一、添加锆和镁对Al-Li基合金性能的影响（论文文献综述）
于田夫[1]（2021）在《Al-Li-Cu-Mg-Zr合金组织演化与力学性能研究》文中研究指明铝锂合金由于具有高的比强度、比刚度等性能特点,在航空航天领域有着广阔的应用前景。Li含量的提高可进一步提高合金的弹性模量、降低合金的密度,但会导致合金塑性降低,因此有必要对高锂含量铝锂合金的组织进行优化调控,提升合金的综合力学性能。通过合金化、热处理及变形加工对高锂含量铝锂合金进行微观组织和性能的调控,研究合金元素对第二相析出行为的影响、合金的时效行为、变形组织演变规律及其对后续热处理组织和性能演变的影响,具有重要的意义。本文利用X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、背散射电子衍射（EBSD）、透射电子显微镜（TEM）、万能力学试验机、显微硬度计等表征和测试手段,系统研究了:Cu/Mg比对Al-2.8Li-x Cu-y Mg-0.2Zr合金组织和力学性能的影响规律。铸态Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金的固溶-时效析出行为。热变形对Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金组织性能影响。变形后续热处理对合金组织演变及力学性能的影响。铸态Al-3Li-x Cu-y Mg-Zr合金组织及室温力学性能的研究表明,随着Cu/Mg比值的降低,合金主要由α（Al）、δ′（Al3Li）和T2（Al6Li3Cu）相组成,晶界附近的第二相由连续粗大组织转变为不连续的组织,随着Mg含量的增加,促进了δ′（Al3Li）相的增长,合金强度上升。当Cu/Mg比为0.3时,合金的综合力学性能较优,抗拉强度为281MPa,屈服强度为251MPa,延伸率较低为5.3%。合金的主要强化机制是固溶强化和δ′（Al3Li）相的第二相强化,合金塑性低主要归因于β’（Al3Zr）相、沿晶界连续析出相和无沉淀区（PFZs）。Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金在固溶-时效过程中主要析出相是S1（A12Mg Li）、δ′（Al3Li）相及核壳结构Al3（Zr,Li）复合相。随着时效温度和时间的增加,S1（A12Mg Li）、δ′（Al3Li）相及核壳结构Al3（Zr,Li）复合相均发生了较为明显的长大行为,使得合金的显微硬度和抗拉强度随着时效温度和时间的增加呈现先增加后降低的趋势。同时,由于固溶处理后晶界残留的富Cu相及PFZs区的逐渐宽化使得合金的塑性降低。Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金在热变形过程中,组织演变以动态回复为主,发生了少量的动态再结晶。在织构演化上,热挤压变形过程中合金织构主要集中在β取向线上,同时在晶界处形成Cube{001}<100>再结晶织构。在热轧变形过程中,合金织构主要在α取向线上聚集,少量分布在β取向线上。轧制变形量50%的合金主要织构为Goss{011}<100>,轧制变形量70%时,Goss{011}<100>织构减弱,形成新的剪切织构Rotated-cube{001}<110>。综合热变形过程中硬化和软化共同作用的结果,使得热挤压态合金获得较高的抗拉强度（365MPa）。轧制变形过程中,合金的强度随变形量增加而增大,延伸率略有下降。变形态Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金后续热处理可进一步提高合金的力学性能。经535℃×40 min固溶处理后,挤压态和70%变形量热轧态合金发生了较为明显的静态回复、再结晶和晶界析出相溶解,50%热轧态合金中发生了轻微回复和再结晶现象。在随后的155℃时效过程中,主要的析出相仍为S1（A12Mg Li）、δ′（Al3Li）相及核壳结构Al3（Zr,Li）复合相,挤压态合金抗拉强度为492 MPa,50%热轧态及70%热轧态合金抗拉强度分别为480 MPa和510 MPa。通过优化主加合金元素Cu、Mg的相对含量,调整热处理、热变形及变形后热处理工艺,可显着提高高锂含量Al-Li-Cu-Mg-Zr合金的力学性能。当合金成分为Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr时,经70%变形量热轧后,再经535℃×40 min固溶处理和155℃×20h时效处理,其抗拉强度可达510 MPa。
王阳[2]（2021）在《微合金化和累积叠轧对Al-2Li基材料微观组织及力学性能的影响》文中研究表明铝锂合金具有低密度和高模量两大主要优势,被认为是21世纪航空航天领域最理想的轻质高强结构材料。第三代铝锂合金改善强塑性的整体策略是降低Li含量同时进一步增加Cu含量,再添加多种合金化元素。然而这种策略必然会削弱铝锂合金最重要的两大优势—低密度及高模量。因此提升铝锂合金力学性能必须建立在不削弱其低密度及高模量的前提下。本文在当前商用铝锂合金中密度最低和模量较高的Al-2Li-5Mg（wt.%）合金基础上进行成分设计,复合添加0.2 wt.%Sc及0.2 wt.%Zr后开展不同尺度Al3（Sc,Zr）相对铸态和热处理态Al-2Li-5Mg合金微观组织及力学性能影响的研究;在此基础上,为了避免形成微米级初生相及促进纳米级复合沉淀相的析出,制备只析出纳米级核壳结构Al3（Li,X）复合相的Al-2Li-0.1Sc-0.1Zr-0.1Yb-0.1Er合金,分析该核壳结构相粗化动力学和强化机制;随后,在材料素化指导思想下通过累积叠轧变形（ARB）利用位错强化和细晶强化制备超细晶二元Al-2Li合金,并为了进一步提升超细晶Al-2Li合金的应变硬化能力和强度,提出了一系列优化策略;最后,利用ARB变形进行B4C颗粒增强复合化,制备高模量、强度和塑性适中且有着近似纳米结构的B4C/Al-2Li层状材料。在Al-2Li-5Mg合金中复合添加0.2 wt.%Sc和0.2 wt.%Zr后,铸态组织中形成了微米级初生Al3（Sc,Zr）相。尽管初生Al3（Sc,Zr）相能有效细化铸态合金的晶粒尺寸,但由于其粗大的尺寸不利于铸态合金的力学性能,并且初生Al3（Sc,Zr）相的形成会消耗基体中有效的Sc、Zr浓度。在固溶过程中,粗大的初生Al3（Sc,Zr）相并不会溶解到基体中,同时析出了豆瓣状纳米级二次Al3（Sc,Zr）沉淀相。在随后的时效中,Al3Li相包覆在二次Al3（Sc,Zr）相上异质形核,从而形成了Al3Li/Al3（Sc,Zr）复合沉淀相。该复合相的形成不仅能显着提升Al-2Li-5Mg合金的时效硬化能力,也能进一步提升合金的强度和塑性。通过成分设计和双级时效热处理使得Al-2Li-0.1Sc-0.1Zr-0.1Yb-0.1Er合金中仅析出了纳米尺寸Al3（Li,Yb,Er,Sc,Zr）核壳结构复合相。该核壳结构复合相的形成过程如下:在高温阶段（300oC）形成了富Yb、Er、Sc和Zr的核心,在随后的低温阶段（150oC）Li元素析出从而在富Yb、Er、Sc和Zr的核心上形成了富Li的壳层。研究Al3（Li,Yb,Er,Sc,Zr）核壳结构相在300℃24 h+150℃0-144 h双级处理过程中的粗化动力学时,发现该核壳结构相的粗化是由界面反应控制。此时,Al3（Li,Yb,Er,Sc,Zr）核壳结构复合相的主要强化机制是位错绕过强化机制,这一结论表明了形成核壳结构相可以有效阻碍位错的运动,已改变了Al3Li相易被位错剪切的本质。经室温5道次ARB变形,利用位错强化和细晶强化制备了超细晶Al-2Li合金。此时,Al-2Li合金抗拉强度为300 MPa但应变硬化能力极低,其均匀延伸率仅有2.8%。因此,为了进一步共同提升超细晶Al-2Li合金的应变硬化能力和强度,提出了一系列改善策略。其中,通过在超细晶Al-2Li合金中引入Al-2Li-0.1Zr层析出Al3Zr纳米相是最有效的方法。在第5道次ARB态Al-2Li/Al-2Li-0.1Zr合金中,由于纳米析出相与双晶粒尺寸分布的耦合作用显着提升了超细晶Al-2Li合金应变硬化能力和强度,此时均匀延伸率被提升至8.4%及抗拉强度被进一步提升至377 MPa,均匀变形阶段在整个拉伸过程中的比值远高于粗晶Al-2Li合金的比值。结合B4C颗粒增强和室温ARB变形制备了颗粒增强铝锂合金层状复合材料。B4C颗粒均匀分布性和层界面结合情况随着ARB道次的增加逐渐得到改善,使得B4C/Al-2Li的孔隙率逐渐下降,从而实现了强度和塑性的共同提升。经8道次室温ARB变形后,制备出了高模量（弹性模量高达87 GPa）、强度（抗拉强度为387 MPa）和塑性（断后伸长率为7.8%）适中并且有着近似纳米结构的B4C/Al-2Li复合材料。
