一、表面处理对钛镍合金丝材力学性能影响研究（论文文献综述）
任国璐[1]（2021）在《N-SiCp/ZK61镁基复合材料丝材组织与性能研究》文中研究说明本研究采用名义尺寸为100 nm的N-SiCp颗粒和40 μm的ZK61合金粉为原料,经过球磨混粉后再采用往复挤压、正挤压结合的方式制备了直径为Φ1 mm镁基复合材料丝材。对比研究了不同质量分数N-SiCp颗粒对镁基复合材料丝材的组织,织构及力学性能的影响规律;测试了丝材的电化学性能和摩擦磨损性能,研究了 N-SiCP对复合材料丝材耐蚀腐蚀性能、摩擦磨损性能的影响规律,探讨了电化学腐蚀行为及摩擦磨损机制,并对比研究了不同热处理工艺和N-SiCP含量对N-SiCiP镁基复合材料的组织与力学性能的影响规律。主要结论如下:（1）RE-4p-EX-xN-SiCP/ZK61（x=0.1,2,3,%）复合材料丝材组织均匀,无明显孔洞、裂纹等缺陷,组织由α-Mg、MgZn2相和N-SiCP组成,增强体N-SiCP与基体结合良好,当SiCP含量达到3%时,N-SiCP存在少许团聚。（2）与RE-4p-EX-/ZK61相比,随着N-SiCP含量提高,RE-4p-EX-xN-SiCP/ZK61（x=0,1,2,3.%）复合材料丝材的抗拉强度和屈服强度均得到不同程度的提高,但伸长率呈降低趋势。当N-SiCP含量为3%时,其力学性能最为优异,其抗拉强度为325 MPa,屈服强度288 MPa以及伸长率达到4.6%。（3）由于 N-SiCP与镁合金基体结合良好,并没有发生化合反应,因此N-SiCP的加入对复合材料丝材的耐蚀性能并无显着影响。（4）室温干滑动摩擦条件下,纳米颗粒N-SiCP的加入能够改善RE-4p-LX-ZK61的耐磨性能,且随着其含量的增加,复合材料的耐磨性也逐渐增强。（5）随着载荷及滑动速度的增加.N-SiCP颗粒摩擦过程中越易脱落,RE-4p-EX-3%N-SiCP/ZK61磨损表面形貌始终比RE-4p-EX-ZK61更为粗燥。磨损量逐渐增大,但RE-4p-EX-3%N-SiCp/ZK61磨损量始终低于RE-4p-EX-ZK61,N-SiCP颗粒的加入能够明显提高材料的抗磨损性能。（6）相比于挤压态ZK61合金,RE-4p-EX-xN-SiCP/ZK61 复合材料的弹性模量、屈服强度和位伸强度均有明显提升,而伸长率长有所下降。固溶处理后,RE-4p-LX-xN-SiCP/ZK61（x=0.1,2,3,%）复合材料丝材的拉伸强度的变化规律与硬度的变化规律一致,随着N-SiCp含量增加,抗拉强度、屈服强度呈增大趋势。（7）RE-4p-EX-xN-SiCP/ZK61复合材料的硬度随时效时间的增加而提高,在16 h出现明显的时效峰,随后硬度开始降低。420℃ × 2 h固溶+180℃ × 16 h时效是RE-4p-EX-xN-SiCP/ZK61（x=0,1,2,3,%）复合材料丝材较为合适的热处理工艺,该工艺条件下,析出第二相尺寸细小、分布均匀,此时复合材料的硬度最高。
孟姣[2]（2020）在《形变与热处理对镁及镁锌合金组织与性能影响的研究》文中研究指明近年来,随着镁合金室温变形工艺技术的提高,采用累计多道次冷拉拔结合中间退火的工艺能够成功制备镁合金细丝和细管材等微型材。这些微型材在生物医用领域具有很大的潜力,使得可降解吻合钉、缝合线、心血管支架、纤维增强骨科固定复合材料等应用成为可能。虽然镁合金作为可降解材料正是利用了镁易腐蚀的特性,但这也对镁腐蚀的基础研究提出了更高的要求。首先,镁合金的腐蚀速率过快依旧是镁合金在医用材料领域的障碍,如何使镁合金的腐蚀速率与应用要求相匹配仍是待解决的基本问题。其次,镁及镁合金非常容易发生局部腐蚀,这会导致材料过早或突然失效。针对上述问题,本文研究了纯镁和Z2（Mg-2wt.%Zn）及Z4（Mg-4wt.%Zn）两种镁锌二元合金在热挤压、冷拉拔和热处理工艺过程中显微组织的演变规律。对不同加工状态的丝材在NaCl溶液中进行了浸泡腐蚀试验,系统地揭示了纯镁和Mg-Zn合金的腐蚀规律。显微组织研究发现,挤压态纯镁和Mg-Zn丝材中都形成了典型的丝织构,即大部分晶粒的<11（?）0>和<10（?）0>晶向都沿着ED（挤压方向）方向分布。结合丝材的纵截面和横截面的EBSD结果发现,纯镁试样的微区织构分布不均匀:试样边部的晶粒取向更一致,晶粒不仅<11（?）0>或<10（?）0>晶向与ED平行,且基面与ND（纵截面法线）平行;而心部的晶粒有更大的自由度,心部晶粒的基面多数与ND垂直,但也有部分晶粒的取向与边部的晶粒相同。这说明在形成<11（?）0>或<10（?）0>与ED平行的丝织构时,大部分晶粒还绕ED方向发生了转动。冷拉拔变形量为7%～21%时,这种晶粒取向梯度仍然存在。丝材圆柱表面的电化学试验结果表明,三种成分的挤压态丝材经过冷拉拔加工后腐蚀电位和腐蚀电流都降低。对于不同加工状态的Z2丝材,利用析氢法和电化学法算得的表面腐蚀速率规律基本一致,但失重法测得的腐蚀速率数值明显高于上述两种方法的结果,说明失重法不适用于研究镁合金丝材在NaCl溶液中的腐蚀速率。对于同种成分的镁合金,当腐蚀倾向于在表面均匀扩展时,试样的腐蚀速率较低。当试样的局部腐蚀程度较严重时,往往表现出较快的腐蚀速率。对于纯镁,发生局部腐蚀的试样的平均腐蚀速率约为均匀腐蚀试样的4倍。SEM+EBSD方法可直接观察腐蚀萌生位置与显微组织的关系,与SKP电位分布规律十分吻合,说明这种方法用于研究镁合金局部腐蚀是合理可靠的。在多相微电偶理论的基础上,改进并建立了镁合金的局部腐蚀微电偶模型。该模型将镁合金中具有不同腐蚀倾向的组织视为微电极,将相邻的微电极视为腐蚀微电偶。腐蚀微电偶的种类和微电极的性质即是局部腐蚀发展的热力学基础。将不同取向的相邻晶粒看作腐蚀微电偶,利用第一性原理计算了晶粒微电极的性质。结果表明,镁中{0001}面具有最低的表面能（0.48 J/m2）,说明基面的稳定性最高。柱面的腐蚀速率为基面的15～17倍,{10（?）0}和{11（?）0}两类柱面腐蚀速率的比值为1.15,腐蚀速率非常接近。随Zn含量增加,热挤压丝材表面的腐蚀速率先降低后升高。三种合金挤压态样品的腐蚀电位由低到高的顺序为:Mg、Z4、Z2。从丝材纵截面的显微组织和腐蚀行为看,Mg-Zn合金的腐蚀性能不仅仅取决于Zn含量,还与显微组织密切相关。Z2和Z4合金在热挤压过程中发生了不均匀的动态再结晶,显微组织中出现沿挤压方向分布的细晶条带组织。条带组织中的细晶与非条带晶粒之间存在明显的电位差,构成了微电偶,成为Mg-Zn合金局部腐蚀的优先位置。挤压态纯镁试样的心部区域更容易发生局部腐蚀,边部的腐蚀形貌相对均匀。这是因为在晶粒取向有序度较高的边部区域,晶粒微电偶提供的局部腐蚀驱动力较小;而在晶粒自由度较大的丝材心部,晶粒微电偶提供的腐蚀驱动力较大,因此局部腐蚀较严重。冷拉拔对Z2和Z4丝材纵截面的析氢腐蚀速率影响不大,且对纵截面局部腐蚀的改善不明显。主要原因是经过冷拉拔变形后,条带组织中的细晶仍然存在,条带组织中的细晶与非条带组织晶粒之间具有较大的电位差,局部腐蚀发展的驱动力较大。冷拉拔纯镁丝材在较高温度下退火后,显微组织中的晶粒取向梯度消失,局部腐蚀失去了足够的驱动力,因此腐蚀速率下降。对于冷拉拔Z2丝材,退火处理实现了完全再结晶,消除了条带组织,合金丝的腐蚀速率也随之降低。然而退火工艺对冷拉拔Z4丝材的腐蚀速率没有显着影响,因为Z4中的条带组织缺陷难以通过热处理消除。
张书雅[3]（2020）在《形核剂对增材制造铝合金显微组织及力学性能的影响》文中研究表明铝合金具有密度低、导热导电性能好、耐腐蚀、比强度高,以及可塑性强和制造成本相对较低等优点,在市场上享有广泛的应用范围,尤其是对于质量因素较敏感的航空航天、军事以及汽车制造等领域。目前,随着我国工业的迅速发展,铝合金零部件逐渐呈现出结构轻量化、性能复合化的发展趋势,并且在实际应用中对零件性能和生产效率的要求更高,传统的减材制造技术（如铸造、锻造等）已经难以满足这些制造需求。增材制造技术是一种自下而上的材料逐层叠加制造方法,凭借其特殊的成形方式以及高度灵活性,能够在材料减重和结构减重两方面实现轻量化的目的。目前在对铝合金增材制造工艺的研究过程中,由于铝合金氧化性强、激光吸收率低、凝固温度范围宽等缺点,铝粉表面容易形成坚韧的氧化膜,阻碍成形过程中层间金属连结,降低成形件的致密度,影响成形件的性能。另外,铝粉流动性差,激光反射率高,容易引起成形件内部气孔和裂纹的产生,导致难以大幅提升铝合金增材制造成形件的强度和塑性。针对上述问题,国内外学者开展了大量研究,通过掺杂、工艺优化、热处理等方式改善铝合金增材制造成形件的微观组织和机械性能。目前市场上常用的增材制造铝合金有 Al-Si 系（如 AlSi1OMg、AlSi12）、Al-Cu 系（如 A12024）、Al-Zn系（如A17075）铝合金粉末,用于选区激光熔化增材制造;Al-Mg系、Al-Li系铝合金丝材用于电弧填丝增材制造。掺杂处理包括添加稀土元素（如Sc、Zr等）或者纳米颗粒（如TiC、TiB2、SiC等）,用以改善铝合金粉末流动性和致密性的缺陷以及成形件的微观结构,从而提高铝合金增材制造成形件的力学性能。然而,上述方法受到成本高或者冶金工艺复杂等因素的制约,性价比并不高。因此,如何在保证性能的前提下简化工艺、降低成本、提高效率,拓展可适用于增材制造的铝合金粉末已经成为主要的发展趋势。另外,相较于铝合金粉末选区激光熔化增材制造的研究,电弧填丝增材制造研究较少。并且由于热输入量大,成形过程稳定性不高等因素,成形件的微观组织和力学性能难以改善。因此,如何提高电弧填丝增材制造铝合金成形件质量及性能是一个亟待解决的问题。本课题主要研究铝合金粉末材料的选区激光熔化增材制造工艺,采用粉材包括AlSilOMg、A17075及A12024铝合金粉末。将AlSi1OMg通过机械混合法掺杂含量分别为1 wt.%、5wt.%、10 wt.%、20 wt.%的Al-Ti-C-B中间合金,探究纳米级TiC颗粒和TiB2颗粒对增材制造AlSi1OMg成形件的改性作用,旨在细化其微观组织结构,提高力学性能。将A17075通过机械混合法掺杂10 wt.%Al-Ti-C-B中间合金,观察纳米颗粒对增材制造A17075成形件微观组织和力学性能的影响。将A12024通过原位生成法掺杂1.5 wt.%的TiC颗粒,探究该工艺对增材制造A12024组织性能的作用,旨在通过引入变质剂促进形核,改善该合金的可成形性。同时,本课题还对铝合金电弧填丝增材制造进行了一定程度的研究,采用丝材包括Al-Mg合金和Al-Li合金。通过向A15A06成分中添加0.22 wt.%Sc元素探究Sc元素对增材制造铝合金的晶粒细化效果,以及对抗拉强度和延展性的影响。通过对Al-Li合金丝材进行电弧填丝增材制造并对成形件进行固溶时效热处理,探究增材制造工艺以及不同热处理制度对该合金组织性能的影响。实验结果表明,针对铝合金粉材选区激光熔化增材制造工艺,掺杂Al-Ti-C-B中间合金显着细化了 AlSi1OMg合金的微观组织,平均晶粒尺寸降低至3μm以下。细化剂掺杂量在1-5 wt.%时抗拉强度达到500-520MPa,延伸率在12-15%左右。继续增加掺杂量可使晶粒进一步细化,延伸率略有增加,但抗拉强度下降。掺杂Al-Ti-C-B中间合金同样可以抑制A17075铝合金柱状晶生长,转化为精细的等轴晶,消除了各向异性。但由于热裂纹仍然存在,力学性能得不到改善。原位掺杂Al-Ti-C中间合金优化了 A12024铝合金增材制造成形性,消除了微裂纹,但晶粒的细化仍不足以提高该合金力学性能。针对铝合金丝材电弧填丝增材制造工艺,添加0.22 wt.%Sc元素显着细化了 A15A06铝合金的微观组织,得到平均晶粒尺寸40μm的等轴晶,抗拉强度达到290MPa,延伸率达到36%。对于Al-Li合金丝材,增材制造工艺显着改善了其微观组织,由柱状晶细化为等轴晶,固溶处理进一步提高了其抗拉强度和延伸率。
