一、稀有金属材料与工程（论文文献综述）
赵秦阳,陈永楠,徐义库,赵永庆[1]（2021）在《钛合金材料低成本化制备技术进展与展望》文中进行了进一步梳理钛合金因具有优异的综合性能在航空航天等领域获得重要应用,但是钛合金材料的高成本限制了其在海洋工程、兵器、民用等领域的应用拓展。钛合金材料的低成本化制备技术是目前钛领域研究的热点方向之一。本文以每年加工材产量最多的板材、棒材、管材为例,简要介绍了目前的低成本化制备技术,包括不含贵重元素的低成本钛合金研发技术、利用钛残料的低成本熔炼技术、一次熔炼技术,以及钛板材、棒材、管材高效短流程的低成本化加工技术等,并提出了钛合金材料低成本化制备技术的未来发展方向。
彭强[2]（2021）在《大规格BT22（Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe）钛合金铸锭生产工艺研究》文中指出BT22钛合金是重要的航空结构材料,用于制造飞机发动机叶片、起落架等。其合金元素含量高达12.7%,其中高熔点合金含有5%,易偏析合金2%,并含有5%的低熔点合金,容易发生偏析等质量缺陷,因此熔炼工艺的选择非常重要。本研究采用真空自耗电弧炉熔炼BT22钛合金,通过小规格铸锭的试制和计算机模拟,研究铸锭冶金质量影响因素和控制措施,并开展大规格铸锭的工业化生产,研究生产工艺的可靠性。论文主要研究内容如下:进行了规格为Φ622 mm重2000 kg的小锭真空熔炼试验,研究了原料选择、合金添加、熔炼工艺对冶金质量的影响。研究表明,为了制备混料均匀的单块电极,在原料选择时应当使用高等级小粒海绵钛和小粒度并且尺寸均匀的中间合金,其中金属Cr的粒度应控制在3 mm以内;通过保证单块电极混料均匀,确保自耗电极焊接质量,规范各道工序清理和防护,加强熔炼过程管理,能够降低α缺陷;通过原料的合理选择和采用“一小二大三适中”的工艺,并且在电极制备和真空熔炼过程中,严格管控,避免带入新的污染物,可有效降低高密夹杂;通过对原料选择、合金添加方式、电极制备、氧含量控制、工艺参数（熔炼功率、磁场、热封顶）、合金元素偏析行为以及铸锭冶金质量影响因素的分析,提出了解决措施,确定了BT22钛合金合理的生产工艺。研究中通过对电磁场控制模型、流场控制模型、温度场控制模型、熔池控制模型分析,建立VAR熔炼的计算机仿真数学模型,模拟了Φ820 mm规格、投料量6.8 t的BT22铸锭的熔炼过程。研究发现,铸锭熔池深度随输入能量大小变化,首先形成小熔池,然后熔池深度逐渐增加,最终深度又逐渐降低。采用适合的熔炼工艺参数,可降低合金元素偏析程度,得到化学成分均匀的铸锭。熔炼过程中,底部最先开始冷却,随后结晶器四壁开始冷却;从而在铸锭底部和边部形成细晶区,中部形成柱状晶区,头部为等轴晶区和缩孔位置。模拟结果还表明,采用“小电流、低熔速”的熔炼工艺,可以形成相对稳定、扁平状的液态熔池,从而减少偏析现象。在上述基础上,进行了Ф820 mm规格BT22铸锭的试生产,研究大规格铸锭生产工艺的稳定性。研究表明,通过采用2～12.7 mm小颗粒海绵钛和强磁过筛控制,能避免原料中高密物质的带入,能有效提高铸锭的冶金质量。通过精准测量海绵钛和中间合金重量,采用自动混布料系统,并在焊接前进行电极块掉头处理,可以提高铸锭的化学成分均匀性。通过真空焊箱焊接一次电极,能有效降低因氧化造成的低密夹杂等冶金缺陷。试生产的Ф820 mm规格BT22铸锭,化学成分均匀,通过对20个铸锭的化学元素统计分析,表明生产工艺稳定、可靠;对铸锭锻造后的Ф400 mm棒材的性能测试表明,各项指标满足设计和使用要求。
张晓琳[3]（2021）在《锻态Ti-6Al-7Nb合金高温热变形行为研究》文中提出Ti-6Al-7Nb合金是继Ti-6Al-4V钛合金材料之后的一种新型钛合金材料,该钛合金综合力学性能表现优异,是目前国内外钛合金领域的研制热点之一,可广泛应用于航天、航空、军事设备、民用设备及生物工程设备中的关键构件。金属材料热成型工艺是Ti-6Al-7Nb合金构件制备技术的重要环节,决定着Ti-6Al-7Nb合金构件的综合力学性能、设备可靠性及使用寿命等。为了获得综合性能优异的Ti-6Al-7Nb合金塑性成形构件,需对该材料的变形行为进行研究,结合基础的材料试验及工艺仿真模拟技术,从宏观和微观角度对Ti-6Al-7Nb合金的热塑性成形工艺展开探索,为获取高质量的钛合金构件提供技术支撑。本文采用试验研究及有限元数值模拟仿真技术相结合的研究方法,以Ti-6Al-7Nb合金的热塑性变形工艺研究为主线,在等温热压缩试验的基础之上,研究了Ti-6Al-7Nb合金的四种热塑性变形本构方程关系,获得了不同理论基础的能耗图、失稳图及热加工图,并对本构关系及热加工图精度和适用性进行了对比和评价,揭示Ti-6Al-7Nb合金的热压缩变形的宏微观变化规律。同时,研究了不同变形条件下Ti-6Al-7Nb合金的微观组织演变规律,分析了该钛合金材料的流变特征和形变强化特征,并对该钛合金的动态再结晶行为进行研究,获取了Ti-6Al-7Nb合金动态再结晶临界条件。最后,结合有限元仿真模拟,对典型Ti-6Al-7Nb合金圆盘类零件进行了塑性成形仿真,分析了变形工艺参数对成形性能的影响,获取了能够稳定、高效和高质量充型的Ti-6Al-7Nb合金盘件零件等温模锻成型工艺参数。主要研究结果如下:利用Gleeble-3500热模拟压缩试验机对变形温度在750～1173K范围、应变速率在0.005～10s-1范围、变形量为60%时的Ti-6Al-7Nb合金进行等温恒应变速率压缩试验,获取了该钛合金的流动应力—应变数据,发现变形温度与应变速率对该钛合金的流动应力曲线变化影响较大,而且该钛合金的热塑性变形过程中存在形变强化和流动软化现象,变形温度与应变速率对Ti-6Al-7Nb合金的形变强化和流动软化作用具有较复杂影响。基于Ti-6Al-7Nb合金的流动应力—应变数据,建立了Arrhenius、Zerilli-Armstrong、Johnson-Cook和人工神经网络热变形塑性本构方程模型,发现四种本构方程模型的预测能力存有显着差异,特此,引入相关系数R与相对误差绝对值平均ARRE对本构模型的预测精度进行量化评价。人工神经网络模型在预测精度及线性相关性中均具有较佳精度。不同本构模型关系对Ti-6Al-7Nb合金流变应力预测的适用范围不同,Arrhenius本构方程模型适用于高应变速率、低温和高温形变条件;Zerilli-Armstrong本构方程模型适用于高应变速率、低变形温度条件;Johnson-Cook本构方程模型适用于高应变速率或较低和较高变形温度条件。