颜佳傲[3]（2020）在《Al-7.0Zn-2.9Mg合金耐蚀性能研究及铝合金聚脲涂层防护》文中提出Al-Zn-Mg（7xxx）系合金是高强铝合金的重要组成部分,对该系合金的成分、组织结构、热处理制度及性能的研究是一项重要的基础工作。本文对一种新型高强铝合金叠层材料的两种组份7A52（752）和Al-7.0Zn-2.9Mg（762）分别进行峰时效（T6）、双级时效（T73）及回归再时效（RRA）三种时效制度热处理,并对耐蚀性能进行研究。针对铝合金在地面装甲、交通等领域中采用聚脲进行涂层防护的应用背景,对复合聚脲涂层/铝合金体系的耐蚀性能进行研究。对经不同时效制度处理后的两种合金进行点蚀、晶间腐蚀及剥落腐蚀实验,通过对晶间腐蚀实验的截面腐蚀深度测量及剥落腐蚀实验的表面形貌观察不易区分出耐蚀性差异,结合极化曲线测试得到的点蚀电位（Eb）及自腐蚀电流密度(Icorr)进行综合分析,可得耐局部腐蚀性能762>752,T73>RRA>T6。对比不同时效制度下762合金的应力腐蚀敏感系数(Issrt),耐应力腐蚀性能T73>RRA>T6。结合透射电镜图像对762合金的耐蚀机理进行分析,当晶界析出呈链状连续分布的尺寸较小的MgZn2相时该合金的耐蚀性差,晶界析出呈粒状断续分布的尺寸较大的MgZn2相时该合金的耐蚀性强。结合762合金在EXCO溶液中的宏观形貌和EIS数据,可以得出以下结论:1)电化学阻抗谱的特征变化揭示了其局部腐蚀演化过程由点蚀向晶间腐蚀、剥落腐蚀发展,腐蚀界面经历了氧化膜的溶解及腐蚀产物的形成和剥离;2)通过对比整个电极系统的电荷转移电阻（Rt）和极化电阻（Rp）最低值的出现时间,可以得出时效制度与耐蚀性之间的关系为T73（12 h）>RRA（8 h）>T6（2 h）。掺杂氧化铝粉末后,聚脲涂层表面的邵氏硬度逐渐增加,接触角逐渐降低,润湿性能逐渐增强。在0.1 mol/LNaOH溶液中的EIS测试结果表明掺杂氧化铝粉末可以提高聚脲涂层的耐蚀性能,但掺杂过多会降低聚脲的防护能力。对该体系的EIS数据进行等效电路拟合,通过对比分析涂层电容等效参数及涂层等效电阻可以得到掺杂量与耐蚀性的关系为5 wt.%>10 wt.%>15 wt.%>0 wt.%。掺杂碳纳米管后,聚脲涂层表面的硬度逐渐增加,在铝合金基底的附着力略有增强。掺杂碳纳米管后涂层在0.1 mol/LNaOH溶液中的耐蚀性能明显提升,掺杂量与耐蚀性之间的关系为1.0 wt.%>0.5 wt.%>0 wt.%。
仲建华[4]（2020）在《X2A66铝锂合金的高温变形性能和机制研究》文中提出为了解决机身重量大的问题,国内外的很多学者都将研究重点放在了开展整体机身壁板结构及其制造技术的研究,在研究期间设计出了很多机身壁板结构,其中最具代表性的是蒙皮加长桁焊接结构和胶接结构。而铝锂合金无余量整体挤压壁板结构和这些壁板结构相比,分散率低,质量可靠性高,抗老化,耐热性高,使用寿命长。X2A66作为我国自主研发的新型铝锂合金,与其它合金相比具有较低的密度以及较高的弹性模量,同时它还具有良好的加工成形性(极限抗拉强度最高可达510 MPa,同时延伸率高于8%,KIC可达30 MPa12以上)、高强高韧、耐腐蚀、热稳定性好等优良的性能,非常适合制造飞机整体壁板结构。由于机身挤压过程需要在高温条件下进行,因此分析高温变形对材料微观变形机制的影响对提升材料的成形性能具有十分重要的意义。本文研究了高温拉伸过程中X2A66铝锂合金的微观组织演变、高温拉伸性能和高温变形机制。通过熔炼和浇铸制备了X2A66合金,对得到的铸锭进行400℃/12 h+500℃/36 h双级均匀化处理,利用两辊可逆轧机制成厚度为3.0 mm的板材。利用拉伸试验机分别在300℃、350℃、400℃和450℃进行了拉伸至失效实验(10-2 s-1,10-3 s-1)和变化应变率实验(5.75×10-5 s-1～2.49×10-2 s-1),并利用光学金相显微镜和扫描电子显微镜对显微组织进行了观察和分析。实验数据表明,在10-2s-1、450℃以及10-3s-1、400℃和450℃条件下,X2A66合金的伸长率超过100%,最大伸长率为130.51%。合金的变形机制随着温度的变化发生了改变,由第二相粒子增强变为位错攀移蠕变。应力指数n随着温度的增加而降低,由12.75降到3.92。在伸长率超过100%的实验条件下,应力指数分别为n≈3.48和n≈3.04。蠕变激活能分别为Q=142.9 k J·mol-1和Q=131.9k J·mol-1。
顾晓栋[5]（2019）在《热处理对喷射成形2195铝锂合金组织与性能的影响》文中认为航天科技的进步,航天材料轻量化被各国所关注。一方面轻量化可以减少燃料的浪费,另外有利于提高飞机的性能。铝锂合金具有轻质高强的优点,在航空航天领域中具有广阔的应用前景。通过喷射成形工艺制备2195铝锂合金,可有效减少合金的偏析问题,同时可以细化晶粒并改善合金性能。本文采用OM、SEM、XRD、TEM和力学性能测试等方法,研究了喷射成形2195铝锂合金在不同热处理工艺下,其显微组织变化与力学性能和耐腐蚀性能之间的关系。研究结果表明:挤压态喷射成形2195铝锂合金经过固溶处理后,第二相发生溶解,合金微观组织形貌得到改善,固溶强化实现力学性能提高。固溶温度相比于其他条件对固溶强化起决定性作用。经过515℃×40 min固溶处理后,合金微观组织和力学性能最佳,再结晶晶粒大小均匀,仅有少部分未溶的二次相分布在晶界上,合金的抗拉强度和屈服强度可分别达到475和460 MPa,伸长率为8.4%。材料固溶处理后经205℃×18 h处理达到单级峰值时效,其基体中存在螺型位错,在螺型位错上和位错间分布有一定尺寸由未溶溶质原子形成的颗粒簇团,与位错发生一定的交互作用,从而合金的强度有大幅度提高,其塑性降低。而材料单级峰时效后,2195铝锂合金的过饱和固溶体中会析出二次相主要是T1相。和固溶态相比,合金中的T1相明显增多分布在晶界边上,并在T1相四周生成少部分的PFZ无析出带。当随着时效时间的延长发生过时效,T1相长大粗化,并在其四周分布的无析出带发生了长大,因而电化学腐蚀性质差异大。材料在固溶态的耐腐蚀性能最佳,单级峰时效其次并优于过时效,原始挤压态材料的耐腐蚀性能最差。喷射成形2195铝锂合金T8时效的强化相为T1相、θ’相、δ’相,T1相作为主要强化相,随着时效时间的延长,δ’相减少,T1相长大,强度降低。时效前经过一定量的预变形,合金的强度有所提高,塑性有所降低。合金经515℃×40 min固溶处理后再经过7%预变形205℃×24 h条件的T8时效,其抗拉强度最高为561 MPa,屈服强度为558MPa,伸长率为1.6%,硬度为228 HV。
石文[6]（2018）在《Al3Zr/Al复合燃料的制备与热性能研究》文中提出金属燃料是推进剂和混合炸药的重要组成部分。为了改善金属燃料的点火和燃烧性能,获得一种高密度、高体积热值、燃烧完全的新型金属复合燃料,本文采用Al与Zr的合金化,制备出性能优异的Al3Zr/Al体系的复合合金燃料,在确保体积含能的条件下,提高燃料的密度和燃烧完全性。本文采用非自耗电弧熔炼技术、悬浮熔炼以及紧耦合气雾化法成功制备了不同配比的Al3Zr/Al和Al-Zr-Eu复合燃料,并通过激光粒度仪、XRD、SEM/EDS、TG-DTA、DSC等现代分析测试技术表征了制备的复合燃料。结果表明,新工艺制备的几种粉末成分均匀,呈高度球形状,表面存在明显的晶界,并在组织内部形成了金属间化合物Al3Zr内嵌于基体Al的特殊结构。TG-DTA结果表明,与纯Al粉对比,Al3Zr/Al复合燃料放热温度提前,增重更明显,最大增重可达71.2%,表明Al3Zr/Al复合燃料拥有更高的热反应活性和反应完全性。同时发现Al3Zr金属间化合物在O2气氛下于960℃集中放热,这是Al3Zr/Al复合合金燃料集中放热的重要原因。对于Al-Zr-Eu复合燃料,Eu的加入使得Al-30Zr-Eu复合燃料内部形成了微纳结构,这种微纳结构促进了Al-30Zr-Eu复合燃料的氧化。TG-DTA结果表明,相比于Al3Zr/Al复合合金燃料,Al-30Zr-Eu复合燃料的热反应活性更高,且随着Eu含量的增加,放热进一步集中。当Eu含量达3 wt.%时,表现出集中放热和更大的增重,增重量达到66.5%,是Al3Zr/Al复合合金燃料的两倍。为了进一步研究Al3Zr/Al复合燃料的热性质,本文通过氧弹实验对复合燃料的燃烧热进行了测定,并同步监测了Al3Zr/Al复合燃料在燃烧过程中氧弹内压力变化。研究结果显示,随着Zr含量的增加,Al3Zr/Al复合燃料的质量燃烧热呈线性下降趋势。同时,质量燃烧热也随压力的增加而增加。在气压高于2.5 MPa时,随着Zr含量的增加,体积燃烧热有一个整体上升的趋势。当气压低于2.5 MPa时,体积燃烧热出现先增后降的趋势。对于Al-Zr-Eu复合燃料而言,随着Eu含量的增加,Al-Zr-Eu的质量燃烧热是呈下降的趋势。当Eu含量在3 wt.%时,既能保证高的氧化程度,又能确保较高的燃烧热。Al3Zr/Al复合燃料在3 MPa下燃烧时最大增压率（dP/dt）max随Zr含量的增加呈指数增加。氧弹内气压达到最大值时,氧弹内气体温度满足以下规律:温度随着Zr含量的增加线性下降但随气压的下降而升高。Al3Zr/Al复合燃料以及Al-Zr-Eu复合燃料都具有比较优异的热化学活性,且兼具高密度和高体积燃烧热值,在推进剂和火炸药领域具有广阔的应用前景。
