长春工业大学毕业设计题目集

1、毕业设计题目(可以ctril+F查找)17. 平面凸轮机构的优化设计1.薄壁螺旋钢管带钢输入机2. 大型齿轮端面倒角装备设计3.刀锉铣床进给系统与夹具设计4.刀锉铣床液压传动系统设计 6.底板冲压工艺及模具设计5. 刀锉铣床主轴设计7.工业所料薄膜双向拉伸设备系统设计8.滚子链链条装配计算机仿真9.焊接夹具的设计11.货运火车厢体清洗机器人设计12.基于CATIA的汽车倒车镜检具设计、制造与加工仿真10.行星齿轮减速器传动结构优化设计13.减速器模糊优化14.轿车仪表板自动检测仪的研究15.连接支脚（座椅）冲压工艺及模具A16.连接支脚（座椅）冲压工艺及模具B18.弯板链链条装配计算机仿真模拟

2、19.消声器隔板落 料、拉深、冲孔、内外翻边复合模20.油箱盖落 料、拉深、压花、成型复合模21.玉米收 割机原理22.电饭煲传 感器 外壳冲压工艺与模具设计23.吊耳加强板 零件冲压工艺与冲模设计24.摩托车后 轮 轮毂模具设计25.某型锥 形盖冲压 工艺及其模具设计26.某锥口罩 冲压工艺及其模具设计2 7. 汽车前灯 罩的冲压模具设计2 8. 汽车锁座零 件冲压工艺分析及模具设计29.鼠标 上盖 注塑模 具设计3 0.托板冲压模 具设计31. 支架零件冲 压工艺与冲模设计附赠翻译一篇(可以找我要PDF原文的)Al0.4Fe0.6铣削过程中磁结构变化1.引言通过机械加工的带有B2结构的bc

3、c铝制金属的制造是被熟知的现象，并且在过去的几十年里，这种复合物在机械铣床下的稳定性已经得到验证。而且已经证明B2类的复合物，像是铝和铁，镍等在铣床加工过程中不会变形，而是向部分亚混乱的状况转变，并伴随着谷粒域的减少和微观上的积累。在铁和铝的例子上， Humffman的一个先期工作表明，一系列Al1-xFex (05x 07)复合物由于强压引起了改变。他们的研究结果表明,通过产生塑性变形，粉碎过程产生大量的反向域边界，导致反向域之间产生大约六维线性原子之间的距离。众所周知，塑性变形主要发生在飞机在超某个方向滑行的时候。经过长时间的铣削，化合物达到稳定状态主要以大范围的直径为s的微小值为特点，主

4、要取决于温度，组成和铣削密度。正如所指出的，这种s值正常时通过衍射技术得到的，不应该被解释为一定意味着同质混乱，一些作者认为，这种观察到的转变像有序到无序的转变是由于长期的机械力迫使造成的，这些离反复产生大量的反向边界。其他的作者声称，铣削加工造成的缺陷，空白和或者三角缺陷可以说明观察到的改变。内部的秩序也发生改变,这直接影响的磁场系统的性能。一个给定的磁矩铁原子是首先取决于其近邻配置, 它基本上维持上升到3个磁性(铝)邻之间,然后就会急剧下降至零在4和5的Al的近邻之间。在完全有序的B2结构里只有一小部份的铁原子,承载着一个磁力矩并且他们相互分离是足够大的以避免了他们之间的耦合。秩序混乱不仅

5、影响了铁原子之间的协调，这种混乱可能产生磁力矩，而且改变他们的相对距离来允许他们改变磁性联结，这种词性连接的特性对于Al1-xFex（x0.5）的复合物是很明显的，并且在铣削加工和塑性变形过程中已经得到研究。穆斯堡尔效应中的铁光谱，可以证明这些机械导致的转变在研究中很有用,归功于它周围环境的铁原子。从穆斯堡尔效应的光谱可以获得到关于磁性超精细领域、电动四级分裂或者转变和在同一个铁质上同质转移的信息。在金属系统观察到磁性超精细领域通常归因于两种因素：核心极化，例如，旋转密度内部的感应是有其他外部的电子和传导电子分化产生的，这种分化由于4s传到电子和3d传到电子相互交换并且混合造成的。尽管这种超精

