一、Al—Mg合金热处理废品分析（论文文献综述）
李文杰[1]（2019）在《铝硅合金半固态流变压铸成形工艺及机理研究》文中进行了进一步梳理铝合金半固态流变压铸成形技术在材料成形领域具有广阔的应用发展前景。而铝合金半固态浆料的制备、转移和成形是该技术的三个关键环节。当前主流的搅拌式制浆法搅拌强烈,晶粒球度较好,但浆料组织的宏观均匀性较差,并且由于散热缓慢,晶粒较为粗大。而当前主流的流动式制浆法浆料组织宏观均匀性好,并且由于散热快,晶粒较为细小,但搅拌不够强烈,微观均匀性差,晶粒球度较差。为了获得晶粒较细、圆度较好且宏微观组织较为均匀的半固态浆料,本研究创新性自主开发了“流动+搅拌”半固态浆料制备装置。通过转盘的旋转驱动浆料作离心运动,并通过固定在转盘上的搅拌柱对运动中的浆料进行强烈搅拌。本文提出,铝硅合金熔体在非流动与搅拌条件下的结晶过程是初生α-Al相柱状枝晶的生长和相邻柱状枝晶间相互干扰导致枝晶解体的综合过程。球晶的形成是结晶过程中相邻枝晶臂生长方向相互干扰的结果,这种干扰直接发生在枝晶形成过程之中,而不是之后。本研究通过对A356合金在1000℃/s的快速冷却条件下凝固组织的观察发现,相邻平行柱状枝晶主干间距d与柱状枝晶主干宽度t之间的比值逐渐增大时,柱状枝晶主干之间的枝晶臂和球晶组织逐渐发生演变,此外,相邻非平行柱状枝晶的端部或交汇处组织也发生一定的形态转变,均产生了规律性分布的球晶,从而证实了上述观点。由于在非流动与搅拌凝固条件下也能产生细小的球晶,可见球晶的形成并不完全依赖于流动与搅拌条件。本文认为,球晶的两种形成机制,枝晶剪切破碎机制和大量形核机制,在各自不同的条件下都可以成立,而并非相互排斥。不同的流动或搅拌条件对铝硅合金凝固过程中微观组织的形成有着不同的影响,流动或搅拌速度越高,枝晶剪切破碎机制的作用效果越弱,大量形核机制的作用效果越强。本研究在自主开发的“流动+搅拌”半固态浆料制备装置上开展了A356合金与ADC12合金的半固态浆料凝固实验。通过对A356合金和ADC12合金在流动与搅拌之后的水淬凝固组织的观察均发现,在流动与搅拌条件下,随着合金熔体流动与搅拌速度的增大,加强了熔体的散热效果,促进熔体同时形核而细化晶粒,而对于晶粒形态的影响,由于浆料内部的温度场和物质场经历了宏观均匀性向微观均匀性的转变,在浇注温度为620℃、结晶器温度为300℃、搅拌柱组数为4组条件下,当转盘转速低于600r/min时,随着转盘转速的提高,受到枝晶剪切破碎机制的影响越大,熔体内部紊乱程度逐渐增大,晶粒的圆度逐渐变差,而当转盘转速高于600r/min时,随着转盘转速的提高,熔体内部微观均匀程度逐渐增大,枝晶的形成逐渐受到抑制而倾向于大量形核,晶粒圆度逐渐变好。这一实验现象与上述观点吻合。将“流动+搅拌”半固态浆料制备装置应用于半固态流变压铸成形实验,并在同一副压铸模具上完成了液态压铸工艺与半固态流变压铸工艺的比较。A356合金的半固态浆料制备工艺参数为:浇注温度620℃、结晶器温度300℃、转盘转速1400r/min、搅拌柱组数4组;ADC12合金的半固态浆料制备工艺参数为:浇注温度590℃、结晶器温度200℃、转盘转速1400r/min、搅拌柱组数4组。压铸工艺参数均为:比压68MPa、射速2m/s、模温250℃。测试与分析结果显示,半固态流变压铸工艺对铸件显微组织均匀度与液态压铸工艺相比均有明显的提升,尤其是晶粒的平均直径均匀度。半固态流变压铸工艺对A356合金液态压铸试样铸态显微组织平均直径均匀度的优化率达54.7%,对A356合金液态压铸试样T6热处理态显微组织平均直径均匀度的优化率达50.3%,对ADC12合金液态压铸试样铸态显微组织平均直径均匀度的优化率达42.2%,对ADC12合金液态压铸试样T6热处理态显微组织平均直径均匀度的优化率达36.7%。半固态流变压铸工艺对铸件抗拉强度、断后伸长率以及硬度值与液态压铸工艺相比均有明显的提升,尤其是断后伸长率。半固态流变压铸工艺对A356合金液态压铸试样铸态断后伸长率优化率达56.4%,对A356合金液态压铸试样T6热处理态断后伸长率优化率达37.5%,对ADC12合金液态压铸试样铸态断后伸长率优化率达31.3%,对ADC12合金液态压铸试样T6热处理态断后伸长率优化率达50.0%。
王海军[2]（2015）在《7075合金大直径铸锭均质化技术研究》文中提出大型铸锻件产品是电力、冶金、交通、石化、基础机械和国防等工业的基础部件,大型铸锻件行业是发展国民经济的必需行业和关键行业。铝合金大型铸锻件在力学性能、轻量化、可回收等方面具有很大优势,有广阔的应用前景和极大的研究价值,其中Al-Zn-Mg-Cu合金属于可热处理强化的超高强变形铝合金,广泛应用于航空、航天、汽车、运输、建筑等领域,在国内大型铸锻件行业“十二五”规划重点内容中就包含了对该系铝合金的研究。然而,该系合金由于合金化程度高、固液相线温差较大,铸锭易开裂、易偏析,大大降低了合金的成材率和力学性能。本论文选用Al-Zn-Mg-Cu合金中广泛应用且综合性能优异的7075铝合金作为研究对象,针对合金大铸锭制备过程中存在开裂和偏析等问题,提出了解决方案,即开发了一种先进的耦合搅拌技术,该技术同时运用了电磁搅拌和螺旋芯棒机械搅拌作用,并用该技术制备了直径为Φ300mm的7075铝合金铸锭。文中利用数值模拟研究了耦合搅拌技术对半连铸过程的影响,全面系统的研究和对比了普通半连铸和耦合搅拌铸造制备的铸锭铸态的组织特征和成分偏析、均匀化热处理过程组织演变、热变形行为、固溶时效后组织性能等,研究结果表明：（1）7075铝合金采用传统半连续铸造制备大铸锭过程中熔体径向温差较大,导流管内熔体温度波动范围在30～50℃,温度分布很不均匀,铸锭易开裂,存在严重的反偏析现象,铸锭边部、1/2R处和心部的晶粒大小分别为132.2μm、638.3μm和770.5μm,晶粒都为粗大且大小不均匀的树枝晶。化学细化后铸锭平均晶粒尺寸为160μm,晶粒圆整度得到提高,但是还存在大量粗大的树枝晶,径向晶粒大小偏差高达33%。铸造工艺优化后铸锭开裂率减小,成材率提高,然而所制备铸锭平均晶粒大小变化不大,径向晶粒大小偏差为30%,铸锭还是存在很严重的不均匀和开裂现象。表明7075铝合金铸锭易开裂、组织不均匀、成分偏析,化学法和工艺法难以明显改善。（2）提出了一种电磁和机械耦合搅拌技术,其中机械搅拌采用了螺旋式芯棒搅拌。利用Maxwell软件进行了电磁场模拟,表明沿铸锭表面向心部电磁感应强度和电磁力逐渐减小。利用Fluent软件进行半连续铸造过程模拟,表明耦合搅拌技术减小了径向温度差异,提高了温度分布均匀性,明显改变了液穴的形状,使得液穴变得更加平缓,液穴深度减小了24.5%,并且显着改变了熔体的流动特征,在液穴内耦合搅拌迫使熔体沿径向、周向和纵向强对流,并且在结晶前沿产生了强烈流动。耦合搅拌产生的剪切力是单独电磁搅拌和单独机械搅拌剪切力之和,达到了强剪切效果,实现了强制均匀凝固。（3）普通半连铸过程温度波动范围为20～50℃,而耦合搅拌铸造过程温度波动范围可控制在1℃以内,显着地改善了温度波动现象。耦合搅拌后液穴形貌变得更加浅平,液穴深度由128mm减小到88mm,减小了31%。耦合搅拌所制备的铸锭开裂率明显减小,拓宽了制备7075铝合金0300mm铸锭的工艺窗口。（4）耦合搅拌处理后铸锭平均晶粒大小减小了13%,铸锭径向晶粒大小偏差由30%减小到9%,晶粒形状也由树枝晶变为球状晶和蔷薇状晶,经过耦合搅拌处理后铸锭中Zn、Mg及Cu平均偏析率分别为5.67%、4.52%和5.9%,明显减小了反偏析现象,改善了元素分布均匀性。提出一种为470℃×12h+480℃×8h的新型双级均匀化制度,利用该制度进行均匀化处理,表明耦合搅拌使得第二相更容易溶解到基体中,提高了均匀化效果和固溶度。（5）耦合搅拌前后铸锭平均流变应力分别为33MPa和29.6MPa,径向流变应力偏差由14%减小到5%,使得铸锭流变应力减小且更均匀。利用温度修正和摩擦修正后的流变应力构建了本构方程,且计算变形激活能表明耦合搅拌后激活能由233KJ/mol减小到151KJ/mol。根据热加工图,耦合搅拌后可加工区扩大,失稳区缩小,适合热加工的工艺窗口增大,材料热加工性能得以改善,提高了材料热加工性能的稳定性。耦合搅拌提高了固溶时效处理后合金的强度,其中抗拉强度提高了29MPa,而屈服强度提高了41MPa,但塑性改变不大。耦合搅拌也使得挤压棒材纵截面再结晶晶粒大小更加均匀,也增加了时效析出相数量,使的晶界析出相变得细小且不连续,但对晶间无析出带影响不大。
崔红卫[3]（2013）在《准晶增强Mg-Zn-Y合金的塑性加工及组织形成》文中研究指明镁合金具有较高的比强度和比刚度、阻尼减震性好、零件尺寸稳定、机加工性能优良以及可回收性好等优点。因此轻质镁合金已经成为有色金属材料中发展最为迅速的合金系,被誉为21世纪最具发展前途的金属结构材料。与铸造镁合金相比,变形镁合金具有更高的强度、延展性和多样化的力学性能,可以满足作为结构件的要求。准晶增强镁合金由于其良好的综合力学性能而受到国内外工业界的广泛关注。本文采用常规铸造法制备了添加AlTiC中间合金的Mg-Zn-Y镁合金,研究了AITiC中间合金含量对Mg-Zn-Y合金铸态显微组织和力学性能的影响,探讨了AlTiC中间合金的晶粒细化机理以及对准晶相数量、形态等的影响。以均匀化处理后的ZW61合金和ZW61-0.15AlTiC合金为研究对象,研究了不同挤压比、挤压速度对镁合金显微组织、织构和力学性能的影响,对合金的细化机理、断裂行为和强化机制进行了研究,并初步探讨了织构和力学性能之间的关系。对两种综合力学性能良好的挤压态镁合金进行了热处理,探讨了不同热处理工艺（T4、T5和双级时效处理）对镁合金组织和力学性能的影响。研究结果表明,在Mg-Zn-Y合金中加入AlTiC中间合金,既可以细化镁合金组织,又可以增加准晶相I相的数量,添加适量AlTiC中间合金的Mg-Zn-Y合金具有良好的综合力学性能。添加了AlTiC中间合金的铸态Mg-Zn-Y合金经均匀化处理后,第二相的数量明显增多且分布更均匀,其力学性能得到进一步改善。对均匀化处理后的ZW61合金和ZW61-0.15AITiC合金进行挤压,不同的挤压比、不同的挤压速度均可明显导致镁合金的晶粒细化,第二相得到破碎并沿挤压方向分布,大的挤压比将导致晶粒更细小,大小更均匀。挤压后镁合金的拉伸强度、伸长率和冲击韧度均较铸态、均匀化处理态的力学性能有大幅度提高。在小挤压比的条件下进行挤压,两种镁合金的拉伸强度和伸长率与织构强度之间具有较好的对应关系,且伸长率的变化与平均施密特因子m密切相关。在大挤压比条件下进行挤压,两种镁合金的拉伸强度和伸长率与织构强度之间的关系比较复杂,镁合金拉伸强度随挤压速度的变化趋势可以用基面最大极密度的变化趋势来进行表征,而伸长率随挤压速度的变化趋势仍然可以用平均施密特因子m的变化趋势来进行表征。挤压态ZW61合金和ZW61-0.15AlTiC合金在不同温度固溶处理2h,伸长率在350℃较挤压态有明显升高,而在其它温度,拉伸强度和伸长率均较挤压态性能有所降低。在375℃固溶处理不同时间,拉伸强度和伸长率的变化具有类似的趋势,即随着固溶处理时间的延长,先降后升,然后又有所降低。挤压态镁合金经人工时效处理处理后,其力学性能一般有所降低。两种挤压镁合金经双级时效处理后力学性能均有所降低,但未经固溶处理,直接进行双级时效处理后的综合力学性能有明显提高。
