 本章小节 |
| 第四章 单元体形态对仿生耦合热障涂层的组织与性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 仿生耦合单元体的微观组织与形貌 |
| 4.2.1 表面形貌 |
| 4.2.2 显微组织 |
| 4.2.3 相结构 |
| 4.2.4 显微硬度 |
| 4.3 单元体形状对仿生耦合热障涂层性能的影响 |
| 4.3.1 不同形状仿生单元体的表面形貌与显微组织 |
| 4.3.2 不同单元体形状仿生耦合热障涂层的结合强度 |
| 4.3.3 不同单元体形状仿生耦合热障涂层的隔热性能 |
| 4.3.4 不同单元体形状仿生耦合热障涂层的抗热震性能 |
| 4.3.5 不同单元体形状仿生耦合热障涂层的抗固体颗粒冲蚀性能 |
| 4.4 单元体间距对仿生耦合热障涂层性能的影响规律研究 |
| 4.4.1 不同单元体间距仿生耦合热障涂层的隔热性能 |
| 4.4.2 不同单元体间距仿生耦合热障涂层的抗热震性能 |
| 4.5 本章小节 |
| 第五章 陶瓷层母材对仿生耦合热障涂层的组织与性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 陶瓷层材料及其影响规律 |
| 5.2.1 不同陶瓷层母体材料的显微组织 |
| 5.2.2 陶瓷层母体材料对单元体表面形貌与显微组织的影响 |
| 5.3 陶瓷层材料对仿生耦合热障涂层性能的影响 |
| 5.3.1 对仿生耦合热障涂层结合强度的影响及分析 |
| 5.3.2 对仿生耦合热障涂层隔热性能的影响及分析 |
| 5.3.3 对仿生耦合热障涂层抗热震性能的影响及分析 |
| 5.3.4 对仿生耦合热障涂层抗热腐蚀性能的影响及分析 |
| 5.4 本章小节 |
| 第六章 单元体材料对仿生耦合热障涂层的组织与性能影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同Ti Al3含量仿生单元体的微观组织与形貌 |
| 6.2.1 表面形貌 |
| 6.2.2 显微组织 |
| 6.2.3 相结构分析 |
| 6.3 单元体材料对仿生耦合热障涂层抗热震性能的影响 |
| 6.4 本章小节 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）网状AlNp的原位构筑及其对铝基体的高温强化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的主要创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 耐热铝合金的研究现状 |
| 1.3 AlN_p增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 AlN的结构与性能参数 |
| 1.3.2 AlN_p增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.4 影响复合材料性能的因素 |
| 1.4.1 基体合金选择 |
| 1.4.2 增强相构型的选择 |
| 1.5 本课题的研究意义及主要内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 研究方法 |
| 2.1 试验的技术路线 |
| 2.2 AlN_p增强铝基复合材料的制备 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.3 复合材料的热处理工艺 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 差示扫描量热分析 |
| 2.3.3 场发射扫描电镜观察 |
| 2.3.4 透射电镜观察 |
| 2.3.5 三维原子探针表征 |
| 2.4 复合材料的性能测试 |
| 2.4.1 密度的测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 拉伸测试 |
| 2.4.4 线性热膨胀系数测定 |
| 第三章 AlN_p的原位合成与网状构筑 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AlN_p合成反应热力学 |
| 3.3 AlN_p在不同铝合金熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.1 AlN_p在Al-Cu熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.2 AlN_p在Al-Fe熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.3 AlN_p在Al-Mn熔体中的合成及稳定性 |
| 3.3.4 AlN_p在Al-Si熔体中的合成及稳定性 |
| 3.4 AlN_p的尺寸及分布调控 |
| 3.4.1 尺寸调控 |
| 3.4.2 网状构筑 |
| 3.5 AlN_p网状结构的表征 |
| 3.5.1 AlN_p-AlN_p界面结构 |
| 3.5.2 AlN_p-Al界面结构 |
| 3.5.3 AlN_p三维网状结构的表征 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 网状AlN_p的强化效果及强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 网状AlN_p-Al复合材料的微观组织 |
