一、新型高阻尼金属材料的研究进展（论文文献综述）
何佳容[1]（2020）在《前驱体法制备三维网络Ti2AlC/AZ91D复合材料及其阻尼性能研究》文中研究指明目前,武器装备、飞行器及高速列车等都朝着轻量化、高速化及大功率的方向发展,其振动和噪声问题日益突出。镁基阻尼复合材料由于其低的密度、良好的力学性能和优异的阻尼性能而受到人们的广泛关注。本文以AZ91D合金为基体,以MAX相Ti2AlC为增强相,采用前驱体法及熔融浸渗方式制备出三维网络Ti2AlC/AZ91D复合材料,对复合材料的制备工艺、显微组织、力学性能及阻尼性能进行了研究。主要研究结果如下:添加10%（陶瓷粉末的）的Ti粉为烧结助剂配制陶瓷浆料,经多次挂浆干燥,在氩气保护气氛环境下无压烧结,可得到具有三维网络结构的多孔陶瓷预制体;采用辅助压力浸渗工艺可制备出组织致密的三维网络互贯通的Ti2AlC/Mg基复合材料。通过观察陶瓷预制体的微观组织发现,预制体骨架内部存在分布弥散的大、小两种孔径尺寸的孔洞。该孔洞结构对后面的熔融浸渗提供良好的结构基础。通过XRD分析发现,复合材料主要由AZ91D相及Ti2AlC相组成,Ti C以少量第二相存在,Al2O3以微量杂质相存在。对复合材料进行三点抗弯性能测试,测得复合材料的抗弯强度为215±17MPa,相比AZ91D镁合金基体提高了约18%。引入增强相Ti2AlC不仅能提高AZ91D合金的硬度,还能提高其弯曲强度。Ti2AlC颗粒可以通过剥离及扭折变形、分层开裂及晶间撕裂等变形行为重新调整裂纹扩展过程中的局部应力场,从而消耗裂纹扩展的部分能量,抵抗变形,起到增韧的作用。通过复合材料阻尼性能损耗正切的测试结果表明,复合材料的温度与损耗正切tanφ曲线的变化趋势与AZ91D合金的温度与损耗正切tanφ曲线出现相似的三段式变化趋势。当温度低于100℃时,复合材料样品的损耗正切tanφ随温度的增加而缓慢增加,在100℃附近达到最高,随后一段时间内,其损耗正切随着温度增加有一段时间内的降低,直至在150℃附近降至最低点。当温度高于150℃时,复合材料损耗正切tanφ又随温度的增加而快速增加,且在300℃附近达到最高值,出现最高阻尼峰。复合材料的阻尼机制与基体合金的位错阻尼机制不同。采用前驱体法结合压力浸渗制备出的复合材料具有最好的阻尼本领,同时亦具有较高的储能模量,尤其是在10Hz的测试条件下,其表现出更为突出的阻尼-强度综合性能。
刘晨光[2]（2020）在《负热膨胀夹杂/铝硅基复合材料的阻尼性能研究》文中进行了进一步梳理铝硅基复合材料具有良好的比强度、耐磨性及优秀的加工性能,广泛应用于汽车、机械等工业中的摩擦、制动等零部件的加工与制造。这些部件对结构稳定性和振动衰减有着较高的要求,制备具有高阻尼性能的复合材料成为其亟需解决的问题。本文采用热压烧结工艺,通过引入具有较宽负热膨胀温度区间的Y2W3O12、Sc2（WO4）3和Pb Ti O3负热膨胀性夹杂物,成功制备了具有低热膨胀效应、高热稳定性和高致密性的负热膨胀夹杂/铝硅基复合材料。研究表明,优化的热压烧结制备工艺可使负热膨胀夹杂颗粒均匀分布在铝硅基体中,并形成大量清晰的界面。由于负热膨胀夹杂与基体之间存在显着的膨胀系数差异,在界面附近的铝硅基体中产生了高密度位错。热膨胀分析结果表明,引入负热膨胀夹杂后,复合材料的膨胀系数符合混合法则,且随着夹杂物含量增加或夹杂物膨胀系数降低而降低。阻尼性能方面,复合材料的阻尼性能随负热膨胀夹杂物含量的增加或膨胀系数的减小而显着增加,并显着优于铝硅基体合金的阻尼性能;此外,负热膨胀夹杂物的引入还会使得复合材料呈现明显的温度阻尼峰。通过考虑负热膨胀夹杂物与基体界面处由热应变而产生的能量耗散效应,本文建立了热应变阻尼模型。模型分析表明,复合材料中热应变阻尼的贡献会随着温度的升高而增加,同时也会随着夹杂物膨胀系数的减小或体积含量的增加而增加。夹杂物膨胀系数的变化会在复合材料中产生阻尼峰。该模型可用于分析或预报复合阻尼材料的界面阻尼行为与阻尼效能。
陆安粮[3]（2020）在《石墨烯-Al仿生砖砌构型复合材料的阻尼性能研究》文中提出复合化是提高金属材料综合性能的有效途径,在金属基体中引入颗粒、晶须等高性能增强体,既可以提高金属材料的力学性能,也可以赋予金属材料本身不具备的功能特性。通过这种方法制备而成的金属基复合材料具备金属良好的韧性、可成型性等优点与增强体的高硬度、高弹性模量等优点,得到了广泛的工程应用。在实际使用中,金属基复合材料结构件可能会在复杂的载荷工况下发生振动并随之产生噪音。复杂载荷工况导致的这些异常工作状态一方面会对设备附近工作人员的身体与精神健康造成损害,另一方面也会阻碍设备的正常运行,使其有效工作寿命迅速衰减直至失效。因此,实际工程应用中对这些结构件的防噪减震性能提出了更高的要求。在此背景下,研制出具有优异机械性能和阻尼性能的金属基复合材料就显得十分必要了。本课题组采取片状粉末冶金的方法,制得具有仿生砖砌构型的石墨烯（RGO）-Al块体纳米叠层材料。该材料中的石墨烯/Al界面结合牢靠,石墨烯充分地对外界载荷进行承载。这些特性使得我们制得的复合材料具备良好的强度与韧性。此前研究者们对仿生构型铝基复合材料力学性能和变形机制进行了深入研究,但是其阻尼性能的相关研究却鲜有报道,这不利于其在复杂载荷工况条件下的进一步应用。本文以石墨烯-Al仿生砖砌构型复合材料为模型材料,利用聚焦离子束（FIB）在块体材料表面制备出复合微柱以及纯铝对照微柱。随后,在扫描电镜下对这些微柱进行了原位单轴压缩以及循环载荷压缩实验并对其力学性能与阻尼性能进行了测量。研究表明,石墨烯的加入显着提高了复合微柱的压缩强度。在单轴压缩实验和循环载荷实验中,当受到相同的外界载荷时,复合微柱的应变量显着低于纯铝对照微柱。阻尼性能测试发现,石墨烯的加入使得复合微柱的阻尼系数相对于纯铝对照组样品提高了约3倍。对变形后的复合微柱与纯铝微柱的透射电子显微学分析显示,在应变量仅为纯铝微柱的60.3%的情况下,复合微柱的位错密度达到了后者的约145%。这表明石墨烯的加入有效地阻碍了铝基体内位错的运动,提高了基体存储位错的能力。这些位错在循环加载过程中发挥了阻尼源的作用,从而使得复合微柱的阻尼系数得以显着提高。此外,我们进行了宏观尺度的阻尼性能测试,所获得的阻尼系数与微尺度原位实验的结果处于同一数量级且具有相同的变化趋势,验证了微尺度阻尼测试方法的有效性。本文的研究工作证明石墨烯的加入不仅可以有效地提高仿生砖砌构型石墨烯增强铝基复合材料的力学性能,也能显着提高其阻尼性能。此外,本研究发展得到一种新颖易行的研究材料阻尼性能的方法,即:通过对微尺度试样的单轴循环加载准确测得材料的阻尼系数,并结合精确定点的透射电子显微学分析,揭示决定阻尼性能的微观机制。
李响[4]（2020）在《镁合金层状复合材料界面微结构表征与性能研究》文中认为近年来,由于日益严重的能源危机和环境污染,对高性能轻质结构材料的需求尤为迫切。作为最轻的金属结构材料,Mg及其合金在航空航天、汽车、通信、电子和其他工程结构零件中的应用越来越受到重视。此外,Mg及其合金由于具有良好的阻尼性能,常用于振动、噪声控制和能量吸收。然而,其绝对强度较低、塑性有限和刚度不足等明显缺点,限制了其广泛应用。在过去的几十年中,人们通过向Mg及其合金中引入增强相,成功地提升了其综合性能。针对Mg及其合金的不足,本文首先采用纤维复合设计思想,利用热压烧结法制备出了连续NiTi纤维增强的Mg-3Al-Zn复合材料（shape memory alloy fiber reinforced Mg3Al Zn,SMAFR-AZ31复合材料）。此外,采用层状复合设计思想,并基于瞬时液相（Transient Liquid Phase,TLP）连接工艺制备出了Mg3Al Zn-Ti6Al4V金属层状复合材料（Mg3Al Zn-Ti6Al4V laminated metal composite,AZ31-TC4 LMC）和NiTi纤维增强的AZ31-TC4 LMC（（NiTif/AZ31）-TC4 LMC）。对三种复合材料的制备工艺、界面结合、力学性能和阻尼性能进行了系统研究,并对每种复合材料的力学失效形式、增强机制和阻尼机制进行了分析。为揭示SMAFR-AZ31复合材料的界面形成、高阻尼与强韧化机制,对该复合材料进行了微结构表征以及阻尼、拉伸、压缩、弯曲和断裂韧性测试,并对其损伤机制进行了研究。结果发现,经560℃/360min烧结后制备的复合材料中相邻AZ31箔材边界与NiTif/AZ31界线已完全消失,纤维与基体结合紧密。在NiTif/AZ31界面处形成了宽度为0.1μm～2.0μm的纳米晶-非晶氧化物反应层。复合材料在测试温度为66℃时出现明显的阻尼峰,阻尼因子比同温度下的AZ31合金提高了184%,这归因于NiTi合金增强相中的相转变作用。该复合材料的界面法向抗拉强度为57.6MPa,相比于AZ31/AZ31复合板提高了178.3%。垂直和平行于纤维方向的准静态压缩屈服强度分别比AZ31合金提高了33.3%和249.0%。抗拉强度、屈服强度和断裂应变分别比AZ31合金提高了23%、54%和15.4%。