杜康[4]（2017）在《半固态铸造Al-Si-Cu-Mg合金热处理工艺及强化机理研究》文中进行了进一步梳理半固态铸造技术与传统液态压铸技术相比,具有充型平稳、无卷气、铸件致密无缩孔等优点,因此可以充分的将不适用于液态压铸领域的热处理制度应用于半固态成形件生产环节,进一步提高工业用铝合金件的综合力学性能。本研究以可热处理强化Al-Si-Cu-Mg系合金为实验材料,采用半固态高压铸造技术成形,针对材料热处理过程的组织转变、性能变化、热处理扩散型孔洞形成机理以及该系合金热处理强化机理进行了系统研究。主要成果如下:系统分析了半固态铸造亚共晶Al-Si-Cu-Mg系合金中相种类、形貌及分布特征通过TEM检测确认319S合金中存在的第二相种类包括块状Al2Cu、弥散型Al2Cu、针状β-AlFeSi、六边形Al5Cu2Mg8Si6以及蛇形Al8Mg3FeSi2,而357合金中的第二相主要有Mg2Si和Al2Cu等。观测并研究了热处理过程中,357铝合金中共晶硅相发生的Ostwald熟化现象,统计分析了共晶硅的破碎、长大、球化阶段;实验发现温度越高和时间越长,硅颗粒的长大和球化现象越明显;高温段（540℃）和低温段（170℃）热处理均能促进硅颗粒熟化;本研究中,硅颗粒平均面积由4.0μm2最终长大到7.2μm2,增幅达80%。研究了以合金强度、延伸率和能耗为参考指标的热处理优化工艺。本研究中所用357合金性能可在下列范围内通过热处理进行调整,抗拉强度:220～359MPa;屈服强度:106～307MPa;延伸率:15.5～9.2%。通过对热处理参数的复合优化,可以在保证合金性能相近的情况下,最多节约能源64.8%。此外断口分析发现,在半固态成形件中,含C、O、Cl、S等元素的外来夹杂物是造成成形件延伸率不稳定的主要因素。研究发现半固态流变工艺制备的319S铝合金力学性能低于触变工艺制备的319S铝合金:前者分别是后者抗拉强度的91.2%,屈服强度的92.9%和伸长率的88.6%。仅通过热处理优化环节无法使二者性能达到一致,结合不同温度下的人工时效研究,进一步证明热处理的调整范围是有限度的,需要综合考虑多种强化机理才能从更大范围上提高材料的综合力学性能。采用原位对比实验方法系统研究319S合金中热处理过程中出现的尺寸约3μm的扩散型孔洞。通过研究发现,合金相熔点温度以下热处理形成的孔洞,迥异于传统的过烧热处理缺陷,而是受到固态原子非平衡互扩散过程的影响。通过将Fick扩散定律、LSW扩散定律以及二维Kirkendall效应有机结合,完整的解释了本研究中发现的在三维体系铝合金内部存在的低温保温条件下固态原子扩散型孔洞的形成机制、临界尺寸问题及有效的预防机制问题。在温度恒定条件下,随着固溶时间的延长,孔洞数量增多并逐渐达到平台值;在时间恒定条件下,随着固溶温度的提高,孔洞数量增加并最终趋于稳定。通过添加低温预固溶阶段可以有效减少最终热处理孔洞出现频率;控制液态金属凝固过程,降低铸态组织中第二相的尺寸,提高其分布密度也是减少孔洞的有效措施之一。热处理实验表明,半固态铸造Al-Si-Cu-Mg系合金中存在显着的自然时效强化现象。在T4热处理中,通过采用自然时效,可提高357铝合金硬度值达20%;在T6热处理中,通过控制自然时效时间,可以大幅度提高319S合金内部析出相的分布密度达40%。在Al-Si-Cu系合金的T6热处理制度中,应当添加并控制一定时长的自然时效停滞期,结合实际生产最少应添加10h以上,一般推荐以24小时为宜。采取多级时效热处理工艺,通过对温度和时间的合理制定,是改善Al-Si-Cu-Mg系合金综合力学性能理想方法之一。在研究固态金属材料硬度与抗拉强度之间的关系中,通过Van der Waals分子力场计算、有限元计算机模拟和实验验证的方法,从能量输入、形变产出的角度,以固态原子位移量作为研究指标,初步证明了固态金属本身硬度与强度之间的内在关联性。
吴跃[5]（2015）在《合金元素及热处理工艺对Al-Mg-Si-Cu合金组织与性能的影响》文中指出Al-Mg-Si-Cu合金因具有比强度高、抗蚀性和热塑性良好且易加工成型等优点,逐渐替代一些钢铁材料成为轻量化汽车车身和高速列车铝合金车体的主体材料。航空航天和交通运输等行业的飞速发展对铝合金性能提出了更高的要求,而传统的Al-Mg-Si-Cu合金强度和塑性都有待改善,且该类铝合金广泛应用于锻造领域,但是其锻造温度较窄,极易产生过烧和晶粒粗大等现象,从而导致锻件性能不能满足要求。针对上述问题,本文以Al-Mg-Si-Cu合金为研究对象,从合金元素的微合金化作用和合金的热处理工艺出发,展开如下工作：（1）在6061铝合金的基础上,增加合金元素Cu的含量,采用铸锭冶金法制备Al-Mg-Si-Cu合金,并对Al-Mg-Si-Cu合金铸锭进行均匀化处理、轧制变形和固溶时效强化。（2）针对Al-Mg-Si-Cu合金锻造温度区间较窄的问题,采用Sc微合金化和固溶时效强化相结合的方法提高Al-Mg-Si-Cu合金的综合性能。（3）针对Sc价格昂贵的问题,采用Er替代Sc,并研究Er微合金化和固溶时效强化对Al-Mg-Si-Cu合金组织与性能的影响。研究结果表明,利用0.3wt%的Sc微合金化和固溶时效强化,使Al-Mg-Si-Cu合金抗拉强度、屈服强度和延伸率分别提高到389MPa,351MPa和25.2%,且使合金的锻造温度区间增加50-C；而利用0.3wt%的Er微合金化和固溶时效强化,使Al-Mg-Si-Cu合金抗拉强度、屈服强度和延伸率分别提高到388MPa,350MPa和22.7%,且使合金的锻造温度区间增加40-C。总体而言,Er的微合金化效果没有Sc显着,但综合考虑生产成本以及对合金力学性能的轻微降低等因素,选用Al-Mg-Si-Cu-0.3Er合金作为高性能铝合金新材料更为可取。
邢博[6]（2013）在《镁合金自孕育凝固过程及其半固态流变成形的研究》文中指出随着人们对节能减排及对产品性能要求日益提高,镁合金在以轻量化为发展方向的交通、电子等领域具有广阔应用前景。传统铸造得到的镁合金产品晶粒及析出相粗大且分布不均衡,使其力学性能和耐腐蚀性能不够理想,难以满足高性能结构件需求；压铸是镁合金零件主要成形工艺,但也存在气孔缺陷严重、难以热处理强化等问题。金属半固态成形技术采用了含有细小、球状初生固相的固液混合浆料,能有效改善产品微观组织并减少铸造缺陷,有望进一步解决限制镁合金应用的瓶颈问题。本文以镁合金凝固组织控制技术为基础,以实现半固态流变加工为主要目的,选择目前广泛使用的Mg-Al系合金为研究对象,开展了镁合金铸态组织细化、非枝晶固液混合浆料快速制备、流变压铸成形及后续热处理强化方面较系统的实验室基础研究,研究结果对进一步完善和创新镁合金细晶坯料制备技术、推动镁合金半固态流变成形进一步应用具有一定指导意义。主要研究内容和获得的成果如下：从金属凝固组织控制理论基本原理出发,结合现有金属晶粒细化技术的特点,发展了一种新型的凝固组织控制技术—自孕育铸造（Self-inoculation method, SIM）,设计制造了SIM相关设备并进行了一系列熔铸实验。结果表明：相比常规凝固,SIM对AM60和AZ31合金晶粒大小及二次相形貌均有较好细化效果,铸件组织及成分均匀性得到改善；揭示了工艺参数对SIM铸造过程的影响规律和本质：熔体处理温度、孕育剂加入量和导流器倾斜角度共同影响合金熔体的激冷强度和导流器出口处的温度,只要上述参数匹配使熔体出口温度处于液相线附近,便可以极大促进晶粒增殖,获得较好晶粒细化效果。在此基础上提出了描述孕育剂熔化状态的数学模型,建立了SIM工艺参数和熔体出口温度之间的数学关系,为优化不同合金SIM工艺参数提供了基础；对SIM条件下镁合金半固态组织形成及演变过程研究认为,SIM促进了合金凝固初期的晶粒增殖,缓慢冷却时合金温度场较为均匀,所得半固态组织细小、圆整,因此高晶粒密度和均匀温度场是从液相中直接获得球晶组织的两个条件；研究了SIM参数对半固态组织中初生α-Mg形貌影响规律,发现三个主要参数影响规律基本一致,在保证浆料质量的前提下,都具有较宽的可操作范围,一定程度上提高了制浆的灵活性和可操作性；对非枝晶初生相形核和生长特点分析认为,孕育剂创造了熔体非均质形核所需的热力学和动力学条件,导流器使熔体整体过冷并产生激冷晶游离,两者结合促进了熔体“晶粒倍增”,晶粒生长时由于液体强迫对流使合金温度场均匀,减小了生长前沿实际过冷,避免了择优生长；浆料冷却和保温时初生相在界面曲率和表面张力作用分离并逐渐球化,高晶粒密度下晶粒浓度场叠加减小了成分过冷度,使固相在很大程度上保持稳定生长而不失稳,延长保温时间初生相在合并长大和Ostwald熟化机制下粗化长大。不同成形参数的流变压铸成形结果表明：半固态浆料液相的凝固行为可以分为二次α-Mg依附长大、独立形核长大及共晶反应三个阶段；增大压射速度使产品内α-Mg尺寸、形状系数下降,均匀性提高,降低浆料固相率或增大压射速度有利于减轻铸件表层液相偏析；浆料保存时间越长,产品固相率和初生相尺寸越大,同时圆整度提高,浆料保存温度越高,产品液相率越高,初生相颗粒尺寸和圆整度下降；气孔是流变压铸AM60产品的主要缺陷,降低压射速度和提高固相率有利于减少气孔缺陷,提高产品致密度；产品缺陷较少时,AM60合金断裂方式主要为沿二次凝固区β相的断裂分离,AZ31合金断裂分离既发生在初生相表面,也发生在初生相内部；缺陷较多时,两种合金裂纹均首先在气孔、缩松处产生,之后沿依附生长的二次α-Mg扩展。热处理结果表明,固溶处理时流变压铸AM60组织演变可分为两个阶段：β-Mg17A112相快速溶解及颗粒快速粗化阶段和颗粒正常长大阶段。第一阶段β相溶解使二次颗粒迅速长大,同时初生颗粒合并二次颗粒快速长大；第二阶颗粒以合并机制缓慢长大；过饱和AM60时效时以不连续析出胞形式析出β相,时效温度升高,相同时间内不连续析出胞数量增多,且在晶界处聚集粗化；AM60抗拉强度和延伸率随固溶时间延长先增大,后减小,400℃固溶16h时达到最大值237MPa和13.9%,但时效强化效果不明显；流变压铸AZ31具备一定可固溶强化性,固溶时力学性能峰值较AM60提前,400℃固溶1h时抗拉强度和延伸率达到最大值220MPa,14.7%。