石海洋[4]（2020）在《NiTi形状记忆合金丝材热变形行为及拉拔有限元模拟研究》文中研究指明近等原子比NiTi合金因具有优良的形状记忆效应、超弹性和耐腐蚀等特性,在航空航天、生物医疗和工程机械等领域得到了广泛应用。但由于NiTi系合金室温塑性差,冷加工困难,工业生产中常采用热加工方法来获得优质NiTi合金产品。因此,研究NiTi合金的热变形行为具有重要意义。此外,与传统反复实验优化加工工艺的方法相比,有限元数值模拟技术具有成本低、周期短等特点,因而利用该技术可极大提高NiTi合金的生产效率。本文通过等温拉伸实验和相关测试方法,研究了Ti-50Ni（at.%）合金丝材的热变形行为、组织结构演变和断口形貌等。基于实验数据构建了该合金的热变形宏观唯象本构方程,应用最优本构方程,对该合金丝材进行了热拉拔有限元模拟,并分析了拉拔过程中工艺参数对等效应力、等效应变和拉拔力的影响,然后优化工艺参数并对其进行了生产验证。主要工作及结论如下:根据真应力-真应变曲线可知,在变形温度为573873K条件下,随变形温度的升高,Ti-50Ni合金动态软化效应增强,延伸率增大,流变应力降低,具有负温度敏感特征;在应变速率为0.010.2s-1条件下,随应变速率的增大,合金延伸率变化无规律,流变应力增大,具有正应变速率敏感特征。热拉伸断口分析表明,Ti-50Ni合金断裂机制以韧窝断裂为主。随变形温度升高,韧窝尺寸增大,数量减少,合金塑性提高;随应变速率的增大,韧窝尺寸减小,数量增多,合金塑性降低。热拉伸后显微组织和性能分析表明,在较低温度（≤773K）下,Ti-50Ni合金组织呈纤维状,晶粒被拉长、拉细,而且在773K时还发生不完全动态再结晶;在较高温度（873K）下,发生完全动态再结晶,观察到大量细小的动态再结晶晶粒;合金硬度主要受变形温度的影响,随变形温度的升高,显微硬度逐渐降低,且降幅逐渐增大。建立了三种宏观唯象本构方程来预测Ti-50Ni合金的热变形行为。其中,Field-Backofen本构方程不能用来预测合金的热变形行为;Grosman本构方程可精确预测合金在573773K、0.010.2s-1条件下的热变形行为;多元线性回归本构方程可预测合金在573873K、0.010.2s-1条件下的热变形行为,且预测值和实验值拟合度高、误差小。构建了Ti-50Ni合金丝材的热拉拔有限元模型,并优化了工艺参数。模拟结果表明:（1）随道次变形量的增大,丝材变形程度增大,应变不均匀指数减小;等效应力最大值逐渐增大,且在1020%变形量范围内,等效应力分布较为均匀;拉拔力逐渐增大,且在20%和25%变形量之间增幅最大。（2）随模具锥角的增大,丝材变形程度增大,应变不均匀指数增大;等效应力最大值逐渐增大,且在所有研究的模具锥角下,等效应力分布都较为均匀;所有研究的变形量下的拉拔力均先减小后增大,其中,变形量为20%和25%时,最佳模具锥角为12°。根据上述结论,较优的拉拔工艺参数为:道次变形量?=20%,模具锥角2α=12°。基于模拟结果制定了Ti-50Ni合金丝材的多道次热拉拔工艺方案,并进行了拉拔实验。结果表明,拉拔后丝材表面质量好且尺寸精度高,满足生产要求;组织呈纤维状,室温组成相主要是马氏体相;力学性能达到行业生产标准,且具有优良的形状记忆性能,验证了模拟优化后工艺参数的合理性。
宝闪闪[5]（2020）在《镁合金/聚乳酸医用复合材料的制备与性能》文中指出传统可降解高分子材料聚乳酸（PLA）的力学性能较差,降解产物呈酸性,在临床使用中出现了较多的问题,而作为新一代可降解医用植入材料,镁及镁合金的降解速率过快限制了它的发展。本文设计并制备了以Mg或Mg-Sn-Mn、PLA互相增强的镁合金/聚乳酸互穿结构复合材料,实现了Mg、Mg-Sn-Mn和聚乳酸的优势互补。文中通过浸泡实验和电化学实验研究了复合材料的降解性能;采用拉伸、弯曲等测试评价了材料的力学性能,并研究了复合材料力学性能在模拟体液（SBF）中的变化规律,分析了镁及镁合金的参数（螺旋角、丝材直径）对复合材料力学性能的影响,评价了复合材料的抗菌性、血液相容性和细胞毒性。研究发现:镁含量为40%和50%的复合材料具有均匀的网络结构,腐蚀速率均匀缓慢,析氢量较少。SBF的p H值变化受镁含量的影响。复合材料中的镁降解时产生的碱性环境加速了聚乳酸的分解,降解产物中存在磷酸钙、Mg（OH）2等。较大的螺旋角有利于镁丝的纵向强化作用,120°螺旋角复合材料的力学性能优于90°和60°,拉伸强度和压缩强度分别为101.9 MPa和81.4 MPa。Φ0.25 mm、Φ0.38 mm、Φ0.54 mm Mg-Sn-Mn合金丝材强化作用优于Φ0.4 mm纯Mg,拉伸强度分别为111.3MPa、119.3 MPa和123.9 MPa,压缩强度为91.5 MPa、95.8 MPa和94.6 MPa。复合材料的界面结合强度会影响复合材料的力学性能。HF和Na OH表面处理使复合材料得到界面强化,界面强度、拉伸强度和压缩强度得到提升。在SBF模拟体液浸泡中前10天,复合材料的力学性能取决于镁丝的腐蚀情况,后4天取决于复合材料的界面结合强度。抗菌实验表明复合材料中的镁能够增加菌液的p H值,形成的碱性环境抑制了大肠杆菌和金葡萄球菌的生长。当镁含量为50%和60%时,复合材料具有较高的抗菌率（77.4%～87.1%和86.3%～94.0%）。镁含量为40%的复合材料抗菌率相对较低。复合材料的溶血率均低于5%（0.99～1.5%）,可以满足医学上对生物医用材料溶血率要求。CCK法的实验结果表明复合材料浸提液对L-929细胞无细胞毒性。
蔡洪[6]（2019）在《镁合金丝/聚乳酸复合材料的制备与性能研究》文中进行了进一步梳理本文综合利用镁合金和聚乳酸（PLA）在力学性能和降解性能方面的优势,采用热压和热拉拔的方法制备了可降解的Mg-2Zn丝/PLA复合棒材,并深入研究了制备工艺和微观结构对复合棒材的力学性能、体外降解性能和生物相容性的影响。采用微弧氧化（MAO）法、化学修饰法包括氢氟酸（HF）、多巴胺（DA）、γ-氨丙基三乙氧基硅烷（KH550）对Mg-2Zn丝材进行了表面处理。其中MAO处理之后的丝材表面粗糙多孔,大多数孔径为0.51.5μm,表面粗糙度为192.0±5.0nm,这有利于在制备复合材料的过程中丝材表面和PLA之间形成较强的机械锁合力。采用单丝拔出实验定量比较分析了不同的界面对界面结合强度的影响。采用Material Studio软件从分子动力学模拟的角度计算分析比较了Mg、MgO、MgF2表面和PLA之间的界面结合状态,揭示出Mg和PLA界面之间的相互作用为范德华力,MgO以及MgF2中的Mg和PLA中的羰基O之间形成了强烈的静电作用力。由于机械锁合力和静电作用力的结果使得MAO组的界面结合强度最高,该组丝材制备的复合材料的力学性能最好。采用热压和热拉拔的方法制备了MAO-Mg2Zn丝/PLA复合棒材,通过定向分布的丝材在PLA基体中的增强增韧效果,改善的界面结合以及热拉拔之后PLA基体的自增强效果,使得复合材料的力学性能得到了明显的提高。复合棒材的力学性能随着丝材体积分数的增加而增大。聚乳酸的弯曲强度为90MPa,丝材体积分数为20vol%时,热压态复合棒材的弯曲强度可以达到聚乳酸基体的2.3倍,为210MPa。直径为6mm的热压态复合棒材经过热拉拔三道次后,其弯曲强度的提高幅度超过了60%。理论计算分析了复合棒材的弯曲强度与Mg-2Zn丝材的体积分数和丝材的分布之间的关系。热拉拔作为一种有效的自增强技术可以提高PLA分子链的取向排列程度,因而也提高了PLA的结晶度以及熔融温度。通过对比研究热压态和热拉拔态复合棒材的体外降解性能,建立了复合棒材体外降解的数学模型,不仅很好地反映出弯曲强度、分子量和降解时间之间的关系,还能够预测降解的周期,通过调节丝材的用量和加工步骤调控复合棒材的降解速率。根据XR-CT结果可知,基于改善的界面结合效果,在降解过程中起主导作用的是降解介质通过复合棒材侧向外表面向芯部扩散而非从端部向棒材中间部位扩散。热拉拔三道次的复合棒材中,提高的取向度和结晶度减慢了PLA的降解速率以及Mg-2Zn丝材的腐蚀速率。复合棒材中PLA的降解机理和降解速率很大程度上依赖于丝材的体积分数,由于碱催化水解的原因,丝材体积分数越高,PLA的降解速率越大。采用小鼠胚胎成骨前体细胞（MC3T3-E1）与Mg-2Zn棒材、PLA棒材、热压态及热拉拔态复合棒材的浸提液进行共培养,结果表明Mg-2Zn棒材浸提液原液表现出细胞毒性,但在稀释十倍后,无细胞毒性。其它三组样品的浸提液原液均无细胞毒性。