弯曲屈服强度和抗弯强度分别较AZ31合金提升了21.7%和36.6%。断裂韧性较AZ31合金提升了15.3%。经分析,NiTif/AZ31界面处形成的氧化物非晶相提高了界面结合强度,从而使得基体载荷可以传递到高强度的NiTi纤维中。此外,NiTif/AZ31界面对裂纹尖端的有效钝化作用以及NiTi纤维变形、拔出、断裂及界面脱粘均起到良好的增强、增韧作用。为探究AZ31-TC4 LMC中的界面组织演变、结合、高阻尼与强韧化机制,对制备的复合材料进行了阶段性烧结、界面精细表征以及阻尼、拉伸、压缩、弯曲和断裂韧性试验。结果表明,该复合材料中TC4/AZ31界面处的共晶层在560℃保温300min后完全消失。经此工艺烧结后,TC4/AZ31界面形成了宽度为20～108nm的金属间化合物层和300nm的Mg-O反应层。界面处生成的连续金属间化合物层为密排六方结构的Al192.40Fe46.22相,且该相与α-Ti基体存在特定的位向关系即:[1210]Al192.40Fe46.22//[1101]α-Ti,（2024）Al192.40Fe46.22//（0111）α-Ti。AZ31-TC4 LMC中的AZ31基体具有较强的板织构（Max=31.52）,其织构为{0001}//HPD、<0001>//PLD。该复合材料的室温阻尼因子为0.0111,优于AZ31合金的阻尼性能（0.0081）,这归因于TC4/AZ31界面的界面阻尼机制。该复合材料垂直和平行于叠层方向压缩的屈服强度分别较AZ31合金提高了71.6%和242.1%。抗拉强度和屈服强度均约为AZ31合金的2倍,且其比强度较AZ31合金提高了38.8%。此外,其抗弯强度和断裂韧性分别较AZ31合金提高了33%和129.9%。TC4/AZ31界面极窄的金属间化合物层在力学试验中未发生严重分层,载荷的有效传递致使复合材料的力学性能得到了较大的提升。为阐明（NiTif/AZ31）-TC4 LMC中NiTi纤维和TC4箔层的混杂增强机制和高阻尼机制,对其进行了微结构、阻尼、拉伸、压缩、弯曲和断裂韧性研究。结果表明,复合材料结构致密,纤维排布均匀,且无明显宏观缺陷。（NiTif/AZ31）-TC4 LMC在测试温度为65℃时出现明显的阻尼峰。相比于该温度下的AZ31合金和AZ31-TC4 LMC,其阻尼因子分别提高了221.9%和96.2%,这归因于NiTi合金增强相中的相转变作用。（NiTif/AZ31）-TC4 LMC的压缩性能与AZ31-TC4 LMC基本相当。其抗拉强度较AZ31合金和AZ31-TC4 LMC分别提升了112.7%和4.4%。对于拉伸失效应变,其分别提高了4.2%和44.7%。此外,（NiTif/AZ31）-TC4 LMC的抗弯强度分别较AZ31-TC4 LMC和AZ31合金提升了36.4%和81.2%。其断裂韧性较AZ31合金、SMAFR-AZ31复合材料和AZ31-TC4 LMC分别提升了165.7%、130.4%和15.6%。经分析,在混杂机制的作用下,纤维的高韧性与箔层的高强度可以通过界面的载荷传递对复合材料起到有效的强韧化效果。
马霞[5]（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。
张士卫[6]（2019）在《阻尼镁合金的研究与应用综述》文中进行了进一步梳理镁具有高的导热导电性、电磁屏蔽性、无磁性和无毒性等特点,是具有高阻尼性能和低密度的工程结构材料。随着航空、航天、建筑、汽车等振动和噪声较为严重的行业对轻质、高强、高阻尼结构材料需求日益增加,阻尼镁合金材料必将成为镁合金研究开发的重要发展方向之一。文章对阻尼镁合金的研究现状和应用进展以及发展趋势进行了综述,重点介绍了Mg-Zr、Mg-Ni、Mg-Cu、Mg-Al、Mg-Zn、Mg-Si、Mg-Li、Mg-RE、镁基复合材料、多孔镁系阻尼镁合金。文章分析指出:镁合金的阻尼机制主要是位错机制,除了刃位错之外,还应加强研究螺位错对阻尼机理的影响;通过添加新的增强相和合金元素从根本上解决阻尼性能和力学性能的矛盾,使设计出的产品外形结构适合减振降噪也是值得关注的一个新方向。
谢长春[7]（2019）在《原位Ti3Sn相增强NiTi基复合泡沫材料的制备及其阻尼性能研究》文中进行了进一步梳理噪声、振动、冲击等破坏在各领域广泛存在危害极大,采用高阻尼材料可有效地解决这一问题。常见的轻质高阻尼材料,如泡沫铝和泡沫镁及其复合材料具有较高的阻尼性能,但它们的强度和耐候性能较差,难以满足特殊领域如新能源汽车、高铁、航空航天、国防装备等对轻质高强高阻尼的要求。因此,亟需开发出一种新型的低密度,高强度,高阻尼金属基泡沫材料。近年来,NiTi形状记忆合金及其泡沫材料由于具有优异的力学性能和阻尼性能而受到广泛关注,然而其致密合金的高温阻尼性能以及泡沫合金的压缩强度较差,阻碍其进一步应用。因此,本文采用粉末冶金和压力熔渗等方法将Ti3Sn相和规则孔隙同时引入NiTi合金基体中制备轻质复合泡沫材料,系统地研究了其微观结构、相组成、相变行为、压缩力学性能和阻尼性能,并探究了性能得到改善的机理,得到如下几个主要结论:本文先是通过电弧熔炼工艺制备出不同合金成分的TiNiSn合金复合材料。研究表明所有TiNiSn合金主要由先共晶相和层片状Ti3Sn/NiTi共晶组织构成。Ti58Ni34Sn8合金由于具有更多的层片状共晶组织而展现出最优的力学性能和阻尼性能,其压缩强度和断裂应变分别为1836MPa和28%,马氏体和奥氏体本征阻尼分别可达0.042和0.014。为降低合金的密度和进一步改善高温阻尼性能,接着以Ti58Ni34Sn8合金成分通过粉末烧结制得低孔隙率（17%）和高孔隙率（60%）TiNiSn泡沫合金。研究表明在1050℃下烧结时合金反应更加充分,获得主相为NiTi相和Ti3Sn相,但并未获得层片状Ti3Sn/NiTi共晶组织,只是微米块状Ti3Sn相均匀分布NiTi基体上。该温度下烧结的低孔隙率TiNiSn泡沫合金展现出较好的综合性能,其压缩强度、断裂应变、比强度分别是994MPa、11.2%、193MPa?cm3/g,马氏体和奥氏体本征阻尼分别为0.046、0.014。在1050℃下烧结得到高孔隙率Ti58Ni34Sn8泡沫合金,其压缩强度和断裂应变降低为77MPa和3.2%,然而马氏体和奥氏体本征阻尼却分别提高至0.07和0.034。由于粉末烧结的TiNiSn泡沫合金未能拥有预期的球形孔隙结构和层片状Ti3Sn/NiTi共晶组织,本文最后采用压力熔渗工艺,以Ti58Ni34Sn8为母合金熔渗氧化铝微球,制备出TiNiSn复合泡沫合金,首次成功实现将规则的球形孔隙结构和细层片状Ti3Sn/NiTi共晶组织同时引入到泡沫NiTi合金中。研究表明,冷却速度更快时,泡沫TiNiSn合金拥有更高比率的层片状Ti3Sn/NiTi共晶组织,其片层间距以及基体和氧化铝微球之间的Ti2Ni界面层厚度也更小,泡沫合金的综合性能也更佳。空冷TiNiSn复合泡沫合金中可获得80%以上的Ti3Sn/NiTi共晶组织,其Ti3Sn/NiTi片层间距约为600900nm,Ti2Ni界面层厚度约为10μm。空冷TiNiSn复合泡沫合金在宽温度范围（-5025℃）展现出极高的压缩强度（402416MPa）,同时拥有超过2%的可恢复应变以及较高的吸能容量（119.8MJ/m3）,此外合金在宽温度范围内（-150200℃）也拥有优异的阻尼性能（超过0.066）。而且,它的比强度-高温阻尼综合系数高达4.98,是目前所有轻质高阻尼金属材料中最高的。
黎花[8]（2019）在《稀晶（竹节晶）多孔Cu基形状记忆合金的制备、表征与性能》文中研究表明铜基多孔形状记忆合金（SMFs）具有轻质、高比强度、高阻尼和吸能性能以及特殊的超弹性等多功能性,在土木工程、建筑和汽车等领域的吸能、隔振、防震上有较高的研究和应用价值,但是铜基形状记忆合金（SMAs）的晶间脆性问题导致其应用受到限制。本研究拟制备具有均匀球形孔隙的Cu基SMFs,并引入稀晶结构,以最大限度缓解不规则孔隙的负面作用同时降低晶界束缚,达到缓解晶间脆性并获得更高阻尼性能和超弹性回复性能的目的。首先,熔炼出高延性的Cu-18.5%Al-11%Mn SMAs作为母合金,然后通过对硅胶造孔剂渗流法的设备、工艺流程及造孔剂密度、加热温度和渗入压力等工艺参数的优化,保证了均匀球形的孔隙形貌;最后利用硅胶颗粒的受热膨胀挤压特性,通过控制硅胶造孔剂的尺寸和密度,实现了孔隙结构的调控,制备出了孔隙直径在0.51.25 mm、孔隙率在66%81%范围内可控可调的Cu-Al-Mn SMFs。硅胶颗粒的不可逆膨胀可能主要是由于水分蒸发并在复杂孔隙结构的束缚下产生高压迫使孔隙壁变形造成的,据此可以合理解释硅胶颗粒的微观结构特征、膨胀过程和膨胀规律。首次明确了稀晶材料的稀晶度的物理意义为其自由表面积与晶界面积之比（SF/SB）,确定稀晶多孔材料的稀晶度可由晶粒尺寸与支柱节点直径的比值（d/N）定量表征。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的稀晶度达到3.094.59,大部分晶界为竹节晶界,但由于其晶粒长大受到复杂三维支柱架构的限制而使晶粒尺寸d与支柱长度L成正比,稀晶度d/N也因此随支柱长宽比L/N线性增大。