通过建立Ti-6Al-7Nb合金热塑性变形的Murty及Prasad能量耗散图,并绘制出了不同失稳判据下的失稳图,最终确定出Prasad、Murty和Malas理论的热加工图。通过对不同热加工图的研究及分析,发现应变速率和变形温度对于失稳区域的分布状况影响显着,采用不同失稳准则而获得的热加工图失稳区域差异性较大,综合来看三种热加工图的精确度顺序为:Murty>Malas>Prasad。利用应变速率敏感性指数m、温度敏感性指数s和应变硬化指数n1对Ti-6Al-7Nb合金的塑性流变和形变强化进行量化表征,发现材料在不同变形条件下的流变能力、流动软化及形变强化具有显着差异。研究了变形温度和应变速率对微观组织的影响规律,阐明了Ti-6Al-7Nb合金微观组织演变规律及热变形后的物相状态,同时应用动态再结晶临界条件,对该钛合金动态再结晶临界应变进行分析,确定该钛合金在热塑性变形时的动态再结晶临界应变条件。通过仿真模拟与试验结果比对,发现有限元仿真能够较精确实现Ti-6Al-7Nb合金热加工过程的预测,另外,对典型的Ti-6Al-7Nb合金圆盘类零件进行有限元仿真建模,分析并探讨工艺参数对该钛合金变形的应力状况、材料体积与形状变化能力的影响,综合分析知:坯料高径比为1.754、温度1073K、变形速度为1.0mm/s及摩擦因子为0.4时,可实现该钛合金圆盘类构件的稳定、高效和高质量充型。
宋伟[4]（2020）在《TC4合金在腐蚀及高温环境下的微动磨损研究》文中认为TC4钛合金综合性能优异,被广泛应用于航空发动机和汽轮机叶片的制造过程中,但TC4钛合金质软、耐磨性差的特性使得叶片与转子的联接结构处容易发生微动损伤。据统计,有近20%的航空发动机事故是由榫槽联结结构失效造成的,有约30%的汽轮机事故是由榫槽结构失效引起的。到目前为止,关于TC4钛合金微动磨损行为及损伤机制还缺乏全面而深入的了解,因此研究TC4钛合金在不同环境下的微动磨损行为及微动磨损机制具有重要的理论意义和工程应用价值。本文利用光学显微镜、激光共聚焦显微镜、扫描电子显微镜、微区X射线衍射仪、X射线能谱仪、拉曼光谱仪、电化学工作站等手段,对磨痕表面、剖面的形貌、元素、电化学变化等进行表征与检测,通过建立简化模型,系统研究了TC4钛合金在不同环境、不同工况条件下的微动磨损行为,探讨了微动磨损机理及组织损伤机制,取得了以下成果:（1）在空气环境下,随位移幅值的增大,TC4钛合金微动运行模式由部分滑移向混合滑移转变,最终转变成完全滑移;而随法向载荷的增加使微动运行模式由完全滑移向混合滑移、部分滑移转变。部分滑移模式下,摩擦系数小且稳定,表面可见明显的粘着区和微滑区结构,材料组织的微动损伤主要发生在以氧化磨损、粘着磨损以及疲劳磨损为主的微滑区;混合滑移模式下,粘着区消失,微滑区占据整个磨痕表面,主要以氧化磨损和疲劳磨损为主,并伴有严重的磨屑堆积;完全滑移模式下,摩擦系数波动剧烈,磨损体积急剧增加,磨屑的演变对微动过程的影响更为明显,磨损机制变为氧化磨损、磨粒磨损、疲劳磨损伴有轻微粘着磨损。（2）在纯水环境下,位移幅值与法向载荷的变化对TC4钛合金的微动运行模式的影响表现一致。水介质的润滑与冷却作用,抑制了粘着磨损的发生,摩擦系数显着下降;同时水介质的存在有助于磨粒磨损的发生,磨损体积显着增大,磨损轮廓较深;腐蚀和磨损的交互作用比率出现负值且占比非常轻微,说明纯水的导电性能差,几乎没有腐蚀作用,只有润滑的作用,TC4合金材料的流失量主要是由机械磨损和磨粒磨损造成。（3）在海水环境下,相同实验工况下,TC4钛合金仅存在混合滑移和完全滑移两种运行模式,并未出现部分滑移模式;在模拟海水中,溶液中的Cl-在摩擦过程中形成氯化物润滑膜使其具有比纯水更优异的润滑性能,摩擦系数进一步减小;在机械作用和Cl-渗透的共同影响下,材料流失加剧,与纯水相比磨损体积进一步增大,磨损与腐蚀间体现出复杂的“正”交互作用,磨损机制主要为磨粒磨损和腐蚀磨损。（4）在高温环境下,TC4钛合金的摩擦系数和磨损体积据出现不同程度的下降,并随温度的升高下降幅度增大。与常温环境相比,高温有助于氧化磨屑层的形成,有效的阻隔摩擦副的直接接触,降低磨损程度,磨损机制主要为氧化磨损、粘着磨损。（5）与TC4合金相比,LSP-TC4合金的摩擦系数、磨损体积都显着降低,磨损机制以粘着磨损和氧化磨损为主,未发现明显的材料剥层出现。激光冲击强化可以使钛合金表层发生高密度位错,形成强度和硬度较高的纳米晶层并引入大量残余压缩应力,能够有效抑制微动裂纹的萌生与扩展,提高钛合金抗微动磨损性能,是一种行之有效的工程化强化手段。
张庆磊,郝振华,李静,宋建勋,朱锦鹏,车玉思,舒永春,何季麟[5]（2020）在《感应等离子体球化法制备球形金属粉体的研究进展》文中提出原料粉体的质量已经成为制约金属3D打印发展的瓶颈因素。感应等离子体球化法制备所得的金属粉体具有球化率高、球形度高、杂质含量低和粒径可控等优点,是当前最有希望实现3D打印用高性能球形金属粉体大规模工业化生产的技术。本文阐述了感应等离子球化技术的工作原理、发展历程和技术特点,着重介绍了利用该技术制备钨、钼、钛等金属球形粉体的研究现状,在此基础上探讨了感应等离子球化技术亟待解决的难点问题以及未来的发展趋势。
柳奎君[6]（2020）在《ECAP+旋锻变形超细晶纯钛疲劳裂纹扩展行为研究》文中进行了进一步梳理本文通过2道次ECAP变形（等效应变量约0.75）和ECAP+旋锻变形（等效应变量约2.58）,以及旋锻后300℃、400℃退火1h,获得4种具有不同组织的超细晶纯钛。分析了4种超细晶纯钛的组织演变和力学性能,并从裂纹扩展速率、裂纹扩展路径、疲劳断裂机理等方面研究了4种超细晶纯钛的疲劳裂纹扩展行为,主要研究结果如下:2道次ECAP变形后,纯钛的强度显着增高,其显微组织由宽度约为1μm的板条组织和孪晶构成,且晶粒尺寸不均匀;后续的旋锻变形使ECAP变形纯钛的组织不均匀性得到改善,强度进一步提高,形成晶粒尺寸约为200 nm的超细晶组织;旋锻变形后随退火温度的升高,超细晶纯钛的晶粒尺寸增大,位错密度降低,导致其断裂延伸率升高,强度降低。标准单边缺口拉伸试样（SENT）的疲劳裂纹扩展速率测试结果显示,微观组织对超细晶纯钛的疲劳裂纹扩展具有显着影响,存在疲劳裂纹扩展速率转折点将疲劳裂纹扩展速率曲线分为近门槛区和稳定扩展区。