郑嘉玲[7]（2018）在《7N01铝合金的自然时效与Zn/Mg原子比对Al-Zn-Mg合金析出行为的影响》文中研究指明Al-Zn-Mg系铝合金作为可热处理强化型的轻量化材料,在一定的制备与热处理工艺下能够获得与传统钢材相媲美的强度（600MPa～800MPa）,因而成为了国防装备与民用设施领域的重要材料。时效过程中形核生长的单个纳米甚至几十纳米的强化型析出相是该系合金的高强度的来源,纳米析出相与外载荷条件下出现的位错相互作用,在切割与绕过机制下阻碍位错的运动,在一定程度上抵抗晶格发生塑性形变。通过调整添加至纯铝中的主要合金元素（包括Zn、Mg等）的含量与优化时效工艺能够实现合金性能的改良。合金成分是影响纳米析出相的根本因素,而人工时效的工艺流程与参数调整是关键,因而两者一直以来是材料工作者的研究重点。但是自然时效缺乏一定的可控性且受限于表征手段,而合金成分对合金析出行为的影响缺乏系统性的研究。近些年来,先进表征技术的相继出现及发展使进一步探究上述问题成为了可能。本文以7N01铝合金自然时效的研究为出发点,设计了四种具有不同Zn/Mg原子比的自制合金。运用显微维氏硬度仪获得了每种合金在不同时效状态下的硬度变化曲线,利用三维原子探针（3DAP）、高角环形暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）、透射电子显微镜（TEM）,X射线衍射仪（XRD）等分析测试手段,以统计学角度系统性地研究了硬度特征点对应的析出相,以此解释合金内部的析出相演变。主要的研究结论如下:（1）当合金的Zn/Mg原子比≦1时,在120℃、150℃的人工时效中合金以固溶强化为主;当合金的Zn/Mg原子比≧1时,合金存在自然时效效应;当合金的Zn/Mg原子比>1.47时,合金在人工时效中以析出强化为主。（2）经过110h的150℃时效,3#号合金内以η’相为主,4#号合金内以ηp相为主;经过17h的200℃时效,7N01合金、3#～4#号合金的稳定相均为η相,在XRD中并没有观察到T相的特征衍射峰。（3）7N01铝合金在长达一年两个月的自然时效过程中,过饱和固溶体的分解路径为:SSSS → Clusters（with a wide spread of Zn/Mg atomic ratios）→ Chemistry adjustment of a longtime→GPη·zones（Zn/Mg ≈ 1.5）,在一个月至三个月期间的成分调整以Mg原子的增加为主,自然时效过程中不稳定的团簇会在高于120℃的温度下回溶;本实验中暂时没有观察到η’-亚稳相。（4）两级时效的NA+AA模式下,当第一阶段的自然时效时间足够长时,析出序列为:SSSS → Clusters（with a wide spread of Zn/Mg atomic ratios）→ Chemistry adjustment of a long time → GPη’zones（Zn/Mg ≈ 1.5）→ η’—?η)-MgZn2;两级时效的 AA+NA 模式下,第一阶段的析出不完全将触发后续的自然时效。
张福豹[8]（2017）在《塑性变形和热处理协同对6013型铝合金组织性能的调控及机理研究》文中认为高性能铝合金是国民经济发展和国防建设领域所需的关键基础材料,利用塑性变形和热处理协同调控基体组织和特征微结构的组织控制技术是高性能铝合金研究与应用的关键共性技术。6013型铝合金是6000系铝合金中强度最高的铝合金之一,并具有优异的焊接性、成形性、抗腐蚀性等一系列综合性能,在航空航天、轨道交通等领域具有广阔的应用背景。本文以一种6013型铝合金（Al-1.36Mg-1.02Si-0.92Cu-0.55Mn-0.08Zn-0.13Fe-0.12Zr-0.03Sr,质量分数,%）为实验载体,借助金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、电子背散射衍射、X射线衍射等手段,采用显微硬度测试、室温力学性能测试、晶间腐蚀和剥落腐蚀实验等方法,研究了塑性变形和热处理协同调控其组织性能的方法和机理。具体研究工作和取得的主要结果如下:（1）研究了固溶-大变形量室温/深冷轧制-时效对6013型铝合金组织性能的调控。结果表明,利用该工艺制备的6013型铝合金具有超高强度、优异塑性和优异抗晶间腐蚀性能。经560℃×2 h固溶,70.8%室温轧制和171℃×3 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度为482.21 MPa,屈服强度为419.42 MPa,断后伸长率为10.0%,晶间腐蚀最大深度为103.34μm,剥落腐蚀等级为EA+级;经560℃×2 h固溶处理、70.8%深冷轧制和171℃×6 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度为470.32 MPa,屈服强度为412.37 MPa,断后伸长率为13.5%,晶间腐蚀最大深度为70.22μm,剥落腐蚀等级为EA+级。其优异的性能与大变形量的轧制变形在合金中形成了高密度位错,时效后合金再结晶程度低有关。（2）研究了固溶-（过时效）-冷压变形-再固溶-时效对6013型铝合金组织性能的调控。结果表明,利用该工艺制备的6013型铝合金具有中等强度、优异塑性和优异抗剥落腐蚀性能;冷压变形后的再固溶处理可以在保持强度基本不变的情况下,显着提高合金的塑性;冷压变形前的过时效处理不能显着改善合金的性能。经560℃×2 h固溶,15%、30%和45%冷压变形,560℃×2 h再固溶和191℃×4 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度分别为374.26 MPa、379.13 MPa和393.57 MPa,屈服强度为329.12 MPa、330.74 MPa和352.36 MPa,断后伸长率分别为18.6%、19.1%和17.4%,晶间腐蚀最大深度分别为384.15μm、449.86μm和404.47μm,剥落腐蚀等级均为PB级;经560℃×2 h固溶,400℃×24 h过时效,15%、30%和45%冷压变形,560℃×2 h再固溶和191℃×4 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度分别为373.91 MPa、364.56 MPa和378.21 MPa,屈服强度分别为328.63 MPa、308.06 MPa和326.84 MPa,断后伸长率分别为21.5%、20.9%和21.9%,晶间腐蚀最大深度分别为459.35μm、453.93μm和489.84μm,剥落腐蚀等级均为PB级。该工艺显着提高了合金的塑性,与合金大角度晶界数量多、再结晶程度高、晶粒取向趋向于随机分布、晶粒尺寸均匀性高有关。（3）研究了固溶-（过时效）-冷压变形-预回复-再固溶-时效对6013型铝合金组织性能的调控。结果表明,利用该工艺制备的6013型铝合金具有较高强度、优异塑性和良好抗剥落腐蚀性能;冷压变形前的过时效处理不能显着改善合金的性能。经560℃×2 h固溶,45%冷压变形,250℃×3 h预回复,560℃×2 h再固溶和191℃×4 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度为430.52 MPa,屈服强度为362.59 MPa,断后伸长率为17.8%,晶间腐蚀最大深度为455.28μm,剥落腐蚀等级为PC级;经560℃×2 h固溶,45%冷压变形,400℃×3 h预回复,560℃×2 h再固溶和191℃×4 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度为423.13 MPa,屈服强度为334.57 MPa,断后伸长率为16.1%,晶间腐蚀最大深度为445.12μm,剥落腐蚀等级为PB级;经560℃×2 h固溶,45%冷压变形,250℃×3 h+300℃×3 h+350℃×3 h+400℃×3 h预回复,560℃×2 h再固溶和191℃×4 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度为403.43 MPa,屈服强度为327.39 MPa,断后伸长率为19.2%,晶间腐蚀最大深度为401.08μm,剥落腐蚀等级为PC级;经560℃×2 h固溶,400℃×24 h过时效,45%冷压变形,250℃×3 h+300℃×3 h+350℃×3h+400℃×3 h预回复,560℃×2 h再固溶和191℃×4 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度为411.24 MPa,屈服强度为333.86 MPa,断后伸长率为18.7%,晶间腐蚀最大深度为392.28μm,剥落腐蚀等级为PB级。（4）研究了固溶-反复镦压-再固溶-时效对6013型铝合金组织性能的调控。结果表明,利用该工艺制备的6013型铝合金具有中等强度、优异塑性和优异抗剥落腐蚀性能;反复镦压有利于细化合金晶粒,提高再结晶晶粒尺寸分布均匀性,减小合金各向异性。经560℃×2 h固溶处理,480℃反复镦压3道次和12道次,560℃×2 h再固溶和191℃×4 h时效处理的6013型铝合金,抗拉强度分别为300.52 MPa和357.00 MPa,断后伸长率分别为15.1%和14.6%,晶间腐蚀最大深度分别为408.05μm和450.44μm,剥落腐蚀等级分别为PB和PA级。本文通过塑性变形和热处理协同调控6013型铝合金组织性能的工艺和机理研究,制备了具有优异力学性能和抗腐蚀性能的6013型铝合金,研究结果为实现高性能6000系铝合金制备工艺优化和工业化应用提供了实验和理论依据,对进一步提高6000系铝合金综合性能,扩大其应用领域,满足航空航天、轨道交通等国家重大工程领域对高性能铝合金的应用需求具有重要意义。