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的相变特性、阻尼性能和超弹性回复应变均受到支柱架构和稀晶度的耦合影响。热诱发马氏体相变和低应变振幅（0.05%）马氏体阻尼由于相界面和马氏体界面受到淬火空位钉扎而主要随支柱宽度N变化。但由于稀晶度结构可促进母相/马氏体界面的可动性,相变峰阻尼主要随d/N增大而增大。当应变振幅增大时,马氏体移动行程增大,空位脱钉,稀晶结构对界面可动性的促进作用变得更显着,因此高应变振幅（1.90%）马氏体阻尼随d/N线性增加。稀晶Cu-Al-Mn SMFs（孔隙率均为66%）的最大压缩回复应变随d/N线性增加,最高达4.92%,说明稀晶结构可使应力诱发马氏体相变及其回复过程更顺利。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的应力-应变曲线较为流畅,说明均匀球形的孔隙形貌和稀晶结构可有效缓解Cu基SMFs的晶间脆性问题。采用高温长时间和循环热处理成功使孔隙率为70%的Cu-Al-Mn SMFs的稀晶度d/N达到8.19,性能得到显着提升。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的相变峰阻尼随d/N增大至最高0.154,升高了65%。低振幅马氏体阻尼随d/N增大而增至峰值0.0627后降低,因为高稀晶度不仅有利于增大马氏体的可动性还会促进马氏体长大而使界面减少。高振幅马氏体阻尼随d/N线性增加至高达0.260,说明高稀晶度对马氏体可动性的促进作用在马氏体移动行程增大时变得更加显着,可抵消马氏体宽化的影响。最大压缩回复应变随d/N线性增大,最高达到了5.53%（70%孔隙率）。多孔稀晶SMAs的阻尼和超弹性回复性能随d/N显着提升主要是由于受束缚的三叉晶界数量和晶界面积减少,而不受束缚的晶内体积和自由表面增大,从而使晶粒束缚减小造成的。最后,根据硅胶造孔剂膨胀挤压的原理,成功推导出多孔材料孔径、孔隙率和体积比表面积的模拟计算公式,从而实现通过对硅胶造孔剂的初始尺寸、膨胀比例、堆垛致密度和配位数等参数的实验表征来定量计算和准确预测多孔材料孔隙结构（相对误差0.0030.052）的目标。
王云思[9]（2018）在《镁基金属材料阻尼应变响应机制研究》文中认为随着现代科学技术的发展,振动、冲击和噪声的控制日益成为一个复杂而迫切需要解决的问题,即对减振降噪阻尼材料的开发和研究对社会发展和人身健康具有重要意义。金属材料中镁具有较好的阻尼性能,通过对金属内部结构分析,建立相应点缺陷和线缺陷模型,并根据此机理推测出宏观结构和微观界面的介入势必对镁基金属材料产生重要影响。以此为出发点,设计研究了镁基高阻尼金属材料的制备方法,以期为减振降噪阻尼材料的开发和研究提供参考。从宏观结构入手,采用合金搅拌铸造法制备了闭孔多孔镁合金。通过考察孔隙率和孔径与Mg、Al和Sr三种元素质量分数的关系发现,当Sr含量固定在3%、Mg含量从25%增加到55%时,孔隙率和孔径随着Mg含量的增加而变大;Mg含量从55%增加到70%时,孔隙率和孔径随着Mg含量的增加而急剧下降。当Mg含量固定在50%、Sr含量从1%增加到7%时,孔隙率和孔径逐渐增大,当Sr含量大于5%时,孔型发生畸变,且基体脆性增大。通过微观观察和成分分析,可推测成孔机理为:镁合金熔体在空气中浇铸时,化学性质最活泼的Sr首先与空气中的氧发生反应,同时放出大量的热,释放出的热量使熔沸点较低的镁铝锶三元合金发生气化而形成气孔。进一步考察多孔镁合金阻尼性能发现,从室温到70℃过程中,多孔镁合金的阻尼值与温度关系不明显,温度高于70℃后随着温度的升高,阻尼值迅速增大,直至达到峰值急剧下降。同时,阻尼值与振动频率有直接关系,总体上频率越高阻尼值越大。特别值得指出的是[%Mg]=50%、[%Sr]=3%和[%Mg]=50%、[%Sr]=5%两个试样,阻尼值在较低温度和较高温度均较高,且具有较高的阻尼峰值。鉴于开孔通孔多孔镁比闭孔多孔镁有更优越的性能和更广泛的应用,利用超重力法制备了开孔多孔镁,在超重力的作用下氯化钠颗粒在离心过程中被挤压,密度变大,使实际多孔镁样品的孔隙率大于理论计算的孔隙率。通过对不同孔径开孔多孔镁压缩性能进行测试发现,随着孔径的增大相同应变量下的应力减小。通过对不同重力系数下开孔多孔镁压缩性能的测试发现压缩过程中随着重力系数的增大,相同压缩应变量下的压缩应力略有增大。值得特别指出的是,无论是何种孔径和超重力系数,此方法制备的开孔多孔镁的压缩曲线均具有较长的平台区,应变严重滞后于应力,平台区域均呈现出光滑且缓慢上升的趋势,即此多孔镁样品都具有良好的吸能能力和阻尼性能。同时,此法制备的多孔镁在压缩过程中并没有发生脆性崩塌断裂,说明其具有较强韧的金属骨架。为了考察微观界面对镁基金属材料阻尼性能的影响,采用搅拌铸造法制得含有微量氧化物的SiCp/Mg复合材料。通过对其进行显微组织观察和成分分析,发现所制备的SiCp/Mg复合材料基体晶界处分布着附着有氧化物的网状结构,且随着SiCp含量的增加,网状结构增多,分布更加分散。通过对其阻尼性能考察发现,随着频率的增加,阻尼值减小;随着SiCp含量的增加,起始阻尼值增大;随着应变量的增加,阻尼值逐渐增大。SiCp含量为3%和4%时,在应变范围内出现峰值,且SiCp含量为4%时比3%时峰值在应变量较小时出现,越过峰值后,阻尼值逐渐减小,频率越高减小速度越慢。随着温度的升高,阻尼值逐渐增大,并且出现第一个阻尼峰值的温度值随着SiCp含量的增加而降低。在全应变和全温度范围内所有试样均表现出较高的阻尼值。同时,样品的G-L线表现出有一小段应变振幅变化范围内为直线,其它部分为曲线,即材料内部产生阻尼的机制一部分为位错阻尼机制,另一部分为界面滑移阻尼机制。镁基复合材料多采用实心的颗粒、纤维、晶须等添加相,为了制备具有空心结构为添加相的镁基复合材料,以空心粉煤灰漂珠为添加相,利用超重力法制备了原位生成具有完好球面Mg2Si-MgO生成相的镁基复合材料。对试样进行显微组织观察及成分分析发现,Mg基体内既有球面的Mg2Si-MgO相,又分散着极少量的碎裂细小的Mg2Si-MgO相。对其阻尼特性进行考察发现,随着应变量的增大,阻尼值迅速增大,达到最大值后略微有下降趋势;随着温度的增大阻尼值逐渐增大。基体内Mg2Si-MgO的球面结构的影响,使全应变和全温度范围内试样均表现有较高的阻尼值。通过绘制试样的G-L线可以发现此镁基金属材料的阻尼机制也是位错阻尼机制与界面阻尼机制共同存在。
田铁[10]（2018）在《镁合金位错阻尼减振机理及其在内燃机零部件中的应用研究》文中指出镁合金是目前应用的密度最小金属结构材料,具有密度低、比强度和比刚度高、电磁屏蔽能力强和易于回收利用等诸多优点。目前,镁合金在汽车制造中主要是作为轻量化结构材料使用,以实现汽车减重从而降低能源消耗。在镁合金的应用和研究中发现其还具有优良的阻尼性能,是一种典型的集结构和减振功能于一体的轻量化绿色材料。其应用于汽车制造,既有助于降低能源消耗和振动噪声又可以提高汽车的舒适性和安全性,具有广阔的应用前景。但是由于人们对于镁合金的阻尼性能和机理及其应用还停留在定性的认识层面上,仍有一些关键的问题没能合理的解释,难以对镁合金和镁合金制零部件的阻尼减振性能及其潜力进行控制、利用和挖掘,导致其未能实现作为结构和减振功能一体材料的高效利用,造成了巨大浪费。本论文的研究依托国家自然科学基金面上项目“镁合金阻尼力学行为及减振特性研究”（项目编号:51175533）,基于目前镁合金位错阻尼减振机理及其在内燃机零部件中应用的现状和存在的问题,重点针对内燃机使用的镁合金的位错阻尼性能、机理、镁合金零部件的阻尼减振特性和减振性能优势及其应用开展了以下的研究工作:（1）使用了动态机械分析仪和脉冲响应衰减法对内燃机零部件制造用的AZ61镁合金、AZ91D镁合金和ADC12铝合金材料的阻尼性能进行了测试与分析,获得了这些材料的阻尼应变谱和阻尼频率谱,定量的确定了不同的应力应变振幅和频带内镁合金材料的阻尼性能优势,确定AZ91D镁合金的阻尼性能平均是ADC12铝合金的2.3倍,为这两种材质的内燃机气门室罩盖振动响应特性的有限元仿真计算研究确定了阻尼参数值。同时确定了镁合金阻尼性能在各个应变振幅阶段的阻尼性能特征和重要的阻尼性能转变区及其对应的应力和应变振幅的范围,为后续镁合金位错动力学行为演化和位错阻尼的力学模型的研究构建了重要的基础和依据。（2）将剪切应力导致的位错微观动力学行为演化的观测研究引入到了镁合金位错阻尼性能和机理建模的研究中。具体以镁合金阻尼试件在阻尼性能测试时和镁合金矩形梁在循环弯曲变形时的剪切应力幅值为度量,通过对比在同等的剪切应力幅值的条件下的阻尼测试数据和位错的观测结果,确定了镁合金阻尼性能重要转变区和位错动力学行为演化的直接关系,然后以该状态下的位错数量、尺寸和形态的变化机制为基础,研究了位错的微观动力学演化导致的镁合金内部能量耗散的规律,结合G-L位错钉扎阻尼模型,构建了完整的镁合金的位错阻尼机理的力学模型,清晰的解释了镁合金具有更优阻尼性能的原因和镁合金阻尼性能的变化规律,特别是在大的应变振幅条件下阻尼性能的变化规律。