张扬[7]（2015）在《流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学行为研究》文中研究表明镁合金作为最轻的金属结构材料,具有密度低、比强度和比刚度高、电磁屏蔽性能好和易于回收等优点,符合当前社会对材料轻量化和绿色环保的要求,在航空航天、汽车、电子等领域表现出广阔的应用前景和强劲的发展势头。Mg-Al系合金的Ca合金化是目前发展低成本耐热镁合金的一个重要方向,Ca的添加能够显着改善Mg-Al系合金的耐热性能,并且具有很好的阻燃效果。但与此同时,Ca的加入会导致Mg-Al系合金的室温力学性能出现严重恶化,这大大限制了Mg-Al-Ca系合金的实际应用。因此,提高Mg-Al-Ca系合金的室温力学性能,解决Ca的添加带来的耐热性能、阻燃效果与室温力学性能之间的矛盾,已成为一个亟待解决的问题。挤压铸造是一种先进液态成型技术,既能够细化晶粒,又能够减少铸件中的缺陷。半固态成形技术则综合了液态成型和塑性加工的长处,被认为是21世纪最具发展前途的金属成形技术之一。半固态流变挤压铸造技术可以看成是半固态流变成形和挤压铸造的结合,同时具备了两者的优点,能显着提高合金的力学性能,是一种很有潜力的新成形技术。但是现有的流变挤压铸造研究集中于铝合金中,关于镁合金还没有研究。Mg-Al-Ca系合金的流变挤压铸造成形研究,有望大幅度提高合金的力学性能,并为镁合金半固态流变成形技术的开发和应用提供理论和实验依据。本文以AZ91-Ca合金为研究对象,采用差示扫描量热仪（DSC）、X射线衍射仪（XRD）、光学显微镜（OM）、带能谱分析（EDX）的扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等分析手段,首次研究了采用气泡搅拌制备AZ91-2wt.%Ca（AZX912）合金半固态浆料,系统研究了挤压铸造AZ91-1wt.%Ca（AZX911）合金和流变挤压铸造AZX912合金的微观组织和室温拉伸性能,对比研究了不同铸造工艺AZX912合金的高温力学行为,并进一步研究了热处理对流变挤压铸造AZX912合金的影响,从理论上分析了合金的细化机制、强化机理、压缩蠕变机制和半固态初生相的形核和生长机制。通过研究不同压力和浇注温度下挤压铸造AZX911合金的微观组织和室温拉伸性能,探明了挤压铸造工艺参数的影响规律。阐明了压力对AZX911合金的细化机理,压力升高一方面改善了凝固传热,提高了冷却速率,另一方面提高了AZX911合金液相线,使过冷度增大,促进了形核。共晶点的移动带来了第二相含量的增加。温度一定时,随压力增大,异质形核率vIhe先升高后降低,并推导出在压力为时,异质形核率vIhe达到最大值。揭示了近液相线铸造中蔷薇晶的形成机制,低过热度浇注时熔体整体过冷、大量形核后,相邻晶粒相互作用,抑制了枝晶生长。为了实现半固态浆料的快速高效制备,提出采用气泡搅拌法制备AZX912合金半固态浆料的方法与技术原型,并开发出实验装置。实验证明,这一方法能在30s内制备出α-Mg初生相平均颗粒尺寸小于50μm、平均圆整度大于0.7的AZX912合金半固态浆料。阐明了气泡搅拌制备半固态浆料过程中α-Mg初生相的形核和生长机制:气泡搅拌过程中,α-Mg初生相在熔体中直接形核生成,其生长形貌取决于气体流量,随气体流量增大,搅拌强度和紊流强度逐渐增大,α-Mg初生相的形貌呈现从枝晶到蔷薇晶再到球状晶的演变。考虑Ar气同时作为搅拌介质和冷却介质存在,首次构建了反映初生相形貌的形状因子fi与气体流量G关系的模型: 其中R0为无气泡搅拌条件下的初始凝固速率,A和B为常数;揭示了α-Mg初生相形状因子F与气体流量G之间的关系:,这一拟合结果与实验数据吻合得比较好。采用气泡搅拌制备半固态浆料与流变挤压铸造复合成形方法,实现了AZX912合金α-Mg相和第二相的细化。揭示了半固态浆料质量和压力对流变挤压铸造AZX912合金微观组织和室温拉伸性能的影响规律,获得了最佳工艺参数组合,当气体流量、浇注温度和压力分别为6L/min、596℃和120MPa时,AZX912合金达到最佳室温力学性能,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到110.2MPa、177.9MPa和3.3%。基于复合材料结构模型,阐明了半固态浆料质量对流变挤压铸造AZX912合金力学性能的影响规律。研究发现,半固态浆料制备工艺参数中,浆料浇注温度对流变成形合金的力学性能影响最大。阐明了流变挤压铸造AZX912合金的凝固行为,凝固过程包含两个非连续阶段,第一阶段为α-Mg初生相的形成和演变,第二阶段为半固态浆料在压力和低温模具作用下的快速凝固。对比研究了三种铸造工艺制备AZX912合金的高温力学行为。在25200℃范围内,流变挤压铸造样品均表现出最佳的拉伸性能,挤压铸造次之,重力铸造最差。在50100MPa和150200℃范围内,挤压铸造样品的压缩蠕变性能最佳,重力铸造次之,流变挤压铸造最差。流变挤压铸造样品晶粒尺寸最小,容易发生晶界滑移,与重力铸造相比,挤压铸造样品中更高的第二相含量为位错的湮灭和晶界迁移或滑动提供了更大的阻碍。揭示了合金的压缩蠕变机制,在200℃和50100MPa范围内,三种铸造工艺制备AZX912合金的蠕变应力指数n在7.98.4这一很小的范围内波动,属于Ⅲ类蠕变,这一蠕变过程受非基面位错运动的控制,在100MPa和150200℃范围内,三种铸造工艺制备AZX912合金的蠕变激活能Q在118145k J/mol这一范围内变化,随蠕变温度的升高,存在蠕变类型的变化,从受空位扩散控制的位错攀移回复的Ⅱ类蠕变转变为受非基面位错运动的控制的Ⅲ类蠕变。为进一步提高流变挤压铸造AZX912合金的性能,研究了固溶和时效处理对其微观组织和室温拉伸性能的影响规律。410℃固溶过程中,β-Mg17Al12相固溶进入基体,未溶解的Al2Ca相形貌改善,延伸率显着提高。225℃时效过程中,β-Mg17Al12相不断析出,在96h达到时效峰值,其中连续析出占主导地位。基体中经时效析出的β-Mg17Al12相有很好的强化作用,但对塑性的负面作用显着。
吴涛[8]（2020）在《铝体温挤成型工艺优化改进方案》文中认为铝合金具有较好的耐蚀性同时也在力学性能方面相较于纯铝得到了显着的提高。同时保持了纯铝密度小和可塑性强的特点。2A12铝合金是一种高强度硬铝,可以热处理。在退火、刚性淬火和热态下具有较好的塑性。铝合金常用的热处理手段有:退火、淬火、时效、回归处理等。某企业一种采用2A12铝合金热挤压加工的引信体产品表面经常产生大理石状花纹,导致表面质量不合格,造成较大的废品损失。某企业经过初步分析认为铝体毛坯加热时使用箱式电阻炉、井式电炉,该方式存在产品加热不均的现象。因此某企业尝试过将加热方法由箱式电阻炉加热更改为中频感应炉加热的方法,以解决铝体毛坯加热不均匀的问题。但是更改为工频感应炉加热后,温挤后的毛坯出现大量表面裂纹,无法满足生产需求。通过与原材料生产厂家的沟通,厂家给出的结论认为该花纹的产生原因为:铝体内部晶核经过高温处理后在挤压过程中成型不均匀所造成的粗晶环。本文就是针对厂家给出的结论,验证铝体表面大理石花纹是否为粗晶原因所造成。同时,通过金相分析、扫描电镜分析等实验手段,找到不同的淬火温度对产品表面质量具有什么样的影响,寻找到最适合该产品加工的固溶温度。同时,进一步进行实验验证,寻求只进行一次退火挤压工艺的可行性。以及用中频炉是否可以取代现有加热方法。经试验验证,最适合该产品加工的淬火温度为490℃,只进行一次积压的方式由于挤压效应明显表面产生了粗晶现象。
陈国亮[9]（2017）在《AA2024铝合金同步冷却热成形工艺应用基础研究》文中研究指明作为轻质高强材料之一,可热处理强化高强铝合金在航空、航天和交通运输领域应用广泛。但此类铝合金在室温下的成形性能差,采用常规冷冲压成形工艺加工难以获得满足质量及性能要求的复杂结构件。采用传统的温/热成形工艺虽然能提高其成形性能,但却存在诸如能耗高、生产效率低、微观组织恶化等问题。此外,成形后的可热处理强化高强铝合金零件在固溶处理过程中还会产生翘曲变形,影响产品尺寸精度。本文依据可热处理强化高强铝合金板料的成形性能随温度变化及在固溶处理过程中微观组织演变特点,提出一种将可热处理强化高强铝合金板料冲压成形与固溶处理相结合的成形新工艺——同步冷却热成形（HFSC）,以解决此类材料的复杂形状零件成形问题。论文工作以航空制造中广泛应用的AA2024铝合金为研究对象,采用理论分析与试验研究相结合的方法,对同步冷却热成形工艺及该工艺条件下可热处理强化高强铝合金的成形性能、失稳准则及成形极限,以及微观组织、强化机制及性能等方面展开深入、系统的应用基础研究。本文完成的主要工作和取得的成果如下:（1）借鉴高强钢的淬火热成形工艺原理,结合铝合金自身特点,提出同步冷却热成形工艺新方法,为可热处理强化高强铝合金的复杂形状零件精确成形提供一种新方案。（2）采用Gleeble-3800热成形模拟机对同步冷却热成形工艺条件下AA2024铝合金的流变特性进行研究。揭示了AA2024铝合金在同步冷却热成形过程中的主要软化机制为动态回复,获得了同步冷却热成形工艺及其工艺参数对AA2024铝合金流变行为的影响规律,为同步冷却热成形工艺的实际工程应用及工艺参数选择提供了材料变形特性依据。（3）根据热模拟试验获得的同步冷却热成形条件下AA2024铝合金的流变特性,综合比较现有表征材料流变规律的本构关系模型的特点,在对传统材料本构模型进行修正的基础上建立了该工艺条件下AA2024铝合金的粘塑性本构关系方程,其计算结果与试验值吻合较好,为模拟和优化同步冷却热成形工艺提供了理论基础。（4）基于同步冷却热成形工艺特点对AA2024铝合金进行了Nakazima法成形极限试验,探究了同步冷却热成形工艺及其工艺参数对AA2024铝合金成形极限的影响。依据塑性力学理论,推导了其在同步冷却热成形条件下的失稳准则,并通过对成形极限试样断口进行扫描电镜（SEM）观察,分析了该工艺条件下材料的断裂机制。结果表明同步冷却热成形工艺可以提升可热处理强化高强铝合金的成形极限,该工艺条件下AA2024铝合金的主要断裂失效是塑性损伤,断裂机理为晶间断裂。研究结果为同步冷却热成形工艺在实际工程应用中的失稳准则、成形极限判据的确定提供理论依据。（5）采用光学显微镜（OEM）和透射电镜（TEM）对同步冷却热成形及相应的时效处理试验后AA2024铝合金的晶粒形貌、第二相形貌及分布、位错密度等情况进行分析研究。发现同步冷却热成形之后AA2024铝合金内的位错密度明显增加,同时该工艺还可以使最终时效状态为自然时效态的AA2024铝合金晶粒中出现沉淀相CuMgAl2。此外,研究了同步冷却热成形及其工艺参数对AA2024铝合金微观组织演变的影响规律。（6）通过对同步冷却热成形AA2024铝合金材料性能测试,发现在435505℃温度范围内,同步冷却热成形AA2024铝合金的强度随着成形温度的增加而增加。当最终热处理状态为自然时效时,由于同步冷却热成形导致位错密度的增加和细针状CuMgAl2相的出现,与传统的成形方法相比其屈服强度和抗拉强度分别提升了7%和5%。研究了同步冷却热成形及其工艺参数对AA2024铝合金性能的影响,并建立了成形后的材料性能预测模型。（7）在系统分析微观组织演变和强化机制的基础上,结合微观组织和材料性能试验结果,得出自然时效后同步冷却热成形AA2024铝合金的主要强化机制:G.P.区对位错运动的阻碍作用;弥散相Cu2Mn3Al20和沉淀相CuMgAl2对位错和亚晶界的钉扎作用;位错之间的相互作用。人工时效后同步冷却热成形AA2024铝合金的主要强化机制为弥散相Cu2Mn3Al20和沉淀相CuMgAl2对位错和亚晶界的钉扎作用以及位错之间的相互作用。另外,基于第二相尺寸与强度关系建立了同步冷却热成形可热处理强化高强铝合金的强化模型。（8）基于同步冷却热成形工艺的多场耦合、非恒定温度场的特点,结合试验获得的AA2024铝合金的流变特性及成形极限曲线,开发了可热处理强化高强铝合金同步冷却热成形的有限元模拟分析模块,并进行了相应的有限元模拟仿真分析研究。分析了多场耦合、非恒定温度场导致的应力场、应变场的改变对成形质量的影响规律,为后期的同步冷却热成形工艺应用试验中的模具设计及工艺参数选择提供依据,同时也为该工艺在实际应用中的计算机模拟提供了切实可行的方案。（9）结合实际产品对AA2024铝合金板料进行了同步冷却热成形工程应用验证,结果表明同步冷却热成形工艺在实际生产中应用是可行的。通过成形零件精度测量,研究了同步冷却热成形及其工艺参数对AA2024铝合金板料成形质量的影响,为可热处理强化高强铝合金同步冷却热成形工艺的工程应用提供了可行性依据。通过对比发现试验实测数据与有限元数值模拟所得到的计算结果一致性好,验证了同步冷却热成形热力耦合模拟结果的可信性。本文研究结果表明:与传统可热处理强化高强铝合金成形零件的制造工艺相比,采用同步冷却热成形工艺并辅以相应的时效处理,能在改善可热处理强化高强铝合金成形性能的基础上,消除淬火变形、减少回弹,从而提高可热处理强化高强铝合金成形零件的制造精度,同时还可以省去专门的固溶处理淬火工序,缩短生产周期,降低生产成本。该工艺可应用于航空、航天、交通和现代武器装备等领域中可热处理强化高强铝合金成形零件的生产。