王淼[9]（2017）在《基于自蔓延的铝热还原氧化锆的研究》文中指出针对现阶段金属锆或铪制备工艺的现状及存在的问题,本文提出了以钙、铝等还原剂直接还原氧化锆或氧化铪制备金属锆铪及合金的方法。该方法结合了自蔓延反应时间短、能量高和金属热还原法操作简单、工艺流程短的优点,预期得到高纯度、大粒度、氧含量低的纯金属锆或铪或合金。进行了反应热力学计算,判断自蔓延反应是否能够持续发生,为实验用料的配比以及实验条件提供理论指导。试验研究了还原工艺及渣金分离情况,利用XRD、SEM、EDS能谱、ICP-MS、惰气脉冲红外热导等方法对渣相和金属相的构成、形貌、组成进行了研究,得出以下结论:（1）反应热平衡计算表明,Zr02-Fe2O3-Al体系的放热量满足发生自蔓延反应的条件;热力学平衡计算表明,Zr02-Fe2O3-Al体系反应产物主要是A1203和Zr-Al-Fe的固溶体。（2）以ZnCl2为放热剂的钙热还原氧化铪制备金属铪证明了还原的可能性,但产物主要是CaHf03,该工艺还需进一步研究。（3）差热分析显示,体系Zr02-Fe2O3-Al相比Zr02-Al体系,体系体系Zr02-Fe2O3-Al在630 ℃放热明显,表明Fe203的加入能为体系带来高放热量。（4）以 Al、Mg 粉为还原剂,Zr02:Fe203:Si02:Al:Mg 摩尔比为 1:1:5:0.5:0.25时,实现了金渣的有效分离。分析显示,渣相由A1203和MgAl2O4构成,这表明实现了 A1203和MgO造渣,但Si02未起到造渣作用。金属相由Al3Zr、[Al,Si,Zr]和Fe构成,金属相的主要成分为Al3Zr。（5）A1-Mg还原体系能有效制备出低氧含量的合金,合金氧含量达到0.024%,达到核级锆的氧含量标准要求的1/5,为高纯锆制备提供了可行的新方法。
胡成[10]（2017）在《太阳能热发电输热管道用堇青石-锂辉石复合陶瓷材料的研究》文中进行了进一步梳理利用太阳能是解决能源危机、优化能源结构的重要途径之一,目前世界各国均加大了对太阳能热发电技术的开发。作为太阳能热发电系统的核心构件,输热管道具有连接吸热体、蓄热器和发电系统以及输送高温热能的作用,其性能直接影响太阳能热发电系统的发电效率和运行稳定性。然而,现阶段太阳能热发电用耐热合金输热管道存在服役温度低和高温易变形等缺陷,无法满足高温太阳能热发电输热管道的使用要求,这严重限制了太阳能热发电技术的发展。本研究创新地以工业氧化铝、苏州土、桂广滑石和锂辉石为主要原料,利用无压烧结工艺研制了性能优异的堇青石-锂辉石复合陶瓷管道材料。研究了复合陶瓷管道材料组成、制备工艺、结构和性能的关系。探讨了红柱石和锆英石提高复合陶瓷抗热震性能的作用机制,揭示了稀土氧化物Y2O3改善复合陶瓷高温稳定性能的机理。制得粘结强度高、与陶瓷基体物理化学匹配性好的堇青石-锂辉石微晶玻璃粘结剂,并对微晶玻璃粘结剂粘结后的复合陶瓷管道气密性、机械强度、抗热震性能和热循环性能进行了研究。采用Ansys Workbench 15.0软件构建堇青石-锂辉石复合陶瓷输热管道的数学物理模型,分析了管道尺寸对复合陶瓷输热管道传热性能的影响。本文取得的主要研究成果如下:（1）利用工业氧化铝、苏州土、桂广滑石和锂辉石原料研制了抗折强度高和抗热震性能优良的致密堇青石-锂辉石复合陶瓷管道材料。α-堇青石由工业氧化铝、苏州土和桂广滑石原位合成,锂辉石在较高温度下能够固溶液相中的游离硅,降低液相粘度,促进陶瓷致密化,提高复合陶瓷材料的强度。当锂辉石加入量为10wt%时,复合陶瓷经1380℃烧结时具有最佳性能,其吸水率、显气孔率、体积密度、抗折强度和热膨胀系数（室温800℃）分别为0.49%、0.71%、2.16g·cm-3、102.88MPa和4.24×10-6℃-1。经30次热震循环（1100℃室温,风冷）后,α-堇青石晶粒间析出了晶粒尺寸为0.20.8μm的亚微米级β-锂辉石,不仅可降低陶瓷材料的热膨胀系数,而且能够阻碍沿晶断裂扩展,从而导致热震后样品的残余强度仍为96.29MPa,强度损失率仅为6.59%。（2）添加适量红柱石和锆英石提高了堇青石-锂辉石复合陶瓷的抗折强度和抗热震性能。红柱石莫来石化生成的短棒状莫来石晶粒阻碍了沿晶断裂的裂纹扩展,提高了复合陶瓷的抗折强度和抗热震性能。但当红柱石添加量高于5wt%时,莫来石化分解出的方石英较多,溶于高温液相使液相粘度过分增大,抑制了α-堇青石的生长,导致陶瓷样品的性能降低。与添加剂红柱石相比,锆英石的添加不仅提高了复合陶瓷的强度和抗热震性能,还降低其烧结温度,是较为理想的添加剂。锆英石的最佳添加量为15wt%,经1360℃烧结时陶瓷样品具有最佳性能,其吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度分别为0.03%、0.07%、2.31g·cm-3和115.25MPa,经30次热震（1100℃室温,风冷）后样品的强度不降反升,提高了4.10%。硅酸锆弥散分布在α-堇青石晶粒间,诱导裂纹偏转和分叉,提高复合陶瓷样品的抗折强度。同时高温液相中少量Zr4+离子的存在促使热震后晶粒间析出的β-锂辉石以无定形态固溶体的形式存在,使得α-堇青石晶粒结合更为紧密,从而使复合陶瓷的抗热震性能得到改善。（3）掺入稀土氧化物Y2O3有效改善了堇青石-锂辉石复合陶瓷的致密度、抗热震性能和抗高温蠕变性能。Y2O3的掺入能够促进原料中MgO、Al2O3与SiO2等的反应,降低高温液相形成温度,促进陶瓷致密化。同时,晶粒间硅酸钇的生成有利于α-堇青石晶粒结合更为紧密,改善复合陶瓷的机械强度和高温稳定性能。Y2O3的最佳掺入量为7wt%,经1340℃烧结时复合陶瓷性能最佳,其吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度分别为0.04%、0.09%、2.40g·cm-3和122.62MPa。经30次热震（1100℃室温,风冷）后陶瓷样品的抗折强度提高至132.44MPa,且经1100℃高温服役500h后样品的蠕变指数降低了30.77%。（4）采用工业氧化铝、苏州土、桂广滑石和锂辉石为原料,TiO2为晶核剂,熔剂1为助熔剂,制得粘结强度高、与复合陶瓷基体样品物理化学匹配性好以及抗热震性能优异的堇青石-锂辉石微晶玻璃粘结剂。晶核剂TiO2可诱导高温液相非均匀成核,促进β-锂辉石固溶体和α-堇青石微晶的析出,提高粘结剂的强度。高温熔剂能够降低微晶玻璃的软化温度,改善粘结剂与陶瓷基体的物理化学匹配性,提高微晶玻璃粘结剂的粘结性能。当添加1wt%TiO2和30wt%熔剂1时,微晶玻璃粘结剂的的剪切强度高达6.46MPa,远高于粘结剂行业标准1MPa。经30次热震循环（1100℃室温,风冷）后,粘结剂材料的剪切强度提高了25.70%。（5）在（3）的最佳配方基础上,通过加入适量增塑剂CMC和润滑剂等,挤出成型制备了适用于太阳能热发电系统的堇青石-锂辉石复合陶瓷输热管道。经1340℃烧结复合陶瓷管道的吸水率为0.09%,显气孔率为0.19%,体积密度为2.36g·cm-3,抗压强度为29.76MPa及管道粘结处的抗折强度为19.49MPa,且远高于SHA级压力管道的抗压强度指标10MPa;利用液漏法静置200h后复合陶瓷管道表面无红墨水溢出,表现出良好的气密性能;经30次热震后（1100℃室温,风冷）复合陶瓷管道的抗压强度不降反升,提高了9.78%,同时经2001100℃热循环500h后管道粘结处的抗折强度提高至21.62MPa,具有优异的抗热震性能及热循环性能。（6）利用Ansys Workbench 15.0软件建立以空气为传热介质的堇青石-锂辉石复合陶瓷输热管道数学物理模型,研究了管道尺寸对复合陶瓷输热管道传热性能的影响。在管道材质和传热介质一定的条件下,管壁厚度的减小、管径尺寸的增大及管道长度的减短均能改善复合陶瓷输热管道的传热性能。等体积放大有利于降低传热介质的热能和压强损失,提高复合陶瓷输热管道的传热效率和高温稳定性能。这为太阳能热发电用堇青石-锂辉石复合陶瓷输热管道的实际应用奠定了理论依据。
二、添加锆和镁对Al-Li基合金性能的影响（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、添加锆和镁对Al-Li基合金性能的影响（论文提纲范文）
（1）Al-Li-Cu-Mg-Zr合金组织演化与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 铝锂合金的发展 |
| 1.2.1 第一代铝锂合金 |
| 1.2.2 第二代铝锂合金 |
| 1.2.3 第三代铝锂合金 |
| 1.2.4 国内铝锂合金的发展历程 |
| 1.3 铝锂合金的合金化 |
| 1.3.1 合金元素的作用 |
| 1.3.2 铝锂合金中的析出相 |
| 1.4 铝锂合金的热处理 |
| 1.4.1 固溶处理 |
| 1.4.2 时效行为 |
| 1.5 形变对铝锂合金组织性能的影响 |
| 1.5.1 轧制工艺 |
| 1.5.2 挤压工艺 |
| 1.6 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 课题实施的技术路线 |
| 2.1.1 成分设计及熔炼 |
| 2.1.2 试样制备及加工 |
| 2.2 挤压及轧制变形 |
| 2.2.1 热挤压 |
| 2.2.2 轧制 |
| 2.3 热处理 |
| 2.4 成分测试 |
| 2.5 组织结构分析 |
| 2.5.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.5.2 显微组织光学显微镜(OM)分析 |
| 2.5.3 微观组织扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.5.4 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.5.5 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 拉伸性能测试 |
