一、Age-hardening of surface aged hardening alloy（论文文献综述）
王春云[1]（2021）在《6061铝合金板材快速固溶-时效工艺及机理研究》文中研究指明
胡泽艺[2]（2021）在《特种包装用Al-Cu-Mg合金的成形机理及强韧化机制研究》文中进行了进一步梳理铝是一种资源丰富的白色轻金属,在包装工业中的用量占有色金属的首位。铜、镁元素的加入能进一步提高包装材料的强度,并改善加工性能。然而,现有Al-Cu-Mg合金存在组织不均匀、结构难调控等传统缺陷,其强韧性难以满足恶劣工况条件下服役的使用要求。为了拓展Al-Cu-Mg合金在特种包装中的应用,需开发出同时具备高强、高韧和耐腐蚀性能的新型铝合金,替代传统的钢质、铜质、钛质材料,以减轻重量、降低成本、提高装备的使用性能。本文以喷射成形快速凝固细晶Al-Cu-Mg合金为研究对象,将快速冷冲作为强塑性变形方法,采用原子分辨率透射电镜（TEM）、扫描透射电镜（STEM）、力学性能测试等表征手段,对Al-Cu-Mg合金在形变及热处理过程中微观组织的演变规律、析出相行为及位错运动机制,进行了系统地观察和理论分析。主要研究了析出相在快速冷冲变形过程中的回溶机理及后续时效过程中的再析出行为,探索了析出序列与变形程度及时效温度之间的相互关系,分析了预变形、时效温度、时效时间对合金力学性能的影响规律,阐明了析出相特征与力学性能之间的相关联性。同时,对快速冷冲喷射成形Al-Cu-Mg合金阳极氧化工艺进行了探索,旨在为进一步拓展Al-Cu-Mg合金在特种包装中的应用奠定基础。论文获得的主要结论如下:（1）研究了快速冷冲强塑性变形过程中喷射成形细晶Al-Cu-Mg合金析出相的演变规律,分析了析出相的破断回溶机理,讨论了S’相与θ’相在相同变形条件下的回溶速度差别。结果表明,挤压态合金中主要的析出相为S’相和θ’相,在快速冷冲变形过程中,析出相在扭曲、脆断、回溶和缩颈的共同作用下基本回溶于基体中。S’相的脆断,增加了与铝基体的接触面,提高了界面畸变能,从而导致S’相的自由能高于基体自由能,打破了S’相与铝基体间的能量平衡,从而为溶质原子回溶至铝基体创造了扩散条件。此外,θ’相比S’相更加稳定,不容易发生破断和回溶。（2）探索了时效温度及冷冲道次对Al-Cu-Mg合金试样硬度的影响。在同一快速冷冲道次下,经180℃时效的试样具有最高的峰值硬度,经160℃和200℃时效的试样峰值硬度相差不大。同一时效温度下,试样的峰值硬度随冷冲道次的增加呈上升趋势。时效温度和冷冲道次与时效响应时间紧密相关,提高时效温度和增加冷冲道次均能有效缩短到达时效峰值的时间。（3）分析了快速冷冲诱导析出相回溶后,在时效阶段的再析出行为。结果表明,时效过程中Al-Cu-Mg合金的主要析出相为S’相,当时效温度能够消除基体晶格畸变时,析出序列与常规序列相同;当时效温度不足以消除基体晶格畸变时,析出序列发生改变,GPB区的形成受到抑制;当时效温度为180℃和200℃时,峰值时效试样中仍能观察到GPB区。S’相的析出过程并不完全按照时效时间有序进行,在时效峰值前的任何阶段S’相都有可能发生形核长大。随着时效时间的延长,不同状态试样中S’相均发生了粗化,这是导致过时效阶段试样硬度下降的主要原因。（4）通过对具有不同析出相特征Al-Cu-Mg合金的力学性能进行研究,找出析出相与强塑性变形及热处理工艺之间的内在联系。强塑性变形过程中试样的硬度主要取决于析出相回溶导致的硬度减小,以及塑性变形过程中产生的加工硬化这两方面的综合效果。时效阶段试样的力学性能主要由析出相的尺寸、形貌及分布决定。试样在160℃低温时效过程中,经2道次快速冷冲后,试样的抗拉强度和屈服强度较1道次试样的有所下降,这主要是由位错的不均匀分布导致S’相的不均匀析出,削弱了析出强化的效果。4道次快速冷冲+时效180℃/2h试样具有最高的抗拉强度和屈服强度,分别为509 MPa、393 MPa。（5）探究了快速冷冲和再结晶退火过程中合金析出相、晶粒形貌和形变带的演变规律,探讨了析出相与再结晶的相互作用,形变带的形成机理及对晶粒细化的影响。结果表明,采用多道次快速冷冲、高温再结晶退火及快速加热和慢速冷却的方法制备的Al-Cu-Mg合金中析出相主要以平衡相S相为主,还有少量较粗的Al6Mn相。随着冷冲道次的增加,析出相的密度不断增大、尺寸显着减小,变形带和过渡带逐渐消失,晶粒组织不断细化并趋于均匀。快速冷冲引入的缺陷有助于Al-Cu-Mg合金脱溶和再结晶形核,促进S相和再结晶的形核与长大,较粗晶粒中的形变带及过渡带在形变和再结晶过程中会转变为形变诱生晶界,从而有效细化晶粒,获得均匀纳米晶组织并促进S相在基体中弥散分布。（6）在掌握形变及热处理过程中析出相的演变规律及强韧化机制的基础上,为了提高Al-Cu-Mg合金的耐腐蚀性能,对不同热处理工艺试样进行了阳极氧化处理,利用电化学工作站对氧化膜进行耐腐蚀性能测试,探索了热处理工艺及电压对氧化膜耐腐蚀性能的影响。实验结果表明,当电压为35 V时,时效180℃/2 h试样具有最优异的耐腐蚀性能和最大的膜层厚度及硬度,分别为82μm、432 HV。
孙昭乾[3]（2021）在《Sn和Al含量对Mg-Sn-Al合金组织性能的影响研究》文中研究说明金属元素Sn在镁基体中的固溶度很大,且形成的Mg2Sn相共晶点很高,因此Mg-Sn系镁合金有成为耐热镁合金的巨大潜力,同时在研究的过程中发现,Mg-Sn系镁合金表现出了优良的可溶性能,可将之作为可溶性合金来使用。目前对Mg-Sn系镁合金的研究较多,但将其作为耐热镁合金来进行系统研究的较少,对其可溶性的研究更少见于报道中。本论文以此为立题依据,系统地对Mg-Sn系镁合金在制备加工各个过程中的组织与性能进行了全面而客观的研究,并对其耐热性进行了评价,对其可溶性进行了探索,为Mg-Sn系合金的应用及发展提供了客观的实验基础和充分的理论依据。铸态Mg-Sn二元合金的组织由基体、非平衡共晶相（Mg2Sn相,f.c.c,a=0.673 nm）组成,Sn元素含量较多时,会与非平衡共晶相一起在晶界处大量偏聚。通过加入Al元素,可以很好地改善铸态合金的显微组织和力学性能,在镁基体中,Al元素与Sn元素不互相发生反应,因此能最大程度的发挥两种合金元素分别对基体的强化作用,加入Al元素后,在铸态组织中会形成少量的Mg17Al12相（f.c.c,a=1.0560nm）,Mg17Al12相一般在Mg2Sn相的周围分布,除了形成第二相外,Al元素也倾向于在铸态组织晶界处偏聚。Sn元素含量的增加能够显着改善合金的高温性能,Al元素的添加也能在一定程度上改善合金的高温性能。在Mg-Sn-Al合金的均匀化热处理时过程中,出现了表面氧化现象。不同于合金的过烧,表面氧化现象在较高温度（460℃～520℃）和较低温度（380℃～440℃）下都会发生,且随着热处理时间的延长而趋于严重。研究发现,表面氧化现象只在试样组织与空气接触时才会发生,并且氧化组织的脱落是逐层的、均匀的。对试样内部显微组织和氧化表面进行分析后得知,在Mg-Sn-Al合金的热处理过程中,非平衡共晶相的回溶速度大于Sn原子在镁基体中的扩散速度,从而导致大量Sn原子在晶界附近偏聚,进而形成众多微小的液相区域,在与空气的接触过程中,产生了氧化并逐层脱落。隔绝空气后,合金的均匀化过程能够较好完成并取得良好的回溶效果。在对合金的均匀化过程进行研究后,通过热压缩实验研究了合金的热变形行为并确定了合金合理的热变形加工窗口。在加工区间内对合金进行热挤压变形,变形后合金的力学性能显着提高,在室温下,Mg-10Sn-1.5Al合金的抗拉强度为246 MPa,屈服强度为187 MPa;Mg-8Sn-1.5Al合金的延伸率达到21%;在150℃时,Mg-10Sn-1.5Al合金的抗拉强度为208 MPa,屈服强度为141 MPa;Mg-8Sn-1.5Al合金的延伸率达到24%。挤压后的Mg-Sn-Al合金表现出了较好的可溶性,在3%KCl溶液中,三种合金的电势分别为1.463V、1.407V和1.368V,电流密度分别为1.149×10-5A·cm2、2.315×10-5 A·cm2和7.546× 10-5 A.cm2。同时通过对合金溶解后的微观组织进行分析后发现,在3%KCl溶液中,Mg-Sn-Al合金发生的是均匀的晶间腐蚀。之后对合金进行了 T6态时效热处理,时效后,合金的力学性能进一步得到提高,在室温下,Mg-10Sn-1.5Al合金的抗拉强度为302 MPa,屈服强度为216 MPa,延伸率为5.0%;150℃时,Mg-10Sn-1.5Al合金的抗拉强度为252 MPa,屈服强度为187 MPa,延伸率为3.0%。时效过程中,第二相Mg2Sn相的析出尺寸较大,为微米级别,同时,出现了多种不同形态的第二相,分别为六边形的短棒状,与基体的位向关系为:[111]β//[1120],{110}β{//1011};平行四边形的短棒状,与基体的位向关系为:[012]β//[1120],{121}β//{1011};椭圆形的短棒状,与基体的位向关系为:[011]β//[1120],{200}β//{1011};长条状,与基体的位向关系为:[110]β//[1120],{111}β//{1011}。合金需要通过长时间的时效使析出相的数量增加、位向关系转变,才能起到更好的强化作用。最后对T6态合金的抗蠕变性能进行了研究,建立了三种不同Sn元素含量Mg-Sn-Al合金的蠕变本构方程,其中Mg-5Sn-1.5Al合金稳态蠕变本构方程为:ε=2.0× 10-6×σ100exp（116700/RT）,Mg-8Sn-1.5Al合金的稳态蠕变本构方程为÷=1.1×10-6×σ8.1exp（567000/RT）,Mg-10Sn-1.5Al合金的稳态蠕变本构方程为ε=9.4×10-4×σ4.6exp（87000/RT）。在150℃的温度下,三种不同Sn元素含量的Mg-Sn-Al合金在75 MPa的条件下,稳态阶段的蠕变速率分别是:5.94×10-8 mm/s、1.49×10-8 mm/s和3.44×10-9mm/s,合金表现出优异的抗蠕变性能。