6、细领域的复杂本质，但超精细领域的值和Fe原子中央的邻近原子的数目的相关性已经在实验和理论领域得到证实。这个拆分的位移值也很取决于数量上与相邻原子的特性而四极杆的作用还取决于这些相邻原子在空间上分布。结合本身信息与来自x射线衍射分析到的信息(XRD)，应该有助于理解在这些复合物上的铣削所引起的修改，另一方面,差示扫描量热法(DSC)研究可以遵循系统朝向平衡状态的进化过程，这个过程给出在铣削加工过程中造成紊乱的数量和种类的间接信息。在此我们表示的结果是金属化合物B2-Al0.4Fe0.6的机械铣削和在适宜的温度下的进一步热退火，结果是通过穆斯堡尔效应的光谱、x射线衍射、扫描,和有助于理解B2这种铝

7、制金属由机械转化成无序状态过程目标中获得的。2实验方面开始金属间化合物Al0.4Fe0.6是准备通过加热到1000 摄氏度的高温，这样在疏散（p 3 *10-6）的石英安瓿瓶内纯铝和铁粉末就会大量的混合，结果是在地面进行，在550度高温真空下退火72小时，为了消除了剩下的压力并且改善有序的程度。每250毫克粉末,连同一铬钢球（直径是9mm）在氩气环境下被封装在经过大量的氩气清洗之后的镀铬钢柱里（5cm3）。然后，他们被机械的在一定范围内以25Hz的频率进行横向震动，间隔时间由1分钟变成一个小时。在这样环境下， 380 m/s2的铣削密度I=VMv/m可以被估算。其中v影响频率，M是球体质量，V

8、是最大的球体体积，m代表粉末质量。一批1克的粉末在一个10cm3的圆柱瓶里被铣削成直径为12mm的更大的球，频率在29Hz的相同环境下12个小时，铣削密度为300 m/s2。这个样本被重复退火，温度在90度和250度之间，在动态真空中（p 3 *10-6）每次一个小时。每一次铣削运行后，x射线衍射模式可以利用飞利浦PW1710衍射仪，以铜、钾的辐射反射信号的几何形状获得。所有从铣削和退火中得到的样本，都以穆斯堡尔效应为特点，都是在常规仪器下传输几何形状，这种常规仪器使用了一个57CoRh的放射源。3.结果所有的带有B2顺序的bcc结构的反射图都可以清晰地在原材料的射线衍射模式中看到。在铣削过程

9、中，那些带有多的h+k+l的超结构的反射的密度，由于无序的下降而减少。而且，所有的波峰拓宽，反映了颗粒和域面积的减小和微观上存储面积的增加。而且，如果两个格代表内部结构简单的立方体铁原子和铝原子，并且假设混乱是均匀的，那么和的占有率是很合适的。然后大范围的有序直径S的值可以通过下式评估：图一演示了晶格常数和有序直径随着铣削时间的变化，两者在向稳定的状态发展时都呈现出平滑的变化。反过来，rms的应变在铣削的投三分钟内快速增加，然后持续在1.6%左右，平均大小从500纳米降到了50纳米。图表一 晶格常数和有序直径随着铣削时间的变化图表二中显示了不同铣削时间后的穆斯堡尔效应。最初，在低速下吸收峰值，

10、 Al-Fe显影的特点可以不用任何磁性元件的追踪就可以观察到。随着铣削进程，一个混合磁性光谱产生。在这个表格中也显示了细小样本退火后获得的光谱，这个样本在持续高温下显示了相反的效果，磁性频谱要素逐渐消失。为了分析这些频谱，许多方法都尝试着，用标准的最小面积的路径也包括扩大的洛伦兹，沃伊特轮廓线和模型独立的超精细场分布。对实验数据最好的说明就是相对应于两个磁场和一个四级相互作用的三部分数据的吻合，在沃伊特轮廓线里有所介绍。每一个磁性的交互作用以具有超精细领域的平均值B1，它的二次偏差和同质转移 和四级转移为特点。反过来四级相互作用和它的二次偏差和同质转移和线性相关系数，被四级分裂的平均值所定义。