| 2.6.2 显微硬度测试 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 Cu/Mg比对Al-2.8Li-xCu-yMg-Zr合金组织和力学性能的影响 |
| 3.1 铸态合金的成分 |
| 3.2 铸态合金的XRD分析 |
| 3.3 铸态合金的显微组织分析 |
| 3.4 铸态合金的力学性能 |
| 3.5 合金的强化机制 |
| 3.5.1 固溶强化 |
| 3.5.2 第二相强化 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金的时效行为与强化机制 |
| 4.1 固溶处理对合金微观组织和性能的影响 |
| 4.1.1 固溶温度对合金微观组织和性能的影响 |
| 4.1.2 固溶时间对合金微观组织的影响 |
| 4.1.3 固溶处理对铸态合金微观组织的影响 |
| 4.2 155℃时效中合金微观组织和力学性能 |
| 4.2.1 时效硬化曲线与组织演变 |
| 4.2.2 时效态合金的力学性能 |
| 4.2.3 断口形貌 |
| 4.3 185℃时效中合金微观组织和力学性能 |
| 4.3.1 时效硬化曲线与组织演变 |
| 4.3.2 时效态合金的力学性能 |
| 4.4 铸态合金在时效过程中的析出行为及强化机制 |
| 4.4.1 时效过程中的析出行为 |
| 4.4.2 时效过程中的强化机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热变形对Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金组织及力学性能的影响 |
| 5.1 挤压和轧制变形后合金的显微组织 |
| 5.2 挤压和轧制变形后合金的织构 |
| 5.3 挤压和轧制变形对合金力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 变形态Al-2.8Li-1Cu-3Mg-0.2Zr合金固溶-时效过程中微观组织和力学性能 |
| 6.1 固溶处理对变形态合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.1.1 固溶处理对变形态合金微观组织的影响 |
| 6.1.2 固溶处理对变形态合金力学性能的影响 |
| 6.2 挤压态合金时效析出行为和力学性能演变 |
| 6.2.1 挤压态合金时效硬化曲线 |
| 6.2.2 挤压态合金时效析出行为 |
| 6.2.3 挤压态合金力学性能 |
| 6.2.4 挤压态合金断口形貌 |
| 6.3 轧制态合金时效析出行为和力学性能演变 |
| 6.3.1 轧制态合金时效硬化曲线 |
| 6.3.2 轧制态合金时效析出行为 |
| 6.3.3 轧制态合金力学性能 |
| 6.3.4 轧制态合金断口形貌 |
| 6.4 70%轧制态合金在时效过程中的强化机制分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论与创新点 |
| 本文主要结论 |
| 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）微合金化和累积叠轧对Al-2Li基材料微观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 前言 |
| 1.2 铝锂合金概述 |
| 1.2.1 国外铝锂合金研究状况 |
| 1.2.2 国内铝锂合金研究状况 |
| 1.2.3 铝锂合金研究热点 |
| 1.3 铝锂合金析出相调控 |
| 1.3.1 除Al_3Li外新的沉淀相 |
| 1.3.2 核壳结构Al_3(Li,X)析出相 |
| 1.4 铝锂合金热处理工艺 |
| 1.4.1 固溶处理 |
| 1.4.2 时效处理 |
| 1.5 铝锂合金累积叠轧 |
| 1.5.1 累积叠轧基本原理 |
| 1.5.2 累积叠轧在铝锂合金中的研究进展 |
| 1.6 课题研究的目的意义和主要内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 合金熔炼及成分 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.3.1 均匀化/固溶处理 |
| 2.3.2 时效处理 |
| 2.4 累积叠轧工艺流程 |
| 2.4.1 预轧板材制备 |
| 2.4.2 累积叠轧变形流程 |
| 2.4.3 B_4C/Al-2Li颗粒增强层状复合材料制备 |
| 2.5 微观表征 |
| 2.5.1 金相显微观察 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 差式扫描量热分析 |
| 2.5.4 扫描电镜观察 |
| 2.5.5 透射电镜和扫描透射电镜观察 |
| 2.6 合金性能测试 |
| 2.6.1 显微硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸性能测试 |
| 2.6.3 弹性模量测试 |
| 2.6.4 热扩散系数测试 |
| 2.6.5 密度测试 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 Sc、Zr复合微合金化对Al-2Li-5Mg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Sc、Zr对 Al-2Li-5Mg合金微观组织的影响 |
| 3.2.1 Sc、Zr对Al-2Li-5Mg铸态合金微观组织的影响 |
| 3.2.2 Sc、Zr对Al-2Li-5Mg固溶处理态合金微观组织的影响 |
| 3.3 Sc、Zr对Al-2Li-5Mg合金时效硬化行为和析出行为的影响 |
| 3.4 Sc、Zr对Al-2Li-5Mg合金力学性能的影响 |
| 3.5 不同尺度Al_3(Sc,Zr)相形成过程和强化机制分析 |
| 3.5.1 微米级Al_3(Sc,Zr)相形成过程和强化机制 |
| 3.5.2 纳米级Al_3Li/Al_3(Sc,Zr)相形成过程和强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Al-2Li-0.1Sc-0.1Zr-0.1Yb-0.1E合金核壳结构复合相粗化动力学和强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸态合金微观组织 |
| 4.3 双级时效热处理中合金的时效硬化行为 |
| 4.3.1 双级时效中高温阶段合金硬化行为 |
| 4.3.2 双级时效中低温阶段合金硬化行为 |
| 4.4 核壳结构复合相表征 |
| 4.5 核壳结构复合相粗化动力学 |
| 4.6 核壳结构复合相强化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 累积叠轧对Al-2Li合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 累积叠轧对Al-2Li合金微观组织影响 |
| 5.3 累积叠轧对Al-2Li合金力学性能的影响 |
| 5.3.1 累积叠轧对Al-2Li合金显微硬度的影响 |
| 5.3.2 累积叠轧对Al-2Li合金拉伸性能的影响 |
| 5.4 粗晶及超细晶Al-2Li合金对比分析 |
| 5.4.1 强度和塑性 |
| 5.4.2 应变硬化能力 |
| 5.4.3 均匀延伸率 |
| 5.4.4 断口形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 组织调控对累积叠轧态超细晶Al-2Li合金应变硬化和强度的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 抑制动态回复和再结晶对合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.3 构建双晶粒尺寸分布对合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 通过梯度应变形成双晶粒尺寸分布 |
| 6.3.2 引入Mg-14Li-1Al层形成双晶粒尺寸分布 |
| 6.4 纳米析出相对合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.4.1 时效处理析出Al_3Li纳米相 |
| 6.4.2 引入Al-2Li-0.1Zr层形成Al_3Zr纳米相 |
| 6.5 对比分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 B_4C颗粒增强Al-2Li合金微观组织和力学性能 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 B_4C/Al-2Li微观组织 |
| 7.2.1 B_4C颗粒分布情况 |
| 7.2.2 第8道次B_4C/Al-2Li相组成 |
| 7.2.3 第8道次B_4C/Al-2Li实际晶粒尺寸 |
| 7.3 不同道次B_4C/Al-2Li密度及力学性能 |
| 7.3.1 不同道次B_4C/Al-2Li密度 |
| 7.3.2 不同道次B_4C/Al-2Li力学性能 |
| 7.4 第8道次B_4C/Al-2Li强化机制分析 |
| 7.4.1 细晶强化 |
| 7.4.2 位错强化 |