（3）针对某型汽车发动机使用了AZ91D镁合金直接替换ADC12铝合金制造气门室罩盖的情况,开展了罩盖的有限元模型建模、静力学和振动响应的仿真计算等研究和对比工作。首先,通过计算模态分析和实验模态分析的手段验证了建立了气门室罩盖的有限元模型;然后,对AZ91D镁合金直接替换ADC12铝合金后的罩盖刚度的变化情况进行了仿真计算,确定了材料替换后镁合金制罩盖的可用性;最后,对AZ91D镁合金罩盖和ADC12铝合金罩盖的振动响应进行了频率响应分析计算与对比,结果表明,在中低频段内,两种材质罩盖的振动响应没有明显的差异,而在1500Hz-1700Hz以上的频段,AZ91D镁合金罩盖明显的具有更优的阻尼减振性能,在这个频带内,AZ91D镁合金罩盖的阻尼性能优势得到了充分的发挥是直接原因。（4）将结构和尺寸相同的AZ91D镁合金和ADC12铝合金罩盖装机进行台架运行,对罩盖的振动响应特性进行了测试、分析和比较研究。结果表明:AZ91D镁合金罩盖的减振性能优势主要体现在高于1800r/min的发动机运行工况下,而且随着转速的升高,AZ91D罩盖的减振性能的优势在增大,当转速为4000r/min时,四个负荷状态下AZ91D罩盖测点1的振动加速度有效值平均为ADC12罩盖的84%;从两种材质罩盖的振动加速度响应的频谱特征的对比来看,AZ91D罩盖在1700Hz-2500Hz频带内的减振性能明显优于ADC12罩盖,这是在高于1800r/min的发动机运行工况下,AZ91D罩盖整体减振性能优于ADC12罩盖,并且是减振性能优势随着转速升高逐步增大的直接原因;以实测的振动响应数据验证了有限元仿真计算结果,表明气门室罩盖的有限元模型和相关的计算参数设置是合理的,仿真计算结果可以反映两种材质罩盖实际的动力学响应特性;结合理论分析结论、有限元计算结果和实测结果,表明在大的激励载荷及中高响应频段内,镁合金材料的阻尼性能优势可以得到更加充分的发挥从而显着抑制中高频段内各个共振点的共振峰值,是AZ91D镁合金罩盖具有更优的减振性能的根本原因。本论文的研究表明AZ91D和AZ61镁合金具有优异的阻尼性能,其内部高密度的可动位错在循环剪切应力作用下发生的动力学行为及其演化是镁合金具有高阻尼性能的直接原因。基于仿真计算结果和实测数据,定量的确定了AZ91D镁合金制发动机气门室罩盖相比于ADC12铝合金罩盖具有更优的减振性能,为镁合金材料用于车用发动机零部件的制造提供了基础数据支持,可以促进镁合金材料在汽车制造领域更大范围更高质量的推广应用。
二、新型高阻尼金属材料的研究进展（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、新型高阻尼金属材料的研究进展（论文提纲范文）
（1）前驱体法制备三维网络Ti2AlC/AZ91D复合材料及其阻尼性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景和意义 |
| 1.1.1 课题背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 国内外研究进展及现状 |
| 1.2.1 Mg合金的阻尼性能研究现状 |
| 1.2.2 Ti_2AlC及其复合材料的阻尼性能研究现状 |
| 1.3 镁基复合材料的制备工艺 |
| 1.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.2 搅拌铸造法 |
| 1.3.3 挤压铸造法 |
| 1.3.4 熔体浸渗法 |
| 1.4 多孔陶瓷制备工艺 |
| 1.4.1 添加造孔剂法 |
| 1.4.2 前驱体法 |
| 1.4.3 发泡法 |
| 1.4.4 溶胶-凝胶法 |
| 1.5 研究内容 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 泡沫选择 |
| 2.3 三维网络多孔陶瓷预制体的制备 |
| 2.4 复合材料的制备 |
| 2.4.1 模具设计 |
| 2.4.2 熔融浸渗 |
| 2.5 性能测试方法 |
| 2.5.1 复合材料抗弯性能测试 |
| 2.5.2 复合材料阻尼性能测试 |
| 2.6 物相、组织结构分析 |
| 2.6.1 光学显微镜分析 |
| 2.6.2 扫描电子显微镜分析 |
| 第三章 三维网络Ti_2AlC多孔陶瓷预制体的制备工艺研究 |
| 3.1 浆料固液比 |
| 3.2 浆料成分设计 |
| 3.3 多孔陶瓷的烧结工艺 |
| 3.4 泡沫种类及放置环境对预制体宏观结构的影响 |
| 3.5 预制体的组织结构分析 |
| 3.5.1 预制体宏观结构特征 |
| 3.5.2 预制体的微观结构特征 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Ti_2AlC/Mg基复合材料的制备及其组织结构分析 |
| 4.1 Ti_2AlC/Mg氩气气氛条件下无压浸渗工艺研究 |
| 4.2 Ti_2AlC/Mg氩气气氛条件下负压浸渗工艺研究 |
| 4.3 Ti_2AlC/Mg氩气气氛条件下机械压力辅助浸渗工艺研究 |
| 4.4 三维网络Ti_2AlC/Mg基复合材料的组织结构 |
| 4.4.1 复合材料的物相分析 |
| 4.4.2 复合材料的宏观形貌 |
| 4.4.3 复合材料的微观结构表征 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Ti_2AlC/Mg基复合材料的力学与阻尼性能 |
| 5.1 复合材料抗弯性能及强化机理 |
| 5.2 复合材料阻尼性能及其机理 |
| 5.2.1 复合材料的阻尼性能 |
| 5.2.2 复合材料的阻尼机制 |
| 5.3 复合材料的强度-阻尼性能平衡优化 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 附录A 在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（2）负热膨胀夹杂/铝硅基复合材料的阻尼性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 材料阻尼的表征及测试 |
| 1.2.1 阻尼的定义 |
| 1.2.2 阻尼性能的表征 |
| 1.2.3 材料阻尼性能的测量方法 |
| 1.3 金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 金属基复合材料的阻尼机制 |
| 1.3.2 金属基复合材料的制备方法 |
| 1.3.3 铝硅基复合材料阻尼性能研究现状 |
| 1.4 新型高阻尼金属基复合材料的研究 |
| 1.4.1 负刚度复合材料阻尼性能的研究 |
| 1.4.2 负热膨胀材料的研究及其复合材料阻尼研究的可行性 |
| 1.5 本文的研究内容 |
| 第2章 材料的制备及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料的选择 |
| 2.2.1 负热膨胀夹杂材料的选择与制备 |
| 2.2.2 基体材料的选择 |
| 2.2.3 夹杂材料含量的确定 |
| 2.3 复合材料的制备 |
| 2.4 分析及测试方法 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜观察 |
| 2.4.2 透射电子显微镜观察 |
| 2.4.3 X射线衍射测试 |
| 2.4.4 密度测试 |
| 2.4.5 DSC-TG测试 |
| 2.4.6 膨胀性能测试 |
| 2.4.7 阻尼性能测试 |
| 第3章 负热膨胀夹杂铝硅基复合材料的微观组织与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 负热膨胀夹杂材料的物相分析与性能研究 |
| 3.2.1 微观形貌 |
| 3.2.2 物相分析 |
| 3.2.3 DSC-TG分析 |
| 3.2.4 膨胀性能分析 |
| 3.3 铝硅基复合材料的微观组织及性能研究 |
| 3.3.1 微观形貌分析 |
| 3.3.2 界面分析 |
| 3.3.3 物相分析 |
| 3.3.4 相对密度 |
| 3.3.5 热膨胀性能 |
| 3.3.6 阻尼性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 负热膨胀夹杂铝硅基复合材料的热应变阻尼模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热应变阻尼模型的建立 |
| 4.3 热应变阻尼模型的计算及分析 |
| 4.3.1 夹杂物膨胀系数对热应变阻尼性能的影响 |