张志[10]（2015）在《合金成分及热处理工艺对高强铝合金组织及性能的影响》文中研究表明为了倡导节能减排、低碳环保,契合我国汽车轻量化、大飞机及高铁“走出去”战略的进程,研究高强铝合金轻质材料已成为当今的热点并取得了卓越的成绩。然而,高强高韧、抗疲劳和耐腐蚀性能均较优且成本较低的铝合金材料依然是我们追求的目标。本文采用室温拉伸、维氏硬度、剥落腐蚀及电导率测试方法,金相（OM）、差热分析（DSC）、X射线衍射（XRD）、能谱分析（EDS）、电子显微镜（SEM、TEM）等分析手段,通过调整优化合金主元素成分、微量元素成分、轧制工艺、均匀化处理工艺和固溶处理工艺,探讨了这些因素对Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金的微观组织、力学性能、断裂机制、电学性能以及剥落腐蚀性能的影响规律。得出了以下结论：（1）在实验范围内,合金中Zn、Mg含量的提高可以起到细化晶粒,增加析出相的作用。但过高的含量会使晶粒粗化、析出相粗大且聚集。当合金中Zn、Mg含量分别为8.1%和2.8%时力学性能较优,此时T6态合金的强度、延伸率和硬度分别为σb=715MPa、σs=658MPa、δ=13.3%和227HV。随着Zn、Mg含量的增加,Al-Zn-Mg-Cu-0.25Ce铝合金的电导率呈下降趋势,表明了增加Zn、Mg含量使合金的抗应力腐蚀性能降低。此外,合金的抗剥落腐蚀性能也随着Zn、Mg含量的增加而逐渐减弱。（2）单独添加微量的Ce或Zr和复合添加微量的Ce与Zr均能够明显细化合金铸态组织,复合添加时能够获得具有细小等轴形貌的铸态晶粒组织和相对最优的力学性能,相对最优合金T6态抗拉强度、屈服强度、延伸率以及硬度分别为722MPa、662MPa、13.3%及228HV。（3）常规熔炼铸造的Al-8.1Zn-2.8Mg-2.0Cu-0.25Ce合金铸态组织存在枝晶偏析,非平衡共晶相沿晶界呈连续网状分布,低熔点共晶相初始溶解温度为467.3℃；合金经4550℃×16h+465℃×4h+4750C×4h三级均匀化处理后,成分均匀,残留共晶很少且T6态的抗拉强度、延伸率以及电导率均达到相对最优。（4）经过450℃x90min+465℃x40min+475℃×20min三级强化固溶处理的合金中粗大第二相和共晶相溶解更充分,经峰值时效处理后合金基体中析出更多细小弥散的强化相,强化效果将更好；三级强化固溶处理的合金固溶态和T6态的抗拉强度、延伸率相对最优,分别为592MPa/715MPa和22.9%/13.3%；合金T6态电导率为34.5%IACS,抗剥落腐蚀等级为EA+级。（5）经过优化的三级均匀化处理、三级强化固溶处理以及总变形量为80%的4道次热轧加上总变形量为50%的5道次冷轧轧制工艺的Al-8.1Zn-2.8Mg-2.0Cu-0.25Ce-0.25Zr合金轧制退火态和T6态组织和力学性能相对最优。其轧制退火态和T6态抗拉强度、延伸率以及硬度值分别为：315MPa/748MPa、10.2%/14.2%、 102HV/245HV,与国内开发的其它7XXX系铝合金相比,该合金显示出超高的强度和良好的延伸率。4种轧制工艺处理的铝合金的电导率大小为#2>#4>#1>#3,剥落腐蚀等级分别为EB+、EA、EC和EB。在高强铝合金的轧制工艺中,在不产生轧裂的前提下,热轧时尽量采用较少道次、大压下量的轧制制度,冷轧时,适当采用较多道次、小压下量的轧制制度可以提高合金的综合性能。
二、Al—Mg合金热处理废品分析（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、Al—Mg合金热处理废品分析（论文提纲范文）
（1）铝硅合金半固态流变压铸成形工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 本论文的研究背景及意义 |
| 1.2 铝合金半固态浆料组织形成机理国内外研究现状 |
| 1.2.1 枝晶的破碎机理 |
| 1.2.2 液相直接形核生成非枝晶的机理 |
| 1.3 铝合金半固态浆料制备工艺国内外研究现状 |
| 1.3.1 搅拌法 |
| 1.3.2 流动法 |
| 1.3.3 复合法 |
| 1.4 铝合金半固态流变压铸成形技术国内外研究现状 |
| 1.5 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法与装置 |
| 2.1 铝硅合金半固态流变成形原理 |
| 2.1.1 半固态流变成形过程与目标 |
| 2.1.2 半固态流变成形过程的固相率分配 |
| 2.1.3 半固态流变成形过程的浆料均匀性 |
| 2.1.4 半固态流变成形过程的冷却效率 |
| 2.2 半固态浆料制备实验装置设计与工艺分析 |
| 2.2.1 半固态浆料制备实验装置设计 |
| 2.2.2 半固态浆料制备工艺分析 |
| 2.3 实验材料的选取 |
| 2.4 本论文的研究技术路线与实验方案 |
| 2.4.1 技术路线 |
| 2.4.2 实验方案 |
| 2.5 半固态流变压铸成形实验方法 |
| 2.5.1 合金的熔炼 |
| 2.5.2 半固态浆料的制备 |
| 2.5.3 压铸成形 |
| 2.6 合金的热处理 |
| 2.6.1 A356合金的热处理 |
| 2.6.2 ADC12合金的热处理 |
| 2.7 试样的测试与分析 |
| 2.7.1 浆料凝固试样的测试与分析 |
| 2.7.2 压铸成形试样的测试与分析 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 铝硅合金半固态浆料制备实验结果与分析 |
| 3.1 A356合金半固态浆料制备实验结果与分析 |
| 3.1.1 非流动与搅拌条件下浇注温度/冷却介质对浆料组织的影响 |
| 3.1.2 流动与搅拌条件下浇注温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.3 流动与搅拌条件下结晶器温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.4 流动与搅拌条件下转盘转速对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.5 流动与搅拌条件下搅拌柱组数对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.6 析出相的EDS检测结果与分析 |
| 3.1.7 半固态浆料制备正交实验与分析 |
| 3.2 ADC12合金半固态浆料制备实验结果 |
| 3.2.1 非流动与搅拌条件下浇注温度/冷却介质对浆料组织的影响 |
| 3.2.2 流动与搅拌条件下浇注温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.3 流动与搅拌条件下结晶器温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.4 流动与搅拌条件下转盘转速对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.5 流动与搅拌条件下搅拌柱组数对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.6 析出相的EDS检测结果与分析 |
| 3.2.7 半固态浆料制备实验的正交分析 |
| 3.3 半固态浆料制备实验结果分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 铝硅合金半固态流变压铸成形实验结果与分析 |
| 4.1 A356合金半固态流变压铸成形实验结果与分析 |
| 4.1.1 铸态试样金相分析 |
| 4.1.2 铸态试样力学性能分析 |
| 4.1.3 热处理态试样金相分析 |
| 4.1.4 热处理态试样力学性能分析 |
| 4.2 ADC12合金半固态流变压铸成形实验结果与分析 |
| 4.2.1 铸态试样金相分析 |
| 4.2.2 铸态试样力学性能分析 |
| 4.2.3 热处理态试样金相分析 |
| 4.2.4 热处理态试样力学性能分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 铝硅合金半固态流变压铸成形机理与工艺路线 |
| 5.1 铝硅合金液态凝固组织形成机理 |
| 5.1.1 液态凝固过程枝晶的形成机理 |
| 5.1.2 液态凝固过程球晶的形成机理 |
| 5.2 铝硅合金半固态浆料组织形成机理 |
| 5.2.1 单纯搅拌式制浆机理 |
| 5.2.2 单纯流动式制浆机理 |
| 5.2.3 “流动+搅拌”式制浆机理 |
| 5.2.4 流动与搅拌对半固态浆料组织的影响 |
| 5.2.5 半固态浆料组织形成机理的演变规律 |
| 5.3 铝硅合金半固态浆料制备工艺路线及原理 |
| 5.3.1 半固态浆料的制备目标 |
| 5.3.2 单纯搅拌式制浆工艺路线及原理 |
| 5.3.3 单纯流动式制浆工艺路线及原理 |
| 5.3.4 “流动+搅拌”式制浆工艺路线及原理 |
| 5.4 铝硅合金半固态浆料转移工艺原理 |
| 5.5 铝硅合金半固态压铸凝固组织形成机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 进一步工作的方向 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的研究成果 |
（2）7075合金大直径铸锭均质化技术研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.1.1 课题背景 |
| 1.1.2 研究课题的提出及课题意义 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu合金国内研究现状 |