潘艳林[4]（2021）在《新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计及组织性能研究》文中指出传统5000系Al-Mg合金因具有优异的耐蚀性、可焊性、成形性以及相对较高的比强度而广泛应用于车辆和船舶工业,但其强度属于中等强度,不能满足航空工业的需求。7000系Al-Zn-Mg（-Cu）合金和2000系Al-Cu合金因其高强韧性而广泛应用于航空领域,但其可焊性存在一定不足,特别是其在传统熔化焊接过程中容易开裂,因而限制了合金的进一步发展,合金的焊接性能亟需解决。此外,Al-Zn-Mg（-Cu）系和Al-Cu系合金在峰时效（T6）状态下耐腐蚀性能较差,其耐腐蚀性能也需要进一步提升。新型Al-Mg-Zn合金通过合理的成分设计及工艺优化使合金的强度提高至500MPa左右,且在峰时效状态下合金的抗晶间腐蚀性能大幅提升。此外,通过在Al-5.1Mg-2.0Zn合金中添加少量的Cu元素（Cu元素质量分数≤0.5wt%）发现,少量Cu的添加可以起到烤漆硬化的作用;通过Zn、Cu的复合添加以及优化时效工艺,深入分析了 Cu元素对合金析出行为的影响并揭示了合金的强化机制和腐蚀机制。因此开发新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu是未来多用途高性能铝合金的发展趋势,这也对合金的综合性能提出了更高要求。本研究在时效析出型Al-Mg-Zn合金中添加少量Cu元素,通过合理的成分设计,调控合金元素Zn和Cu的含量,制备了（Zn+Cu）/Mg≤1.50的新型Al-Mg-Zn-Cu合金,在成分上显着区别于传统2000、5000以及7000系铝合金。研究主要通过硬度测定、差热分析、金相观察、扫描和透射组织表征等分析方法对Al-Mg-Zn-Cu合金的组织性能进行深入分析,具体对合金的力学性能、焊接热裂敏感性、腐蚀性能以及断裂韧性等进行深入研究,阐明设计合金的强韧化机制,影响合金焊接热裂敏感性的因素以及腐蚀机制等内容。研究结果表明,新型Al-Mg-Zn-Cu合金主由T-Mg32（Al,Zn,Cu）49相强化,通过常规固溶时效处理至T6态,合金抗拉强度约为570MPa,屈服强度约为500MPa,且合金保持较高的延伸率约为14%。Al-Mg-Zn-Cu合金T6态强度与7075-T6合金相当,且设计合金的比强度较高。进一步的,通过引入形变强化,充分发挥T相析出强化效应以及形变硬化,优化合金的制备工艺,制备得到超高强Al-Mg-Zn-Cu合金,合金抗拉强度高达746MPa,屈服强度高达696MPa,且延伸率约为8%。在优化Al-Mg-Zn-Cu合金制备工艺的同时研究了 T6态合金的焊接热裂敏感性、腐蚀性能和断裂韧性,研究表明T6态合金的焊接热裂敏感性优于7075合金,热裂敏感性与合金有效凝固区间、凝固末期液相分数、糊状区宽度以及所受内应力相关;基于SKK判据,考虑了合金冷却速率、糊状区宽度、二次枝晶间距以及焊接凝固阶段应力等因素的影响,建立了适用于铝合金焊接的热裂判据,当热裂敏感性HCS大于1时,合金发生热裂;反之,热裂不会发生。合金抗晶间腐蚀性能研究表明,合金晶间腐蚀性能主要由晶界析出相的连续性决定;对合金断裂韧性的研究表明,合金断裂韧性与合金的晶界析出相、PFZ宽度以及再结晶分数等相关。并通过高温回归与形变热处理工艺相结合获得综合性能优良的铝合金,兼具强韧性、腐蚀性能以及可焊性。这些研究结果将为时效析出强化型Al-Mg-Zn-Cu合金的成分设计、板材制备、微观结构设计与组织性能调控、焊接性能提升、腐蚀性能以及断裂韧性改善等方面提供指导。
韩雨婷[5]（2021）在《自然时效对Al-Mg-Si合金力学性能和烘烤硬化性能影响的研究》文中研究表明目前全球环境现状日益恶劣,汽车尾气排放标准日益严苛,汽车轻量化已成为目前汽车界关注的焦点问题之一。在汽车材料中提升轻质合金用量,用轻质合金代替钢铁是目前减轻整车重量行之有效且立竿见影的手段之一。本课题研究材料选择由诺贝丽斯公司生产的AA6014铝合金,该类合金是目前中高端乘用车汽车外覆盖件使用的主流铝合金材料,因此有必要对其进行深入研究。将Al-Mg-Si合金置于室温下,随着时间的延长,材料力学性能将会发生明显改变,这一现象常称为Al-Mg-Si合金的自然时效特性。目前,众多研究已对Al-Mg-Si合金典型的纳米级析出相进行了表征并基本确定了析出序列,但在长时间内对Al-Mg-Si合金进行力学性能测试,定量化描述该合金在自然时效过程中力学性能变化的研究较为少见。因此,本课题围绕以下两个核心目的开展:一是定量化系统性测定AA6014铝合金板料在6个月有效期内的力学性能变化。二是研究6个月内,自然时效不同时长对AA6014铝合金板料烘烤硬化性能的影响。本文主要研究结论如下:（1）自然时效6个月的过程中,AA6014铝合金板料的屈服强度和抗拉强度在0°、45°和90°三个方向上均具有较大幅度的提升,平均上升幅度分别为45MPa和34MPa,平均上升百分比分别为46%和16%。屈强比随着自然时效时间的延长呈上升趋势,范围在0.46～0.6。板料0°方向上强度和强度增量最大,45°方向和90°方向强度变化大致相同。（2）自然时效过程中,AA6014铝合金一直保持良好的塑性,其延伸率并不会随着自然时效时间的延长而出现大幅度的下降,而是在一定范围内波动。三个方向上,最大力塑性延伸率和断后延伸率的平均值基本相同,总体平均值分别为21.58%和23.34%。在整个实验周期中,最大力塑性延伸率一直保持在18%以上,断后延伸率一直保持在20%以上。烘烤硬化后最大力塑性延伸率均大于12%,断后延伸率均大于13%,烘烤硬化导致延伸率下降～6.5%。（3）烘烤硬化前,在三个方向上,n值随着自然时效时间的延长均呈下降趋势,所有的n值均在0.21～0.28范围内;烘烤硬化后,随着烘烤硬化前试样经历的自然时效时间的延长,三个方向上的n值均在在前四个月内保持稳定,在自然时效第4-6个月内,呈上升趋势。总体范围在0.14～0.17之间。其中,无论烘烤硬化前后,板料90°方向上的n值最大。（4）经历不同自然时效时长后进行烘烤硬化,烘烤硬化后得到的强度呈波动性变化。但烘烤硬化前经历的不同时长自然时效,使得屈服强度增量和抗拉强度增量总体呈明显的下降趋势。对于板料0°、45°、90°方向,在整个周期内,屈服强度增量分别从130MPa下降至87MPa、144MPa下降至85MPa、131MPa下降至78MPa;抗拉强度增量分别从80MPa下降至44MPa、92MPa下降至45MPa、75MPa下降至43MPa。本文旨在通过以上研究为AA6014铝合金在实际生产应用中,提供实验数据参考。同时本课题所获得的大量数据,也可用于学术界对Al-Mg-Si合金微观结构转变的深入研究。
李思远[6]（2021）在《不同热处理状态下Cu-Ti合金在S2-污染海水中的腐蚀行为研究》文中进行了进一步梳理由于优异的导电性、导热性以及良好的耐海水腐蚀性能,铜及铜合金被广泛应用于海洋环境中。但海洋腐蚀环境复杂多变,硫化物作为自然海水中最普遍的污染物对铜合金在海洋环境中的服役性能造成了极大的不确定性。铜钛合金有望成为铜铍合金的替代材料之一表现出广阔的应用前景,当钛含量为1 wt.%～6 wt.%范围内时,室温下的平衡组织为Cu+Cu4Ti。而当合金中存在第二相时,合金的耐蚀性能通常会受到影响。为探究海水中的硫化物浓度变化及析出相对铜钛合金腐蚀行为的影响,通过固溶与时效热处理获得具有不同显微组织的Cu-4wt.%Ti合金,配置含S2-浓度为2.5、20、60、100 ppm的3.5 wt.%Na Cl溶液分别模拟正常状态下以及被S2-轻度、中等、严重污染的海水,并设置不含S2-的3.5 wt.%Na Cl溶液作为空白对照,对两种不同热处理状态的Cu-4wt.%Ti合金通过采用浸泡实验和电化学测试,研究了两种状态下的Cu-4wt.%Ti合金在含不同浓度硫化物的模拟污染海水环境中的腐蚀行为,借助扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射（XRD）以及X射线光电子能谱仪（XPS）对铜钛合金表面腐蚀产物进行测试分析,探究S2-、Cl-的腐蚀协同作用机理以及析出相β-Cu4Ti对Cu-4wt.%Ti合金腐蚀的影响。得到的主要结论如下:（1）两种热处理状态下的Cu-4wt.%Ti合金在不同S2-浓度的3.5 wt.%Na Cl溶液中的腐蚀类型不同。固溶态铜钛合金在不含S2-的溶液中发生点蚀,随着S2-浓度增加,腐蚀逐渐向均匀腐蚀转变,这是因为S2-在固溶态的铜钛合金表面会发生比Cl-更加严重的点蚀,当S2-浓度达到60 ppm时,点蚀坑交错分布在整个表面呈现出均匀腐蚀的形态。过时效态铜钛合金在不同S2-浓度的3.5 wt.%Na Cl溶液中的腐蚀类型均以微电偶腐蚀为主,腐蚀不均匀。由于时效处理Cu-4wt.%Ti合金会出现层片状的组织,该组织是由Cu基体相与析出相β-Cu4Ti交替分布构成。当在溶液中浸泡时相互接触的Cu基体相与析出相β-Cu4Ti形成微电偶腐蚀电池,Cu基体相作为腐蚀电池的阳极更容易被腐蚀,在去除腐蚀产物后表面呈现出沟壑状。由于腐蚀类型主要为微电偶腐蚀,所以时效处理后铜钛合金耐蚀性降低,腐蚀速率加快。（2）无论Cu-4wt.%Ti合金处于哪种热处理状态,S2-均会促进其在3.5 wt.%Na Cl溶液中的腐蚀,随着S2-浓度的增加,腐蚀程度越来越剧烈。S2-和Cl-对铜钛合金的腐蚀存在竞争吸附关系,但S2-的吸附能力更强,发生反应速度更快,能够迅速的对铜钛合金造成腐蚀。两种热处理状态下的铜钛合金,S2-和Cl-的吸附位点发生了变化,固溶态铜钛合金由于表面成分均匀,S2-、Cl-吸附也呈现出均匀性。而过时效态铜钛合金由于表面成分和结构不均匀产生了微电池,Cu基体相在发生微电偶腐蚀时失去电子从而更容易使S2-和Cl-发生吸附。（3）两种热处理状态下的Cu-4wt.%Ti合金在含S2-的3.5 wt.%Na Cl溶液中腐蚀产物种类相同,主要为Cu S、Cu2S、Cu2O以及Cu2（OH）3Cl。由于两种热处理状态下的腐蚀类型不同而导致腐蚀发生的位置不同,所以腐蚀产物的分布有所差异。（4）由于S2-浓度越大,水解产生的OH-越多,这使固溶态铜钛合金的腐蚀产物膜层的厚度与致密度增加,当S2-浓度达到100 ppm时使铜钛合金发生钝化,降低腐蚀速率。所以当固溶态铜钛合金应用于被S2-污染的海水中时,可以通过适当方法提高其环境中的OH-浓度促进Cu2O保护膜层的形成,从而降低其腐蚀速率。而过时效态铜钛合金在S2-浓度达到100 ppm时由于表面的化学成分不均匀导致不能发生钝化,腐蚀产物膜层对腐蚀的抑制作用不明显。