王利卿[7]（2018）在《生物可降解Zn-Mg（-Mn）合金的微观组织与室温力学性能研究》文中研究说明Zn及Zn合金具有适宜的降解速率和良好的生物相容性,是潜在的可降解生物医用金属材料。但是,现有可降解Zn合金的强度与塑性难以满足植入器械的要求,特别是可降解骨修复器械与心血管支架的要求。目前,大部分研究工作并未对Zn合金的微观组织与力学性能的演变进行系统地研究,尤其对于Zn合金织构演化与力学性能的构效关系缺乏足够的认识。另一方面,上述植入器械所需的棒材、丝材和管材一般经过挤压与拉拔工艺来实现,但是缺乏对Zn合金挤压与拉拔变形时组织性能演变规律的认识。因此,本文通过挤压和拉拔工艺制备了Zn-Mg（-Mn）合金的棒材和丝材,利用扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电镜（TEM）、室温拉伸和压缩对合金的微观组织和力学性能进行了研究。分析了 Zn-Mg和Zn-Mg-Mn合金微观组织对力学性能的影响规律,以及单向拉伸/压缩变形过程中Zn-Mg-Mn合金微观组织的演变规律,以便更好地理解Zn-Mg（-Mn）合金的成分、工艺、微观组织、力学性能之间的构效关系,为Zn合金制备工艺与力学性能的优化提供参考。获得的主要结果如下:在相同的挤压温度下（200或300℃）,随着Mg含量增加,挤压态Zn-（0～1 wt.%）Mg合金（文中所涉及的合金成分未经特殊说明全部为质量百分数）中第二相Mg2Zn11的含量和尺寸均逐渐增加,并沿挤压方向呈条状分布;Zn基体呈等轴状晶粒,平均晶粒尺寸由纯Zn的100～200 μm逐渐减小到Zn-1Mg合金的10 μm左右。降低挤压温度能够细化Zn-（0～0.2）Mg合金晶粒。当Mg含量超过0.02 wt.%时,合金的织构由ED‖<1100>（ED为挤压方向）基面纤维织构转变为{0001}基面偏离ED的非基面织构。随着Mg含量增加,挤压态Zn-（0～1）Mg二元合金的屈服强度和抗拉强度分别由纯Zn的64～70 MPa和105～110 MPa逐渐增加到Zn-1Mg合金的250～260 MPa和320～330 MPa。而且低温挤压能够提高Zn-Mg合金的强度与塑性。强化效果主要源于细晶强化与第二相强化,尤其是细晶强化。在较低温挤压时,微量的Mg添加（不超过0.05 wt.%）,挤压态Zn-Mg合金呈现韧性断裂特征,其最大伸长率可达25%。Mg添加量增加时,合金依然保持与纯Zn相同的断裂方式,即解理断裂,且其伸长率也随之降低,均低于15%。挤压态Zn-Mg合金表现出了良好的抗压缩性能。在变形量达到60%时,压缩试样均未发生断裂,同时压缩屈服强度也随着Mg含量增加由纯Zn的110～120 MPa增加到Zn-1Mg合金的285～290 MPa。更有意义的是,随Mg添加量的增加,Zn-Mg合金的拉压不对称性得到明显改善。挤压态Zn-0.02Mg合金（Φ 5 mm）不需要中间退火、经过累积变形量达到97%的室温拉拔后获得Φ 0.8 mm的丝材。挤压态合金的屈服强度与抗拉强度分别达到136与167 MPa,伸长率达到27%。拉拔态丝材的屈服强度与抗拉强度分别达到388与455 MPa,但伸长率却仅为5.4%。拉拔过程中,Zn-0.02Mg合金以位错滑移和{1012}孪生为主要变形机制,原始等轴晶粒沿拉拔方向被拉长。当累积变形量达到45%时,合金开始发生室温动态再结晶;当累积变形量增加到97%时,合金发生完全室温动态再结晶,形成平均晶粒尺寸为1 μm的等轴晶,显着低于挤压态合金的25μm。加工硬化、动态再结晶软化与细晶强化的共同作用导致Zn-0.02Mg合金丝材的硬度随累积变形量增加而呈现三个不同的增长阶段。挤压态Zn-0.02Mg合金形成ED‖<1100>的纤维织构。在拉拔变形初期,合金形成了DD‖<0001>变形织构（DD为拉拔方向）。随着累积变形量增加,合金发生了室温动态再结晶,最终拉拔态Zn-0.02Mg合金丝材呈现DD与<0001>成约70°夹角的室温动态再结晶织构。挤压态Zn-0.2Mg-（0.1～0.8）Mn合金出现第二相Mg2Zn11与MnZn13,并沿挤压方向呈条状分布。Zn基体中形成细小的等轴晶,其平均晶粒尺寸维持在2～5 μm之间,相比于Zn-0.2Mg合金Mn元素表现出显着的晶粒细化作用。同时合金均保持非基面织构类型。随Mn含量增加,细晶、低模量的第二相MnZn13以及非基面织构的组织共同作用使合金强度与塑性同时得到提高。合金的屈服强度和抗拉强度由Zn-0.2Mg合金的178和233 MPa增加到Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的348和383 MPa;伸长率由Zn-0.2Mg合金的7%增加到Zn-0.2Mg-0.5Mn合金的30%,之后降低到Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的21%。压缩试样在变形量达到40%～60%时均未发生断裂。随着Mn含量增加,压缩屈服强度由Zn-0.2Mg合金的183 MPa增加至Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的393 MPa。而且,Mn含量增加引起合金拉压不对称性略有增加。降低挤压温度并未对Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的晶粒尺寸产生显着影响,平均晶粒尺寸均维持在2μm左右,但第二相Mg2Zn11与MnZn13的尺寸逐渐减小,以及织构类型由基面织构逐渐转变为基面与ED成10～25°夹角的非基面织构。随着挤压温度降低,合金的屈服强度与抗拉强度未发生明显变化,分别保持在330～350 MPa和360～385 MPa之间;但是伸长率由12%逐渐增加到33%。压缩试样在变形量达到60%时均未发生断裂,同时压缩屈服强度维持在350～393 MPa,其中200℃挤压合金达到最大值。相比于现有可降解Zn基合金,200与150℃挤压Zn-0.2Mg-0.8Mn合金具备高强度和高塑性的特点。对于拉伸变形而言,非基面织构Zn-0.2Mg-0.8Mn合金能够累积较高比例的小角度晶界,并表现出较高的伸长率。拉伸变形并不会引起合金的织构发生明显变化。而当拉伸变形量增大时,合金能够开动少量{1012}孪生,形成新的、强度较弱的TD‖<0001>织构组分（TD为拉伸方向）。压缩变形导致合金由初始的基面或非基面织构转变成CD‖<1210>的织构类型（CD为压缩方向）。当变形量超过40%之后,合金发生室温动态再结晶使平均晶粒尺寸减小到1 μm以下,同时形成CD与<0001>晶向成15～30°夹角的室温动态再结晶织构。
郑茂波[8]（2018）在《医用Mg-Zn-Ca合金丝材的制备、组织与性能研究》文中提出由于镁合金良好的生物相容性和可降解吸收性,近年来可用于胃肠吻合、止血夹和伤口组织缝合等用的可降解镁合金丝材在生物材料领域引起了人们的极大关注。然而,鉴于镁合金的室温塑性较差,目前国内外有关医用镁合金丝材的研究甚少,且关于Mg-Zn-Ca丝材的拉拔研究还未有报道。本文选取Mg-3.0wt%Zn-0.2wt%Ca合金为原始材料,通过铸造、挤压、冷拉拔成功制备得到了Φ0.8 mm的Mg-3Zn-0.2Ca镁合金细丝,并利用金相观察、XRD、拉伸实验、EBSD、析氢实验、电化学分析和浸泡实验等方法系统研究了Mg-3Zn-0.2Ca丝材的显微组织、织构、力学性能和在模拟体液（SBF）中的腐蚀行为。此外,还对丝材进行了氟化表面处理并研究了其对Mg-3Zn-0.2Ca丝材耐蚀性的影响。最后,利用Mg-3Zn-0.2Ca丝材制备了一种新型可降解镁合金皮肤缝合钉,并对其应用的可行性进行了初步研究。研究的主要结论如下:（1）通过对Φ2.0 mm拉拔至Φ0.8 mm的拉拔工艺详细研究可知,采用平均单道次变形量为8%,多道次连续冷拉拔并结合适当中间退火工艺,可获得54.44%的最大累积冷变形量且仅进行了两次中间退火。经最终退火工艺处理后,Mg-3Zn-0.2Ca丝材的平均晶粒尺寸由Φ2.0 mm时的6.73μm被细化至3.96μm,其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为253 MPa、212 MPa和9.2%,表现出了较好的综合力学性能。（2）EBSD分析表明,丝材经连续冷拉拔后,在拉拔方向上形成了较强的（0001）<10-10>//DD基面织构类型。经再结晶退火后,丝材的基面织构强度显着下降,且呈弥散随机分布特征,这与合金中加入的Ca元素有关。此外,研究表明丝材的LS截面上主要由（0001）和（10-10）、（11-20）晶面取向的晶粒组成,TS面上主要由（10-10）和（11-20）晶面取向的晶粒组成。通过对两者耐蚀性的研究发现,TS截面比LS截面的耐蚀性好,这说明调控镁合金织构是改善其耐蚀性的一种有效方法。（3）Φ0.8 mm拉拔态Mg-3Zn-0.2Ca丝材在SBF中浸泡7天后的腐蚀速率为8.16mm/y。在退火处理后,丝材的腐蚀速率降低为5.06 mm/y,且腐蚀行为得到了较大改善。此外,丝材表面的微裂纹应该是导致丝材局部腐蚀严重和提前断裂的主要原因。对丝材进行表面氟化处理,制备得到了厚度约为0.7μm的致密MgF2涂层。实验表明经HF处理后的丝材在浸泡7天后,其腐蚀速率可降低至1.53 mm/y,说明氟化处理可有效提高Mg-3Zn-0.2Ca丝材的耐蚀性。（4）对镁合金皮肤缝合钉的研究表明,闭合后仅在弯曲部位出现了少量孪晶,且并未在弯曲部位发现微裂纹,这表明Mg-3Zn-0.2Ca缝合钉具有良好的成型性。氟化处理的缝合钉在闭合后,弯曲部位的MgF2涂层在受到应力的作用下并未出现裂痕。体外浸泡实验表明,未处理的缝合钉表现出相对均匀的腐蚀行为,力学完整性能维持在7天左右。通过氟化处理后,Mg-3Zn-0.2Ca缝合钉的力学完整性提高到约11天,接近满足两周左右失效的临床要求,其腐蚀降解时间得到了有效延长。