| 7.4.3 Orowan强化 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论与创新点 |
| 本文主要结论 |
| 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）Al-7.0Zn-2.9Mg合金耐蚀性能研究及铝合金聚脲涂层防护（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 文献综述 |
| 1.2.1 Al-Zn-Mg系合金国内外研究进展 |
| 1.2.2 Al-Zn-Mg系合金元素组成 |
| 1.2.3 Al-Zn-Mg系合金组织与性能 |
| 1.2.4 Al-Zn-Mg系合金热处理制度 |
| 1.2.5 Al-Zn-Mg系合金局部腐蚀行为 |
| 1.2.6 Al-Zn-Mg系合金应力腐蚀行为 |
| 1.2.7 铝合金聚脲涂层防护 |
| 1.3 本课题研究内容及意义 |
| 第2章 实验材料、设备与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验药品与试剂 |
| 2.4 铝合金热处理及显微组织观察 |
| 2.4.1 热处理制度 |
| 2.4.2 透射电镜观察 |
| 2.5 铝合金腐蚀行为研究 |
| 2.5.1 点蚀 |
| 2.5.2 晶间腐蚀 |
| 2.5.3 剥落腐蚀 |
| 2.5.4 应力腐蚀测试 |
| 2.5.5 局部腐蚀演化过程 |
| 2.6 铝合金聚脲涂层防护 |
| 2.6.1 复合聚脲涂层制备 |
| 2.6.2 涂层性能测试 |
| 第3章 时效对铝合金腐蚀行为的影响 |
| 3.1 点蚀敏感性 |
| 3.2 晶间腐蚀敏感性 |
| 3.2.1 晶间腐蚀深度测量 |
| 3.2.2 极化曲线分析 |
| 3.3 剥落腐蚀敏感性 |
| 3.3.1 宏观形貌 |
| 3.3.2 极化曲线分析 |
| 3.4 应力腐蚀敏感性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Al-7.0Zn-2.9Mg合金局部腐蚀演化过程 |
| 4.1 电化学阻抗谱测试结果 |
| 4.2 局部腐蚀演化过程中的阻抗谱特征 |
| 4.3 阻抗谱模值分析 |
| 4.4 析出相特征对耐蚀性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 铝合金的复合聚脲涂层防护 |
| 5.1 氧化铝/聚脲复合涂层 |
| 5.1.1 邵氏硬度及接触角 |
| 5.1.2 浸泡过程中的阻抗谱特征及等效电路模型 |
| 5.1.3 电化学阻抗谱特征分析 |
| 5.1.4 涂层等效参数随浸泡时间的变化 |
| 5.2 碳纳米管/聚脲复合涂层 |
| 5.2.1 邵氏硬度及附着力 |
| 5.2.2 电化学阻抗谱特征分析 |
| 5.2.3 涂层等效电容及等效电阻 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（4）X2A66铝锂合金的高温变形性能和机制研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 铝锂合金简介 |
| 1.1.1 铝锂合金概述 |
| 1.1.2 铝锂合金的发展及应用 |
| 1.1.3 合金元素在铝锂合金中的作用 |
| 1.2 铝合金高温变形软化机制 |
| 1.2.1 铝合金的动态回复 |
| 1.2.2 铝合金的动态再结晶 |
| 1.3 铝合金的高温变形机制 |
| 1.3.1 位错机制 |
| 1.3.2 扩散机制 |
| 1.3.3 晶界滑移机制 |
| 1.3.4 第二相粒子增强 |
| 1.4 铝锂合金中的主要析出相 |
| 1.5 课题研究背景 |
| 1.6 课题研究创新点 |
| 2.实验 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 铝锂合金的熔炼 |
| 2.2.1 原材料及熔炼设备 |
| 2.2.2 铝锂合金熔炼工艺 |
| 2.3 铝锂合金的轧制 |
| 2.3.1 双极均匀化处理 |
| 2.3.2 板材轧制 |
| 2.4 高温拉伸实验 |
| 2.4.1 拉伸试样的制备 |
| 2.4.2 拉伸至失效(EF)实验 |
| 2.4.3 变化应变率(SRC)实验 |
| 2.5 金相显微组织观察和断口扫描 |
| 2.5.1 金相显微观察 |
| 2.5.2 断口扫描 |
| 2.6 第二相粒子观察 |
| 2.6.1 拉伸至固定应变实验 |
| 2.6.2 透射电镜观察 |
| 3.X2A66铝锂合金高温拉伸性能及显微组织演变 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验结果分析及讨论 |
| 3.2.1 拉伸至断裂(EF)实验 |
| 3.2.2 高温拉伸变形中显微组织的变化 |
| 3.2.3 拉伸至固定应变实验 |
| 3.3 本章小结 |
| 4.X2A66铝锂合金高温拉伸变形机制 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验结果分析及讨论 |
| 4.2.1 高温变化应变率(SRC)实验 |
| 4.2.2 高温变形机制 |
| 4.3 本章小结 |
| 5.结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）热处理对喷射成形2195铝锂合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 铝锂合金的发展概述 |
| 1.2.1 国内外铝锂合金的发展过程与趋势 |
| 1.2.2 2195铝锂合金的发展、特点与应用 |
| 1.3 铝锂合金的分类及合金元素的作用 |
| 1.3.1 铝锂合金的分类 |
| 1.3.2 不同合金元素在铝锂合金中的作用 |
| 1.4 铝锂合金的性能 |
| 1.4.1 不同牌号铝锂合金的力学性能和密度 |
| 1.4.2 铝锂合金的耐腐蚀性 |
| 1.5 铝锂合金的热处理工艺 |
| 1.5.1 固溶处理 |
| 1.5.2 单级峰值时效 |
| 1.5.3 过时效 |
| 1.5.4 T8时效 |
| 1.6 喷射成形的概述 |
| 1.7 课题研究的意义及主要内容 |
| 第2章 实验方案与方法 |
| 2.1 实验流程图 |
| 2.2 实验思路 |
| 2.3 实验材料 |
| 2.3.1 试样准备 |
| 2.3.2 腐蚀液准备 |
| 2.4 实验仪器与设备 |
| 2.5 实验材料检测与分析 |
| 2.5.1 原始成分检测 |
| 2.5.2 金相组织观察 |
| 2.5.3 物相分析 |
| 2.5.4 微观组织结构分析 |
| 2.5.5 拉伸试验 |
| 2.5.6 硬度测量 |
| 2.5.7 电化学工作站 |
| 第3章 固溶处理对2195铝锂合金力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程与方法 |
| 3.2.1 试样制备 |
| 3.3 固溶处理对组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 原始挤压态组织与力学性能 |
| 3.3.2 固溶温度和固溶时间的确定 |
| 3.3.3 合金经过不同固溶处理后的力学性能 |
| 3.3.4 合金经过不同固溶处理后的组织形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 时效对2195铝锂合金力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程与方法 |
| 4.2.1 试样准备 |
| 4.3 不同时效工艺对合金组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 单级峰时效处理 |
| 4.3.2 T8时效处理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 2195铝锂合金耐腐蚀性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程与方法 |
| 5.2.1 试样准备 |
| 5.2.2 试验方法 |
| 5.3 极化曲线 |
| 5.3.1 开路电位 |
| 5.3.2 电极化曲线 |
| 5.4 时效后组织对晶间腐蚀的影响 |
| 5.4.1 不同腐蚀时间的失重率分析 |
| 5.4.2 试样晶间腐蚀蚀的表面形貌分析 |
| 5.4.3 不同时间腐蚀后的截面形貌及硬度 |
| 5.5 时效对组织和剥落腐蚀的影响 |
| 5.5.1 剥落腐蚀的失重率分析 |
| 5.5.2 试样剥落腐蚀蚀的表面形貌分析 |
| 5.5.3 剥落腐蚀后的2D×3D表面形貌轮廓变化 |
| 5.5.4 不同时间腐蚀后的截面形貌及硬度 |
| 5.5.5 点腐蚀机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在校期间发表的论文 |
（6）Al3Zr/Al复合燃料的制备与热性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝基合金燃料的研究现状 |