| 4.2.1 不同质量分数网状AlN_p-Al复合材料 |
| 4.2.2 α-Al的取向分布 |
| 4.3 网状AlN_p-Al复合材料的室温性能 |
| 4.3.1 网状AlN_p-Al复合材料的密度 |
| 4.3.2 网状AlN_p-Al复合材料的硬度 |
| 4.3.3 网状AlN_p-Al材料的拉伸性能 |
| 4.3.4 网状AlN_p-Al的室温强化机理 |
| 4.4 网状AlN_p-Al复合材料的高温性能 |
| 4.4.1 网状AlN_p-Al复合材料的高温硬度 |
| 4.4.2 网状AlN_p-Al复合材料的高温拉伸性能 |
| 4.4.3 网状AlN_p-Al复合材料的热膨胀系数 |
| 4.5 网状AlN_p-Al复合材料的高温强化行为 |
| 4.5.1 高温拉伸过程中的组织演变规律 |
| 4.5.2 网状AlN_p的高温强化机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 Cu、Si、Mn对网状AlN_p-Al-Fe复合材料性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 AlN_p-Al-0.3Fe复合材料的微观组织 |
| 5.3 Cu、Si、Mn对复合材料微观组织的影响 |
| 5.4 Cu、Si、Mn对复合材料性能的影响 |
| 5.5 Cu、Si、Mn对复合材料断裂行为的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 深冷处理对网状AlN_p-Al-Cu复合材料组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 AlN_p-Al-0.4Cu复合材料的微观组织 |
| 6.3 深冷处理对复合材料微观组织的影响 |
| 6.4 深冷处理后复合材料高温拉伸性能与断裂行为 |
| 6.5 深冷处理对复合材料高温拉伸变形行为的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录Ⅰ: 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附录Ⅱ: 攻读博士学位期间参与的项目 |
| 附录Ⅲ: 参加的学术会议 |
| 附录Ⅳ: 获得奖励 |
| 附录Ⅴ: 本文制备的耐热AlN_p增强铝基复合材料性能鉴定报告 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（10）异种钢焊接接头过渡区域力学行为及组织调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号对照表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 异种钢焊接接头中过渡区域的力学行为研究现状 |
| 1.2.1 异种钢焊接接头中Type-Ⅱ型晶界力学行为研究现状 |
| 1.2.2 异种钢焊接接头中“白亮层”力学行为研究现状 |
| 1.3 异种钢焊接接头过渡区域组织研究现状 |
| 1.3.1 异种钢焊接接头中的二型晶界(Type-Ⅱ晶界) |
| 1.3.2 异种钢焊接接头过渡区域中的“白亮层”与马氏体组织 |
| 1.4 影响异种钢接头过渡区域组织形成因素及调控方法研究现状 |
| 1.4.1 影响Type-Ⅱ型晶界形成因素及Type-Ⅱ型晶界的消除 |
| 1.4.2 影响“白亮层”组织形成因素及调控方法 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第二章 异种钢焊接接头过渡区域力学行为分析和研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实际工况中SA508-3/EQ309L接头过渡区域失效行为分析 |
| 2.3 基于引导式力学测试方法对过渡区域组织力学行为的研究 |
| 2.3.1 试验材料及制备方法 |
| 2.3.2 引导式力学测试方法 |
| 2.3.3 过渡区域在单边缺口引导拉伸条件下的力学性能及行为研究 |
| 2.3.4 过渡区域组织在界面剪切条件下的力学性能及行为研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 典型异种钢焊接接头(SA508-3/EQ309L)过渡区域组织、性能特征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SA508-3/EQ309L接头过渡组织及硬度变化的Jmat Pro预测 |
| 3.3 SA508-3/EQ309L异种钢焊接接头过渡区域微观分析方法 |
| 3.3.1 微观组织分析方法及相应的试样制备方法 |
| 3.3.2 纳米压痕试验方法 |
| 3.4 SA508-3/EQ309L实际接头中过渡区域的基本特征研究 |
| 3.4.1 过渡区域的三种典型界面形貌 |
| 3.4.2 过渡区域的界定和组织特征分析 |
| 3.5 过渡区域显微硬度分布特征 |
| 3.6 SA508-3/EQ309L接头过渡区域组织性能与Jmat Pro预测结果的差异 |
| 3.7 基于纳米压痕法的“白亮层”微区性能变化分析 |