张飞奇[9]（2017）在《基于丝材电弧增材制造Ti6A14V-xB合金的组织性能及模拟》文中进行了进一步梳理钛及钛合金具有高强度、低密度、耐高温、耐腐蚀、无磁性和良好生物相容性等优点被广泛应用于各个领域,然而传统的钛及钛合金成型工艺需要真空熔炼、锻造及大量切削等后续处理,使得材料利用率降低,增加了生产成本,采用增材制造技术可以缩短工艺,提高钛合金材料的利用率,配以合金成分优化,可以提高钛合金的力学性能。基于此,本文研究了钛合金添加微量硼元素结合丝材电弧增材制造技术,并对钛合金丝材电弧增材制造过程中快速凝固组织的演变进行了模拟。首先,采用高真空非自耗熔炼及吸铸方法制备不同硼含量的Ti6Al14V-xB（wt%,x为0,0.05,0.1,0.5）合金,研究了不同微量硼元素添加对Ti6Al4V-xB的铸造显微组织及力学性能的影响;其次,采用Ti6Al4V及Ti6Al4V-0.05B丝材为原料,以电弧为热源,将钛合金丝材熔融并逐层堆积实现快速增材制造,研究了钛合金丝材电弧增材制造的凝固过程、组织形貌和力学性能等;最后,采用元胞自动机-有限元法对Ti6Al4V及Ti6Al4V-0.05B合金丝材电弧增材制造的快速凝固过程进行模拟计算,进一步探究了丝材电弧增材制造不同阶段的固-液转变、初始β晶形核及生长等机理。通过以上研究,得出以下结果:（1）微量B的添加影响了钛合金初始β晶生长,在固-液前沿富集B元素阻碍初始β-Ti长大,有效细化晶粒,当硼含量超过0.1wt%时,则有明显的TiB相析出。Ti6Al4V-xB合金的抗拉强度极限随硼含量的增加单调上升,这是细晶强化和析出强化共同作用的结果;合金的塑性则是先升高后降低,Ti6Al4V-0.05B的塑性提高了 15%,而Ti6Al4V-0.1B与Ti6Al4V-0.5B的塑性则降低超过了 40%,因为析出脆性的TiB相,形成脆性断裂敏感带。（2）在Ti6Al4V丝材电弧增材制造过程中,由于电弧具有高的热量输入,使得每个堆积区-熔合区-堆积区得到了有效的冶金结合,没有明显的堆积分界面和钛马氏体存在,各区域的显微组织均为稳定的α+β片层组织以及接近的显微硬度值。与铸态Ti6Al4V相比,电弧增材制造的钛合金不仅初始β晶粒细小,而且α+β片层间距也较小,其抗拉强度与延伸率相比铸态均有所提高,拉伸断口为细小韧窝状的韧性断裂。（3）在Ti6Al4V-0.05B丝材电弧增材制造过程中,获得了更加细小晶粒的组织,同时有少量不规则针状TiB析出;相比较于铸态Ti6Al4V-0.05B合金,晶粒尺寸有所减小并且更加趋于枝状晶形貌,其抗拉强度提高了 6.2%,延伸率增加了 28.7%。（4）在Ti6Al4V丝材电弧增材制造的凝固组织演变模拟结果中发现,初始阶段β晶取向杂乱且晶粒尺寸细小;随着增材高度的增加,温度梯度变缓,平均固-液转变糊状区域宽度增加,初始β晶平均晶粒尺寸增加,晶体取向趋于热流传递方向（垂直于冷基板方向）;其模拟结果与实际增材制造的初始β晶组织形貌相一致;此外,Ti6Al4V-0.05B合金的模拟结果表明,0.05 wt%的硼含量添加提高了形核率与生长速率,从而使得初始β晶粒表现出更多的枝晶生长。
李旋[10]（2017）在《模拟生理应力环境中医用镁合金及其复合材料的降解行为》文中指出生理应力在人体新陈代谢过程中发挥着极其重要的作用,同时也会影响可降解植入器械的降解行为。医用镁合金在可降解骨科固定器械和血管支架领域具有广阔的应用前景,为此,本文探究了模拟生理应力环境中镁合金及其涂层的降解行为,设计并制备出了新型可降解镁合金丝材/聚乳酸（Mg/PLA）复合材料,并系统研究了模拟静、动态生理应力环境中该复合材料的降解行为。研究了模拟静态生理应力环境中纯镁及镁合金的降解行为,揭示了应力和氯离子的耦合作用机制。研究结果表明,应力和氯离子耦合作用会加速纯镁的降解,在模拟体液中（SBF）,外加拉应力为75MPa时纯镁降解速度是无应力时的2.4倍;通过电化学方法建立了纯镁及镁合金降解速度与外加拉应力之间的定量关系,并发现镁的降解行为与载荷大小和形式有关,相较于拉伸载荷,其对弯曲载荷更为敏感;最后提出了不同氯离子浓度生理环境中应力的作用机制。研究了模拟动态生理弯曲载荷环境中纯镁及其涂层的降解行为,弄清了动态载荷（频率和大小）的影响规律。研究表明低频动态载荷会减缓纯镁的降解速度,频率为0.5Hz,应力峰值为16MPa时,纯镁降解24h后的腐蚀电流密度是静态无应力作用下的28%,这与动态载荷可促进Ca-P相沉积有关。对于表面有MgF2或MgO涂层的纯镁样品,动态载荷主要通过加剧涂层破坏和加速Ca-P相沉积这两个相反作用机制影响样品的降解行为,载荷频率较大（2.5Hz）时,动态载荷对涂层的破坏行为起主导作用。镁合金与聚乳酸在力学和降解性能上具有互补性,本文构建了以镁合金丝材增强聚乳酸的新型可降解Mg/PLA复合材料体系。采用镁合金丝材（镁丝）定向增强、基体自增强或镁丝二维编织增强等强化方式,设计并制备出了可满足不同性能需求（各向同性或各向异性）的Mg/PLA复合材料。针对镁丝定向增强的复合材料,采用有限元方法和等效截面法理论,建立了复合材料弯曲性能与丝材分布形式之间的数学模型。复合材料具有优异的抗冲击性能,丝材含量为20vol%时,冲击强度和断裂时间与纯聚乳酸相比,分别提高了 15.8和0.58倍,进一步通过有限元方法,阐明了复合材料具有优异抗冲击性能的宏/微观机制。研究了模拟静态生理压应力环境中Mg/PLA复合材料的降解行为,结果表明,纯聚乳酸和复合材料中聚乳酸基体的降解动力学均服从阿伦尼乌斯方程。对于复合材料,微弧氧化镁合金丝材的降解可以稳定模拟体液pH值,并降低聚乳酸基体的降解速度,但是,外加压应力会降低聚乳酸降解的活化能和指前因子,从而加速聚乳酸的降解。压缩应力为1MPa时,纯聚乳酸的活化能和指前因子分别为57.54kJ/mol和9.74×107day-1,而复合材料中聚乳酸基体为65.5kJ/mol和9.81×108day-1。提高降解温度,可加速纯聚乳酸和复合材料的降解,缩短降解实验时间。降解过程中纯聚乳酸和复合材料的弯曲强度与聚乳酸分子量之间存在定量关系,该关系与降解温度和外加压应力无关。最后,建立了纯聚乳酸和复合材料的弯曲强度与聚乳酸分子量、活化能以及降解时间和温度之间的定量模型。研究了模拟动态生理压应力环境中Mg/PLA复合材料的降解行为,结果表明,动态压应力会加速Mg/PLA复合材料和纯聚乳酸的降解,增大应力大小和频率,其降解速度增大。动态应力对Mg/PLA复合材料降解性能的影响比静态应力更为显着。在动态压应力环境中,纯聚乳酸和Mg/PLA复合材料中聚乳酸基体的早期降解行为服从一阶降解动力学规律,并通过实验阐明了复合材料中两组元协同降解过程。最后,建立了动态应力环境中纯聚乳酸和Mg/PLA复合材料的弯曲强度与频率、应力大小和降解时间之间的数学模型。
二、表面处理对钛镍合金丝材力学性能影响研究（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、表面处理对钛镍合金丝材力学性能影响研究（论文提纲范文）
（1）N-SiCp/ZK61镁基复合材料丝材组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 镁基复合材料概述 |
| 1.2.1 基体材料 |
| 1.2.2 增强体 |
| 1.2.3 界面问题 |
| 1.3 镁基复合材料的制备工艺 |
| 1.3.1 高能超声法 |
| 1.3.2 熔体浸渗法 |
| 1.3.3 粉末冶金法 |
| 1.3.4 原位合成法 |
| 1.3.5 喷射沉积法 |
| 1.3.6 搅拌铸造法 |
| 1.3.7 大塑性变形法 |
| 1.4 镁基复合材料丝材制备方法及研究现状 |
| 1.4.1 丝材制备方法 |
| 1.4.2 镁基复合材料丝材研究现状 |
| 1.5 本课题的研究目的及意义 |
| 1.6 本课题的主要研究内容 |
| 2 实验设备及实验方法 |
| 2.1 实验设备 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.3.1 混粉及预处理 |
| 2.3.2 往复挤压及正挤压 |
| 2.3.3 固溶及时效处理 |
| 2.4 分析及测试方法 |
| 2.4.1 组织观察 |
| 2.4.2 XRD物相检测 |
| 2.4.3 TEM 分析 |
| 2.4.4 差热分析 |
| 2.4.5 力学性能测试 |
| 2.4.6 其他性能测试 |
| 2.5 技术路线图 |
| 3 RE-4p-EX-xN-SiC_P/ZK61 (x=0,1,2,3,%)组织与性能分析 |
| 3.1 显微组织 |
| 3.1.1OM组织分析 |
| 3.1.2 SEM组织分析 |
| 3.2 RE-4p-EX-xN-SiC_P/ZK61(x=0,1,2,3,%)力学性能 |
| 3.2.1 硬度 |
| 3.2.2 拉伸性能 |
| 3.2.3 断口形貌 |
| 3.3 RE-4p-EX-xN-SiC_P/K61(x=0,1,2,3,%)电化学腐蚀行为 |
| 3.3.1 开路电位 |
| 3.3.2 电化学阻抗图谱 |
| 3.3.3 动电位极化 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 RE-EX对镁基复合材料组织的影响 |
| 3.4.2 RE-EX对镁基复合材料力学性能的影响 |
| 3.4.3 镁基复合材料的位错与颗粒间的相互作用 |
| 3.4.4 N-SiCp对ZK61复合材料界面的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 RE-4p-EX-xN-SiC_P/K61(x=0,1,2,3,%)的摩擦磨损行为 |
| 4.1 N-SiC_P含量对RE-4p-EX-xN-SiCP/ZK61摩擦磨损行为的影响 |
| 4.2 载荷对材料摩擦磨损行为的影响 |
| 4.3 滑动速度对材料摩擦磨损行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 镁基复合材料丝材固溶及时效行为研究 |
| 5.1 固溶处理对镁基复合材料丝材的组织与性能影响 |
| 5.1.1 固溶处理对镁基复合材料丝材OM组织的影响 |
| 5.1.2 固溶处理后镁基复合材料丝材 EBSD 组织分析 |
| 5.1.3 固溶处理对镁基复合材料丝材力学性能的影响 |
| 5.2 时效处理对镁基复合材料丝材的组织与性能影响 |
| 5.2.1 时效处理对镁基复合材料丝材组织的影响 |
| 5.2.2 时效处理对镁基复合材料丝材力学性能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 在校期间发表论文及专利 |
（2）形变与热处理对镁及镁锌合金组织与性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.1.1 镁合金的基本性质 |
| 1.1.2 镁合金的应用 |
| 1.2 镁合金丝材的研究进展 |
| 1.2.1 镁合金的冷拉拔工艺 |
| 1.2.2 镁合金的再结晶退火工艺 |
| 1.2.3 镁合金冷变形机制 |
| 1.2.4 镁合金丝材的腐蚀行为 |
| 1.3 镁及镁合金的腐蚀 |
| 1.3.1 镁合金的腐蚀机理 |
| 1.3.2 镁合金的腐蚀类型 |
| 1.4 镁合金腐蚀的影响因素 |
| 1.4.1 合金元素 |
| 1.4.2 显微组织 |
| 1.4.3 织构 |
| 1.4.4 杂质 |
| 1.4.5 缺陷 |
| 1.5 研究背景、目的及主要内容 |
| 1.5.1 研究背景 |
| 1.5.2 研究目的和内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验过程和研究方法 |
| 2.1 工艺路线 |
| 2.2 合金的成分 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.3.1 原材料制备 |