| 1.2.1 Al-Li合金燃料的研究进展 |
| 1.2.2 Al-Mg合金燃料的研究进展 |
| 1.2.3 Al-Ti合金燃料的研究进展 |
| 1.2.4 Al-Zr合金燃料的研究进展 |
| 1.3 锆金属燃料的研究现状 |
| 1.4 本课题的选题思路及主要的研究内容 |
| 2 Al_3Zr/Al复合燃料的制备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验试剂 |
| 2.2.2 实验仪器 |
| 2.3 Al_3Zr/Al复合燃料的制备工艺 |
| 2.3.1 非自耗电弧熔炼 |
| 2.3.2 悬浮熔炼 |
| 2.3.3 紧耦合气雾化制粉 |
| 2.4 Al_3Zr/Al复合燃料的制备过程 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 Al_3Zr/Al二元复合燃料的氧化行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验试剂 |
| 3.2.2 实验仪器 |
| 3.2.3 实验过程 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 Al_3Zr/Al复合燃料的物相、粒径和形貌分析 |
| 3.3.2 Al_3Zr/Al复合燃料热性能及氧化过程分析 |
| 3.3.3 Al_3Zr/Al复合燃料的氧化机制与模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Al-Zr-Eu三元复合燃料的氧化行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验试剂 |
| 4.2.2 实验仪器 |
| 4.2.3 实验过程 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 Al-30Zr-Eu复合燃料的物相、形貌和组织结构分析 |
| 4.3.2 Al-30Zr-Eu复合燃料热性能及氧化过程分析 |
| 4.3.3 Al-Zr-Eu复合燃料的氧化机制与模型 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al_3Zr/Al复合燃料的燃烧热研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验试剂 |
| 5.2.2 实验仪器 |
| 5.2.3 燃烧热综合测试平台 |
| 5.2.4 实验过程 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Al_3Zr/Al复合燃料的燃烧热分析 |
| 5.3.2 氧弹内气压及温度分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 需要完善的工作 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（7）7N01铝合金的自然时效与Zn/Mg原子比对Al-Zn-Mg合金析出行为的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Zn-Mg系铝合金的应用概况及研究现状 |
| 1.2.1 Al-Zn-Mg系铝合金的应用概况 |
| 1.2.2 国外、国内Al-Zn-Mg系铝合金的研究现状及发展趋势 |
| 1.3 主要合金元素对析出相及合金性能的影响 |
| 1.3.1 主要合金元素对析出相的影响 |
| 1.3.2 主要合金元素对合金性能的影响 |
| 1.3.3 微量元素对合金组织及性能的影响 |
| 1.3.4 杂质元素对合金性能及组织的影响 |
| 1.4 Al-Zn-Mg系铝合金的析出相类型 |
| 1.5 本论文的研究意义、目的及研究内容 |
| 1.5.1 本论文的研究意义及目的 |
| 1.5.2 本论文的主要研究内容 |
| 2 实验材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验流程 |
| 2.3 试样制备 |
| 2.3.1 合金的熔炼及铸造工艺 |
| 2.3.2 合金的均匀化处理 |
| 2.3.3 合金的轧制及线切割 |
| 2.3.4 合金的固溶热处理 |
| 2.3.5 合金的时效热处理 |
| 2.4 测试与表征方法 |
| 2.4.1 X-射线衍射(XRD) |
| 2.4.2 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.4.3 三维原子探针(3DAP) |
| 2.4.4 显微硬度测试仪(HV) |
| 3 Zn/Mg原子比对Al-Zn-Mg合金析出行为的影响 |
| 3.1 Zn/Mg原子比对时效硬度的影响 |
| 3.2 Zn/Mg原子比对平衡析出相的影响 |
| 3.3 显微结构分析 |
| 3.3.1 3#号合金的120℃、150℃单级人工时效 |
| 3.3.2 4#号合金的120℃、150℃单级人工时效 |
| 3.4 Zn/Mg原子比对析出相数量密度、尺寸及形貌的影响 |
| 3.5 Zn/Mg原子比对合金析出行为的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 7N01铝合金的自然时效析出行为 |
| 4.1 时效硬度变化趋势 |
| 4.1.1 自然时效的硬度变化趋势 |
| 4.1.2 两级时效的硬度变化趋势 |
| 4.2 原子团簇的STEM形貌 |
| 4.3 原子团簇的APT分析 |
| 4.3.1 原子团簇的数量密度及体积分数演变规律 |
| 4.3.2 原子团簇的成分演变规律 |
| 4.3.3 原子团簇的尺寸、形貌演变规律 |
| 4.3.4 原子团簇的形貌分析 |
| 4.4 自然时效的析出序列 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（8）塑性变形和热处理协同对6013型铝合金组织性能的调控及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高性能6000系铝合金研究现状及发展趋势 |
| 1.2.1 6000系铝合金的时效析出行为 |
| 1.2.2 合金元素对6000系铝合金组织和性能的影响 |
| 1.2.3 塑性变形和热处理对6000系铝合金组织性能的影响 |
| 1.3 铝合金的强韧化机制 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 晶界强化 |
| 1.3.3 位错强化 |
| 1.3.4 第二相强化(沉淀强化、弥散强化) |
| 1.4 铝合金基体组织与特征微结构调控 |
| 1.4.1 基体组织调控 |
| 1.4.2 多尺度第二相调控 |
| 1.5 6013型铝合金简介 |
| 1.5.1 6013型铝合金的化学成分和物理性能 |
| 1.5.2 6013型铝合金的时效析出行为 |
| 1.6 本文的研究目的和内容 |
| 第2章 实验过程及方法 |
| 2.1 6013型铝合金的制备 |
| 2.1.1 合金的熔铸 |
| 2.1.2 均匀化处理 |
| 2.1.3 锻压加工 |
| 2.1.4 塑性变形与热处理工艺 |
| 2.2 组织结构观察与分析 |
| 2.2.1 金相显微镜观察 |
| 2.2.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.2.3 X射线衍射分析 |
| 2.2.4 扫描电子显微镜观察 |
| 2.2.5 透射电子显微镜观察 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 硬度 |
| 2.3.2 电导率 |
| 2.3.3 拉伸性能 |
| 2.3.4 抗腐蚀性能 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 固溶-大变形量室温/深冷轧制-时效对6013型铝合金组织和性能的调控 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 微观组织 |
| 3.3.2 力学性能 |
| 3.3.3 抗腐蚀性能 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 固溶-大应变量室温/深冷轧制-时效工艺强化机理 |
| 3.4.2 固溶-大变形量室温/深冷轧制-时效对合金塑性的影响 |
| 3.4.3 固溶-大变形量室温/深冷轧制-时效对合金抗腐蚀性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 固溶-(过时效)-冷压变形-再固溶-时效对6013型铝合金组织性能的调控 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 微观组织 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.3.3 抗腐蚀性能 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 固溶-(过时效)-冷压变形-再固溶-时效工艺对晶粒织构的影响 |
| 4.4.2 固溶-(过时效)-冷压变形-再固溶-时效工艺对力学性能的影响 |