黄锴[7]（2021）在《稀土Sc、Y及热处理工艺对7055铝合金组织和性能的影响》文中指出7xxx铝合金因其具有高强度、低比重、优秀的加工性能以及焊接性能等优点,在航空航天、汽车、军事等行业中得到了广泛的应用,是航天工业的主要结构材料之一。随着科技的日新月异,大众更加追求交通工具轻量化,这对铝合金在强韧性方面提出了更高的要求,并且希望可以发明出一种低密度、加工性能优异、性价比高的新型超高强铝合金。作者通过在7055铝合金中添加不同含量Sc、Y元素,经过一系列加工和热处理工艺后测试各个样品的电学性能、力学性能和耐腐蚀性能。并借助金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）和X射线衍射仪（XRD）手段对合金进行显微结构分析。详细研究了不同含量Sc、Y以及不同的时效制度对7055系铝合金微观结构以及性能的影响。实验表明,微量Sc可以有效细化7055系合金晶粒,在热处理过程和变形过程中可以形成弥散而又细小的Al3（Sc,Zr）相,这些弥散细小的Al3（Sc,Zr）相可以阻碍位错,防止亚晶界的位移,提高再结晶温度,抑制再结晶。Sc的加入可以改善7xxx系铝合金的强度和延伸率,推迟过时效的到来,提高析出相的稳定性。得到的主要研究结论如下:（1）在7055合金中添加微量的Sc可以细化晶粒,当Sc的含量为0.25%时合金的晶粒尺寸为30-40 um,相比较未添加Sc的7055合金尺寸减小了一倍。均匀化处理可以消除大部分偏析和残余应力,加入微量Sc可以形成Al3（Sc,Zr）相,有效抑制铝合金的再结晶行为。（2）添加0.25%的7055-0.25Sc合金的硬度为212.6 HV,电导率为32.9%IACS,抗拉强度达到了685.9 MPa,屈服强度为658.3 MPa,延伸率为18.3%,相比较未添加Sc的7055合金有显着的提高。Sc含量为0.45%时,合金的自腐蚀电流密度最低,7055合金的耐腐蚀性能达到最佳状态。（3）7055-0.25Sc铝合金在三种不同时效制度下,合金的综合性能在时效制度为120℃/6 h+180℃/16 h条件下最好,其电导率为42.9%IACS,硬度为201.1 HV,抗拉强度为625.9 MPa,屈服强度为596.5 MPa,延伸率为15.5%。而且合金的导电性和耐腐蚀性能相比较峰值时效（T6）得到了极大的提升。（4）复合添加Sc和Y也可以显着提升7055合金的性能,同时添加0.25%的Sc和Y时,合金的性能最佳。合金的电导率为33.8%IACS,硬度为196.4HV,抗拉强度和延伸率为398.6 MPa和15.1%。耐腐蚀性能随着Sc添加量的增多而提高,当Sc含量为0.35%时耐腐蚀性能达到最佳。
翟凤龙[8]（2021）在《Sm合金化对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微观组织及性能影响》文中研究指明随着航空航天事业的快速发展,对Al-Zn-Mg-Cu-Zr系超高强铝合金的性能要求不断提高,对开发新型合金的渴求愈加强烈。虽然Al-Zn-Mg-Cu-Zr系合金具有高的综合力学性能,但在腐蚀介质和应力环境下服役时其剥落腐蚀及应力腐蚀开裂较为严重。为了解决此问题,本文设计并研究了一种新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sm合金,意在同时提高合金的强度和耐蚀性。本文系统的研究了Sm含量对铸态Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金显微组织影响;优化了Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的均匀化工艺和变形工艺;深入研究了Sm含量对挤压态合金再结晶行为、析出行为以及室温、高温力学性能和腐蚀性能的影响;揭示Sm添加对合金的强化机理和耐蚀机理。最后,优化最优成分合金固溶工艺,研究时效工艺对最优成分合金显微组织、力学性能及耐蚀性的影响。获得如下研究结果:Sm添加可使铸态Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金显微组织显着细化,当Sm含量为0.3%时,晶粒尺寸最小为108μm。此外,Sm添加降低了晶界处第二相含量,同时形成Al10Cu7Sm2相。晶粒细化归因于Sm元素引起的成分过冷以及晶界处形成Al10Cu7Sm2相对晶粒生长的抑制作用。合金经预处理后析出大量的Al3Zr相。均匀化后合金中低熔点的η相溶入基体,形成少量的S（Al2Cu Mg）相,而高熔点的Al23Cu Fe4和Al10Cu7Sm2相在均匀化过程中不能被消除,Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的最优均匀化工艺为400°C×10 h+470°C×24 h。利用线性回归法计算出Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的变形激活能为182.762 k J/mol,确定热变形的本构方程。构建Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的热加工图,确定最优热加工工艺参数:变形温度为360°C～440°C,应变速率为0.001s-1～0.01s-1和变形温度为430°C～450°C,应变速率为0.13s-1～1s-1。热压缩组织分析显示,变形温度低于420°C时,合金仅发生动态回复;变形温度为450°C时,合金已有动态再结晶产生。Sm合金化可改善Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金挤压态组织,挤压过程中形成的亚微米级Al10Cu7Sm2相可抑制再结晶。Sm可促进合金中η’相的形核,提高η’相的弥散度,抑制了η’相向η相转变,同时Sm可粗化晶界析出相以及减小晶界无析出带宽度。Sm合金化可提高Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金的力学性能和腐蚀性能,Sm的最优添加量为0.3%。Sm添加主要通过细化晶粒、强化亚结构和提高η’相的弥散度提高合金强度。Sm合金化后合金纤维组织细化、晶界析出相粗化和晶界无析出带变窄等微结构特征降低Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金的腐蚀敏感性。固溶处理可消除Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm挤压后残余的η和S相,但Al23Cu Fe4和Al10Cu7Sm2相不溶解。T6态Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金具有较高的强度,但耐蚀性相对较差;而合金经T74处理后强度牺牲较大,但具有较强的晶间腐蚀、剥落腐蚀和应力腐蚀抗力;RRA时效工艺可使合金在强度损失较小的情况下获得较好的耐蚀性。Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金经最优热处理工艺处理后抗拉强度为723 MPa、屈服强度为674 MPa、延伸率为9.8%、晶间腐蚀深度68μm、剥落腐蚀等级PB、慢应变速率拉伸的断裂最大强度和断裂时间分别为658 MPa和24700 s。
蒋俊[9]（2021）在《亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金轧制组织演变及时效行为》文中研究说明Al-Mg-Si系铝合金是典型的可热处理时效铝合金。因为具有加工时成形性好,时效硬化之后屈服强度高的特点,被认为是最具前景的汽车车身材料。如何高效率、低成本生产高性能Al-Mg-Si系铝合金是该领域亟待解决的难题。亚快速凝固冷却速率可以达到102-103K/s,是高效化生产铝合金的一种可行方法,然而,目前亚快速凝固铝合金的研究并不深入,包括亚快速凝固条件下的组织演变规律、时效行为及合金元素作用等方面不明晰,高性能亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的工业生产受到明显限制。本文基于亚快速凝固工艺制备的Al-Mg-Si系铝合金,优化均质化热处理工艺,研究了亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的微观组织演变,分析了亚快速凝固工艺对时效析出行为的影响,揭示出亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的力学性能强化机制;同时发现了Ti、Zr元素可以提高亚快速凝固合金固溶淬火态组织的热稳定性,分析了Zr元素对亚快速凝固Al-Mg-Si系合金时效行为及力学性能的影响,优化出Al-0.7Mg-1.2Si-0.15Fe-0.2Zr（wt.%）合金成分,为开发高性能Al-Mg-Si系铝合金制备方案提供了借鉴,得出的主要结论有:（1）研究了亚快速凝固于常规凝固Al-Mg-Si系铝合金微观组织演变,揭示出合金第二相对力学性能的影响机制。发现常规凝固组织中Al Fe Si相尺寸粗大,Mg2Si相数量较多,同时存在大量粗大的Si颗粒,减少了参与时效过程的Si元素含量,降低合金的力学性能。亚快速凝固条件下Al Fe Si相尺寸细小、分布均匀,Mg2Si相含量显着降低,提高了合金的时效潜力。亚快速凝固组织晶粒尺寸明显细化,并没有粗大的Si颗粒存在,Si原子过饱和固溶在基体中,为后续人工时效提供更好的动力学条件。（2）研究了亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的时效行为及力学性能强化机制,分析了亚快速凝固工艺对时效析出的影响。发现亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金固溶淬火态（T4态）屈服强度低（～133 MPa）,断裂延伸率高（～30%）,利于加工成形。常规凝固合金T4态微观组织粗大,包括难以回溶的粗大Si颗粒,降低了合金塑性及时效潜力。短时均质化的亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金人工时效后（T6态）屈服强度（～305 MPa）与断裂延伸率（～19%）均高于常规凝固合金（屈服强度为～254 MPa,断裂延伸率为～13%）。亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金过饱和固溶的Si、Mg原子加快了时效动力学,人工时效的屈服强度提升效果（增量为～170 MPa）远高于常规凝固合金（屈服强度增量为～100 MPa）。发现亚快速凝固T6试样中主要强化相β″相的尺寸细小、数量密度更高,提高了析出强化效果;在亚快速凝固合金T6态中观察到纳米尺寸（～40 nm）的Si颗粒,原因是过饱和固溶的Si原子不仅促进了β″相的析出演化,同时还会促进纳米Si颗粒的形成,有利于力学性能的提升。（3）发现Ti、Zr元素可以提高亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金高温固溶时的热稳定性,同时改善第二相的分布。发现了亚快速凝固条件下Zr元素的加入一方面细化了晶粒尺寸、改善微观组织分布,其形成的Al3Zr相具有高热稳定性,随着固溶时间的延长,平均晶粒尺寸可以保持在13-15μm;另一方面Zr元素的加入提高了亚快速凝固条件下Al-Mg-Si合金的强塑性,在峰时效时获得了优异的力学性能（屈服强度为～355MPa,断裂延伸率为～16%）。Zr元素提高了Al-Mg-Si合金的时效硬化响应,其机制为人工时效过程中过饱和固溶的Zr原子与基体中的Si、Mg原子等发生协同作用,加快了溶质元素析出,同时形成纳米含Zr析出相。揭示出亚快速凝固工艺可以提高Zr元素在Al-Mg-Si系铝合金中的含量使用范围。
陈敏[10]（2021）在《预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究》文中进行了进一步梳理在实际的工程应用中,2xxx（Al-Cu-Mg）系铝合金由于其具有较低的密度、高强度以及优良的加工成型性和耐热性等特点而被广泛使用,尤其在航空航天、交通运输、军工设备等领域。目前,航空航天、交通运输等领域高速发展,对2xxx系铝合金综合性能方面提出了更高要求,就如何提高Al-Cu-Mg合金强度的同时还能保持较好的塑性方面的研究成为一个热点。本文以2024铝合金棒材为研究对象,通过硬度测试、拉伸测试以及晶间腐蚀测试等方法,重点考察了时效前的预变形对合金微观组织、力学性能以及晶间腐蚀性能的影响,本实验主要采用的预变形方式为:循环应变、预拉伸以及单次拉-压变形。得到的结果如下:（1）研究循环应变对2024铝合金微观组织和性能的影响,实验采用恒总应变幅控制,经不同周次的循环应变处理。循环应变处理后,合金抗拉强度、屈服强度均显着提高,但晶间腐蚀敏感性增大;随着循环周次的增加,试样抗拉强度先增大后降低,屈服强度逐渐增大,延伸率持续下降,合金塑性变差。循环周次Nf=500试样的综合力学性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率可达616 MPa、423MPa、28.2%,合金强度高且兼顾优良的塑性,这与变形过程基体中产生的位错胞有关。经150℃及190℃时效处理后,循环应变试样晶间腐蚀程度加重;屈服强度、抗拉强度以及延伸率均有不同程度的降低,这与时效进程中位错发生回复有关。（2）研究预拉伸对2024铝合金微观组织和性能的影响,预拉伸量分别为:0%、1%、4%、7%。预拉伸处理后,合金强度和硬度提高,表现出形变强化现象;随着预拉伸量的增大,合金屈服强度、抗拉强度及延伸率均先增大后降低,晶间腐蚀深度逐渐增大,腐蚀程度加重。预拉伸量为1%的试样综合性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别为568 MPa、384 MPa、27.2%,合金具有高强度以及较高的延伸率;经190℃/20 h时效处理后,预拉伸试样抗拉强度、延伸率均下降,屈服强度提高;经150℃/24 h时效处理后,随着预拉伸量增大,试样屈服强度、抗拉强度呈现先降低后增大的趋势,延伸率均升高;经时效处理后,预拉伸试样晶间腐蚀敏感性降低,腐蚀程度减轻。形变强化与时效强化作用是叠加的,强化效果与变形程度、时效温度以及时效时间相关。（3）研究单次拉-压变形对2024铝合金微观组织和性能的影响,变形量分别为:0%、1%、4%、7%。结果表明,预变形处理后,合金强度和硬度提高,塑性变化不大。变形程度增大,合金抗拉强度、屈服强度先增大后降低,延伸率相近,晶间腐蚀深度逐渐增大,腐蚀程度加重。预变形量1%试样的综合力学性能最好,抗拉强度、屈服强度分别为581 MPa、404 MPa,延伸率为27.9%。经190℃/16 h时效处理后,试样屈服强度、抗拉强度、延伸率均下降;经150℃/24 h时效处理后,变形试样抗拉强度均提高;随着变形量的增大,屈服强度表现出先降低后增大的趋势,预变形量7%试样综合性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别为583 MPa、455MPa、29.2%。经不同制度的时效处理后,变形试样的晶间腐蚀敏感性降低,腐蚀程度减轻。
二、Age-hardening of surface aged hardening alloy（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、Age-hardening of surface aged hardening alloy（论文提纲范文）
（2）特种包装用Al-Cu-Mg合金的成形机理及强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Cu-Mg合金的发展概况 |
| 1.3 Al-Cu-Mg合金的强化机制 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 细晶强化 |
| 1.3.3 位错强化 |
| 1.3.4 析出强化 |
| 1.4 Al-Cu-Mg合金的形变及热处理 |
| 1.4.1 形变方法 |
| 1.4.2 热处理工艺 |
| 1.5 Al-Cu-Mg合金中的主要析出相 |
| 1.5.1 GPB区 |
| 1.5.2 S相 |
| 1.5.3 θ相 |
| 1.6 Al-Cu-Mg合金的相变规律 |
| 1.7 铝合金阳极氧化 |
| 1.7.1 阳极氧化技术 |
| 1.7.2 阳极氧化膜理论模型 |
| 1.7.3 阳极氧化成膜机理 |
| 1.8 研究目的及内容 |
| 第二章 材料制备、实验及表征 |
| 2.1 合金成分设计及熔炼工艺 |
| 2.1.1 合金成分设计 |
| 2.1.2 熔炼工艺 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 喷射成形工艺 |
| 2.2.2 挤压工艺 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 快速冷冲工艺 |
| 2.3.2 热处理工艺 |
| 2.3.3 阳极氧化工艺 |
| 2.4 微观组织分析 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜 |
| 2.4.3 背散射电子衍射技术及样品制备 |
| 2.4.4 透射电子显微镜及样品制备 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.6 氧化膜性能测试方法 |
| 2.6.1 膜层厚度测试 |
| 2.6.2 膜层硬度测试 |
| 2.6.3 膜层结构表征 |
| 2.6.4 电化学性能测试 |
| 第三章 Al-Cu-Mg合金快速冷冲强变形过程中析出相低温回溶特征与机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 位错形貌观察 |
| 3.3 不同道次冷冲试样的析出相特征 |
| 3.3.1 XRD分析 |
| 3.3.2 TEM和 EDS分析 |
| 3.4 不同冷冲道次试样中S'相特征 |
| 3.4.1 挤压态试样中S'相特征 |
| 3.4.2 快速冷冲过程中S'相特征 |
| 3.5 不同冷冲道次试样中θ'相特征 |
| 3.5.1 挤压态试样中θ'相特征 |
| 3.5.2 快速冷冲过程中θ'相特征 |
| 3.6 分析与讨论 |
| 3.6.1 析出相破断回溶动力学分析 |
| 3.6.2 析出相破断回溶热力学分析 |
| 3.6.3 析出相回溶微观机制分析 |
| 3.6.4 S'相的破断回溶机制 |
| 3.6.5 S' 相与θ' 相回溶速度的差异性研究 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 快速冷冲变形Al-Cu-Mg合金的时效析出行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同道次冷冲试样的时效硬化曲线 |
| 4.3 不同道次冷冲试样的时效析出行为 |
| 4.3.1 XRD分析 |
| 4.3.2 TEM分析 |
| 4.4 不同温度下4 道次冷冲试样的时效析出行为 |
| 4.4.1 160℃时效析出行为 |
| 4.4.2 180℃时效析出行为 |
| 4.4.3 200℃时效析出行为 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 冷冲道次对时效析出行为的影响 |
| 4.5.2 温度对时效析出行为的影响 |
| 4.5.3 不同状态试样的硬化行为 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 快速冷冲变形Al-Cu-Mg合金的力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 快速冷冲道次对试样硬度的影响 |
| 5.3 快速冷冲峰值时效态试样的拉伸性能 |
| 5.4 拉伸断口形貌图 |
| 5.4.1 不同冷冲道次时效峰值试样的拉伸断口形貌 |
| 5.4.2 同一道次试样在不同时效时间的拉伸断口形貌 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.5.1 析出相的回溶对Al-Cu-Mg合金力学性能的影响 |