| 4.3.2 夹杂物含量对热应变阻尼性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 复合材料其它阻尼机制分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 位错阻尼 |
| 5.3 界面阻尼 |
| 5.4 晶界阻尼 |
| 5.5 热弹性阻尼 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（3）石墨烯-Al仿生砖砌构型复合材料的阻尼性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 常规阻尼材料 |
| 1.2.1 聚合物阻尼材料 |
| 1.2.2 金属阻尼材料 |
| 1.3 新型阻尼材料 |
| 1.3.1 泡沫金属阻尼材料 |
| 1.3.2 高阻尼金属基复合材料 |
| 1.4 仿生构型金属基复合材料 |
| 1.5 阻尼理论 |
| 1.5.1 阻尼的相关介绍 |
| 1.5.2 金属材料中的阻尼机制 |
| 1.5.3 影响材料阻尼性能的因素 |
| 1.6 选题意义及研究内容 |
| 第二章 石墨烯-AL仿生砖砌构型块体复合材料的制备及宏观拉伸力学性能 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 石墨烯-Al仿生砖砌构型块体复合材料的制备工艺 |
| 2.3 石墨烯-Al仿生砖砌构型块体复合材料的宏观拉伸力学性能 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 单轴压缩与循环载荷下石墨烯-AL复合材料微柱的力学性能 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 石墨烯-Al复合材料微柱的制备 |
| 3.2.2 石墨烯-Al复合材料微柱的单轴压缩力学性能测试 |
| 3.2.3 石墨烯-Al复合材料微柱的循环载荷力学性能测试 |
| 3.3 不同载荷条件下石墨烯-Al复合材料微柱的力学性能 |
| 3.3.1 单轴压缩下石墨烯-Al复合材料微柱的力学性能 |
| 3.3.2 循环载荷下石墨烯-Al复合材料微柱的力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 不同尺度下石墨烯-AL复合材料的阻尼性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 微观尺度下石墨烯-Al复合材料的阻尼性能测试 |
| 4.2.2 宏观尺度下石墨烯-Al复合材料的阻尼性能测试 |
| 4.2.3 透射电镜样品的制备及变形微柱位错密度的测量 |
| 4.3 不同尺度下石墨烯-Al复合材料的阻尼性能 |
| 4.3.1 微观尺度下石墨烯-Al复合材料的阻尼性能 |
| 4.3.2 宏观尺度下石墨烯-Al复合材料的阻尼性能 |
| 4.4 石墨烯对微观尺度石墨烯-Al复合材料阻尼性能的影响机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论和展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（4）镁合金层状复合材料界面微结构表征与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1 章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的意义 |
| 1.2 NiTi-Mg复合材料研究现状 |
| 1.2.1 NiTi-Mg复合材料制备与性能 |
| 1.2.2 NiTi/Mg界面研究进展 |
| 1.3 Mg-Ti层状复合结构研究现状 |
| 1.3.1 Mg-Ti层状复合结构与TLP制备工艺 |
| 1.3.2 Ti/Mg界面研究进展 |
| 1.4 复合材料强韧化机制 |
| 1.4.1 增强相与基体界面作用 |
| 1.4.2 纤维增强复合材料强韧化机理 |
| 1.4.3 层状复合材料强韧化机理 |
| 1.5 复合阻尼材料概述 |
| 1.5.1 金属材料阻尼原理 |
| 1.5.2 复合阻尼材料设计准则 |
| 1.5.3 复合阻尼材料阻尼机制 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2 章 实验方案及研究方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验原材料选取、预处理及制备 |
| 2.2.1 原材料选取 |
| 2.2.2 原材料预处理 |
| 2.2.3 复合材料制备 |
| 2.3 复合材料微结构表征 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.3.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.4 透射电子显微观察 |
| 2.4 复合材料性能测试 |
| 2.4.1 密度、理论密度与致密度的测定 |
| 2.4.2 压缩试验 |
| 2.4.3 拉伸试验 |
| 2.4.4 三点弯曲试验 |
| 2.4.5 断裂韧性试验 |
| 2.4.6 界面法向拉伸试验 |
| 2.4.7 阻尼性能试验 |
| 第3章 NiTi纤维增强Mg3Al Zn基复合材料(SMAFR-AZ31)界面及阻尼性能研究 |
| 3.1 SMAFR-AZ31 复合材料制备工艺与组织演化 |
| 3.1.1 SMAFR-AZ31 复合材料制备参数优化 |
| 3.1.2 SMAFR-AZ31 复合材料制备工艺 |
| 3.1.3 密度测定 |
| 3.2 SMAFR-AZ31 复合材料显微结构 |
| 3.3 NiTi_f/AZ31 界面显微组织 |
| 3.3.1 NiTi_f/AZ31 界面整体微观结构 |
| 3.3.2 NiTi纤维区域(Ⅰ) |
| 3.3.3 界面连续反应层区域(Ⅱ) |
| 3.3.4 界面块状相区域(Ⅲ) |
| 3.3.5 界面AZ31 基体区域(Ⅳ) |
| 3.4 NiTi_f/AZ31 界面连续纳米晶-非晶反应层形成机制 |
| 3.5 SMAFR-AZ31 复合材料阻尼性能研究 |
| 3.5.1 阻尼实验条件 |
| 3.5.2 AZ31 合金阻尼性能 |
| 3.5.3 NiTi合金阻尼性能 |
| 3.5.4 SMAFR-AZ31 复合材料阻尼性能 |
| 3.6 小结 |
| 第4章 SMAFR-AZ31 复合材料力学行为及断裂机理 |
| 4.1 SMAFR-AZ31 复合材料界面法向拉伸性能 |
| 4.1.1 SMAFR-AZ31 复合材料界面法向拉伸行为 |
| 4.1.2 SMAFR-AZ31 复合材料法向拉伸增强机制 |
| 4.2 SMAFR-AZ31 复合材料压缩性能及失效机制研究 |
| 4.2.1 SMAFR-AZ31 复合材料准静态压缩行为 |
| 4.2.2 SMAFR-AZ31 复合材料动态压缩行为 |
| 4.2.3 SMAFR-AZ31 复合材料压缩失效机理与增强机制 |
| 4.3 SMAFR-AZ31 复合材料拉伸性能 |
| 4.3.1 SMAFR-AZ31 复合材料拉伸行为 |
| 4.3.2 SMAFR-AZ31 复合材料拉伸断裂机理与增强机制 |
| 4.4 SMAFR-AZ31 复合材料弯曲性能 |
| 4.4.1 SMAFR-AZ31 复合材料三点弯曲行为 |
| 4.4.2 SMAFR-AZ31 复合材料弯曲失效过程分析 |
| 4.5 SMAFR-AZ31 复合材料断裂韧性 |
| 4.6 小结 |
| 第5章 AZ31-TC4 层状金属复合材料(AZ31-TC4 LMC)界面与阻尼性能研究 |
| 5.1 AZ31-TC4 LMC组织演化与制备工艺 |
| 5.1.1 TC4/AZ31 界面组织演化 |
| 5.1.2 AZ31-TC4 LMC制备工艺 |
| 5.1.3 密度测定 |
| 5.2 AZ31-TC4 LMC显微结构 |
| 5.3 TC4/AZ31 界面显微组织 |
| 5.3.1 TC4/AZ31 界面整体微观结构 |
| 5.3.2 TC4 层区域(Ⅰ)和界面连续反应层区域(Ⅱ) |
| 5.3.3 AZ31 基体析出物区域(Ⅲ) |
| 5.4 AZ31/AZ31 界面微结构表征 |
| 5.5 AZ31-TC4 LMC阻尼性能研究 |
| 5.5.1 TC4 合金阻尼性能 |
| 5.5.2 AZ31-TC4 LMC阻尼性能 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 AZ31-TC4 LMC力学行为及断裂机理 |
| 6.1 AZ31-TC4 LMC压缩性能及失效机制研究 |