在近门槛区,ECAP+旋锻变形纯钛的ΔKth最高,约9.6 MPa·m1/2,其中ECAP变形纯钛的裂纹扩展速率高于ECAP+旋锻变形纯钛,ECAP+旋锻变形纯钛的裂纹扩展速率随退火温度的升高而增加;在稳定扩展区,旋锻后400℃退火纯钛的抗裂纹扩展能力最强,ECAP变形纯钛和ECAP+旋锻变形纯钛次之,旋锻后300℃退火纯钛的抗裂纹扩展能力最弱。ECAP变形纯钛和旋锻后400℃退火纯钛的裂纹路径较曲折,断面起伏较大;ECAP+旋锻变形纯钛和旋锻后300℃退火纯钛的裂纹路径较平直。其中,ECAP+旋锻变形纯钛的裂纹扩展初期观察到多条细小裂纹,只有一条成为主裂纹,使ECAP+旋锻变形纯钛具有最高的裂纹萌生寿命,故ECAP+旋锻变形纯钛的疲劳寿命也最高。4种超细晶纯钛试样的疲劳断裂过程是由解理断裂逐渐转向韧性断裂。ECAP变形纯钛以穿晶断裂与沿晶断裂的组合断裂为主,稳定扩展区断面具有明显的裂纹闭合接触痕迹。ECAP+旋锻变形纯钛及旋锻后退火纯钛试样裂纹扩展以沿晶断裂为主,且断面的二次裂纹较多。故裂纹闭合、裂纹偏折、二次裂纹以及断裂方式的差异是导致4种超细晶纯钛裂纹扩展速率差异的原因。不同应力比（R=0.1,0.5）的疲劳裂纹扩展实验结果显示,应力比对4种超细晶纯钛的疲劳寿命和裂纹扩展速率有显着影响。其中ECAP变形和旋锻后400℃退火纯钛的疲劳寿命N在0.5条件下增大,而ECAP+旋锻变形纯钛和旋锻后300℃退火纯钛的疲劳寿命N在0.5条件下减小。应力比由0.1增加至0.5,4种超细晶纯钛的疲劳裂纹扩展速率均增大,而ΔKth均减小,其中ECAP+旋锻变形纯钛的ΔKth减小幅度最大,ΔKth的差值约4.4 MPa·m1/2。
熊爱虎[7]（2020）在《反应合成AgCuOSnO2复合材料累积挤压变形的有限元模拟》文中认为综合AgCuO和AgSnO2的高度互补特性,开发新型AgCuOSnO2接触材料是替代有毒“万能触点材料”Ag Cd O的前景途径之一。材料生产包括坯料的制备及加工成型两个阶段,关于复相氧化物增强Ag基复合材料的制备研究者们已进行了相当深入的研究,但对于AgCuOSnO2接触材料的加工过程尤其是热挤压工艺却未见报道,而加工工艺对型材的性能却有着实质性影响。为此,本文基于反应合成法制备的AgCuOSnO2坯料,通过MSC Marc有限元分析探究了第二相颗粒尺寸、挤压工艺（预热温度、锥形模角度、挤压速度）对材料挤压过程中应力、应变和组织等影响,并与实际挤压实验相互验证,得出下列结论:物相、能谱及显微组织分析表明,复压复烧态坯料中仅含有Ag、Cu O、SnO2三种物相;Cu O和SnO2颗粒主要以环状团簇形式存在并分布成网,其中Cu O颗粒为深灰色而SnO2则是浅灰色,且皆存在大、中、小三种尺寸类型。在探究颗粒尺寸的影响时发现,随颗粒尺寸的减小第二相颗粒分散性逐渐增加,而坯料发生“缩尾”的可能性则不断下降;立方Cu O将向纤维化演变,其纤维化程度是随颗粒及其环状团簇尺寸的减小而增加、坯料中段>前端>后端及表层强于芯部;部分Cu O纤维将发生弯曲,屈曲度则与颗粒及其环状团簇尺寸呈正相关。此外,坯料前端和后端存在与挤压方向不一致的纤维Cu O,差异程度与颗粒大小呈负相关。在探究预热温度的影响时发现,提高预热温度将引起应力降低、颗粒弥散及金属流动性变好,这有利于减小模具磨损深度但会减弱Cu O纤维化程度;在轴向和径向上都出现了温度梯度,且两者温度随挤压的进行表现出相反规律,存在径向温差基本为零的挤压时刻,而提高预热温度将加快这一时刻的到来。在探究模具角度的影响时发现,挤压角度的增大将导致坯料应力及“缩尾”程度均表现先降后增的趋势,45°挤压时坯料的应力、“缩尾”最小且颗粒分散性最好;挤压前期（坯料未进入定径带）,随着挤压角度的增大第二相颗粒的形变程度及趋势越小,而在挤压后期至结束,其却与挤压角度呈正相关。在探究挤压速度的影响时发现,挤压速度从1.8 mm/s增至5.8 mm/s,材料的应力一直保持降低,这表明坯料已经进入应力、应变下降阶段;增大挤压速度将造成增强相颗粒自身的强应力覆盖范围扩大,且环状氧化物颗粒团簇的轴向拉伸率先增后减,而径向压缩却一直降低,3.8 mm/s下颗粒弥散效果最佳。材料挤压态显微组织及力学性能测试表明:有限元模拟结果中的组织形态在实际挤压态型材中都存在,如倒“S”、“C”形的Cu O纤维,但还存在模拟结果中未发现的情况,一是SnO2颗粒将沿着Cu O纤维聚集而在单斜Cu O颗粒周围基本不存在;二是在Cu O纤维即将断裂或断裂处同样存在大量的SnO2,这说明SnO2的存在可能促进了Cu O纤维的断裂;挤压态电阻率较复压复烧态的降低了68.1%,而硬度只增大了8.9%,意味着挤压工艺有助于大幅度提高材料的导电性而维持材料的加工性能。
王锟,王永欣,卫普,卢艳丽,张静,陈铮[8]（2019）在《微观相场模型及其在合金固态相变中的应用》文中研究指明材料科学与工程领域中,相场法是计算材料学的重要分支。相场法在模拟与预测材料微观组织、形貌演化等方面的作用越来越突出。材料微观组织决定其宏观服役性能。商业合金材料性能的改变与控制,在很大程度上依赖于精细调控固态相变过程以期获得理想的微组织图斑。实验对于合金材料固态相变的分析侧重于结果的观测与讨论,对于相变动力学过程研究较少。基于微观扩散理论的相场模型在原子尺度上研究合金固态相变过程,这显着不同于其它的相场模型。本文系统综述了微观相场模型在合金固态相变方面的研究思路及研究成果。在此基础上,阐述了当前研究的难点,展望了微观相场在固态相变领域的发展前景,最后特别指出了微观相场在合金相变方面未来的研究方向。
王欣晗[9]（2019）在《大塑性变形及热处理对Ti-1300合金组织及性能的影响》文中指出本文利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、高分辨透射电子显微镜（HRTEM）、X射线衍射仪（XRD）、室温力学性能测试等方法,研究Ti-1300合金ECAP（Equal Channel Angular Pressing）变形及后续时效热处理的组织结构、析出相及力学性能变化规律。研究获得的主要结论如下:Ti-1300合金经过ECAP变形后,晶粒未发生破碎,晶界清晰可见,晶界出现大量的正负刃型位错与螺位错,增加了位错滑移的难度;晶内组织出现大量的剪切滑移带。2道次ECAP变形后,晶内相互交错的剪切滑移带增加,组织内部板条界面更为清晰、平直,板条平均宽度约为50 nm,位错密度增大。900°C固溶态Ti-1300合金经2道次ECAP变形后出现{332}<113>纳米孪晶结构,孪晶宽度约为70nm。Ti-1300合金经ECAP变形后,随着变形道次的增加,原始（110）[11?1]织构逐渐转变为α织构,并形成D织构及立方织构1道次变形组织中几乎全部转变为亚结构,2道次变形后亚结构含量下降,而变形晶粒变形增加;且随着变形道次的增加,小角度晶界逐渐增加。对不同状态的Ti-1300合金进行时效处理发现,在α+β两相区固溶+时效处理后,在保留部分αp相的同时析出αs相;在β单相区固溶+时效处理后,αs相在整个β基体上析出。随着时效时间的增加,αs相的含量不断增加,合金的硬度先快速增加随后逐渐趋于平稳状态。经预变形处理后的Ti-1300合金,其组织内部产生大量的滑移线及缺陷,滑移线及晶体缺陷的产生增加了组织内部的畸变能,为αs相的形核及长大提供重要条件,从而导致相同时效条件下,经预变形的组织αs相析出速率加快,析出相百分比增加,合金硬度增加。