| 5.5.2 时效再析出相对Al-Cu-Mg合金力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 道次间退火对快速冷冲变形 Al-Cu-Mg 合金微观组织的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 晶粒组织在快速冷冲和再结晶退火过程中的演变 |
| 6.3 析出相在快速冷冲和再结晶退火过程中的演变 |
| 6.4 形变带和过渡带 |
| 6.5 不同状态下试样的力学性能 |
| 6.6 分析与讨论 |
| 6.6.1 快速冷冲和再结晶退火对析出相特征的影响 |
| 6.6.2 快速冷冲和再结晶退火对晶粒细化的影响 |
| 6.6.3 形变带形成机制及对晶粒细化的影响 |
| 6.6.4 强韧化机制 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 快速冷冲变形Al-Cu-Mg合金阳极氧化行为研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 不同时效试样阳极氧化膜的性能 |
| 7.2.1 氧化膜的相组成分析 |
| 7.2.2 氧化膜的硬度及厚度 |
| 7.2.3 氧化膜的耐腐蚀性能 |
| 7.3 不同电压对Al-Cu-Mg合金阳极氧化膜的影响 |
| 7.3.1 不同电压下氧化膜的相组成分析 |
| 7.3.2 电压对氧化膜硬度及厚度的影响 |
| 7.3.3 电压对氧化膜耐腐蚀性能的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 结论 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.2 主要创新点 |
| 8.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间取得的主要成果 |
| 致谢 |
（3）Sn和Al含量对Mg-Sn-Al合金组织性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁合金简介 |
| 1.1.1 镁及镁合金的基本性质 |
| 1.1.2 常用的镁合金系 |
| 1.2 耐热镁合金 |
| 1.2.1 Mg-RE系耐热镁合金 |
| 1.2.2 Mg-Al系耐热镁合金 |
| 1.2.3 常用耐热镁合金存在的问题 |
| 1.2.4 耐热镁合金的可溶性 |
| 1.3 Mg-Sn系镁合金的特点及开发前景 |
| 1.3.1 Mg-Sn系镁合金的特点 |
| 1.3.2 Mg-Sn系镁合金的开发前景 |
| 1.4 Mg-Sn系镁合金的研究现状 |
| 1.4.1 Mg-Sn二元合金的研究现状 |
| 1.4.2 Mg-Sn三元合金的研究现状 |
| 1.4.3 Mg-Sn合金研究中的优势与不足 |
| 1.4.4 Mg-Sn-Al合金研究中的优势与不足 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 2 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 合金的均匀化热处理 |
| 2.3.2 合金的热压缩模拟 |
| 2.3.3 合金的热挤压变形 |
| 2.3.4 合金的时效热处理 |
| 2.4 显微组织观察及物相分析 |
| 2.4.1 金相组织(OM)观察 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD)物相分析 |
| 2.4.3 扫描电镜(SEM)显微组织观察 |
| 2.4.4 透射电镜(TEM)显微组织观察 |
| 2.4.5 电子背散射(EBSD)观察 |
| 2.4.6 差示扫描量热(DSC)分析 |
| 2.5 合金性能测试 |
| 2.5.1 成分测试 |
| 2.5.2 硬度测试 |
| 2.5.3 室温及高温拉伸性能测试 |
| 2.5.4 电化学实验 |
| 2.5.5 抗蠕变性能测试 |
| 3 铸态Mg-Sn合金的组织与性能研究 |
| 3.1 铸态Mg-Sn二元合金的组织与性能研究 |
| 3.1.1 不同Sn元素含量对Mg-Sn二元合金显微组织的影响 |
| 3.1.2 不同Sn元素含量对Mg-Sn二元合金力学性能的影响 |
| 3.2 铸态Mg-Sn-Al三元合金的组织与性能研究 |
| 3.2.1 Al元素含量变化对Mg-Sn-Al三元合金显微组织的影响 |
| 3.2.2 Al元素含量变化对Mg-Sn-Al三元合金力学性能的影响 |
| 3.2.3 Mg-Sn-Al合金的成分设计 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Mg-Sn-Al合金均匀化热处理制度研究 |
| 4.1 Mg-5Sn-1.5Al合金均匀化热处理制度研究 |
| 4.2 Mg-8Sn-1.5Al合金均匀化热处理制度研究 |
| 4.3 Mg-10Sn-1.5Al合金均匀化热处理制度研究 |
| 4.4 Mg-Sn-Al合金的表面氧化现象分析 |
| 4.4.1 Mg-Sn-Al合金在高温下的表面氧化现象 |
| 4.4.2 Mg-Sn-Al合金在低温下的表面氧化现象及显微组织分析 |
| 4.4.3 Mg-10Sn-1.5Al合金氧化表面次层的微观组织分析 |
| 4.4.4 Mg-10Sn-1.5Al合金氧化表面的微观组织分析 |
| 4.4.5 Mg-10Sn-1.5Al合金的真空热处理研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Mg-Sn-Al合金的热变形行为研究 |
| 5.1 Mg-Sn-Al合金的本构方程 |
| 5.1.1 Mg-Sn-Al合金的流变应力-应变曲线 |
| 5.1.2 Mg-Sn-Al合金峰值应力与变形速率之间的函数关系 |
| 5.1.3 Mg-Sn-Al合金的变形激活能 |
| 5.1.4 Mg-Sn-Al合金的应力指数 |
| 5.2 Mg-Sn-Al合金热加工图的构建 |
| 5.3 Mg-8Sn-1.5Al合金热变形过程中的组织分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 挤压态Mg-Sn-Al合金的组织及性能研究 |
| 6.1 挤压态Mg-Sn-Al合金的组织研究 |
| 6.2 挤压态Mg-Sn-Al合金的力学性能研究 |
| 6.3 挤压态Mg-Sn-Al合金的可溶性研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 时效态Mg-Sn-Al合金的组织与性能研究 |
| 7.1 Mg-Sn-Al合金的时效硬化曲线及力学性能研究 |
| 7.2 Mg-Sn-Al合金的时效析出相研究 |
| 7.3 时效态Mg-Sn-Al合金的蠕变曲线 |
| 7.3.1 时效态Mg-5Sn-1.5Al合金的蠕变曲线 |
| 7.3.2 时效态Mg-8Sn-1.5Al合金的蠕变曲线 |
| 7.3.3 时效态Mg-10Sn-1.5Al合金的蠕变曲线 |
| 7.4 时效态Mg-Sn-Al合金稳态蠕变本构方程及蠕变组织研究 |
| 7.4.1 时效态Mg-5Sn-1.5Al合金的蠕变本构方程及蠕变组织 |
| 7.4.2 时效态Mg-8Sn-1.5Al合金的蠕变本构方程及蠕变组织 |
| 7.4.3 时效态Mg-10Sn-1.5Al合金的蠕变本构方程及蠕变组织 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计及组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述及研究内容 |
| 2.1 航空铝合金概述 |
| 2.1.1 国外航空铝合金的发展历程 |
| 2.1.2 国内航空铝合金的发展历程 |
| 2.2 Al-Mg-Zn合金 |
| 2.3 铝合金中合金元素的作用 |
| 2.3.1 主要合金元素Mg,Zn,Cu的作用 |
| 2.3.2 微量合金元素Mn,Cr,Ti等的作用 |
| 2.3.3 其他微合金化元素的作用 |
| 2.4 铝合金的强化机制 |
| 2.4.1 固溶强化 |
| 2.4.2 加工硬化 |
| 2.4.3 析出强化 |
| 2.4.4 晶界强化 |
| 2.5 铝合金的焊接性能 |
| 2.6 铝合金的腐蚀机制 |
| 2.6.1 点蚀 |
| 2.6.2 晶间腐蚀 |
| 2.6.3 剥落腐蚀 |
| 2.6.4 应力腐蚀 |
| 2.7 影响铝合金断裂韧性的因素 |
| 2.8 研究目的、内容和方案 |
| 2.8.1 研究目的和内容 |
| 2.8.2 研究方案 |
| 3 实验材料和方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 成分设计 |
| 3.2.2 熔炼铸造 |
| 3.2.3 均匀化热处理 |
| 3.2.4 铣面 |
| 3.2.5 热轧、再结晶退火及冷轧 |
| 3.2.6 固溶时效处理 |
| 3.2.7 性能测试 |
| 3.2.8 组织分析 |
| 4 新型Al-Mg-Zn-Cu合金制备工艺及力学性能 |
| 4.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计 |
| 4.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金板材制备 |
| 4.2.1 熔炼铸造 |
| 4.2.2 均匀化工艺探究 |
| 4.2.3 热轧工艺探究 |
| 4.2.4 冷轧工艺与再结晶退火工艺 |
| 4.2.5 固溶工艺探究 |
| 4.2.6 时效工艺优化 |
| 4.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金析出行为 |
| 4.3.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金力学性能 |