| 3.7.1 基于纳米压痕法微区应力应变曲线的计算方法 |
| 3.7.2 “白亮层”应力应变曲线的求解与分析 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 热循环、应力及材料差异对异种钢焊接接头过渡区域形成的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验设计及制样方法 |
| 4.2.1 不同焊接热循环下的试验 |
| 4.2.2 外加应力条件下的试验 |
| 4.2.3 采用不同堆焊材料的试验 |
| 4.3 针对热循环差异对过渡区域影响的研究 |
| 4.3.1 过渡区域在不同焊接热循环下的变化 |
| 4.3.2 过渡区域马氏体层在二次热循环下的变化 |
| 4.4 针对外加应力对过渡区域影响的研究 |
| 4.5 针对不同堆焊材料对过渡区域影响的研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 过渡区域马氏体生长机理及组织调控工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 过渡区域马氏体组织生长行为研究 |
| 5.2.1 控制过渡区域马氏体组织生长宽度的关键元素探究 |
| 5.2.2 过渡区域中具有不同特征的马氏体组织生长机理分析 |
| 5.3 针对过渡区域马氏体组织生长调控的工艺控制模型 |
| 5.3.1 菲克定律的适用性及类稳态数学模型的建立 |
| 5.3.2 基于MIG焊SA508-3/Ni52M过渡区域马氏体组织宽度控制方程的建立 |
| 5.3.3 基于控制方程的MIG焊SA508-3/Ni52M接头的工艺设计 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 附录A 用于Jmat Pro计算的成分取点列表 |
| 附录B 应力应变曲线计算中涉及的纳米压痕法获的数据列表 |
| 附录C 根据PTCLab计算的G-T关系中的24个变体 |
| 攻读博士期间发表的论文 |
四、Effect of Rare Earth Elements on Dynamics of Thermal Fatigue Crack′s Propagation in Low Alloy White Cast Iron（论文参考文献）
- [1]New innovations in pavement materials and engineering:A review on pavement engineering research 2021[J]. JTTE Editorial Office,Jiaqi Chen,Hancheng Dan,Yongjie Ding,Yangming Gao,Meng Guo,Shuaicheng Guo,Bingye Han,Bin Hong,Yue Hou,Chichun Hu,Jing Hu,Ju Huyan,Jiwang Jiang,Wei Jiang,Cheng Li,Pengfei Liu,Yu Liu,Zhuangzhuang Liu,Guoyang Lu,Jian Ouyang,Xin Qu,Dongya Ren,Chao Wang,Chaohui Wang,Dawei Wang,Di Wang,Hainian Wang,Haopeng Wang,Yue Xiao,Chao Xing,Huining Xu,Yu Yan,Xu Yang,Lingyun You,Zhanping You,Bin Yu,Huayang Yu,Huanan Yu,Henglong Zhang,Jizhe Zhang,Changhong Zhou,Changjun Zhou,Xingyi Zhu. Journal of Traffic and Transportation Engineering（English Edition）, 2021
- [2]稀土Ce在钢中的赋存状态及对钢力学性能和腐蚀性能的影响机理研究[D]. 刘香军. 内蒙古科技大学, 2021
- [3]厚大断面42CrMo4钢组织调控与强韧化机制研究[D]. 孙宸. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]铝含量对Ti-Al二元合金力学性能的影响[D]. SABRY SAID YOUSSEF HUSSEIN. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [5]利用天然矿物制备Fe-Al2O3复合材料及矿物中微量元素对其性能的影响机理研究[D]. 陈宇昕. 内蒙古科技大学, 2020(05)
- [6]液态氢化非晶合金玻璃形成能力及力学性能改善机理[D]. 王斌斌. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [7]具有强化导热及机械性能的碳基组分增强Si3N4复合材料[D]. Adil Saleem Khan. 山东大学, 2020(10)
- [8]激光仿生耦合改性热障涂层的组织与性能研究[D]. 张盼盼. 吉林大学, 2019(02)
- [9]网状AlNp的原位构筑及其对铝基体的高温强化机制[D]. 马霞. 山东大学, 2019
- [10]异种钢焊接接头过渡区域力学行为及组织调控研究[D]. 王清曌. 上海交通大学, 2019(06)