11、这些系数随着退火温度和铣削时间的变化在表格3-5中有所显示。例如，随着铣削加工中部分磁性元件增加，四级之一的损坏总体上达到了样本的80%以上。反过来就是退火的功能，经过持续的250度高温，磁性损坏几乎消失。值得注意的是尽管光谱的形状复杂还是可以很清晰地分辨出两个磁性元件，事实上当方法用在超精细场分布的一个独立模型上，结果显示一个模块化形状。图表二 显示了不同铣削时间后的穆斯堡尔效应对一个样本在20K/min的热度下在铣削的12个小时之间进行热信号的测量在图表六中显示。许多重叠的热效应可以被检测到。热释放开始大约是100度显示一个放热移位和基线峰值约200度或者更少，与此改变的焓大约是11J/g

12、.第二个交叉效应峰在350度，第三个被很好的定义了峰值在447度。这和先前的观察是一样的，三个阶段都可以观察到，并且都和记录，空缺移入，十字定位等密切相关。同样的DSC轮廓在不同的热量频率上被观察到，分别为10、40和80K/m，所有的特点是在热速率增加时温度值转移到更高的温度。图表三 在穆斯堡尔效应光谱中各种成分所占部分的变化图表四 系数随着退火温度和铣削时间的变化4.讨论从光谱结果可以明显看说铣削引起磁性的持续变化。在铣削加工和退火之间，为了获得满意的方法，两种广泛分布磁性元件是必要的（见图表二）。一旦建立这种光谱成分几乎不发生改变，最主要的变化是他们相对的数量，随着铣削时间递增，随着退火

13、时间递减（见表三）。图表五 系数随着退火温度和铣削时间的变化图表六 样本在20K/min的热度下铣削12个小时热信号的测量其余四极杆组成并没有随着铣削发生太大的改变，而被分到的原子不受磁矩影响虽然有磁矩的存在。这就是独立的原子和成组原子团数量不够多而不能左右自己（超顺磁性集群）。这个情况的详细分析如下。对于一个铣削样本，80%的铁原子由于磁性分裂损坏，48%对应于低场分量，32%对应于高场分量。和的每个铁原子的磁距，归功于铁原子发生相互作用，如果加入铁原子的四级分裂没有携带产生磁距，那么样本中的每个铁原子的平均磁距将是。另一方面，磁距测量也可以在一个相似的系统中进行，平均磁距为，我们由此可以得

14、出结论20%的铁原子的一部分具有磁距，但是是顺磁性表现。为了说明这些结果，我们回忆一下这些复合物的结构特性，对于（x0.5）有序的B2Al1-xFex时期可以被看做二个互通式超立方晶格，其中一个完全是铁原子，另一个一部分是铝原子，一部分是剩下的铁原子，剩下的铁原子可以看成是AS的合成。现在的例子x=0.6,铁原子将有一个平均坐标，Al占6.4，Fe占1.6，而第二种铁原子将仅仅被八个铁原子包围形成磁距。这种铁原子很少并且几乎不合其他原子之间有联系，除非它们形成够大的星系团。均匀混乱将会改变两种铁原子的分数（相对的，1/2+S/3或者1/2-S/3）和他们的平均分配，这包括48-32S或者48+

15、32S邻近的铁原子。它很好的说明至少在第一阶段,这些化合物通过线沿著飞机方向的滚动吸收了铣削导致的塑性变形,并且在混乱的对之间创建二维平面的APBs 。这似乎很合理把主要磁距成分B2分给在APBs中汇聚的磁距星系团，铣削加工后他们立即出现，他们的值在初始时间内呈线性增加，最后由于相互干扰出现分滑面。相反，最小磁性组件和第二种铁原子也有关系，后者承受更高的磁距，而且也受磁距星系团的偏振，作为铣削的结果形成更大的星系团。这些任务受到先期的相关复合物结果支持。值得一提的是Al0.55Fe0.45在铣削过程中出现了两种相同的损坏，但是比例不同（见表七）。的比值总是低于现行的例子，而且，在Al0.5Fe