| 2.3.2 熔炼和浇铸 |
| 2.4 丝材制备 |
| 2.4.1 热挤压工艺 |
| 2.4.2 冷拉拔工艺 |
| 2.4.3 热处理工艺 |
| 2.5 腐蚀性能测试 |
| 2.5.1 浸泡腐蚀试验 |
| 2.5.2 电化学性能测试 |
| 2.5.3 开尔文探针试验 |
| 2.6 微观组织观察 |
| 2.6.1 金相显微分析 |
| 2.6.2 合金成分分析 |
| 2.6.3 扫描电子显微镜(SEM)及微区成分分析 |
| 2.6.4 EBSD分析 |
| 参考文献 |
| 第三章 变形方式对镁合金组织和腐蚀行为的影响 |
| 3.1 合金成分设计与制备 |
| 3.2 变形方式对镁合金丝材显微组织的影响 |
| 3.2.1 纯镁的显微组织 |
| 3.2.2 Z2合金的显微组织 |
| 3.2.3 Z4合金的显微组织 |
| 3.3 变形方式对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 3.3.1 纯镁丝材的腐蚀性能 |
| 3.3.2 Z2丝材的腐蚀性能 |
| 3.3.3 Z4丝材的腐蚀性能 |
| 3.4 变形方式对镁合金微区电位分布的影响 |
| 3.5 分析讨论 |
| 3.5.1 加工工艺对镁合金微区织构的影响 |
| 3.5.2 几种腐蚀速率测试方法的比较 |
| 3.5.3 加工方式对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 3.5.4 合金元素Zn对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 热处理对镁合金组织和腐蚀行为的影响 |
| 4.1 退火工艺对镁合金丝材显微组织的影响 |
| 4.1.1 退火态纯镁试样的显微组织 |
| 4.1.2 退火态Z2 合金的显微组织 |
| 4.1.3 退火态Z4 合金的显微组织 |
| 4.2 退火工艺对镁合金丝材腐蚀性能的影响 |
| 4.2.1 退火态纯镁丝材的腐蚀性能 |
| 4.2.2 退火态Z2 丝材的腐蚀性能 |
| 4.2.3 退火态Z4 丝材的腐蚀性能 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 热处理对镁合金显微组织的影响 |
| 4.3.2 热处理工艺对镁合金丝材腐蚀行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 镁合金局部腐蚀的显微组织机制探索 |
| 5.1 镁合金腐蚀的关键问题 |
| 5.1.1 腐蚀可控性 |
| 5.1.2 镁合金中的局部腐蚀 |
| 5.1.3 镁合金腐蚀发展的模型建立 |
| 5.1.4 局部腐蚀的微电偶模型 |
| 5.2 微电极性质 |
| 5.2.1 表面能定义 |
| 5.2.2 计算方法和模型 |
| 5.2.3 计算结果和分析 |
| 5.3 局部腐蚀的显微组织机制 |
| 5.3.1 晶体取向分布对局部腐蚀的影响 |
| 5.3.2 晶粒尺寸对局部腐蚀的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 主要结论 |
| 本课题研究的创新点和今后工作的建议 |
| 科研成果清单 |
| 致谢 |
（3）形核剂对增材制造铝合金显微组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景及意义 |
| 1.2 增材制造工艺方法概述 |
| 1.2.1 选区激光熔化 |
| 1.2.2 电弧填丝增材制造 |
| 1.3 铝合金增材制造研究现状 |
| 1.4 掺杂处理对铝合金组织性能的影响 |
| 1.4.1 中间合金对铝合金的细化行为 |
| 1.4.2 稀土元素钪在铝合金中的作用 |
| 1.5 课题的研究目的、内容和技术路线 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 技术路线 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 SLM工艺 |
| 2.3 微观组织观察 |
| 2.3.1 OM金相组织观察 |
| 2.3.2 SEM与EDS分析 |
| 2.3.3 EBSD分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.5 热处理实验 |
| 2.5.1 再结晶退火 |
| 2.5.2 固溶处理 |
| 2.5.3 低温时效处理 |
| 第3章 工艺参数对铝合金增材制造成形件致密度的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光功率 |
| 3.3 扫描速率 |
| 3.4 扫描间距 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 铝合金粉材选区激光熔化增材制造工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纳米TiC、TiB_2颗粒的晶粒细化行为 |
| 4.3 掺杂Al-Ti-C-B中间合金对增材制造铝合金组织性能的影响 |
| 4.3.1 掺杂Al-Ti-C-B中间合金对AlSi1OMg组织性能的影响 |
| 4.3.2 掺杂Al-Ti-C-B中间合金对Al7075组织性能的影响 |
| 4.3.3 掺杂Al-Ti-C中间合金对Al2024组织性能的影响 |
| 4.4 再结晶退火处理粉材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 4.5 讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 铝合金丝材电弧填丝增材制造工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 添加钪元素对增材制造铝镁合金组织性能的影响 |
| 5.2.1 添加0.22 wt.% Sc元素对Al5A06组织性能的影响 |
| 5.2.2 不同含量Sc元素对Al-Mg合金组织性能的影响 |
| 5.3 铝锂合金丝材电弧填丝增材制造工艺研究 |
| 5.4 热处理实验 |
| 5.4.1 退火处理丝材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 5.4.2 固溶处理丝材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 5.4.3 固溶-时效处理丝材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 5.5 讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）NiTi形状记忆合金丝材热变形行为及拉拔有限元模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 形状记忆合金的主要特性及应用 |
| 1.2.1 热弹性马氏体相变 |
| 1.2.2 形状记忆效应 |
| 1.2.3 超弹性 |
| 1.2.4 形状记忆合金的应用 |
| 1.3 NiTi形状记忆合金热变形行为 |
| 1.3.1 冷变形加工硬化 |
| 1.3.2 热变形动态软化 |
| 1.3.3 本构模型概述 |
| 1.3.4 NiTi形状记忆合金热变形行为研究现状 |
| 1.4 丝材拉拔工艺及有限元数值模拟 |
| 1.4.1 拉拔概念 |
| 1.4.2 拉拔基础 |
| 1.4.3 拉拔工艺参数 |
| 1.4.4 有限元法概述 |
| 1.4.5 丝材拉拔有限元模拟研究现状 |
| 1.5 课题研究意义、目的及内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究路线 |
| 2.3 热拉伸实验 |
| 2.4 热拉拔实验 |
| 2.5 测试方法及仪器 |
| 2.5.1 微观组织观察 |
| 2.5.2 显微硬度测试 |
| 2.5.3 相变行为测试 |
| 2.5.4 形变特性测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 NiTi合金丝材热变形行为及组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 NiTi合金丝材热变形行为 |
| 3.2.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.2.2 变形温度和应变速率对合金流变应力的影响 |
| 3.2.3 变形温度和应变速率对合金延伸率的影响 |
| 3.3 NiTi合金丝材热拉伸断口形貌 |
| 3.4 NiTi合金丝材热拉伸后显微组织 |
| 3.5 NiTi合金丝材热拉伸后显微硬度 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 NiTi合金本构方程建立 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 F-B本构方程 |
| 4.2.1 应变硬化指数计算 |
| 4.2.2 应变速率敏感指数计算 |
| 4.2.3 强度系数计算 |
| 4.3 Grosman本构方程 |
| 4.3.1 应变硬化指数计算 |
| 4.3.2 应变速率敏感指数计算 |
| 4.3.3 软化因子计算 |
| 4.3.4 强度系数计算 |
| 4.4 多元线性回归本构方程 |
| 4.5 三种本构方程的拟合精度评价 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 NiTi合金丝材拉拔有限元模拟及实验研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 丝材拉拔有限元模型建立 |
| 5.2.1 有限元模型基本假设 |
| 5.2.2 几何模型建立 |
| 5.2.3 材料模型建立 |
| 5.2.4 网格划分 |
| 5.2.5 边界条件与摩擦类型 |
| 5.3 工艺参数选取 |
| 5.4 丝材拉拔有限元模拟结果及分析 |
| 5.4.1 工艺参数对等效应变场的影响 |