| 4.3.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金微观组织 |
| 4.3.3 合金成分、组织演变与力学性能之间的关系 |
| 4.4 新型Al-Mg-Zn-Cu合金力学性能优化 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 新型高强Al-Mg-Zn-Cu合金焊接性能 |
| 5.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金熔焊过程中的热裂行为 |
| 5.1.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金TIG焊接 |
| 5.1.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金非平衡凝固行为计算 |
| 5.1.3 改进T型装置模拟新型Al-Mg-Zn-Cu合金焊接试验 |
| 5.1.4 分析讨论 |
| 5.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金焊接热裂判据 |
| 5.2.1 改进T型模具模拟合金焊接结果 |
| 5.2.2 合金凝固路径计算 |
| 5.2.3 合金糊状区宽度计算 |
| 5.2.4 基于SKK判据建立适用于铝合金焊接的热裂判据 |
| 5.2.5 合金TIG焊接实验验证 |
| 5.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金焊接接头性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 新型高强可焊Al-Mg-Zn-Cu合金综合性能 |
| 6.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金腐蚀性能 |
| 6.1.1 晶间腐蚀 |
| 6.1.2 剥落腐蚀 |
| 6.1.3 晶界析出相及晶界特征 |
| 6.1.4 经过FTMT工艺优化后合金腐蚀性能 |
| 6.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金断裂韧性 |
| 6.2.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金断裂韧性 |
| 6.2.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金撕裂断口 |
| 6.2.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金断裂韧性的影响因素 |
| 6.2.4 经过FTMT工艺优化后合金断裂韧性 |
| 6.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金综合性能优化 |
| 6.3.1 加工工艺对Al-5.3Mg-4.0Zn-0.5Cu合金性能的影响 |
| 6.3.2 加工工艺对Al-5.3Mg-4.0Zn-0.5Cu合金组织的影响 |
| 6.3.3 分析讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）自然时效对Al-Mg-Si合金力学性能和烘烤硬化性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝合金车身板 |
| 1.2.1 铝合金车身板分类 |
| 1.2.2 铝合金车身板合金元素 |
| 1.2.3 铝合金车身板力学性能 |
| 1.3 Al-Mg-Si合金车身板生产流程及热处理工艺 |
| 1.3.1 生产流程 |
| 1.3.2 热处理工艺 |
| 1.4 Al-Mg-Si合金的时效析出行为 |
| 1.4.1 析出相的形核与生长 |
| 1.4.2 析出相的析出序列 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 自然时效对力学性能的影响 |
| 2.2.2 自然时效对烘烤硬化性能影响 |
| 2.3 实验研究方法 |
| 2.3.1 热处理实验设备 |
| 2.3.2 电解抛光处理 |
| 2.3.3 显微硬度测试 |
| 2.3.4 单向轴向拉伸实验 |
| 2.3.5 差示扫描量热法实验 |
| 2.3.6 扫描电子显微实验 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 自然时效对AA6014 铝合金力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 自然时效过程中硬度的变化 |
| 3.3 0°方向自然时效对AA6014 铝合金力学性能的影响 |
| 3.3.1 室温拉伸测试 |
| 3.3.2 屈服强度变化和抗拉强度变化 |
| 3.3.3 最大力塑性延伸率变化和断后延伸率变化 |
| 3.3.4 n值变化 |
| 3.4 45°方向自然时效对AA6014 铝合金力学性能的影响 |
| 3.4.1 室温拉伸测试 |
| 3.4.2 屈服强度和抗拉强度变化 |
| 3.4.3 最大力塑性延伸率变化和断后延伸率变化 |
| 3.4.4 n值变化 |
| 3.5 90°方向自然时效对AA6014 铝合金力学性能的影响 |
| 3.5.1 室温拉伸测试 |
| 3.5.2 屈服强度变化和抗拉强度变化 |
| 3.5.3 最大力塑性延伸率变化和断后延伸率变化 |
| 3.5.4 n值变化 |
| 3.6 屈服强度公式拟合 |
| 3.7 断口分析 |
| 3.8 差示扫描量热法分析 |
| 3.9 本章小结 |
| 第4章 自然时效对AA6014 铝合金烘烤硬化性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 0°方向自然时效对AA6014 铝合金烘烤硬化性能的影响 |
| 4.2.1 室温拉伸测试 |
| 4.2.2 屈服强度变化和抗拉强度变化 |
| 4.2.3 最大力塑性延伸率变化和断后延伸率变化 |
| 4.2.4 n值变化 |
| 4.3 45°方向自然时效对AA6014 铝合金烘烤硬化性能的影响 |
| 4.3.1 室温拉伸测试 |
| 4.3.2 屈服强度变化和抗拉强度变化 |
| 4.3.3 最大力塑性延伸率变化和断后延伸率变化 |
| 4.3.4 n值变化 |
| 4.4 90°方向自然时效对AA6014 铝合金烘烤硬化性能的影响 |
| 4.4.1 室温拉伸测试 |
| 4.4.2 屈服强度变化和抗拉强度变化 |
| 4.4.3 最大力塑性延伸率变化和断后延伸率变化 |
| 4.4.4 n值变化 |
| 4.5 断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 研究生阶段科研成果 |
| 致谢 |
（6）不同热处理状态下Cu-Ti合金在S2-污染海水中的腐蚀行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 海水腐蚀 |
| 1.1.1 海水腐蚀概况与危害 |
| 1.1.2 海水的性质及对金属腐蚀的影响 |
| 1.1.3 海水腐蚀特点 |
| 1.1.4 金属在海水中的腐蚀类型 |
| 1.2 铜合金及铜钛合金的研究现状 |
| 1.2.1 铜合金及其应用 |
| 1.2.2 铜钛合金的发展与应用 |
| 1.2.3 时效硬化铜钛合金的相变 |
| 1.3 热处理及其对合金腐蚀的影响 |
| 1.3.1 金属热处理 |
| 1.3.2 固溶处理与时效处理 |
| 1.3.3 热处理对合金耐蚀性的影响 |
| 1.4 海水中离子对铜合金腐蚀的影响 |
| 1.4.1 Cl~-对铜合金腐蚀的影响 |
| 1.4.2 S~(2-)对铜合金的腐蚀 |
| 1.5 选题选题意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 本课题的选题意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验仪器与药品 |
| 2.1.1 实验仪器 |
| 2.1.2 实验药品 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 浸泡实验 |
| 2.3.2 电化学测试 |
| 2.3.3 表面表征 |
| 第3章 固溶态Cu-Ti合金在模拟S~(2-)污染海水中的腐蚀 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 电化学测试结果 |
| 3.2.1 动电位极化 |
| 3.2.2 电化学阻抗 |
| 3.3 浸泡实验结果 |
| 3.3.1 腐蚀速率 |
| 3.3.2 腐蚀产物的表面形貌 |
| 3.3.3 腐蚀产物的横截面形貌 |
| 3.3.4 腐蚀产物的成分 |
| 3.3.5 去除腐蚀产物后的表面形貌 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 过时效态Cu-Ti合金在模拟S~(2-)污染海水中的腐蚀 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 电化学测试结果 |
| 4.2.1 动电位极化 |
| 4.2.2 电化学阻抗 |
| 4.3 浸泡实验结果 |
| 4.3.1 腐蚀速率 |
| 4.3.2 腐蚀产物的表面形貌 |
| 4.3.3 腐蚀产物的横截面形貌 |
| 4.3.4 腐蚀产物的成分 |
| 4.3.5 去除腐蚀产物后的表面形貌 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 下一步工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（7）稀土Sc、Y及热处理工艺对7055铝合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 7055 铝合金概论 |