| 6.1.1 AZ31-TC4 LMC准静态压缩行为 |
| 6.1.2 AZ31-TC4 LMC动态压缩行为 |
| 6.2 AZ31-TC4 LMC拉伸性能及失效机制研究 |
| 6.2.1 AZ31-TC4 LMC拉伸行为 |
| 6.2.2 AZ31-TC4 LMC拉伸断裂机理与增强机制 |
| 6.3 AZ31-TC4 LMC弯曲性能及失效机制研究 |
| 6.3.1 AZ31-TC4 LMC三点弯曲行为 |
| 6.3.2 AZ31-TC4 LMC弯曲失效过程分析 |
| 6.4 AZ31-TC4 LMC断裂韧性 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 NiTi纤维增强AZ31-TC4 LMC((NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC)的研究 |
| 7.1 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC结构设计与热压制备 |
| 7.1.1 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC制备工艺 |
| 7.1.2 密度的测定 |
| 7.2 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC显微结构 |
| 7.3 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC界面显微组织 |
| 7.3.1 TC4/AZ31 界面微观组织 |
| 7.3.2 NiTi_f/AZ31 界面微观组织 |
| 7.4 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC阻尼性能研究 |
| 7.5 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC压缩性能及失效机制研究 |
| 7.5.1 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC准静态压缩行为 |
| 7.5.2 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC动态压缩行为 |
| 7.5.3 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC压缩失效机理与增强机制 |
| 7.6 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC拉伸性能及失效机制研究 |
| 7.6.1 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC拉伸行为 |
| 7.6.2 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC拉伸断裂机理与增强机制 |
| 7.7 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC弯曲性能及失效机制研究 |
| 7.7.1 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC三点弯曲行为 |
| 7.7.2 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC弯曲失效过程分析 |
| 7.8 (NiTi_f/AZ31)-TC4 LMC断裂韧性 |
| 7.9 小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）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 |
（6）阻尼镁合金的研究与应用综述（论文提纲范文）
| 阻尼镁合金概述 |
| 阻尼镁合金的阻尼机理 |
| 阻尼行为的影响因素 |
| 阻尼镁合金的强化机制 |
| 阻尼镁合金的研究现状 |
| Mg-Zr系阻尼镁合金 |
| Mg-Ni系阻尼镁合金 |
| Mg-Cu系阻尼镁合金 |
| Mg-Al系阻尼镁合金 |
| Mg-Zn系阻尼镁合金 |
| Mg-Si系阻尼镁合金 |
| Mg-Li系阻尼镁合金 |
| Mg-RE系阻尼镁合金 |
| 镁基复合材料的阻尼性能 |
| 多孔镁的阻尼性能 |
| 阻尼镁合金的应用进展 |
| 阻尼镁合金的发展趋势 |
| 结束语 |
（7）原位Ti3Sn相增强NiTi基复合泡沫材料的制备及其阻尼性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高阻尼材料 |
| 1.2.1 阻尼概念 |
| 1.2.2 阻尼机制 |
| 1.2.3 金属阻尼材料分类 |
| 1.3 轻质高阻尼金属材料研究进展 |
| 1.3.1 轻质阻尼Al基复合材料研究进展 |
| 1.3.2 轻质高阻尼Mg基复合材料研究进展 |
| 1.3.3 轻质高阻尼泡沫金属材料研究进展 |
| 1.4 致密NiTi形状记忆合金概述 |
| 1.4.1 NiTi合金的形状记忆效应和超弹性 |
| 1.4.2 NiTi合金的力学性能 |
| 1.4.3 NiTi合金的相结构和相变 |
| 1.4.4 NiTi合金的阻尼 |
| 1.5 NiTi形状记忆合金研究进展 |
| 1.5.1 致密NiTi合金研究进展 |
| 1.5.1.1 阻尼性能研究进展 |
| 1.5.1.2 力学性能研究进展 |
| 1.5.2 NiTi合金泡沫研究进展 |
| 1.6 Ti_3Sn的特性 |
| 1.7 研究的目标与内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法与设备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 制备工艺 |
| 2.2.1 电弧熔炼 |
| 2.2.2 普通粉末烧结 |
| 2.2.3 金属熔渗工艺 |
| 2.3 表征方法 |
| 2.3.1 金相分析 |
| 2.3.2 微观结构和相组成 |
| 2.3.3 相变行为 |
| 2.3.4 压缩力学性能 |
| 2.3.5 阻尼性能 |
| 2.4 实验设备 |
| 第三章 致密TiNiSn合金的制备及其阻尼性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 不同成分合金的微观结构 |
| 3.4 不同成分合金的相变行为 |
| 3.5 不同成分合金的力学性能 |
| 3.5.1 室温压缩力学性能 |
| 3.5.2 Sn_8 合金的超弹性 |
| 3.6 阻尼性能 |
| 3.6.1 不同成分合金的阻尼性能 |
| 3.6.2 阻尼性能的影响因素 |
| 3.7 比强度-阻尼综合系数 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 烧结制备TiNiSn泡沫合金及其阻尼性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 低孔隙率TiNiSn泡沫合金 |
| 4.3.1 微观结构和相组成 |
| 4.3.2 相变行为 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.3.4 阻尼性能 |
| 4.4 高孔隙率TiNiSn泡沫合金 |
| 4.4.1 微观结构和相组成 |
| 4.4.2 相变行为 |
| 4.4.3 力学性能 |
| 4.4.4 阻尼性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 熔渗制备TiNiSn复合泡沫合金及其阻尼性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 氧化铝微球 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.2.3 优化熔渗工艺 |
| 5.3 孔隙结构表征 |
| 5.4 微观结构和相组成 |
| 5.5 相变行为 |
| 5.6 力学性能 |
| 5.6.1 压缩力学性能 |
| 5.6.2 超弹性 |
| 5.6.3 吸能特性 |
| 5.7 阻尼性能 |
| 5.8 比强度-阻尼综合系数 |
| 5.9 本章小结 |
| 全文总结与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 3. 答辩委员会对论文的评语 |
（8）稀晶（竹节晶）多孔Cu基形状记忆合金的制备、表征与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 形状记忆合金的基本特性 |