| 5.4.2 工艺参数对等效应力场的影响 |
| 5.4.3 工艺参数对拉拔力的影响 |
| 5.5 NiTi合金丝材多道次热拉拔工艺方案制定 |
| 5.6 热拉拔NiTi合金丝材性能表征 |
| 5.6.1 微观组织 |
| 5.6.2 相变行为 |
| 5.6.3 力学性能及形状记忆效应 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（5）镁合金/聚乳酸医用复合材料的制备与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁作为可降解医用植入材料的研究现状 |
| 1.2.1 纯镁及镁合金作为医用材料的研究现状 |
| 1.2.2 医用镁基复合材料的研究现状 |
| 1.2.3 镁合金的表面处理 |
| 1.2.4 镁及镁合金腐蚀行为的研究 |
| 1.3 聚乳酸可降解医用植入材料的研究现状 |
| 1.3.1 聚乳酸的性质 |
| 1.3.2 聚乳酸复合材料的研究现状 |
| 1.3.3 聚乳酸降解行为的研究 |
| 1.4 骨组织工程支架材料的研究进展 |
| 1.4.1 多孔可降解金属的研究进展 |
| 1.4.2 互穿网络结构复合材料的研究进展 |
| 1.4.3 金属橡胶在组织工程的应用 |
| 1.4.4 高分子聚合物材料在组织工程的应用 |
| 1.5 选题意义及内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料及处理工艺 |
| 2.1.1 多孔镁基体的工艺设计与制备 |
| 2.1.2 镁合金/聚乳酸医用复合材料的制备与成分设计 |
| 2.1.3 实验试剂 |
| 2.2 体外降解测试 |
| 2.2.1 浸泡实验 |
| 2.2.2 析氢实验 |
| 2.2.3 电化学实验 |
| 2.2.4 腐蚀产物的分析 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 压缩性能测试 |
| 2.3.3 界面结合强度测试 |
| 2.4 生物相容性测试 |
| 2.4.1 抗菌性能测试 |
| 2.4.2 血液相容性测试 |
| 2.4.3 细胞毒性测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 镁合金/聚乳酸医用复合材料的降解性能表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的浸泡腐蚀 |
| 3.2.1 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的失重行为 |
| 3.2.2 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的析氢行为 |
| 3.2.3 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的pH值 |
| 3.2.4 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的镁离子溶出 |
| 3.2.5 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的降解产物与腐蚀形貌 |
| 3.3 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的电化学腐蚀 |
| 3.3.1 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的开路电位 |
| 3.3.2 镁合金/聚乳酸医用复合材料在SBF中的动电位极化曲线 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 镁合金/聚乳酸医用复合材料的力学性能表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 镁合金/聚乳酸医用复合材料的结构分析 |
| 4.3 镁合金/聚乳酸医用复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 螺旋角对镁/聚乳酸医用复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.2 丝材类型对镁/聚乳酸复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.3 表面处理对镁合金/聚乳酸医用复合材料的影响 |
| 4.3.4 模拟体液浸泡镁/聚乳酸医用复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 镁合金/聚乳酸医用复合材料的生物相容性表征 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 镁合金/聚乳酸医用复合材料的抗菌性能 |
| 5.2.1 镁合金/聚乳酸医用复合材料对大肠杆菌的抗菌性能 |
| 5.2.2 镁合金/聚乳酸医用复合材料对金葡萄球菌的抗菌性能 |
| 5.3 镁合金/聚乳酸医用复合材料的血液相容性 |
| 5.4 镁合金/聚乳酸医用复合材料的细胞毒性 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）镁合金丝/聚乳酸复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 聚乳酸的研究进展 |
| 1.2.1 聚乳酸的基本性质 |
| 1.2.2 PLA自增强工艺在骨内固定领域的应用研究进展 |
| 1.3 镁合金用于骨科植入材料的研究进展 |
| 1.3.1 镁的基本性质 |
| 1.3.2 镁及镁合金的腐蚀研究进展 |
| 1.4 Mg/PLA复合材料的研究进展 |
| 1.5 复合材料界面的研究进展 |
| 1.5.1 复合材料界面结合的机理 |
| 1.5.2 复合材料界面结合强度的测定方法 |
| 1.6 本论文研究内容的提出 |
| 1.7 本课题的研究意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 表面处理对Mg-2Zn丝/PLA复合材料界面结合的影响 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.1.3 试样制备 |
| 2.1.4 力学性能测试 |
| 2.1.5 微观分析 |
| 2.2 分子动力学模拟分析不同的Mg-2Zn丝材表面对界面结合的影响 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 单丝拔出实验结果分析 |
| 2.3.2 丝材表面显微形貌及粗糙度结果分析 |
| 2.3.3 复合材料的力学性能分析 |
| 2.4 分子动力学模拟结果与理论分析 |
| 2.4.1 复合材料中PLA的焓变和势能 |
| 2.4.2 界面能 |
| 2.4.3 PLA的均方根回转半径 |
| 2.4.4 复合材料中PLA的径向分布函数 |
| 2.5 不同的界面对界面处PLA分子链空间构象的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 Mg-2Zn丝/PLA复合棒材的制备及性能研究 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验设备 |
| 3.1.3 Mg-2Zn丝/PLA复合棒材的制备 |
| 3.1.4 力学性能测试 |
| 3.1.5 微观分析 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 热压态和热拉拔态的复合棒材的力学性能 |
| 3.2.2 微观形貌 |
| 3.2.3 热压态和热拉拔态的PLA结晶性能及热性能分析 |
| 3.3 讨论 |
| 3.3.1 丝材的体积分数及分布对复合棒材力学性能的影响与分析 |
| 3.3.2 热拉拔法制备自增强复合棒材的优势 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 复合棒材的体外降解性能和降解机理 |
| 4.1 实验材料与实验设备 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验设备 |
| 4.1.3 试样制备 |
| 4.1.4 试样的体外降解 |
| 4.1.5 性能测试 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 复合棒材的降解行为 |
| 4.2.2 降解过程中复合棒材CT形貌的变化 |
| 4.2.3 PLA基体的降解行为 |
| 4.2.4 复合棒材中Mg-2Zn丝材的腐蚀行为 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 复合棒材的降解模型 |
| 4.3.2 界面对复合棒材降解的影响 |
| 4.3.3 自增强的PLA基体对复合棒材降解的影响 |
| 4.3.4 Mg-2Zn丝材对复合棒材降解的影响 |
| 4.3.5 影响复合棒材降解的其它因素 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 材料的细胞毒性研究 |
| 5.1 实验材料与实验设备 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验设备 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 冻存细胞的复苏 |
| 5.2.2 细胞的培养 |
| 5.2.3 细胞的传代及冻存 |
| 5.2.4 浸提液的制备 |
| 5.2.5 浸提液与细胞共培养 |
| 5.2.6 检测细胞相对增殖率 |
| 5.2.7 免疫荧光染色观察细胞核和细胞骨架的形态 |
| 5.2.8 样品与细胞共培养 |
| 5.2.9 检测浸提液的pH值、Mg~(2+)_浓度和渗透压 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 细胞形貌观察与分析 |
| 5.3.2 细胞相对增殖率分析 |
| 5.3.3 浸提液的pH值、Mg~(2+)_浓度、渗透压的变化 |