| 1.2.1 Al-Zn-Mg-Cu合金研发历程 |
| 1.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能 |
| 1.2.3 Al-Zn-Mg-Cu合金热处理工艺 |
| 1.2.4 Al-Zn-Mg-Cu合金当前研究热点及难点 |
| 1.3 锭坯加工方法及新技术 |
| 1.3.1 传统半连续铸造 |
| 1.3.2 热顶半连续铸造 |
| 1.3.3 气膜热顶铸造 |
| 1.3.4 外场作用下半连续铸造 |
| 1.3.5 数值模拟在铸造过程中的应用 |
| 1.4 热变形行为研究 |
| 1.4.1 流变应力 |
| 1.4.2 本构方程 |
| 1.4.3 热加工图 |
| 1.5 课题来源、研究目的、研究内容及主要创新 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 主要创新 |
| 2 研究方法与实验过程 |
| 2.1 研究材料 |
| 2.2 研究路线 |
| 2.2.1 研究思路 |
| 2.2.2 研究路线 |
| 2.2.3 主要章节规划 |
| 2.3 数值模拟的运用 |
| 2.4 实验方案 |
| 2.4.1 热裂趋向性测量 |
| 2.4.2 熔炼与铸造 |
| 2.4.3 均匀化处理 |
| 2.4.4 热模拟试验 |
| 2.4.5 挤压试验 |
| 2.4.6 固溶时效处理 |
| 2.5 检测与分析 |
| 2.5.1 化学成分分析 |
| 2.5.2 X射线衍射相分析 |
| 2.5.3 差示扫描热分析 |
| 2.5.4 液穴形貌观察 |
| 2.5.5 微观组织观察 |
| 3 7075铝合金大铸锭质量控制研究基础 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 7075铝合金热裂趋向性研究 |
| 3.2.1 热裂准则 |
| 3.2.2 约束棒模具测量热裂趋向性 |
| 3.2.3 基于改善热裂趋向性优化7075铝合金 |
| 3.2.4 半连铸锭坯热裂机理 |
| 3.3 不均匀性分析及机理研究 |
| 3.3.1 凝固过程温度不均匀 |
| 3.3.2 铸锭化学成分不均匀 |
| 3.3.3 铸锭组织不均匀 |
| 3.4 化学法在均质铸锭制备中的应用研究 |
| 3.4.1 化学细化对7075铝合金组织的影响 |
| 3.4.2 化学细化对7075铝合金凝固特征的影响 |
| 3.4.3 化学法对制备均质大铸锭的贡献 |
| 3.5 工艺法在均质铸锭制备中的应用研究 |
| 3.5.1 铸造工艺参数对铸锭开裂情况的影响 |
| 3.5.2 铸造工艺优化对铸锭均匀性的影响 |
| 3.5.3 工艺法对制备均质铸锭的贡献 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 耦合搅拌技术的提出及理论分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 新型搅拌模型提出 |
| 4.2.1 新型搅拌模型提出的背景 |
| 4.2.2 新型耦合搅拌技术的提出 |
| 4.3 新型耦合搅拌技术实际应用的数值模拟 |
| 4.3.1 数值模拟基本理论 |
| 4.3.2 数值模拟基本设置 |
| 4.3.3 Maxwell模拟电磁场 |
| 4.3.4 Fluent模拟普通半连铸和耦合搅拌半连铸 |
| 4.4 耦合搅拌技术制备均质化大铸锭机理研究 |
| 4.4.1 强剪切与强对流 |
| 4.4.2 耦合搅拌技术实现强制均匀凝固 |
| 4.4.3 耦合搅拌制备均质大铸锭 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 耦合搅拌技术制备7075铝合金大铸锭应用研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 耦合搅拌铸造技术及试验过程 |
| 5.2.1 耦合搅拌技术在半连铸过程中的应用 |
| 5.2.2 耦合搅拌铸造试验过程 |
| 5.3 耦合搅拌技术对铸造过程的影响 |
| 5.3.1 温度波动 |
| 5.3.2 液穴深度及形貌 |
| 5.3.3 半连续铸造参数窗口 |
| 5.3.4 铸锭裂纹形成及其改善机理 |
| 5.4 耦合搅拌技术对铸态组织成分的影响 |
| 5.4.1 7075铝合金大铸锭晶粒大小 |
| 5.4.2 7075铝合金大铸锭晶粒形貌 |
| 5.4.3 7075铝合金大铸锭晶间第二相 |
| 5.4.4 7075铝合金大铸锭宏观偏析 |
| 5.5 耦合搅拌技术对均匀化热处理的影响 |
| 5.5.1 均匀化热处理制度优化 |
| 5.5.2 新型均匀化制度验证 |
| 5.5.3 耦合搅拌对7075铝合金均匀化热处理影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 耦合搅拌技术对7075铝合金热变形行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 流变应力 |
| 6.2.1 铸锭不同区域流变应力 |
| 6.2.2 流变应力修正方法 |
| 6.2.3 不同变形条件下流变应力 |
| 6.3 本构方程构建 |
| 6.3.1 Arrhenius型本构模型 |
| 6.3.2 材料参数求解 |
| 6.3.3 本构关系确立 |
| 6.4 加工图构建及热变形性能研究 |
| 6.4.1 动态材料模型 |
| 6.4.2 热加工图构建 |
| 6.4.3 加工图分析 |
| 6.5 挤压棒材固溶时效态组织性能研究 |
| 6.5.1 耦合搅拌对力学性能的影响 |
| 6.5.2 耦合搅拌对微观组织的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）准晶增强Mg-Zn-Y合金的塑性加工及组织形成（论文提纲范文）
| 目录 |
| CONTENTS |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 准晶增强Mg-Zn-Y合金的研究进展 |
| 1.2.1 准晶的含义 |
| 1.2.2 Mg-Zn-Y合金的相组成 |
| 1.2.3 合金元素对Mg-Zn-Y合金组织和性能的影响 |
| 1.2.4 Mg-Zn-Y合金的成形技术 |
| 1.2.5 Mg-Zn-Y合金的热处理 |
| 1.3 Mg-Zn-Y合金的织构研究现状 |
| 1.4 本课题的研究目的及主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验方案及研究方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 合金成分设计 |
| 2.2.2 合金熔炼与铸造 |
| 2.3 合金的热处理工艺 |
| 2.4 合金的挤压成形工艺 |
| 2.5 合金的组织观察和力学性能测试 |
| 2.5.1 显微组织观察 |
| 2.5.2 合金的力学性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 AlTiC中间合金对Mg-Zn-Y合金组织和性能的影响 |
| 3.1 不同AlTiC含量对ZW61合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 实验结果 |
| 3.2 均匀化处理对ZW61合金组织和性能的影响 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 实验结果 |
| 3.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 挤压态Mg-Zn-Y合金板材组织、织构和性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 小挤压比合金的组织、织构和性能 |
| 4.2.1 显微组织 |
| 4.2.2 织构分析 |
| 4.2.3 力学性能 |
| 4.2.4 讨论 |
| 4.3 大挤压比合金的组织、织构和性能 |
| 4.3.1 显微组织 |
| 4.3.2 织构分析 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 挤压态Mg-Zn-Y合金板材的热处理工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 T4处理(固溶处理) |
| 5.2.2 T5处理(人工时效处理) |
| 5.2.3 双级时效处理 |
| 5.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间发表的论文和参与的科研项目 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）半固态铸造Al-Si-Cu-Mg合金热处理工艺及强化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题工程背景 |
| 1.2 半固态成形技术进展 |
| 1.2.1 半固态成形技术基本原理及特点 |
| 1.2.2 半固态技术分类 |
| 1.2.3 半固态技术优势及发展现状 |
| 1.3 铝合金分类及热处理技术 |
| 1.3.1 铝合金分类及其组织特点 |
| 1.3.2 热处理分类及其强化理论 |
| 1.4 热处理扩散模型分析 |
| 1.4.1 金属中的自扩散 |
| 1.4.2 合金中元素扩散 |
| 1.5 课题提出 |
| 2 研究内容及路线 |
| 2.1 课题研究内容 |
| 2.2 课题研究路线 |
| 3 实验材料与实验方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验设备 |
| 3.2.1 半固态流变工艺设备 |
| 3.2.2 半固态触变工艺设备 |
| 3.2.3 压铸成形设备 |
| 3.3 分析测试方法 |
| 3.3.1 差示扫描热分析仪(DSC) |
| 3.3.2 金相组织分析 |
| 3.3.3 金相组织平均晶粒度统计 |
| 3.3.4 第二相形貌尺寸统计 |
| 3.3.5 化学成分分析 |
| 3.3.6 微观组织分析 |
| 3.3.7 硬度测试 |
| 4 铝合金热处理组织演化与性能强化规律研究 |
| 4.1 电磁搅拌法制357铝合金热处理过程组织演化与性能研究 |
| 4.1.1 组织转变研究 |
| 4.1.2 性能优化研究 |
| 4.1.3 本节结论 |
| 4.2 半固态流变成形357合金热处理过程性能研究 |
| 4.2.1 组织研究及热处理优化研究 |
| 4.2.2 合金拉伸性能与断口分析 |
| 4.2.3 本节结论 |