| 1.2.1 形状记忆合金的热弹性马氏体相变与超弹性 |
| 1.2.2 形状记忆合金的阻尼性能 |
| 1.2.3 形状记忆合金阻尼性能的应用特点 |
| 1.3 Cu基形状记忆合金的研究进展 |
| 1.3.1 高延性Cu-Al-Mn形状记忆合金及其基本性能 |
| 1.3.2 Cu基 SMAs的晶间脆性问题及解决途径 |
| 1.4 稀晶(竹节晶)Cu基 SMAs的研究进展 |
| 1.4.1 竹节晶丝状Cu基 SMAs的研究进展 |
| 1.4.2 柱状晶板状Cu基 SMAs的研究进展 |
| 1.4.3 稀晶多孔形状记忆合金的研究进展 |
| 1.5 孔隙结构对多孔形状记忆合金性能的影响 |
| 1.5.1 孔隙结构对阻尼性能的影响 |
| 1.5.2 孔隙结构对力学性能的影响 |
| 1.5.3 孔隙结构对形状记忆性能和超弹性的影响 |
| 1.6 多孔Cu基形状记忆合金的研究进展 |
| 1.6.1 多孔Cu基形状记忆合金的制备方法 |
| 1.6.2 多孔Cu基形状记忆合金的性能 |
| 1.7 本研究的思路、目的和内容 |
| 1.7.1 本研究的思路与目的 |
| 1.7.2 本研究的内容 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 Cu-Al-Mn形状记忆母合金的熔炼与制备 |
| 2.2 硅胶造孔剂预处理和表征 |
| 2.2.1 硅胶造孔剂的物理化学性质 |
| 2.2.2 硅胶造孔剂的预处理工艺 |
| 2.2.3 硅胶造孔剂的颗粒尺寸统计 |
| 2.2.4 硅胶造孔剂的密度和堆垛致密度测量 |
| 2.2.5 硅胶造孔剂的截面形貌表征 |
| 2.3 孔隙结构表征 |
| 2.3.1 孔隙形貌表征 |
| 2.3.2 孔隙率测量 |
| 2.3.3 孔隙尺寸测量 |
| 2.3.4 体积比表面积测量 |
| 2.4 热处理实验 |
| 2.4.1 固溶时效热处理 |
| 2.4.2 高温热处理 |
| 2.5 微观组织结构表征与成分分析 |
| 2.5.1 OM微观组织形貌表征 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 成分分析 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 相变行为和相变点 |
| 2.6.2 低频阻尼性能 |
| 2.6.3 循环压缩性能 |
| 第三章 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金的孔隙形貌优化及孔隙结构调控 |
| 3.1 Cu-Al-Mn母合金成分、组织及相变特性表征 |
| 3.2 硅胶造孔剂渗流法的设备及工艺流程优化设计 |
| 3.2.1 硅胶造孔剂渗流法设备的改造和优化 |
| 3.2.2 硅胶造孔剂渗流法的工艺流程 |
| 3.2.3 硅胶造孔剂渗流法的工艺流程优化设计原理 |
| 3.3 硅胶造孔剂渗流法工艺参数对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.3.1 硅胶造孔剂密度对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.3.2 加热温度对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.3.3 氩气压力对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.4 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金孔隙结构调控 |
| 3.4.1 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金孔隙结构调控工艺及原理 |
| 3.4.2 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金孔隙结构调控结果 |
| 3.5 硅胶颗粒的膨胀规律、原因及过程讨论 |
| 3.5.1 硅胶颗粒膨胀规律总结 |
| 3.5.2 硅胶颗粒的膨胀原因分析 |
| 3.5.3 硅胶颗粒的膨胀过程总结 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金稀晶度与支柱架构的定量表征及其对性能的耦合作用 |
| 4.1 球形开孔Cu-Al-Mn SMAs合金中支柱架构的定量表征 |
| 4.1.1 多孔支柱架构的定量表征 |
| 4.1.2 孔隙支柱架构的定量表征参数与孔隙结构参数的关系 |
| 4.2 多孔材料的稀晶度的物理意义及定量表征 |
| 4.3 多孔支柱架构对晶粒长大和稀晶度的影响 |
| 4.3.1 多孔支柱架构对晶粒长大的影响 |
| 4.3.2 多孔支柱架构对稀晶度的影响 |
| 4.4 稀晶度与多孔支柱架构对相变特性的耦合作用 |
| 4.5 稀晶度与多孔支柱架构对阻尼性能的耦合作用 |
| 4.5.1 低应变振幅下的阻尼-温度曲线 |
| 4.5.2 低应变振幅下的马氏体阻尼 |
| 4.5.3 低应变振幅下的相变峰阻尼 |
| 4.5.4 不同应变振幅下的马氏体阻尼 |
| 4.6 稀晶度与多孔支柱架构对超弹性回复性能的耦合作用 |
| 4.6.1 循环压缩应力-应变曲线 |
| 4.6.2 压缩回复应变 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 更高稀晶度的获取及稀晶度对多孔Cu-Al-Mn SMAs性能的单独作用规律和优化效果 |
| 5.1 高温热处理实验 |
| 5.2 高温热处理后稀晶多孔Cu-Al-Mn的晶粒尺寸与稀晶度 |
| 5.3 稀晶度对多孔Cu-Al-Mn SMAs阻尼性能的作用规律及效果 |
| 5.3.1 低应变振幅下的阻尼-温度曲线及高温热处理的局限 |
| 5.3.2 低应变振幅下的马氏体阻尼与相变峰阻尼 |
| 5.3.3 高应变振幅马氏体阻尼 |
| 5.4 稀晶度对多孔Cu-Al-Mn SMAs超弹性回复性能的作用规律及效果 |
| 5.4.1 循环压缩应力-应变曲线 |
| 5.4.2 最大回复应变 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 硅胶造孔剂渗流法制备多孔材料的孔隙结构计算模型 |
| 6.1 孔隙结构计算模型的建立与计算公式的推导 |
| 6.1.1 孔隙结构计算模型的建立 |
| 6.1.2 孔径公式推导 |
| 6.1.3 孔隙率公式推导 |
| 6.1.4 体积比表面积公式推导 |
| 6.2 孔隙结构计算模型参数的测定 |
| 6.2.1 硅胶造孔剂的初始半径及分布 |
| 6.2.2 硅胶造孔剂的堆垛致密度 |
| 6.2.3 硅胶造孔剂的堆垛配位数 |
| 6.2.4 硅胶造孔剂的膨胀比例 |
| 6.3 孔隙结构计算模型的检验和误差分析 |
| 6.3.1 孔径的误差分析 |
| 6.3.2 孔隙率的误差分析 |
| 6.3.3 体积比表面积的误差分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 全文总结 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（9）镁基金属材料阻尼应变响应机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属材料阻尼应变机理 |
| 1.2.1 应力应变与阻尼机理的关系 |
| 1.2.2 表征材料阻尼性能的参数 |
| 1.3 金属结构与阻尼的关系 |
| 1.3.1 弛豫谱 |
| 1.3.2 金属内部点缺陷引起的阻尼 |
| 1.3.3 与位错有关的阻尼 |
| 1.3.4 与界面有关的阻尼 |
| 1.4 镁基高阻尼高吸能金属材料研究进展 |
| 1.4.1 多孔金属镁的制备及阻尼吸能特性 |
| 1.4.2 镁基复合材料的制备及阻尼特性 |
| 1.5 本论文的选题依据和研究内容 |
| 1.5.1 选题依据和研究意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第二章 闭孔多孔镁合金的制备及其阻尼特性研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 主要材料和仪器 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.2.3 试样加工 |
| 2.2.4 表征与测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 闭孔多孔镁合金孔隙率和孔径与合金元素的关系 |
| 2.3.2 微观结构及气孔形成机理分析 |