曹宇霞[10]（2019）在《WSTi3515S阻燃钛合金热变形行为研究》文中提出WSTi3515S阻燃钛合金是一种全β型阻燃钛合金,具有良好的阻燃和综合力学性能,但由于钛合金高温变形抗力大,易开裂,限制了其大规模的工程化应用。因此,探索和发展钛合金的塑性加工特性,研究适合于钛合金的热变形工艺具有非常重要的意义。本文以锻后退火态WSTi3515S阻燃钛合金为对象,通过等温热模拟压缩试验,研究该合金在不同热变形条件下的力学行为及组织演变规律,建立相应的本构方程、热加工图以及动态再结晶动力学模型。主要研究内容和结果如下:通过分析WSTi3515S阻燃钛合金在热变形过程中的应力-应变曲线,发现该合金的应力-应变曲线首先骤增达到峰值后逐渐缓慢减小趋于平缓,且随变形温度升高和应变速率降低流变应力减小;当应变速率较小(5×10-4～1×10-2s-1)时,应力-应变曲线为动态再结晶型曲线,应变速率较大(0.1～10s-1)时,流变应力曲线表现为动态回复型曲线;基于Arrhenius方程建立了WSTi3515S合金的热变形本构方程,并计算获得其热变形激活能为252.445KJ/mol,该本构方程可用于描述合金热变形的稳态流动阶段。根据动态材料模型（DMM）并基于Prasad失稳判据建立了WSTi3515S阻燃钛合金热变形加工图。失稳变形区出现在800～840℃,1×10-2～10s-1的变形范围内,在实际生产过程中应避开此变形区域;低能量耗散区集中在800～840℃、5×10-4～1×10-2s-1和840～920℃、1×10-2～10s-1的变形区,此时虽然处于安全区,但变形困难,不利于动态再结晶的进行;能量耗散率峰值出现在较高温度低应变速率区(840～920℃,5×10-4～1×10-2s-1),动态再结晶充分进行,可得到优异的综合力学性能,是最佳变形区。通过对WSTi3515S阻燃钛合金热压缩变形的微观组织演变分析,发现:随变形温度增加,WSTi3515S合金的初始等轴状β晶粒逐渐被动态回复以及动态再结晶形核长大形成的新晶粒取代;在应变速率为10～0.1s-1时,较大的应变速率导致原始β晶粒扭曲变形,晶界破碎,随应变速率减小,微观组织逐渐被动态回复导致的多边形原始晶粒和大量动态再结晶晶核占据;在低应变速率1×10-2～5×10-4s-1的条件下,由于动态再结晶的晶核长大,获得细小、均匀的再结晶等轴晶粒。在组织演变的基础上,结合力学特征,建立了WSTi3515S阻燃钛合金在热变形条件下发生动态再结晶的临界应变方程,并发现该合金热变形时动态再结晶临界应变和临界应力均随Zener-Holomon参数方程的增加而增大;基于KM方程建立了动态再结晶位错密度演变模型,表明随着WSTi3515S合金热变形的进行,位错密度表现出先增大后减小最后保持不变的变化趋势,且随变形温度升高和应变速率减小位错密度逐渐降低;建立了WSTi3515S合金再结晶体积分数模型,当应变量达到临界应变时,随真应变的增加,不同变形条件下的动态再结晶体积分数(XDRX)增长速度由快变慢,直到实现完全动态再结晶。
二、稀有金属材料与工程（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、稀有金属材料与工程（论文提纲范文）
（1）钛合金材料低成本化制备技术进展与展望（论文提纲范文）
| 1 低成本钛合金 |
| 2 钛合金低成本熔炼技术 |
| 2.1 残料添加 |
| 2.2 一次熔炼技术 |
| 3 低成本板材制备技术 |
| 4 低成本无缝管材制备技术 |
| 5 低成本钛合金棒材制备技术 |
| 6 结语 |
（2）大规格BT22（Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe）钛合金铸锭生产工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 稀有金属的冶金特点 |
| 1.3 钛的主要物理性能及应用 |
| 1.4 钛及钛合金铸锭现代熔炼技术 |
| 1.4.1 真空自耗电弧炉熔炼法 |
| 1.4.2 冷床炉熔炼法(CHM法) |
| 1.4.3 目前我国钛熔炼技术状况 |
| 1.5 BT22(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)合金 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 原辅材料的选择 |
| 2.3 BT22钛合金铸锭的生产 |
| 2.3.1 合金元素的加入方式 |
| 2.3.2 自耗电极的制备 |
| 2.3.3 真空自耗电极熔炼 |
| 2.3.4 铸锭取样及超声波探伤 |
| 3 Φ620 mm规格BT22钛合金铸锭的试制、缺陷分析及冶金质量控制 |
| 3.1 BT22钛合金冶金质量缺陷产生的原因分析及预防措施 |
| 3.1.1 α稳定脆性缺陷产生的原因及预防措施 |
| 3.1.2 高密度夹杂缺陷(HDI)产生原因与预防措施 |
| 3.1.3 BT22钛合金“黑斑”产生原因与预防措施 |
| 3.2 BT22钛合金过程控制对铸锭冶金质量的影响分析 |
| 3.2.1 真空自耗电弧炉熔炼工艺特点 |
| 3.2.2 BT22钛合金中合金元素偏析行为 |
| 3.2.3 合金元素加入方式 |
| 3.2.4 自耗电极制备 |
| 3.2.5 铸锭氧含量的控制 |
| 3.2.6 熔炼工艺参数对合金铸锭的影响 |
| 3.3 Φ620 mm规格BT22钛合金铸锭的熔炼 |