| 4.3 半固态流变成形319S铝合金热处理过程组织演化与性能研究 |
| 4.3.1 组织转变研究 |
| 4.3.2 性能优化研究 |
| 4.3.3 本节结论 |
| 4.4 半固态流变成形与触变成形319S铝合金热处理差异性研究 |
| 4.4.1 固溶热处理参数差异性研究 |
| 4.4.2 时效热处理参数差异性研究 |
| 4.4.3 半固态流变成形与触变成形319S铝合金性能差异性研究 |
| 4.4.4 本节结论 |
| 4.5 本章结论 |
| 5 热处理固态原子扩散型孔洞形成机理研究 |
| 5.1 热处理缺陷分类 |
| 5.2 固态扩散理论及熟化理论 |
| 5.2.1 Fick扩散定律 |
| 5.2.2 LSW熟化理论 |
| 5.2.3 Kirkendall效应 |
| 5.3 319S铝合金热处理固态原子扩散型孔洞研究 |
| 5.3.1 热处理过程中孔洞问题提出 |
| 5.3.2 实验现象与讨论 |
| 5.3.3 固态扩散现象实验验证过程 |
| 5.4 本章结论 |
| 6 热处理强化机理及固态扩散研究 |
| 6.1 铝合金固溶强化机理分析 |
| 6.2 铝合金时效强化机理分析 |
| 6.3 自然时效对357、319S铝合金强化机理分析 |
| 6.4 本章结论 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 附录 |
| A、Weibull分布法分析大量实验数据 |
| B、铝合金强度与硬度的关联性分析 |
| 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 |
（5）合金元素及热处理工艺对Al-Mg-Si-Cu合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Mg-Si-Cu合金的研究现状 |
| 1.3 铝合金材料的主要强化方法 |
| 1.3.1 加工硬化 |
| 1.3.2 固溶强化 |
| 1.3.3 弥散强化 |
| 1.3.4 沉淀强化 |
| 1.3.5 细晶强化 |
| 1.4 合金元素在Al-Mg-Si-Cu合金中的作用 |
| 1.4.1 主要合金元素在Al-Mg-Si-Cu合金中的作用 |
| 1.4.2 过渡族元素在Al-Mg-Si-Cu合金中的作用 |
| 1.4.3 稀土元素在Al-Mg-Si-Cu合金中的作用 |
| 1.5 Al-Mg-Si-Cu合金热处理工艺 |
| 1.5.1 均匀化退火工艺 |
| 1.5.2 固溶时效工艺 |
| 1.6 本文研究目的和主要内容 |
| 第二章 Al-Mg-Si-Cu合金制备和实验方法 |
| 2.1 Al-Mg-Si-Cu合金成分设计及熔炼 |
| 2.1.1 Al-Mg-Si-Cu合金成分设计 |
| 2.1.2 实验用材料及设备 |
| 2.1.3 Al-Mg-Si-Cu合金熔炼及浇注 |
| 2.2 Al-Mg-Si-Cu合金热处理和变形工艺研究 |
| 2.2.1 Al-Mg-Si-Cu合金均匀化制度研究 |
| 2.2.2 Al-Mg-Si-Cu合金板材轧制 |
| 2.2.3 Al-Mg-Si-Cu合金固溶时效热处理制度 |
| 2.3 Al-Mg-Si-Cu合金性能检测 |
| 2.3.1 硬度检测 |
| 2.3.2 电导率检测 |
| 2.3.3 差热分析检测 |
| 2.3.4 XRD物相分析 |
| 2.3.5 拉伸性能检测 |
| 2.4 Al-Si-Cu合金组织观察 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 扫描电镜观察 |
| 2.4.3 透射电镜观察 |
| 2.5 工艺路线 |
| 第三章 固溶时效处理对Al-Mg-Si-Cu合金组织与性能的影响 |
| 3.1 Al-Mg-Si-Cu合金时效制度探索 |
| 3.2 固溶温度对Al-Mg-Si-Cu合金显微组织的影响 |
| 3.3 固溶温度对Al-Mg-Si-Cu合金性能的影响 |
| 3.4 X射线衍射物相分析 |
| 3.5 拉伸断口形貌观察及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 微量Sc对Al-Mg-Si-Cu合金组织与性能的影响 |
| 4.1 微量Sc对Al-Mg-Si-Cu合金铸态组织的影响 |
| 4.2 微量Sc对Al-Mg-Si-Cu合金固溶时效态组织的影响 |
| 4.2.1 0.3wt%Sc对Al-Mg-Si-Cu合金固溶时效态组织的影响 |
| 4.2.2 Sc微合金化抑制Al-Mg-Si-Cu合金再结晶机理研究 |
| 4.3 微量Sc对Al-Mg-Si-Cu合金力学性能的影响 |
| 4.4 微量Sc对Al-Mg-Si-Cu合金断口形貌的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 微量Er对Al-Mg-Si-Cu合金组织与性能的影响 |
| 5.1 微量Er对Al-Mg-Si-Cu合金铸态组织的影响 |
| 5.2 微量Er对Al-Mg-Si-Cu合金固溶时效态组织的影响 |
| 5.2.1 0.3wt%Er对Al-Mg-Si-Cu合金固溶时效态组织的影响 |
| 5.2.2 Er微合金化抑制Al-Mg-Si-Cu合金再结晶机理研究 |
| 5.3 微量Er对Al-Mg-Si-Cu合金力学性能的影响 |
| 5.4 Sc和Er微合金化效果对比分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论及展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（6）镁合金自孕育凝固过程及其半固态流变成形的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁合金的应用与开发 |
| 1.2 镁合金成形技术概述 |
| 1.2.1 镁合金铸造成形 |
| 1.2.2 镁合金塑性成形 |
| 1.3 半固态成形技术 |
| 1.3.1 半固态成形特点及优势 |
| 1.3.2 半固态成形技术发展趋势 |
| 1.3.3 流变成形涉及的关键问题 |
| 1.3.4 流变成形球晶组织形成机制 |
| 1.3.4.1 液体强制对流下球晶组织形成机制 |
| 1.3.4.2 过冷熔体的均匀凝固 |
| 1.3.5 流变制浆工艺开发现状 |
| 1.3.5.1 强制熔体搅拌类制浆技术 |
| 1.3.5.2 控制形核及生长制浆 |
| 1.4 镁合金半固态成形技术 |
| 1.4.1 镁合金半固态成形工艺开发现状 |
| 1.4.2 半固态成形镁合金力学性能 |
| 1.5 半固态成形镁合金的热处理 |
| 1.5.1 半固态成形镁合金热处理强化机制 |
| 1.5.2 半固态成形镁合金热处理研究现状 |
| 1.6 本课题研究意义、内容及创新点 |
| 1.6.1 课题研究目的和意义 |
| 1.6.2 本论文研究内容 |
| 1.6.3 本论文主要创新点 |
| 第2章 SIM凝固过程及其对Mg-Al合金凝固组织的细化 |
| 2.1 SIM工艺原理及设备 |
| 2.2 SIM熔铸实验材料与工艺流程 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验步骤 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 常规凝固镁合金试样显微组织 |
| 2.3.2 SIM镁合金试样的凝固组织 |
| 2.3.3 微观组织相组成 |
| 2.3.4 合金元素分布 |
| 2.3.5 镁合金组织形成机理 |
| 2.3.6 SIM工艺参数对AM60晶粒细化的影响 |
| 2.3.6.1 熔体处理温度 |
| 2.3.6.2 孕育剂加入量 |
| 2.3.6.3 导流器角度 |
| 2.3.6.4 其它参数 |
| 2.3.7 SIM工艺参数对AZ31晶粒细化的影响 |
| 2.4 SIM工艺参数的交互作用 |
| 2.4.1 孕育剂熔化模型 |
| 2.4.1.1 熔体过热度对孕育剂熔化状态的影响 |
| 2.4.1.2 加入量对孕育剂熔化状态的影响 |
| 2.4.2 SIM工艺参数交互本质 |
| 2.5 SIM铸造Mg-Al合金的力学性能 |
| 2.5.1 拉伸性能 |
| 2.5.2 拉伸断口分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 SIM工艺下Mg-Al合金球状固液混合浆料的制备与形成机理 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.1.1 实验材料半固态加工适用性评价 |
| 3.1.2 浇注工艺对初生相形态影响的实验方法 |
| 3.1.3 初生固相熟化过程实验方法 |
| 3.1.4 分析测试方法 |
| 3.2 不同浇注方式下AM60半固态组织特征 |
| 3.3 SIM下Mg-Al合金球状固液混合浆料形成规律 |
| 3.3.1 SIM制备AM60合金半固态浆料 |
| 3.3.2 AM60初生固相成分分析 |
| 3.3.3 SIM制备AZ31合金半固态浆料 |
| 3.4 纯扩散条件下初生固相形貌演变 |
| 3.4.1 连续冷却 |
| 3.4.2 等温保温 |
| 3.5 SIM下球状固液混合浆料形成机制 |
| 3.5.1 初生相的形核 |
| 3.5.1.1 凝固相析出过程 |
| 3.5.1.2 孕育剂作用下的非均质形核 |
| 3.5.1.3 自由晶形成 |
| 3.5.1.4 SIM工艺参数对形核的影响 |
| 3.5.2 初生相生长机制 |
| 3.5.2.1 熔体弱对流条件下的晶粒生长 |
| 3.5.2.2 纯扩散条件下初生固相的熟化 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Mg-Al合金SIM流变压铸及其组织与性能 |
| 4.1 试验方法 |
| 4.1.1 SIM流变压铸工艺 |
| 4.1.2 压铸工艺控制 |
| 4.1.3 组织及性能测试 |
| 4.2 流变压铸AM60镁合金组织及性能 |
| 4.2.1 AM60固液混合浆料结晶过程及组织 |
| 4.2.2 成形参数对流变压铸AM60组织的影响 |
| 4.2.2.1 压射速度对组织的影响 |
| 4.2.2.2 静置时间对组织的影响 |
| 4.2.2.3 静置温度对组织的影响 |
| 4.2.3 流变压铸AM60合金缺陷形成规律 |
| 4.2.4 流变压铸AM60力学性能 |
| 4.2.4.1 压射速度对性能的影响 |
| 4.2.4.2 静置温度和时间对性能的影响 |
| 4.3 流变成形AZ31合金组织及力学性能 |
| 4.3.1 流变压铸AZ31合金组织 |
| 4.3.2 成形参数对AZ31致密度的影响 |