| 1.2.1 铝合金的分类 |
| 1.2.2 7055 铝合金的发展概况 |
| 1.3 7055 铝合金中成分对组织性能的影响 |
| 1.4 稀土在7055 铝合金中的作用 |
| 1.4.1 变质作用 |
| 1.4.2 精炼、净化作用 |
| 1.4.3 合金化作用 |
| 1.4.4 Sc在7055 铝合金中的作用 |
| 1.4.5 Y在7055 铝合金中的作用 |
| 1.5 7055 铝合金的热处理工艺研究 |
| 1.5.1 均匀化 |
| 1.5.2 固溶处理 |
| 1.5.3 时效处理 |
| 1.6 论文研究目的与主要内容 |
| 第二章 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备及药品 |
| 2.3 合金的熔炼 |
| 2.4 铸锭均匀化 |
| 2.5 合金的轧制 |
| 2.6 固溶与时效 |
| 2.7 合金形显微貌分析 |
| 2.7.1 金相组织观察 |
| 2.7.2 扫描电镜观察 |
| 2.7.3 透射电镜样品的制备与观察 |
| 2.8 合金性能测试 |
| 2.8.1 硬度测试 |
| 2.8.2 电导率测试 |
| 2.8.3 室温拉伸测试 |
| 2.8.4 电化学腐蚀测试 |
| 第三章 微量Sc对7055 合金组织和性能的影响 |
| 3.1 成分设计 |
| 3.2 合金显微组织分析 |
| 3.2.1 Sc对7055 合金铸态显微组织的影响 |
| 3.2.2 Sc对7055 合金均匀化组织的影响 |
| 3.2.3 7055-x Sc合金的XRD分析 |
| 3.2.4 Sc对7055 合金固溶时效后显微组织的影响 |
| 3.2.5 Sc对7055 合金T6 时效处理后TEM分析 |
| 3.3 Sc对7055 合金性能的影响 |
| 3.3.1 Sc对7055 合金硬度的影响 |
| 3.3.2 Sc对7055 合金电导率的影响 |
| 3.3.3 Sc对7055 合金力学性能的影响 |
| 3.3.4 Sc对7055 合金耐腐蚀性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 双级时效对含Sc7055 铝合金的组织和性能的影响 |
| 4.1 双级时效参数的确定 |
| 4.2 合金的显微组织结构分析 |
| 4.2.1 7055-0.25 合金铸态显微组织 |
| 4.2.2 7055-0.25 合金时效态显微组织 |
| 4.2.3 7055-0.25 合金时效态透射电镜分析 |
| 4.3 双级时效对合金性能的影响 |
| 4.3.1 双级时效对7055-0.25Sc合金电导率的影响 |
| 4.3.2 双级时效对7055-0.25Sc合金硬度的影响 |
| 4.3.3 双级时效对7055-0.25Sc合金力学性能的影响 |
| 4.3.4 双级时效对7055-0.25Sc合金腐蚀性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 添加微量Sc和Y对7055 合金微观结构和性能的影响 |
| 5.1 成分设计 |
| 5.2 合金的显微组织结构分析 |
| 5.2.1 微量Sc对7055-Y合金铸态组织的影响 |
| 5.2.2 微量Sc对7055-Y合金时效态组织的影响 |
| 5.2.3 7055-Y-x Sc合金XRD分析 |
| 5.2.4 7055-Y-x Sc合金TEM分析 |
| 5.3 Sc对7055-Y合金的性能影响 |
| 5.3.1 Sc对7055-Y合金硬度的影响 |
| 5.3.2 Sc对7055-Y合金电导率的影响 |
| 5.3.3 Sc对705-Y合金力学性能影响 |
| 5.3.4 Sc对7055-Y合金腐蚀性能影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表论文情况 |
（8）Sm合金化对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微观组织及性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的发展 |
| 1.2.1 国外Al-Zn-Mg-Cu系合金研发历程 |
| 1.2.2 国内Al-Zn-Mg-Cu系合金研究现状 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金强化研究 |
| 1.3.1 Al-Zn-Mg-Cu系合金的合金化研究 |
| 1.3.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的变形工艺研究 |
| 1.3.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金的热处理工艺研究 |
| 1.3.4 Al-Zn-Mg-Cu系合金高温力学性能研究 |
| 1.4 Al-Zn-Mg-Cu系合金的腐蚀行为 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验流程 |
| 2.2 成分设定及合金熔炼 |
| 2.2.1 合金成分 |
| 2.2.2 合金熔炼 |
| 2.3 试验方案 |
| 2.3.1 均匀化处理 |
| 2.3.2 热压缩 |
| 2.3.3 合金热变形 |
| 2.3.4 热处理工艺 |
| 2.4 显微组织及热力学分析 |
| 2.4.1 金相组织分析 |
| 2.4.2 X射线衍射物相分析 |
| 2.4.3 差热分析 |
| 2.4.4 扫描电镜及能谱分析 |
| 2.4.5 透射电镜分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸测试 |
| 2.5.3 腐蚀性能测试 |
| 第3章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金铸态组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Sm对 Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金铸态组织的影响 |
| 3.2.1 铸态Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金晶粒尺寸 |
| 3.2.2 铸态Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金显微组织 |
| 3.2.3 铸态显微组织TEM观察 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 细化机理 |
| 3.3.2 Sm元素与主元素之间的相互作用 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金均匀化工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 预处理合金显微组织分析 |
| 4.3 均匀化处理对合金组织影响 |
| 4.3.1 均匀化温度对合金显微组织影响 |
| 4.3.2 均匀化时间对合金显微组织影响 |
| 4.4 均匀化动力学分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金热变形行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 流变应力行为及峰值应力摩擦修正 |
| 5.2.1 流变应力行为 |
| 5.2.2 峰值应力摩擦修正 |
| 5.3 本构方程建立 |
| 5.4 热加工图分析 |
| 5.4.1 材料热加工图的构建原理 |
| 5.4.2 材料热加工图分析 |
| 5.5 热压缩组织演变 |
| 5.5.1 不同应变速率下热压缩组织分析 |
| 5.5.2 不同变形温度下热压缩组织分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金挤压态组织与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金组织影响 |
| 6.2.1 挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金剩余相分析 |
| 6.2.2 挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金固溶态组织分析 |
| 6.2.3 挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金时效态EBSD分析 |
| 6.3 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金时效析出相影响 |
| 6.4 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金力学性能影响 |
| 6.4.1 时效硬化及室温拉伸力学性能 |
| 6.4.2 高温瞬时拉伸力学性能 |
| 6.5 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金腐蚀性能影响 |
| 6.5.1 晶间腐蚀性能 |
| 6.5.2 剥落腐蚀性能 |
| 6.5.3 电化学腐蚀性能 |
| 6.5.4 应力腐蚀性能 |
| 6.6 分析与讨论 |
| 6.6.1 Sm对合金再结晶行为影响机理分析 |
| 6.6.2 Sm对合金析出行为影响机理分析 |
| 6.6.3 力学性能强化机制 |
| 6.6.4 高温性能强化机理 |
| 6.6.5 Sm对腐蚀行为影响机理 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 Sm合金化 Al-Zn-Mg-Cu-Zr热处理工艺优化 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 固溶工艺优化 |
| 7.3 不同时效工艺对合金性能影响 |