| 5.3.4 细胞的显微形貌 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 Mg~(2+)_促进干细胞向成骨细胞分化的机理 |
| 5.4.2 纯金属镁的细胞毒性 |
| 5.4.3 Mg的腐蚀速率的控制及不同镁合金腐蚀速率的比较 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 攻读博士学位期间主要成果 |
| 致谢 |
（7）生物可降解Zn-Mg（-Mn）合金的微观组织与室温力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Zn的基本性质 |
| 1.2 可降解Zn合金的研究现状 |
| 1.2.1 可降解Zn合金的生物相容性 |
| 1.2.2 可降解Zn合金的降解行为 |
| 1.2.3 可降解Zn合金的微观组织与力学性能 |
| 1.3 高强度高塑性Zn合金的开发 |
| 1.4 本论文的研究意义及主要内容 |
| 第2章 实验设备与方法 |
| 2.1 合金的制备过程 |
| 2.1.1 中间合金的熔炼 |
| 2.1.2 合金的熔炼 |
| 2.1.3 合金的挤压与拉拔工艺 |
| 2.2 合金的显微组织观察及表征方法 |
| 2.2.1 实际成分测定 |
| 2.2.2 金相组织观察 |
| 2.2.3 扫描电镜(SEM)组织观察 |
| 2.2.4 透射电镜(TEM)组织观察 |
| 2.2.5 X射线衍射(XRD)物相和织构分析 |
| 2.3 合金的力学性能表征 |
| 2.3.1 室温拉伸测试 |
| 2.3.2 室温压缩测试 |
| 2.3.3 硬度测试 |
| 第3章 反挤压Zn-Mg合金的微观组织与室温力学性能 |
| 3.1 Zn-Mg合金的成分分析 |
| 3.2 挤压态Zn-Mg合金的微观组织 |
| 3.2.1 200℃挤压Zn-Mg合金的微观组织 |
| 3.2.2 300℃挤压Zn-Mg合金的微观组织 |
| 3.3 挤压态Zn-Mg合金的织构 |
| 3.3.1 200℃挤压Zn-Mg合金的织构 |
| 3.3.2 300℃挤压Zn-Mg合金的织构 |
| 3.4 挤压态Zn-Mg合金的室温力学性能 |
| 3.4.1 Zn-Mg合金的室温拉伸性能 |
| 3.4.2 Zn-Mg合金的室温压缩性能 |
| 3.4.3 Zn-Mg合金的拉压不对称性 |
| 3.5 微观组织对挤压态Zn-Mg合金力学性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Zn-0.02Mg合金丝材的制备及微观组织与室温力学性能演变 |
| 4.1 挤压态Zn-0.02Mg合金的微观组织 |
| 4.2 拉拔过程中Zn-0.02Mg合金的微观组织演变 |
| 4.2.1 合金的微观组织形貌演变 |
| 4.2.2 合金的织构演变 |
| 4.3 Zn-0.02Mg合金丝材的力学性能演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 高强度高塑性Zn-Mg-Mn合金的微观组织与室温力学性能 |
| 5.1 Mn添加量对挤压态Zn-Mg-Mn合金微观组织与力学性能的影响 |
| 5.1.1 Zn-Mg-Mn合金的成分设计与分析 |
| 5.1.2 Mn添加量对Zn-Mg-Mn合金微观组织的影响 |
| 5.1.3 Mn添加量对Zn-Mg-Mn合金力学性能的影响 |
| 5.1.3.1 Zn-Mg-Mn合金的室温拉伸性能 |
| 5.1.3.2 Zn-Mg-Mn合金的室温压缩性能 |
| 5.1.3.3 Zn-Mg-Mn合金的拉压不对称性 |
| 5.2 挤压温度对Zn-0.2Mg-0.8Mn合金微观组织与力学性能的影响 |
| 5.2.1 Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的成分分析 |
| 5.2.2 挤压温度对Zn-0.2Mg-0.8Mn合金微观组织的影响 |
| 5.2.3 挤压温度对Zn-0.2Mg-0.8Mn合金力学性能的影响 |
| 5.2.3.1 Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的室温拉伸性能 |
| 5.2.3.2 Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的室温压缩性能 |
| 5.2.3.3 Zn-0.2Mg-0.8Mn合金的拉压不对称性 |
| 5.3 Zn-0.2Mg-0.8Mn合金室温拉伸与压缩变形过程中的微观组织演变 |
| 5.3.1 室温拉伸变形过程中的微观组织演变 |
| 5.3.2 室温压缩变形过程中的微观组织演变 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间发表学术论文与专利 |
| 个人简历 |
（8）医用Mg-Zn-Ca合金丝材的制备、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.2 镁合金的塑性变形与拉拔工艺 |
| 1.2.1 镁合金的塑性变形机制 |
| 1.2.2 镁合金拉拔工艺及其研究进展 |
| 1.3 镁合金织构的国内外研究现状 |
| 1.4 镁合金的腐蚀及其表面处理 |
| 1.5 镁合金作为生物医用材料的应用 |
| 1.6 医用镁合金丝材的国内外研究现状 |
| 1.7 课题研究目的及意义 |
| 1.8 课题研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 实验原始材料 |
| 2.1.2 材料制备过程 |
| 2.2 拉拔工艺方案 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 金相显微组织观察 |
| 2.3.2 XRD物相分析 |
| 2.3.3 EBSD织构分析 |
| 2.3.4 力学拉伸实验 |
| 2.3.5 显微硬度测试 |
| 2.3.6 电化学分析 |
| 2.3.7 析氢实验 |
| 2.3.8 体外浸泡实验 |
| 第三章 Mg-3Zn-0.2Ca合金丝材的组织与力学性能研究 |
| 3.1 Mg-3Zn-0.2Ca合金的铸态组织及物相分析 |
| 3.2 拉拔冷变形程度对Mg-3Zn-0.2Ca合金显微组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 冷变形程度对Mg-3Zn-0.2Ca丝材显微组织的影响 |
| 3.2.2 冷变形程度对Mg-3Zn-0.2Ca丝材加工硬化的影响 |
| 3.2.3 冷变形程度对Mg-3Zn-0.2Ca丝材宏观织构的影响 |
| 3.3 退火温度和保温时间对Mg-3Zn-0.2Ca丝材组织和力学性能的影响 |
| 3.4 拉拔过程中Mg-3Zn-0.2Ca丝材显微组织和力学性能的变化 |
| 3.5 拉伸断口形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Mg-3Zn-0.2Ca丝材的织构分析及其对腐蚀行为的影响 |
| 4.1 Mg-3Zn-0.2Ca合金丝材的形变织构分析 |
| 4.1.1 拉拔态Mg-3Zn-0.2Ca丝材不同截面的金相显微组织 |
| 4.1.2 拉拔态Mg-3Zn-0.2Ca丝材不同截面的XRD分析 |
| 4.1.3 拉拔态Mg-3Zn-0.2Ca丝材不同截面的EBSD分析 |
| 4.2 Mg-3Zn-0.2Ca合金丝材的再结晶织构分析 |
| 4.2.1 退火态Mg-3Zn-0.2Ca丝材不同截面的金相显微组织 |
| 4.2.2 退火态Mg-3Zn-0.2Ca丝材不同截面的XRD分析 |
| 4.2.3 退火态Mg-3Zn-0.2Ca丝材不同截面的EBSD分析 |
| 4.3 织构对Mg-3Zn-0.2Ca合金在模拟体液中腐蚀行为的影响 |
| 4.3.1 不同截面的电化学分析 |
| 4.3.2 不同截面的析氢实验 |
| 4.3.3 不同截面的腐蚀形貌观察与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Mg-3Zn-0.2Ca丝材在模拟体液中的腐蚀行为及其表面改性 |
| 5.1 不同加工状态Mg-3Zn-0.2Ca丝材在模拟体液中的腐蚀行为 |
| 5.1.1 电化学分析 |
| 5.1.2 析氢实验 |
| 5.1.3 体外浸泡试验 |
| 5.1.4 腐蚀形貌观察与分析 |
| 5.2 Mg-3Zn-0.2Ca丝材的表面氟化改性处理 |
| 5.2.1 涂层的制备 |
| 5.2.2 涂层的表征与分析 |
| 5.3 表面改性处理的Mg-3Zn-0.2Ca丝材在模拟体液中的腐蚀行为 |
| 5.3.1 电化学分析 |
| 5.3.2 体外浸泡实验 |
| 5.3.3 腐蚀形貌观察与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 可吸收镁合金皮肤缝合钉制备与体外降解研究 |
| 6.1 镁合金皮肤缝合钉的设计与制备 |
| 6.1.1 镁合金皮肤缝合钉的设计 |
| 6.1.2 镁合金皮肤缝合钉的制备 |
| 6.2 闭合前后缝合钉的显微组织及表面涂层形貌观察 |
| 6.2.1 闭合前后缝合钉的显微组织观察 |
| 6.2.2 闭合后缝合钉的表面涂层形貌观察 |
| 6.3 闭合前后缝合钉的硬度分布变化 |
| 6.4 体外降解行为研究 |
| 6.4.1 失重变化 |
| 6.4.2 腐蚀形貌观察与分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和科研情况说明 |
| 致谢 |
（9）基于丝材电弧增材制造Ti6A14V-xB合金的组织性能及模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 前言 |
| 1.1 钛及钛合金简介及应用 |
| 1.2 钛及钛合金的制备及研究进展 |
| 1.2.1 常见元素对钛合金组织的影响 |
| 1.2.2 微量硼对钛合金组织及性能影响的研究进展 |
| 1.2.3 新型钛及钛合金近净成形加工方式 |
| 1.3 钛合金增材制造及研究进展 |
| 1.3.1 不同原材料的金属增材制造方式 |
| 1.3.2 不同热源的金属增材制造 |