| 4.3.3 成形参数对AZ31力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SIM流变压铸镁合金的热处理 |
| 5.1 流变压铸AM60镁合金的固溶处理 |
| 5.1.1 试验方法 |
| 5.1.2 实验结果与分析 |
| 5.1.2.1 不同成形方式下AM60固溶后表面状态 |
| 5.1.2.2 流变压铸AM60合金固溶处理过程中的组织演变 |
| 5.1.2.3 固溶处理过程中α-Mg颗粒的粗化 |
| 5.1.2.4 固溶温度对AM60合金组织的影响 |
| 5.1.2.5 固溶处理对合金相组成和元素分布的影响 |
| 5.1.3 固溶处理对流变压铸AM60力学性能的影响 |
| 5.2 时效工艺对流变压铸AM60合金析出特征及性能的影响 |
| 5.2.1 时效工艺对流变压铸AM60析出特征的影响 |
| 5.2.2 时效处理对流变压铸AM60合金力学性能的影响 |
| 5.3 固溶处理对流变压铸AZ31镁合金拉伸性能的影响 |
| 5.4 不同状态下AM60和AZ31合金力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读博士学位期间发表论文 |
（7）流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁合金的性质、特点及应用 |
| 1.1.1 镁的基本性质 |
| 1.1.2 镁合金的特点 |
| 1.1.3 镁合金的应用前景 |
| 1.2 AZ91镁合金性能的改进 |
| 1.2.1 AZ91合金简介 |
| 1.2.2 阻燃 |
| 1.2.3 耐热 |
| 1.2.4 细化 |
| 1.3 半固态流变成形 |
| 1.3.1 半固态成形简介 |
| 1.3.2 半固态浆料制备方法 |
| 1.3.3 流变成形工艺 |
| 1.4 半固态非枝晶组织形成机理 |
| 1.4.1 强搅拌 |
| 1.4.2 弱搅拌 |
| 1.5 本课题的研究目的、意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 原材料 |
| 2.3 制备方法 |
| 2.3.1 合金熔炼 |
| 2.3.2 挤压铸造 |
| 2.3.3 半固态浆料制备 |
| 2.3.4 流变挤压铸造 |
| 2.3.5 热处理工艺 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 2.4.3 压缩蠕变行为测试 |
| 2.5 分析表征 |
| 2.5.1 热分析 |
| 2.5.2 光学显微分析 |
| 2.5.3 相组成分析 |
| 2.5.4 扫描电镜分析 |
| 2.5.5 透射电镜分析 |
| 参考文献 |
| 第三章 挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同压力下挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 3.2.1 微观组织 |
| 3.2.2 室温拉伸性能 |
| 3.3 不同浇注温度下挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能 |
| 3.3.1 微观组织 |
| 3.3.2 室温拉伸性能 |
| 3.4 分析讨论 |
| 3.4.1 压力的影响 |
| 3.4.2 浇注温度的影响 |
| 3.4.3 Ca元素的影响 |
| 3.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同气体流量下流变挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 4.2.1 半固态浆料微观组织 |
| 4.2.2 流变挤压铸造微观组织 |
| 4.2.3 室温拉伸性能 |
| 4.3 不同浇注温度下流变挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 4.3.1 半固态浆料微观组织 |
| 4.3.2 流变挤压铸造微观组织 |
| 4.3.3 室温拉伸性能 |
| 4.4 不同压力下流变挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 4.4.1 流变挤压铸造微观组织 |
| 4.4.2 室温拉伸性能 |
| 4.5 分析讨论 |
| 4.5.1 非枝晶初生相形成机理 |
| 4.5.2 流变挤压铸造的凝固行为 |
| 4.5.3 半固态浆料的影响 |
| 4.5.4 压力的影响 |
| 4.6 小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金微观组织和力学行为对比研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金的微观组织和室温拉伸性能 |
| 5.2.1 微观组织 |
| 5.2.2 室温拉伸性能 |
| 5.3 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金的高温拉伸性能 |
| 5.3.1 高温拉伸性能 |
| 5.3.2 断裂行为 |
| 5.4 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金的压缩蠕变行为 |
| 5.4.1 铸造工艺对压缩蠕变行为的影响 |
| 5.4.2 温度对压缩蠕变行为的影响 |
| 5.4.3 应力对蠕变行为的影响 |
| 5.5 分析讨论 |
| 5.5.1 微观组织差异 |
| 5.5.2 高温强化机理 |
| 5.5.3 蠕变机制 |
| 5.5.4 不同工艺制备AZX912合金蠕变行为的差异 |
| 5.6 小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 流变挤压铸造AZ91-Ca合金热处理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 固溶处理对流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 微观组织 |
| 6.2.2 室温拉伸性能 |
| 6.3 时效处理对流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 时效硬化曲线 |
| 6.3.2 微观组织 |
| 6.3.3 室温拉伸性能 |
| 6.4 分析讨论 |
| 6.4.1 固溶处理的作用 |
| 6.4.2 时效处理的作用 |
| 6.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论和创新点 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表学术论文和申请专利情况 |
| 学术论文 |
| 申请专利 |
（8）铝体温挤成型工艺优化改进方案（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝合金的类型 |
| 1.2 变形铝合金的特点以及常用牌号 |
| 1.2.1 2A12 铝合金的特点及应用 |
| 1.2.2 铝合金的牌号 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 国内研究情况 |
| 1.3.2 国外研究情况 |
| 1.4 选题意义和目的 |
| 1.4.1 选题意义 |
| 1.4.2 选题目的 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 铝合金常用的热处理工艺手段分析 |
| 2.1 变形铝合金的退火 |
| 2.1.1 去应力退火 |
| 2.1.2 再结晶退火 |
| 2.1.3 均匀化退火 |
| 2.2 变形铝合金的固溶 |
| 2.3 淬火 |
| 2.3.1 淬火冷却介质和冷却方式 |
| 2.3.2 淬火转移时间 |
| 2.4 时效处理 |
| 2.5 挤压效应 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 表面质量问题原因研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 现工艺流程分析 |
| 3.1.2 生产设备情况 |
| 3.1.3 实验方法的确定 |
| 3.1.4 试件制备 |
| 3.1.5 实验分析 |
| 3.1.6 实验结果分析 |
| 3.2 本章小结 |
| 第4章 工艺温度研究 |
| 4.1 实验设备 |
| 4.2 工艺路线选定 |
| 4.3 试件制备 |
| 4.4 试验过程及结果 |
| 4.4.1 温度选择实验金相观察 |
| 4.4.2 电镜分析 |
| 4.4.3 XRD分析 |
| 4.4.4 维氏硬度 |
| 4.4.5 显微硬度 |
| 4.4.6 温度选择实验结论 |
| 4.5 一次挤压成型方案 |
| 4.5.1 工艺路线 |
| 4.5.2 样件制备 |
| 4.5.3 金相观察 |
| 4.5.4 XRD分析 |
| 4.5.5 维氏硬度 |
| 4.5.6 显微硬度 |
| 4.5.7 实验结论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 中频炉加热可行性分析 |
| 5.1 中频炉加热原理 |
| 5.2 中频炉加热可行性分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 工艺改进及验证 |
| 6.1 固溶工艺改进 |
| 6.2 毛坯尺寸尺寸及模具尺寸改进 |
| 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 |
（9）AA2024铝合金同步冷却热成形工艺应用基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 注释表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.1.1 可热处理强化铝合金特点 |
| 1.1.2 可热处理强化铝合金的结构应用 |
| 1.2 铝合金冲压工艺研究发展现状 |
| 1.2.1 冷(室温)冲压工艺 |
| 1.2.2 温/热冲压成形技术 |
| 1.2.3 铝合金冲压成形技术存在的主要问题 |
| 1.3 可热处理强化铝合金热处理技术 |
| 1.3.1 固溶处理 |
| 1.3.2 时效处理 |
| 1.4 同步冷却热成技术 |
| 1.4.1 同步冷却热成形技术原理 |
| 1.4.2 同步冷却热成形技术特点 |
| 1.4.3 同步冷却热成形应用的关键技术 |
| 1.5 研究目的、意义及研究内容 |