| 3.3.1 原材料 |
| 3.3.2 合金添加剂加入方式的选择 |
| 3.3.3 配比确定 |
| 3.3.4 电极制备 |
| 3.3.5 铸锭熔炼 |
| 3.3.6 实验结果及讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Φ820 mm规格BT22钛合金铸锭熔炼工艺的仿真模拟 |
| 4.1 数学模型的建立 |
| 4.1.1 电磁场控制模型 |
| 4.1.2 流场控制模型 |
| 4.1.3 温度场控制模型 |
| 4.1.4 熔池中的湍流混合控制模型 |
| 4.2 BT22钛合金铸锭熔炼模拟 |
| 4.2.1 模拟区域 |
| 4.2.2 计算方法及材料参数 |
| 4.2.3 模拟结果及分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Φ820 mm规格BT22钛合金铸锭的工业化生产 |
| 5.1 原料的选择 |
| 5.2 合金添加剂加入方式的选择 |
| 5.3 合金配比确定 |
| 5.4 电极制备 |
| 5.5 熔炼工艺制定 |
| 5.6 铸锭化学成分均匀性控制 |
| 5.7 铸锭冶金质量的控制 |
| 5.8 结果检验 |
| 5.8.1 化学成分检测 |
| 5.8.2 棒材组织与性能分析 |
| 5.9 结果检验 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表论文 |
| 致谢 |
（3）锻态Ti-6Al-7Nb合金高温热变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛合金的研究与应用 |
| 1.2 热变形行为的国内外研究现状 |
| 1.3 Ti-6Al-7Nb合金的研究现状 |
| 1.4 选题背景及研究意义 |
| 1.5 主要研究内容与思路 |
| 1.5.1 主要研究内容 |
| 1.5.2 主要研究技术路线 |
| 第二章 基础理论和方法 |
| 2.1 有限元模拟基础 |
| 2.2 试验研究方法 |
| 2.2.1 试验材料及试样 |
| 2.2.2 热模拟压缩试验 |
| 2.3 本构模型基础理论 |
| 2.3.1 Johnson-Cook本构方程 |
| 2.3.2 Zerilli-Armstrong本构方程 |
| 2.3.3 Arrhenius本构方程 |
| 2.3.4 人工神经网络模型 |
| 2.4 DMM加工图理论基础 |
| 2.5 材料塑性失稳判断准则 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 Ti-6Al-7Nb合金热变形本构方程研究 |
| 3.1 热模拟压缩试验 |
| 3.2 热压缩变形行为分析 |
| 3.3 本构方程描述 |
| 3.3.1 Zerilli-Armstrong本构方程模型描述 |
| 3.3.2 Johnson-Cook本构方程模型描述 |
| 3.3.3 Arrhenius本构方程模型描述 |
| 3.3.4 人工神经网络模型描述 |
| 3.4 本构模型对比分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti-6Al-7Nb合金热加工图研究 |
| 4.1 Ti-6Al-7Nb合金流变特征 |
| 4.2 Ti-6Al-7Nb合金功率耗散图建立 |
| 4.2.1 基于Prasad理论的能量耗散图 |
| 4.2.2 基于Murty理论的能量耗散图 |
| 4.2.3 两种理论的能量耗散图对比分析 |
| 4.3 Ti-6Al-7Nb合金塑性热加工图建立 |
| 4.3.1 塑性失稳判据的理论计算 |
| 4.3.2 不同失稳判据下的加工图 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Ti-6Al-7Nb合金组织演变与变形分析 |
| 5.1 Ti-6Al-7Nb合金热变形微观组织演变规律 |
| 5.1.1 变形温度确定时的微观组织演变 |
| 5.1.2 应变速率确定时的微观组织演变 |
| 5.2 Ti-6Al-7Nb合金变形特征分析 |
| 5.3 热变形组织的EBSD分析 |
| 5.3.1 晶粒取向差分析 |
| 5.3.2 大小角度晶界及晶粒度分析 |
| 5.3.3 晶界位相差 |
| 5.3.4 试样组织织构分析 |
| 5.4 动态再结晶临界应变 |
| 5.4.1 动态再结晶临界应变理论基础 |
| 5.4.2 动态再结晶临界应变的分析 |
| 5.4.3 动态再结晶Z参数 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 典型Ti-6Al-7Nb合金零件成形仿真研究 |
| 6.1 热模拟压缩试验模拟分析 |
| 6.2 盘件等温模锻有限元分析模型的建立 |
| 6.2.1 仿真模拟模型的创建 |
| 6.2.2 仿真模拟条件设置 |
| 6.3 锻坯初始高径比对盘件等温模锻的影响分析 |
| 6.4 变形温度对盘件等温模锻的影响分析 |
| 6.5 变形速率对盘件等温模锻的影响分析 |
| 6.6 摩擦因子对盘件等温模锻的影响分析 |
| 6.7 等温模锻工艺参数影响分析 |
| 6.8 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 1.结论 |
| 2.创新点 |
| 3.展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（4）TC4合金在腐蚀及高温环境下的微动磨损研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 文献综述 |
| 1.2.1 微动概述 |
| 1.2.2 微动损伤理论 |
| 1.2.3 钛合金的应用 |
| 1.2.4 钛合金微动磨损的研究进展 |
| 1.2.5 目前研究存在的问题 |
| 1.3 研究内容和创新点 |
| 1.3.1 研究目的 |
| 1.3.2 研究的主要内容和技术路线 |
| 1.3.3 主要创新点 |
| 第2章 TC4合金在不同环境中微动磨损研究方案 |
| 2.1 摩擦副配合材料 |
| 2.2 微动磨损实验设备 |
| 2.2.1 常温大气、高温大气、腐蚀环境微动磨损试验设备 |