| 1.3.3 钛合金增材制造过程中凝固与组织的特点 |
| 1.4 金属快速凝固微观组织模拟 |
| 1.4.1 金属凝固组织方法概述 |
| 1.4.2 CAFE模拟方法研究进展及应用 |
| 1.5 本课题研究意义及研究内容 |
| 2 实验方案及方法 |
| 2.1 实验方案的制定 |
| 2.2 实验材料及仪器设备 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.4 组织性能测试 |
| 2.4.1 XRD衍射分析 |
| 2.4.2 金相组织观察 |
| 2.4.3 力学性能测试 |
| 2.4.4 拉伸断口SEM扫描 |
| 2.4.5 Ti6Al4V-xB合金样品表面深度腐蚀及TiB相观察 |
| 2.4.6 显微硬度 |
| 2.4.7 冷却速率计算 |
| 2.5 Ti6Al4V-xB合金中的硼含量测定 |
| 2.5.1 姜黄素光度法测定Ti6Al4V-xB合金中硼含量 |
| 2.5.2 紫外-可见吸收光谱测定 |
| 2.6 模拟计算方法及ProCAST软件简介 |
| 2.6.1 CAFE模拟方法简介 |
| 2.6.2 ProCAST的三维CAFE软件包及操作过程 |
| 3 微量硼元素添加对Ti6Al4V-xB组织及性能的影响 |
| 3.1 姜黄素分光光度法测定硼含量 |
| 3.2 Ti6Al4V-xB合金的相组成及显微组织 |
| 3.3 Ti6Al4V-xB合金的力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 钛合金丝材电弧增材制造的组织及性能研究 |
| 4.1 宏观生长方式 |
| 4.2 Ti6Al4V丝材电弧增材制造的显微组织 |
| 4.3 Ti6Al4V丝材电弧增材制造的力学性能 |
| 4.4 Ti6Al4V-0.05B丝材电弧增材制造 |
| 4.4.1 Ti6Al4V-0.05B丝材电弧增材制造的显微组织 |
| 4.4.2 Ti6Al4V-0.05B丝材电弧增材制造的SEM及能谱分析 |
| 4.4.3 Ti6Al4V-0.05B丝材电弧增材制造的力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 钛合金丝材电弧增材制造凝固过程微观组织演变模拟 |
| 5.1 三维几何模型及网格划分 |
| 5.2 熔池凝固的CAFE耦合模型 |
| 5.3 晶体形核与生长模型 |
| 5.3.1 形核模型 |
| 5.3.2 生长动力模型 |
| 5.4 三维热传导 |
| 5.5 有限元热边界 |
| 5.6 Ti6Al4V丝材电弧增材制造组织演变模拟的边界条件 |
| 5.7 模拟结果与讨论 |
| 5.7.1 不同阶段冷却速度模拟结果 |
| 5.7.2 不同堆积层的凝固过程模拟 |
| 5.7.3 整体重熔凝固过程的模拟 |
| 5.8 Ti6Al4V-0.05B丝材电弧增材制造组织演变模拟 |
| 5.8.1 边界条件 |
| 5.8.2 微量硼添加对合金组织形貌影响的模拟结果 |
| 5.9 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间所发表论文、专利及奖励 |
（10）模拟生理应力环境中医用镁合金及其复合材料的降解行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.0 人体生理应力环境特征 |
| 1.1 生物医用镁合金发展现状 |
| 1.2 应力环境中镁及其合金的降解(腐蚀)行为 |
| 1.2.1 镁及其合金的降解(腐蚀)机理 |
| 1.2.2 应力对降解(腐蚀)行为影响 |
| 1.2.3 应力相关的影响因素 |
| 1.3 应力环境中镁合金涂层的降解(腐蚀)行为 |
| 1.4 镁合金/聚合物复合材料的研究进展 |
| 1.5 应力环境中可降解聚合物的降解行为 |
| 1.6 研究内容及意义 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.3 模拟生理应力实验装置及方法 |
| 2.3.1 静态拉应力作用下纯镁及镁合金的降解实验 |
| 2.3.2 动态弯曲应力作用下纯镁及其涂层的降解实验 |
| 2.3.3 静态压应力作用下复合材料的降解实验 |
| 2.3.4 动态压应力作用下复合材料的降解实验 |
| 2.4 有限元分析 |
| 2.5 性能测试及形貌表征 |
| 2.5.1 力学性能测试 |
| 2.5.2 电化学性能测试 |
| 2.5.3 失重率和聚乳酸分子量测量 |
| 2.5.4 表面形貌表征 |
| 第三章 模拟静态生理应力环境中纯镁及镁合金的降解行为 |
| 3.1 浸泡液中氯离子浓度对纯镁降解行为的影响 |
| 3.2 模拟静态生理拉应力环境中纯镁的降解速度 |
| 3.3 应力作用下纯镁及镁合金在硝酸溶液的电化学行为 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 纯镁及镁合金降解速度与静态拉应力之间的关系 |
| 3.4.2 载荷形式对纯镁降解行为的影响 |
| 3.4.3 应力与氯离子耦合作用对纯镁降解行为的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 模拟动态生理应力环境中纯镁及其涂层的降解行为 |
| 4.1 模拟动态生理应力环境中纯镁的降解行为 |
| 4.1.1 无应力环境中纯镁的降解行为 |
| 4.1.2 动态载荷频率和大小对纯镁降解行为的影响 |
| 4.2 模拟动态生理应力环境中MgF_2/Mg的降解行为 |
| 4.2.1 无应力环境中MgF_2/Mg的降解行为 |
| 4.2.2 动态载荷频率和大小对MgF_2/Mg降解行为的影响 |
| 4.3 模拟动态生理应力环境中MgO/Mg的降解行为 |
| 4.3.1 无应力环境中MgO/Mg的降解行为 |
| 4.3.2 动态载荷频率和大小对MgO/Mg降解行为的影响 |
| 4.4 纯镁及其涂层降解后表面形貌以及产物分析 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 涂层对纯镁降解性能的影响 |
| 4.5.2 动态载荷对纯镁及其涂层降解行为的影响 |
| 4.5.3 动态载荷的作用机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Mg/PLA复合材料的设计与性能研究 |
| 5.1 复合材料的增强形式和界面影响研究 |
| 5.1.1 镁合金丝材定向增强 |
| 5.1.2 镁合金丝材定向增强与聚乳酸基体自增强 |
| 5.1.3 二维编织镁合金丝材增强 |
| 5.1.4 镁合金丝材与聚乳酸基体界面的影响 |
| 5.2 复合材料弯曲性能的理论研究 |
| 5.3 复合材料的冲击行为研究 |
| 5.3.1 复合材料冲击行为的实验研究 |
| 5.3.2 复合材料冲击性能的有限元研究 |
| 5.3.3 复合材料冲击行为的宏/微观分析 |
| 5.4 复合材料的应用探讨 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 模拟静态生理应力环境中Mg/PLA复合材料的降解行为 |
| 6.1 无应力环境中纯聚乳酸和Mg/PLA复合材料的降解行为 |
| 6.1.1 性能和微观组织的演变 |
| 6.1.2 降解温度的影响 |
| 6.1.3 无应力环境中的降解动力学 |
| 6.1.4 弯曲强度与聚乳酸分子量之间的关系 |
| 6.2 模拟静态生理压应力环境中纯聚乳酸和Mg/PLA复合材料的降解行为 |
| 6.2.1 性能和微观组织的演变 |
| 6.2.2 降解温度的影响 |
| 6.2.3 模拟静态生理压应力环境中的降解动力学 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 活化能与指前因子之间的关系 |
| 6.3.2 复合材料中镁合金和聚乳酸的协同降解作用 |
| 6.3.3 降解温度的影响 |
| 6.3.4 压应力的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 模拟动态生理应力环境中Mg/PLA复合材料的降解行为 |
| 7.1 动态压应力对纯聚乳酸降解行为的影响 |
| 7.2 动态压应力对Mg/PLA复合材料降解行为的影响 |
| 7.3 降解过程中复合材料镁合金丝材的表面形貌 |
| 7.4 电化学分析 |
| 7.5 分析与讨论 |
| 7.5.1 Mg/PLA复合材料的降解特征 |
| 7.5.2 动态压应力对Mg/PLA复合材料降解行为的影响 |
| 7.5.3 模拟动态生理应力环境中Mg/PLA复合材料的降解机制及模型 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 结论和展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表学术成果情况 |
四、表面处理对钛镍合金丝材力学性能影响研究（论文参考文献）
- [1]N-SiCp/ZK61镁基复合材料丝材组织与性能研究[D]. 任国璐. 西安理工大学, 2021(01)
- [2]形变与热处理对镁及镁锌合金组织与性能影响的研究[D]. 孟姣. 东南大学, 2020(01)
- [3]形核剂对增材制造铝合金显微组织及力学性能的影响[D]. 张书雅. 山东大学, 2020(11)
- [4]NiTi形状记忆合金丝材热变形行为及拉拔有限元模拟研究[D]. 石海洋. 江苏大学, 2020(02)
- [5]镁合金/聚乳酸医用复合材料的制备与性能[D]. 宝闪闪. 哈尔滨工程大学, 2020(05)
- [6]镁合金丝/聚乳酸复合材料的制备与性能研究[D]. 蔡洪. 东南大学, 2019(01)
- [7]生物可降解Zn-Mg（-Mn）合金的微观组织与室温力学性能研究[D]. 王利卿. 东北大学, 2018(01)
- [8]医用Mg-Zn-Ca合金丝材的制备、组织与性能研究[D]. 郑茂波. 天津理工大学, 2018(10)
- [9]基于丝材电弧增材制造Ti6A14V-xB合金的组织性能及模拟[D]. 张飞奇. 西安理工大学, 2017(02)
- [10]模拟生理应力环境中医用镁合金及其复合材料的降解行为[D]. 李旋. 东南大学, 2017(02)