| 2.3.3 阻尼性能及应变响应机制分析研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 开孔多孔镁的制备及其压缩性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验材料及预处理 |
| 3.2.2 实验设备与分析仪器 |
| 3.2.3 实验及分析方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 氯化钠粒径的影响 |
| 3.3.2 重力系数G的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 SiCp/Mg复合材料的制备及其阻尼特性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 主要材料及预处理 |
| 4.2.2 主要仪器设备 |
| 4.2.3 实验方法 |
| 4.2.4 试样加工 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 微观形貌及成分分析 |
| 4.3.2 阻尼性能测试及分析 |
| 4.3.3 力学性能测试及分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 球面Mg_2Si-MgO镁基复合材料及其阻尼特性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验材料及预处理 |
| 5.2.2 实验设备 |
| 5.2.3 实验原理 |
| 5.2.4 实验条件 |
| 5.2.5 试样加工 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 微观形貌及成分分析 |
| 5.3.2 漂珠粒径对球面Mg_2Si-MgO镁基复合材料阻尼特性的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论、创新与展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 论文创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
| 致谢 |
（10）镁合金位错阻尼减振机理及其在内燃机零部件中的应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究意义 |
| 1.2 镁及镁合金材料的概况 |
| 1.2.1 镁及镁矿产资源开发概述 |
| 1.2.2 镁及镁合金材料的发展概况 |
| 1.2.3 国内外镁合金材料牌号及研发方向 |
| 1.3 镁合金材料在汽车制造中应用和研发的现状 |
| 1.3.1 汽车内部构件 |
| 1.3.2 车身板件和车架 |
| 1.3.3 汽车底盘部件 |
| 1.3.4 汽车的内燃发动机部件 |
| 1.4 镁合金材料的阻尼性能和阻尼机理的研究现状 |
| 1.4.1 材料阻尼的定义和阻尼性能的种类及其特点 |
| 1.4.2 高阻尼金属及其合金材料的阻尼机理 |
| 1.4.3 镁合金材料的位错阻尼性能和阻尼机理的研究现状 |
| 1.5 镁合金制内燃发动机零部件的阻尼减振性能的研究现状 |
| 1.6 论文的主要研究内容 |
| 1.6.1 本论文研究对象的现状中存在的主要问题 |
| 1.6.2 论文的主要研究内容 |
| 第2章 镁合金和铝合金的阻尼性能测试与比较研究 |
| 2.1 材料的阻尼性能的表征与测量 |
| 2.1.1 材料的阻尼性能表征 |
| 2.1.2 阻尼的测量原理和方法 |
| 2.1.3 阻尼测量设备对比分析和选择 |
| 2.2 阻尼应变谱的测试 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 测试方法和设备及测试参数 |
| 2.2.3 试件的制作 |
| 2.2.4 测试结果及分析 |
| 2.3 脉冲响应衰减曲线和阻尼频率谱的测试与计算 |
| 2.3.1 实验材料及其阻尼试件 |
| 2.3.2 测试方法和测试设备 |
| 2.3.3 测试结果及分析 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 镁合金的位错微观动力学行为与演化和位错阻尼机理研究 |
| 3.1 剪切应力的形成条件 |
| 3.2 剪切应力作用下的位错的动力学行为的分析与研究 |
| 3.2.1 位错的滑移 |
| 3.2.2 位错的增殖 |
| 3.2.3 位错的反应 |
| 3.2.4 位错的塞积 |
| 3.2.5 剪切应力对位错微观力学行为和位错阻尼的影响的分析 |
| 3.3 镁合金位错动力学行为及其演化的观测与分析 |
| 3.3.1 研究和实验的流程 |
| 3.3.2 实验材料 |
| 3.3.3 位错的观测设备 |
| 3.3.4 位错观测薄片样品的制作 |
| 3.3.5 观测结果及分析 |
| 3.4 镁合金的位错动态演化过程及其阻尼机制的研究 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 镁合金和铝合金制发动机气门室罩盖有限元模型的建模、验证和静力计算 |
| 4.1 有限元方法概述 |
| 4.2 气门室罩盖的有限元模型的建立 |
| 4.3 模态分析的理论基础 |
| 4.4 计算模态分析 |
| 4.5 实验模态分析 |
| 4.5.1 测试设备 |
| 4.5.2 测试方案 |
| 4.5.3 模态参数的识别 |
| 4.6 有限元模型的验证 |
| 4.7 镁合金与铝合金制罩盖的静力计算 |
| 4.7.1 边界条件 |
| 4.7.2 计算结果 |
| 4.8 小结 |
| 第5章 镁合金与铝合金制发动机气门室罩盖振动响应的仿真计算和比较 |
| 5.1 气门室罩盖振动响应的理论研究 |
| 5.2 气门室罩盖振动响应的仿真计算 |
| 5.2.1 有限元模型及边界条件 |
| 5.2.2 AZ91D镁合金与ADC12铝合金的材料性能参数 |
| 5.2.3 气门室罩盖激励载荷的信号采集 |
| 5.2.3.1 激励信号的采集对象 |
| 5.2.3.2 试验平台和设备 |
| 5.2.3.3 激励信号的采集方案 |
| 5.2.3.4 采集的激励信号 |
| 5.2.4 振动响应的仿真计算与分析 |
| 5.3 两种材质罩盖振动响应的有限元仿真计算结果及对比分析 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 镁合金与铝合金制发动机气门室罩盖振动响应的测试和减振性能的比较研究 |
| 6.1 概述 |
| 6.2 试验对象、试验平台和试验方案 |
| 6.2.1 试验对象 |
| 6.2.2 试验平台和设备 |
| 6.2.3 试验方案 |
| 6.3 罩盖表面振动响应的测试 |
| 6.3.1 测试系统参数的设定 |
| 6.3.2 加速度传感器的安装位置 |
| 6.3.3 加速度传感器的安装方式 |
| 6.4 加速度时域信号的处理 |
| 6.5 测试结果的对比与分析 |
| 6.6 测试结果与仿真计算结果的比较与分析 |
| 6.7 小结 |
| 第7章 全文总结和研究展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 论文创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
四、新型高阻尼金属材料的研究进展（论文参考文献）
- [1]前驱体法制备三维网络Ti2AlC/AZ91D复合材料及其阻尼性能研究[D]. 何佳容. 贵州大学, 2020(04)
- [2]负热膨胀夹杂/铝硅基复合材料的阻尼性能研究[D]. 刘晨光. 天津大学, 2020(02)
- [3]石墨烯-Al仿生砖砌构型复合材料的阻尼性能研究[D]. 陆安粮. 上海交通大学, 2020(01)
- [4]镁合金层状复合材料界面微结构表征与性能研究[D]. 李响. 哈尔滨工程大学, 2020
- [5]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
- [6]阻尼镁合金的研究与应用综述[J]. 张士卫. 金属世界, 2019(04)
- [7]原位Ti3Sn相增强NiTi基复合泡沫材料的制备及其阻尼性能研究[D]. 谢长春. 华南理工大学, 2019(01)
- [8]稀晶（竹节晶）多孔Cu基形状记忆合金的制备、表征与性能[D]. 黎花. 华南理工大学, 2019(01)
- [9]镁基金属材料阻尼应变响应机制研究[D]. 王云思. 中国科学院大学(中国科学院青海盐湖研究所), 2018(01)
- [10]镁合金位错阻尼减振机理及其在内燃机零部件中的应用研究[D]. 田铁. 吉林大学, 2018(12)