16、0.5的例子中，在室温下没有发现相互的磁力交互作用，可能是第一种铁原子在ABps上中有两个铁原子，不能形成磁距。图七 x值为0.5、0.55、0.6复合物AlxFe1-x的有序和无序的光谱在热退火时，磁性元件的这种行为在满足上述任务的情况下也可以解释，第一个交互作用大约在100度时开始出现，这时空缺可以小距离内移动，接下来当时的记录有两个立即的结果，第一，措置的原子首先小时或者减少了他们的磁距，由于协调性的改变；第二，一些磁性星系团从APBs中逃离出去.在200度时，这个组件完全消失，仅保留着在APBs中为改变的磁性组件。消除这个组件需要更高的温度，正像有些作者报道过的这些组件在200度时由稳

17、定变成可移动的，因此推动了APBs的恢复以及相关磁性星系团的灭绝。然而，恢复不是完全恢复，有一小部分磁性布恩仍需要更高的退火温度，这可能是错综复杂的结构造成的。5.结论低密度的Al0.4Fe0.6在室温下铣削，到这了缺少长期有序的固定状态。这种无序的加工，伴随着复杂的磁性结构的产生。大部分磁性原子位于机械上形成的APBs里，形成两个方向的磁性区域，这是环绕很少的区域，和星系团孤立，存在磁性原子。这种无序的分配的非均匀画面证实了我们先前在相关系统里的发现。通过热疗法使这些磁场在气温适中的时候在固定方向上产生磁性结构的转移。特别是， APBs磁区需要将脱位变成可移动的然后消失。对于空白和措置的移动

18、的结果可以在记录过程起始阶段观察到。进一步的研究正在进行中,为了阐明这类系统恢复的剩下的阶段，并且利用在他们中可以获得的特殊的磁性结构。参考文献1 P. Pochet, E. Tominez, L. Chaffron and G. Martin, Phys. Rev. 52 (1995) 4006.2 E. Hellstern, H.J. Fecht, Z. Fu and W.L. Johnson, J. Appl. Phys. 65 (1988) 305.3 I. Börner and J. Eckert, Mat. Sci. Forum 225227 (1996) 377.4 G

19、.F. Zhou and H. Bakker, Materials Transactions JIM 36 (1995) 329.5 S. Suriñach, X. Amils, S. Gialanella, L. Lutterotti and M.D. Baró, Mater. Sci. Forum 235238 (1997)415.6 M. Meyer, L. Mendoza-Zélis, F.H. Sánchez, M.T. Clavaguera Mora and N. Clavaguera, Phys. Rev. B60 (1999) 3206.

20、7 L.S.J. Peng and G.S. Collins, Mater. Sci. Forum 235238 (1997) 535.8 G.P. Huffman and R.M. Fisher, J. Appl. Phys. 38 (1967) 735.9 M.J. Marcinkowsky and R.M. Fisher, J. Appl. Phys. 34 (1963) 2135.10 M.T. Clavaguera-Mora, J. Zhu, M. Meyer, L. Mendoza-Zélis, F.H. Sánchez and N. Clavaguera, M

21、ater.Sci. Forum 235238 (1997) 541.11 M.A. Morris, S. Gunther and D.G. Morris, Mater. Sci. Forum 269272 (1998) 443.12 P. Pochet, P. Bellon, L. Chafron and G. Martin, in: Metastable Metal Based Phases and Microstructures,Materials Research Society Symposia Proceedings, Vol. 400 (1995) E316.13 L.M. Di, H. Bakker, Y. Tamminga and F.R. de Boer, Phys. Rev. B 44 (1991) 2444.14 F.H. Sánchez, C.E. Rodríguez Torres, F. Cabrera, M. Meyer, L. Mendoza-Zélis and M.B. Fernández van Raa