| 7.3.1 T6 时效过程中性能变化规律 |
| 7.3.2 T74 时效过程中性能变化规律 |
| 7.3.3 RRA时效工艺对合金性能影响 |
| 7.4 不同时效工艺过程中的组织演变 |
| 7.4.1 T6 时效过程中的组织演变 |
| 7.4.2 T74 时效过程中的组织演变 |
| 7.4.3 不同RRA工艺的组织分析 |
| 7.5 时效工艺对合金耐蚀性影响 |
| 7.6 分析与讨论 |
| 7.6.1 固溶处理对合金组织和性能的影响 |
| 7.6.2 时效工艺对合金力学性能影响 |
| 7.6.3 时效工艺对合金腐蚀性能影响 |
| 7.7 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 不足与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间完成的科研成果 |
| 致谢 |
（9）亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金轧制组织演变及时效行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 铝合金凝固技术研究进展 |
| 1.2.1 凝固冷却速率分类 |
| 1.2.2 铝合金亚快速凝固研究现状 |
| 1.2.3 Al-Mg-Si系铝合金凝固特点 |
| 1.3 Al-Mg-Si系铝合金时效析出行为及强化方法 |
| 1.3.1 强化机制 |
| 1.3.2 时效析出行为 |
| 1.3.3 提升时效析出强化的方法 |
| 1.4 合金元素在Al-Mg-Si系铝合金中的作用 |
| 1.4.1 主合金元素 |
| 1.4.2 多元合金化 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 合金熔炼工艺 |
| 2.2.2 亚快速凝固与常规凝固工艺 |
| 2.2.3 轧制及热处理工艺 |
| 2.3 样品检测与表征 |
| 2.3.1 化学成分分析 |
| 2.3.2 光学组织分析 |
| 2.3.3 扫描电镜与能谱分析 |
| 2.3.4 TEM组织分析 |
| 2.3.5 材料性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金第二相演变与时效行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 亚快速凝固与常规凝固的微观组织演变 |
| 3.2.1 凝固行为分析 |
| 3.2.2 组织演变规律 |
| 3.3 性能强化机制及时效行为分析 |
| 3.3.1 力学性能 |
| 3.3.2 时效强化机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 锆、钛元素对亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锆、钛元素对合金固溶淬火态组织的影响 |
| 4.2.1 亚快速凝固固溶淬火态组织 |
| 4.2.2 锆、钛元素对合金固溶淬火态组织的影响 |
| 4.3 锆元素对合金性能及时效行为影响 |
| 4.3.1 微观组织 |
| 4.3.2 锆元素影响机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（10）预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 Al-Cu-Mg合金的国内外发展概况 |
| 1.2 Al-Cu-Mg合金的典型热处理工艺 |
| 1.2.1 固溶处理 |
| 1.2.2 时效处理 |
| 1.2.3 形变热处理 |
| 1.3 Al-Cu-Mg合金的微观组织与性能 |
| 1.3.1 晶界无沉淀析出带(PFZ) |
| 1.3.2 晶界析出相(GPB) |
| 1.3.3 基体析出相(MPT) |
| 1.4 Al-Cu-Mg合金的强化机制 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 细晶强化 |
| 1.4.3 第二相强化 |
| 1.4.4 形变强化 |
| 1.5 Al-Cu-Mg合金的腐蚀类型 |
| 1.5.1 点蚀(PC) |
| 1.5.2 晶间腐蚀(IGC) |
| 1.5.3 剥落腐蚀(EFC) |
| 1.5.4 应力腐蚀(SCC) |
| 1.6 本论文研究目的、意义及内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验过程及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验技术路线 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 固溶处理 |
| 2.3.2 时效处理 |
| 2.3.3 预处理 |
| 2.3.3.1 循环应变处理 |
| 2.3.3.2 预拉伸处理(PS) |
| 2.3.3.3 单次拉-压变形处理 |
| 2.4 测验分析方法 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.1.1 硬度测试 |
| 2.4.1.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 耐蚀性测试 |
| 2.4.2.1 晶间腐蚀测试 |
| 2.4.3 显微组织观察 |
| 2.4.3.1 金相组织观察 |
| 2.4.3.2 SEM观察 |
| 2.4.3.3 TEM观察 |
| 3 循环应变对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 循环应变对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 3.2.1.1 2024 铝合金循环应力-应变响应曲线 |
| 3.2.1.2 循环周次对合金拉伸性能影响 |
| 3.2.1.3 时效硬化曲线 |
| 3.2.1.4 室温拉伸力学性能 |
| 3.2.2 循环应变对合金微观组织影响 |
| 3.2.2.1 金相组织观察 |
| 3.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 3.2.2.3 透射电镜观察 |
| 3.2.3 循环应变对2024 铝合金腐蚀性能的影响 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 预拉伸对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 预拉伸对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 4.2.1.1 时效硬化曲线 |
| 4.2.1.2 室温拉伸力学性能 |
| 4.2.2 预拉伸对2024 铝合金微观组织的影响 |
| 4.2.2.1 金相组织观察 |
| 4.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 4.2.3 预拉伸对2024 铝合金腐蚀性能的影响 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 单次拉-压变形对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 单次拉-压变形对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 5.2.1.1 时效硬化曲线 |
| 5.2.1.2 拉伸力学性能 |
| 5.2.2 单次拉-压变形对合金微观组织影响 |
| 5.2.2.1 金相组织观察 |
| 5.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 5.2.3 单次拉-压变形对2024 铝合金腐蚀形貌的影响 |
| 5.2.3.1 2024 铝合金腐蚀形貌 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 致谢 |
四、Age-hardening of surface aged hardening alloy（论文参考文献）
- [1]6061铝合金板材快速固溶-时效工艺及机理研究[D]. 王春云. 哈尔滨工业大学, 2021
- [2]特种包装用Al-Cu-Mg合金的成形机理及强韧化机制研究[D]. 胡泽艺. 湖南工业大学, 2021(01)
- [3]Sn和Al含量对Mg-Sn-Al合金组织性能的影响研究[D]. 孙昭乾. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [4]新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计及组织性能研究[D]. 潘艳林. 北京科技大学, 2021
- [5]自然时效对Al-Mg-Si合金力学性能和烘烤硬化性能影响的研究[D]. 韩雨婷. 吉林大学, 2021(01)
- [6]不同热处理状态下Cu-Ti合金在S2-污染海水中的腐蚀行为研究[D]. 李思远. 太原理工大学, 2021(01)
- [7]稀土Sc、Y及热处理工艺对7055铝合金组织和性能的影响[D]. 黄锴. 广西大学, 2021(12)
- [8]Sm合金化对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微观组织及性能影响[D]. 翟凤龙. 哈尔滨理工大学, 2021(01)
- [9]亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金轧制组织演变及时效行为[D]. 蒋俊. 吉林大学, 2021(01)
- [10]预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究[D]. 陈敏. 常州大学, 2021(01)