| 2.2.2 微动实验参数的选择 |
| 2.2.3 实验分析及表征方法 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 常温环境中TC4合金微动磨损特性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 位移幅值对TC4合金微动磨损行为和损伤机制的影响 |
| 3.2.1 位移幅值对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 3.2.2 位移幅值对TC4合金微动损伤机制的影响 |
| 3.2.3 分析与讨论 |
| 3.3 激光冲击强化对TC4合金微动磨损行为和损伤机制的影响 |
| 3.3.1 激光冲击强化对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 3.3.2 激光冲击强化对TC4合金微动损伤机制的影响 |
| 3.3.3 LSP强化机制 |
| 3.4 法向载荷对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 3.4.1 法向载荷对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 3.4.2 法向载荷对TC4合金微动损伤机制的影响 |
| 3.4.3 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TC4合金在腐蚀环境介质中微动磨损 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纯水环境TC4合金微动磨损行为 |
| 4.2.1 位移幅值对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 4.2.2 法向载荷对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 4.3 海水环境TC4合金微动磨损行为 |
| 4.3.1 位移幅值对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 4.3.2 法向载荷对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 4.4 腐蚀特性分析 |
| 4.4.1 磨损与腐蚀的交互作用 |
| 4.4.2 腐蚀特性 |
| 4.5 腐蚀环境对TC4合金微动损伤机制的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高温环境中TC4合金的微动磨损特性研究 |
| 5.1 位移幅值对TC4微动磨损行为及损伤机制的影响 |
| 5.1.1 不同环境温度下位移幅值对微动磨损行为的影响 |
| 5.1.2 高温环境下位移幅值对TC4合金微动磨损行为的影响 |
| 5.1.3 位移幅值对微动磨损体积和磨损率的影响 |
| 5.1.4 位移幅值对微动磨损机制的影响 |
| 5.2 法向载荷对TC4微动磨损行为的影响 |
| 5.2.1 法向载荷对微动磨损行为的影响 |
| 5.2.2 法向载荷对微动磨损机制的影响 |
| 5.3 损伤机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
| 附录 B 攻读学位期间所承担的科研项目 |
（5）感应等离子体球化法制备球形金属粉体的研究进展（论文提纲范文）
| 1 感应等离子球化技术的原理及发展历程 |
| 1.1 感应等离子球化原理 |
| 1.2 感应等离子球化技术发展历程 |
| 2 不规则金属粉体的感应等离子球化 |
| 2.1 钨粉 |
| 2.2 钛及钛合金 |
| 2.3 钼粉 |
| 2.4 其它金属粉体 |
| 3 结合前处理工艺的感应等离子球化 |
| 4 结合气相反应合成的感应等离子球化 |
| 5 球化工艺参数对球化效果影响 |
| 6 等离子球化技术发展趋势分析 |
（6）ECAP+旋锻变形超细晶纯钛疲劳裂纹扩展行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 ECAP变形制备超细晶纯钛的研究现状 |
| 1.2 材料的疲劳断裂 |
| 1.2.1 材料疲劳概述 |
| 1.2.2 断裂力学基础 |
| 1.2.3 裂纹闭合效应 |
| 1.2.4 疲劳裂纹扩展 |
| 1.2.5 裂纹扩展断口 |
| 1.3 超细晶材料疲劳裂纹扩展研究现状 |
| 1.4 本文的研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 超细晶纯钛的制备 |
| 2.3.1 纯钛ECAP变形 |
| 2.3.2 纯钛旋锻变形 |
| 2.3.3 超细晶纯钛退火热处理 |
| 2.4 疲劳裂纹扩展试验 |
| 2.5 组织观察与分析 |
| 2.5.1 金相组织观察 |
| 2.5.2 TEM组织观察 |
| 2.5.3 SEM断口观察 |
| 2.6 力学性能检测 |
| 2.6.1 硬度实验 |
| 2.6.2 拉伸实验 |
| 3 超细晶纯钛的显微组织及力学性能 |
| 3.1 超细晶纯钛的微观组织 |
| 3.1.1 ECAP变形后显微组织 |
| 3.1.2 ECAP+旋锻变形后显微组织 |
| 3.1.3 旋锻变形后退火显微组织 |
| 3.2 超细晶纯钛的力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 超细晶纯钛的疲劳裂纹扩展行为 |
| 4.1 超细晶纯钛疲劳裂纹扩展规律 |
| 4.2 超细晶纯钛疲劳断口形貌 |
| 4.3 疲劳裂纹前端组织 |
| 4.4 微观组织对超细晶纯钛疲劳裂纹扩展行为的影响 |
| 4.4.1 微观组织对近门槛区的影响 |
| 4.4.2 微观组织对稳定扩展区的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 应力比对超细晶纯钛疲劳裂纹扩展行为的影响 |
| 5.1 不同应力比超细晶纯钛疲劳裂纹扩展规律 |
| 5.2 应力比对超细晶纯钛疲劳断口的影响 |
| 5.2.1 裂纹扩展路径与宏观断口分析 |