| 1.5.1 目的与意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 同步冷却热成形工艺研究方法与试验过程 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.1.1 研究方案 |
| 2.1.2 技术路线 |
| 2.1.3 试验流程 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 AA2024铝合金同步冷却热成形流变特性试验 |
| 2.3.1 试样 |
| 2.3.2 试验装置 |
| 2.3.3 试验流程及参数 |
| 2.4 AA2024铝合金同步冷却热成形极限及断裂机理试验 |
| 2.4.1 成形极限图测试方法 |
| 2.4.2 试样 |
| 2.4.3 试验装置 |
| 2.4.4 试验方法流程 |
| 2.4.5 断口扫描 |
| 2.5 同步冷却热成形AA2024铝合金强化机制试验 |
| 2.5.1 试样 |
| 2.5.2 试验装置 |
| 2.5.3 试验方法及流程 |
| 2.5.4 微观组织观察 |
| 2.5.5 材料性能测试 |
| 2.6 AA2024铝合金同步冷却热成形工艺应用试验 |
| 2.6.1 试样 |
| 2.6.2 试验装置 |
| 2.6.3 试验方法及流程 |
| 2.6.4 零件成形质量检测 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 AA2024铝合金同步冷却热成形流变特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铝合金的高温流变行为 |
| 3.2.1 加工硬化型 |
| 3.2.2 动态回复型 |
| 3.2.3 动态再结晶型 |
| 3.3 AA2024铝合金同步冷却热成形流变特性 |
| 3.3.1 AA2024铝合金高温流变行为 |
| 3.3.2 同步冷却热成形环境下AA2024铝合金流变特性 |
| 3.3.3 工艺参数对AA2024铝合金流变特性的影响 |
| 3.3.4 AA2024铝合金流变特性参数 |
| 3.4 AA2024铝合金同步冷却热成形本构模型 |
| 3.4.1 铝合金高温本构相关模型 |
| 3.4.2 同步冷却热成形AA2024铝合金本构方程 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 AA2024铝合金同步冷却热成形过程中的失稳与成形极限 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 失稳与断裂机制 |
| 4.2.1 失稳 |
| 4.2.2 断裂机制 |
| 4.3 成形极限与成形极限图 |
| 4.3.1 金属板料成形极限 |
| 4.3.2 成形极限图 |
| 4.3.3 可热处理强化铝合金成形极限的影响因素 |
| 4.4 AA2024铝合金同步冷却热成形失稳与断裂机制 |
| 4.4.1 AA2024铝合金的失稳准则 |
| 4.4.2 AA2024铝合金的断裂机制 |
| 4.4.3 同步冷却热成形工艺对AA2024铝合金断裂的影响 |
| 4.5 AA2024铝合金同步冷却热成形极限 |
| 4.5.1 AA2024铝合金的成形极限图 |
| 4.5.2 同步冷却热成形工艺对AA2024铝合金成形极限的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 同步冷却热成形AA2024铝合金强化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铝合金强化机制及微观组织特征 |
| 5.2.1 铝合金材料强化机制 |
| 5.2.2 可热处理强化铝合金微观组织 |
| 5.3 同步冷却热成形AA2024铝合金微观组织演变 |
| 5.3.1 晶粒大小与形状 |
| 5.3.2 第二相析出 |
| 5.3.3 位错组态 |
| 5.3.4 同步冷却热成形工艺参数对AA2024铝合金微观组织的影响 |
| 5.4 同步冷却热成形AA2024铝合金材料性能 |
| 5.4.1 可热处理强化铝合金材料性能影响因素 |
| 5.4.2 AA2024铝合金材料性能 |
| 5.4.3 同步冷却热成形工艺参数对AA2024铝合金材料性能的影响 |
| 5.5 同步冷却热成形AA2024铝合金强化机制分析 |
| 5.5.1 同步冷却热成形AA2024铝合金强化机制 |
| 5.5.2 同步冷却热成形AA2024铝合金性能预测模型 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 同步冷却热成形过程的建模与模拟技术 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 同步冷却热成形过程数值模拟特点 |
| 6.2.1 应力、应变场特点 |
| 6.2.2 温度场特点 |
| 6.3 同步冷却热成形过程温度场模拟 |
| 6.3.1 有限元模型建立 |
| 6.3.2 模拟结果 |
| 6.4 同步冷却热成形热力耦合有限元模拟 |
| 6.4.1 热力耦合有限元模型建立 |
| 6.4.2 热力耦合有限元模拟结果 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 AA2024铝合金同步冷却热成形工艺应用 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 同步冷却热成形AA2024铝合金典型件成形 |
| 7.2.1 弯曲件 |
| 7.2.2 金属隔片 |
| 7.3 本章小结 |
| 第八章 总结及展望 |
| 8.1 总结 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间取得的成果 |
（10）合金成分及热处理工艺对高强铝合金组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝合金的制备与工艺 |
| 1.2.1 铝合金熔铸技术 |
| 1.2.2 铝合金形变工艺 |
| 1.2.3 铝合金热处理工艺 |
| 1.3 合金元素在铝合金中的应用 |
| 1.3.1 主要合金元素在高强铝合金中的作用 |
| 1.3.2 高强铝合金微合金化研究 |
| 1.4 高强铝合金的组织与性能的基本关系归纳 |
| 1.5 课题的研究目的和主要研究内容 |
| 第二章 材料制备和实验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料与设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 试样制备 |
| 2.3.1 合金的熔炼 |
| 2.3.2 合金均匀化处理 |
| 2.3.3 合金的成分测试 |
| 2.3.4 轧制实验 |
| 2.3.5 试样固溶及时效处理实验 |
| 2.4 组织结构观察与分析 |
| 2.4.1 金相显微镜观察 |
| 2.4.2 同步热分析 |
| 2.4.3 扫描电镜(SEM)及能谱(EDS)观察分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 透射电镜(TEM)观察分析 |
| 2.5 合金性能测试 |
| 2.5.1 室温单向拉伸实验 |
| 2.5.2 显微硬度测试 |
| 2.5.3 电学性能实验 |
| 2.5.4 剥落腐蚀实验 |
| 第三章 Zn、Mg含量对高强铝合金组织及性能的影响 |
| 3.1 不同Zn、Mg含量对高强铝合金组织的影响 |
| 3.2 不同Zn、Mg含量对高强铝合金力学性能的影响 |
| 3.3 不同Zn、Mg含量对高强铝合金电学性能的影响 |
| 3.4 不同Zn、Mg含量对高强铝合金剥落腐蚀性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 微量元素对高强铝合金组织及性能的影响 |
| 4.1 Ce、Zr及其复合添加对高强铝合金组织的影响 |
| 4.2 Ce、Zr及其复合添加对高强铝合金力学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 热处理工艺对高强铝合金组织及性能的影响 |
| 5.1 分级均匀化处理对高强铝合金组织及性能影响 |
| 5.1.1 合金铸态及均匀化态组织分析 |
| 5.1.2 分级均匀化处理对高强铝合金T6态组织的影响 |
| 5.1.3 分级均匀化处理对高强铝合金力学性能的影响 |
| 5.1.4 分级均匀化处理对高强铝合金电学性能的影响 |
| 5.1.5 小结 |
| 5.2 强化固溶处理对高强铝合金组织及性能的影响 |
| 5.2.1 强化固溶处理对高强铝合金组织的影响 |
| 5.2.2 强化固溶处理对高强铝合金力学性能的影响 |
| 5.2.3 强化固溶处理对高强铝合金电学性能的影响 |
| 5.2.4 强化固溶处理对高强铝合金剥落腐蚀性能的影响 |
| 5.2.5 小结 |
| 第六章 轧制工艺对成分及热处理工艺优化后的高强铝合金组织及性能的影响 |
| 6.1 轧制工艺对高强铝合金组织的影响 |
| 6.2 轧制工艺对高强铝合金力学性能的影响 |
| 6.3 轧制工艺对高强铝合金电学性能的影响 |
| 6.4 轧制工艺对高强铝合金剥落腐蚀性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
四、Al—Mg合金热处理废品分析（论文参考文献）
- [1]铝硅合金半固态流变压铸成形工艺及机理研究[D]. 李文杰. 南昌大学, 2019(01)
- [2]7075合金大直径铸锭均质化技术研究[D]. 王海军. 北京科技大学, 2015(09)
- [3]准晶增强Mg-Zn-Y合金的塑性加工及组织形成[D]. 崔红卫. 山东大学, 2013(04)
- [4]半固态铸造Al-Si-Cu-Mg合金热处理工艺及强化机理研究[D]. 杜康. 北京有色金属研究总院, 2017(01)
- [5]合金元素及热处理工艺对Al-Mg-Si-Cu合金组织与性能的影响[D]. 吴跃. 合肥工业大学, 2015(06)
- [6]镁合金自孕育凝固过程及其半固态流变成形的研究[D]. 邢博. 兰州理工大学, 2013(11)
- [7]流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学行为研究[D]. 张扬. 上海交通大学, 2015(02)
- [8]铝体温挤成型工艺优化改进方案[D]. 吴涛. 沈阳理工大学, 2020(08)
- [9]AA2024铝合金同步冷却热成形工艺应用基础研究[D]. 陈国亮. 南京航空航天大学, 2017(01)
- [10]合金成分及热处理工艺对高强铝合金组织及性能的影响[D]. 张志. 合肥工业大学, 2015(06)