| 5.2.2 应力比对ECAP变形纯钛疲劳断口的影响 |
| 5.2.3 应力比对ECAP+RS变形纯钛疲劳断口的影响 |
| 5.2.4 应力比对旋锻后300℃退火态纯钛疲劳断口的影响 |
| 5.2.5 应力比对旋锻后400℃退火态纯钛疲劳断口的影响 |
| 5.3 应力比对超细晶纯钛疲劳裂纹扩展行为影响分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者在读期间的研究成果 |
| 致谢 |
（7）反应合成AgCuOSnO2复合材料累积挤压变形的有限元模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 接触材料介绍 |
| 1.2.1 Ag/C接触材料 |
| 1.2.2 Ag/金属接触材料 |
| 1.2.3 AgMeO接触材料 |
| 1.2.4 接触材料的制备方法 |
| 1.3 塑性变形技术介绍 |
| 1.3.1 一般塑性变形工艺 |
| 1.3.2 大塑性变形工艺 |
| 1.4 有限元分析介绍 |
| 1.4.1 有限元分析的发展历程 |
| 1.4.2 塑性有限元法分类 |
| 1.4.3 有限元分析在接触材料中的应用 |
| 1.5 课题研究的背景、目的及意义 |
| 1.6 主要研究内容与课题来源 |
| 1.6.1 主要研究内容 |
| 1.6.2 课题来源及经费支持 |
| 第二章 研究方案与实验设计 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验设计 |
| 2.2.1 原料及要求 |
| 2.2.2 混粉 |
| 2.2.3 压制成型 |
| 2.2.4 锭柸的反应合成 |
| 2.2.5 锭坯的复压复烧 |
| 2.2.6 挤压 |
| 2.3 物相及微观组织分析 |
| 2.4 物理、力学性能测试 |
| 2.4.1 密度测试 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 2.4.3 导电性测试 |
| 2.5 有限元模拟 |
| 2.5.1 MSC Marc有限元软件介绍 |
| 2.5.2 MSC Marc软件功能及使用介绍 |
| 2.5.3 几何模型的建立 |
| 2.5.4 网格划分 |
| 2.5.5 材料特性 |
| 2.5.6 接触条件 |
| 2.5.7 初始条件 |
| 2.5.8 网格自适应与重划分 |
| 2.5.9 载荷工况 |
| 2.5.10 分析任务 |
| 第三章 AgCuOSnO_2复合材料的有限元模型 |
| 3.1 AgCuOSnO_2有限元模型建立 |
| 3.1.1 问题分析 |
| 3.1.2 复压复烧态坯料能谱及显微组织分析 |
| 3.1.3 有限元模型搭建 |
| 3.1.4 网格单元种类的定义 |
| 3.1.5 定义材料特性 |
| 3.1.6 定义接触及初始条件 |
| 3.1.7 网格重划分 |
| 3.1.8 定义载荷工况 |
| 3.1.9 定义分析任务 |
| 3.2 有限元热挤压过程设计 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 有限元模拟结果与讨论 |
| 4.1 CuO、SnO_2颗粒尺寸对材料挤压的影响 |
| 4.1.1 不同颗粒有限元模型 |
| 4.1.2 应力及应变分析 |
| 4.1.3 总应变矢量分析 |
| 4.1.4 位移分析 |
| 4.1.5 组织形貌分析 |
| 4.2 不同预热温度对材料挤压的影响 |
| 4.2.1 温度、热流分析 |
| 4.2.2 应力、应变分析 |
| 4.2.3 切向总应变矢量分析 |
| 4.2.4 位移分析 |
| 4.2.5 组织形貌分析 |
| 4.3 不同挤压角度对材料挤压的影响 |
| 4.3.1 组织形貌分析 |
| 4.3.2 位移分析 |
| 4.3.3 应力、应变分析 |
| 4.3.4 切向总应变矢量分析 |
| 4.4 不同挤压速度对材料挤压的影响 |
| 4.4.1 组织形貌分析 |
| 4.4.2 应力、应变分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热挤压实验结果与分析 |
| 5.1 物相分析 |
| 5.2 显微组织对比分析 |
| 5.2.1 AgCuOSnO_2复合材料组织形貌分析 |
| 5.2.2 AgCuO和 AgCuOSnO_2组织形貌对比分析 |
| 5.3 AgCuOSnO_2力学、物理性能分析 |
| 5.3.1 密度分析 |
| 5.3.2 显微硬度分析 |
| 5.3.3 导电性分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 :攻读硕士学位期间发表论文及奖励 |
（8）微观相场模型及其在合金固态相变中的应用（论文提纲范文）
| 1 PF模型 |
| 1.1 PF简介 |
| 1.2 CPF模型 |
| 1.3 PFC模型 |
| 1.4 MPF模型 |
| 1.5 PF模型关联：CPF,MPF,PFC |
| 2 MPF法在合金固态相变中的应用 |
| 2.1 材料组织形貌演化研究 |
| 2.2 界面研究：相(畴)界面迁移与界面结构 |
| 2.3 原子占位、替位、反位行为研究 |
| 2.4 相变动力学机理研究 |
| 3 展望 |
（9）大塑性变形及热处理对Ti-1300合金组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛及钛合金概述 |
| 1.1.1 钛及钛合金分类 |
| 1.1.2 钛及钛合金组织与性能 |
| 1.1.3 钛及钛合金热处理 |
| 1.1.4 Ti-1300 合金概述 |
| 1.2 钛合金晶体缺陷概述 |
| 1.3 剧烈塑性变形概述 |
| 1.3.1 ECAP工艺简介 |
| 1.3.2 剧烈塑性变形宏观织构 |
| 1.4 本文主要研究内容及研究思路 |
| 2 试验材料制备和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验材料的固溶预处理 |
| 2.3 Ti-1300合金ECAP处理 |
| 2.4 Ti-1300合金时效热处理 |
| 2.5 组织表征 |
| 2.5.1 显微组织观察 |
| 2.5.2 EBSD测试 |
| 2.5.3 XRD测试 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 3 Ti-1300合金ECAP变形行为及组织演变 |
| 3.1 Ti-1300合金ECAP变形行为 |
| 3.1.1 Ti-1300合金单相区ECAP变形 |
| 3.1.2 Ti-1300 合金双相区ECAP变形 |
| 3.2 Ti-1300合金织构演变 |
| 3.2.1 回复再结晶 |
| 3.2.2 织构演变 |
| 3.3 Ti-1300合金力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 预变形对Ti-1300合金时效相变的影响 |
| 4.1 固溶态Ti-1300合金时效相变 |
| 4.1.1 固溶时效后的显微组织 |
| 4.1.2 固溶时效后的相结构 |
| 4.1.3 固溶时效后的力学性能 |
| 4.2 ECAP变形后Ti-1300合金时效相变 |
| 4.2.1 固溶时效后的显微组织 |
| 4.2.2 固溶时效后的相结构 |
| 4.2.3 固溶时效后的力学性能 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 作者在读期间的研究成果 |
| 致谢 |
（10）WSTi3515S阻燃钛合金热变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛及钛合金的概况 |
| 1.3 新型钛合金的特点及应用 |
| 1.3.1 高强高韧β型钛合金 |
| 1.3.2 高温钛合金 |
| 1.3.3 钛铝基金属间化合物 |
| 1.3.4 阻燃钛合金 |
| 1.4 阻燃钛合金概况 |
| 1.4.1 阻燃钛合金研究现状 |
| 1.4.2 Ti-V-Cr系列阻燃钛合金研究现状 |
| 1.5 钛合金的热变形行为研究 |
| 1.5.1 动态回复型变形机制 |
| 1.5.2 动态再结晶型变形机制 |
| 1.6 研究意义与研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 等温恒应变速率热模拟压缩实验 |
| 2.4 力学性能分析 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 第三章 WSTi3515S阻燃钛合金热变形力学行为分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的宏观形貌 |
| 3.3 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的流变应力分析 |
| 3.3.1 真应力-真应变曲线特征 |
| 3.3.2 变形温度对流变应力的影响 |
| 3.3.3 应变速率对流变应力的影响 |
| 3.3.4 变形量对流变应力的影响 |
| 3.4 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的本构方程 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 WSTi3515S阻燃钛合金热变形加工图 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热加工模型 |
| 4.3 Prasad失稳判据 |
| 4.4 WSTi3515S阻燃钛合金变形热加工图的建立 |
| 4.4.1 能量耗散率分布 |
| 4.4.2 失稳参数分布 |
| 4.5 WSTi3515S阻燃钛合金热加工图分析 |
| 4.5.1 失稳变形区分析 |
| 4.5.2 稳定变形区分析 |
| 4.6 小结 |
| 第五章 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的微观组织演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 变形参数对WSTi3515S阻燃钛合金热变形微观组织的影响 |
| 5.2.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 5.2.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 5.2.3 变形量对微观组织的影响 |
| 5.3 WSTi3515S阻燃钛合金热变形过程中动态再结晶的动力学分析 |
| 5.3.1 动态再结晶临界应变模型 |
| 5.3.2 动态再结晶位错密度演变模型 |
| 5.3.3 动态再结晶体积分数模型 |
| 5.4 小结 |
| 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
四、稀有金属材料与工程（论文参考文献）
- [1]钛合金材料低成本化制备技术进展与展望[J]. 赵秦阳,陈永楠,徐义库,赵永庆. 中国有色金属学报, 2021
- [2]大规格BT22（Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe）钛合金铸锭生产工艺研究[D]. 彭强. 西安建筑科技大学, 2021(01)
- [3]锻态Ti-6Al-7Nb合金高温热变形行为研究[D]. 张晓琳. 长安大学, 2021(02)
- [4]TC4合金在腐蚀及高温环境下的微动磨损研究[D]. 宋伟. 兰州理工大学, 2020(02)
- [5]感应等离子体球化法制备球形金属粉体的研究进展[J]. 张庆磊,郝振华,李静,宋建勋,朱锦鹏,车玉思,舒永春,何季麟. 稀有金属材料与工程, 2020(08)
- [6]ECAP+旋锻变形超细晶纯钛疲劳裂纹扩展行为研究[D]. 柳奎君. 西安建筑科技大学, 2020(01)
- [7]反应合成AgCuOSnO2复合材料累积挤压变形的有限元模拟[D]. 熊爱虎. 昆明理工大学, 2020
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- [9]大塑性变形及热处理对Ti-1300合金组织及性能的影响[D]. 王欣晗. 西安建筑科技大学, 2019(06)
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