| 4.4.3 固溶-(过时效)-冷压变形-再固溶-时效对抗腐蚀性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 固溶-(过时效)-冷压变形-预回复-再固溶-时效对6013型铝合金组织性能的调控 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 微观组织 |
| 5.3.2 力学性能 |
| 5.3.3 抗腐蚀性能 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 固溶-反复镦压-再固溶-时效对6013型铝合金组织性能的调控 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原理和方法 |
| 6.2.1 反复镦压工艺原理和路线 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 显微组织 |
| 6.3.2 XRD分析 |
| 6.3.3 力学性能 |
| 6.3.4 抗腐蚀性能 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 总结与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间发表的学术论文及其他科研成果 |
（9）基于自蔓延的铝热还原氧化锆的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 资源概况 |
| 1.2 金属锆(铪)的性质 |
| 1.3 金属锆(铪)的用途 |
| 1.4 锆/铪制备方法 |
| 1.4.1 熔盐电解法 |
| 1.4.2 金属热还原法 |
| 1.5 自蔓延反应 |
| 1.6 选题依据及意义 |
| 1.7 课题内容 |
| 2 试验材料与试验方法 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.2 实验内容 |
| 2.2.1 热力学计算 |
| 2.2.2 金属制备过程 |
| 2.3 试验结果表征方法 |
| 2.3.1 反应混合物失重-差热分析(DSC-TGA) |
| 2.3.2 扫描电镜分析(SEM) |
| 2.3.3 物相结构分析(XRD) |
| 2.3.4 元素含量分析(ICP-AES) |
| 3 钙热还原氧化铪 |
| 3.1 研究思路 |
| 3.2 反应热力学计算及反应物选用 |
| 3.3 金属铪的制备 |
| 3.4 产物分析 |
| 3.4.1 扫描电镜(SEM)分析 |
| 3.4.2 XRD分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 铝热还原氧化锆 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热力学计算 |
| 4.2.1 绝热温度计算 |
| 4.2.2 单位反应热效应 |
| 4.2.3 相关反应DTA分析 |
| 4.3 金属锆的制备 |
| 4.4 产物分析 |
| 4.4.1 氧含量分析 |
| 4.4.2 产物宏观形貌分析 |
| 4.4.3 渣样SEM及EDS能谱分析 |
| 4.4.4 金属相SEM及EDS能谱分析 |
| 4.4.5 XRD分析 |
| 4.5 机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（10）太阳能热发电输热管道用堇青石-锂辉石复合陶瓷材料的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的目的及意义 |
| 1.2 国内外研究进展 |
| 1.2.1 太阳能热发电输热管道材料的研究进展 |
| 1.2.2 堇青石陶瓷的研究进展 |
| 1.2.3 锂辉石陶瓷的研究进展 |
| 1.2.4 堇青石-锂辉石复合陶瓷的研究进展 |
| 1.2.5 提高陶瓷高温稳定性能的研究进展 |
| 1.2.6 陶瓷高温粘结剂的研究进展 |
| 1.3 本文研究的主要内容 |
| 第2章 堇青石-锂辉石复合陶瓷的制备、结构与性能 |
| 2.1 实验 |
| 2.1.1 样品组成设计 |
| 2.1.2 样品制备 |
| 2.2 结构与性能表征 |
| 2.2.1 化学组成分析 |
| 2.2.2 TG-DSC 分析 |
| 2.2.3 物相组成分析 |
| 2.2.4 显微结构分析 |
| 2.2.5 线收缩率测试 |
| 2.2.6 吸水率、显气孔率及体积密度测试 |
| 2.2.7 抗折强度测试 |
| 2.2.8 抗热震性能测试 |
| 2.2.9 热膨胀系数测试 |
| 2.3 结果分析与讨论 |
| 2.3.1 锂辉石在加热过程中的物理化学变化研究 |
| 2.3.2 原位合成堇青石的研究 |
| 2.3.3 影响堇青石-锂辉石复合陶瓷物理性能的的因素分析 |
| 2.3.4 堇青石-锂辉石复合陶瓷抗热震性能的机理探讨 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 提高堇青石-锂辉石复合陶瓷抗热震性能的研究 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 样品组成设计 |
| 3.1.2 样品制备 |
| 3.2 结构与性能表征 |
| 3.3 结果分析与讨论 |
| 3.3.1 红柱石和锆英石的物相组成分析 |
| 3.3.2 红柱石对堇青石-锂辉石复合陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.3.3 锆英石对堇青石-锂辉石复合陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.3.4 红柱石影响复合陶瓷抗热震性能的机理 |
| 3.3.5 锆英石改善复合陶瓷抗热震性能的机理探讨 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 堇青石-锂辉石复合陶瓷高温稳定性能优化研究 |
| 4.1 实验 |
| 4.1.1 样品组成设计 |
| 4.1.2 样品制备 |
| 4.2 结构与性能表征 |
| 4.2.1 抗高温蠕变性能测试 |
| 4.2.2 其它结构与性能表征方法 |
| 4.3 结果分析与讨论 |
| 4.3.1 CeO2、Y2O3 和 TiO2 对复合陶瓷结构和性能的影响 |
| 4.3.2 CeO2、Y2O3 和 TiO2 对复合陶瓷高温稳定性能的影响 |
| 4.3.3 添加剂 Y2O3 对复合陶瓷结构和性能的影响 |
| 4.3.4 添加剂 Y2O3 提高复合陶瓷抗热震性能的机理 |
| 4.3.5 添加剂 Y2O3 改善复合陶瓷抗高温蠕变性能的机理探讨 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 堇青石-锂辉石复合陶瓷输热管道用微晶玻璃粘结剂的制备及性能 |
| 5.1 实验 |
| 5.1.1 样品组成设计 |
| 5.1.2 样品制备 |
| 5.2 结构、性能表征 |
| 5.2.1 软化温度测试 |
| 5.2.2 剪切强度测试 |
| 5.2.3 其它结构和性能表征 |
| 5.3 结果分析与讨论 |
| 5.3.1 微晶玻璃的结构和性能研究 |
| 5.3.2 微晶玻璃粘结剂与复合陶瓷管道基体的物理化学适应性 |
| 5.3.3 微晶玻璃粘结剂的粘结性能研究 |
| 5.3.4 微晶玻璃粘结剂软化温度的探讨 |
| 5.3.5 微晶玻璃粘结剂的抗热震性能研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 用于太阳能热发电的堇青石-锂辉石复合陶瓷输热管道研究 |
| 6.1 实验 |
| 6.1.1 堇青石-锂辉石复合陶瓷管道组成设计 |
| 6.1.2 复合陶瓷管道的制备工艺 |
| 6.2 性能与结构表征 |
| 6.2.1 气密性测试 |
| 6.2.2 其它结构与性能表征方法 |
| 6.3 结果分析与讨论 |
| 6.3.1 堇青石-锂辉石复合陶瓷管道物理性能的研究 |
| 6.3.2 堇青石-锂辉石复合陶瓷管道气密性的研究 |
| 6.3.3 堇青石-锂辉石复合陶瓷管道的物相组成及显微结构分析 |
| 6.3.4 堇青石-锂辉石复合陶瓷管道的抗热震性能研究 |
| 6.3.5 堇青石-锂辉石复合陶瓷管道的热循环性能研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 太阳能热发电用堇青石-锂辉石复合陶瓷输热管道传热性能研究 |
| 7.1 复合陶瓷输热管道的物理模型设计 |
| 7.2 模型参数的确定 |
| 7.2.1 复合陶瓷输热管道的热物理参数 |
| 7.2.2 传热介质的热物理参数 |
| 7.3 复合陶瓷输热管道传热模型的建立 |
| 7.3.1 复合陶瓷输热管道传热模型建立的理论 |
| 7.3.2 复合陶瓷输热管道传热模型的建立和求解 |
| 7.4 结果分析与讨论 |
| 7.4.1 管壁厚度对复合陶瓷输热管道传热性能的影响 |
| 7.4.2 管径尺寸对复合陶瓷输热管道传热性能的影响 |
| 7.4.3 管道长度长对复合陶瓷输热管道传热性能的影响 |
| 7.4.4 等体积放大对复合陶瓷输热管道传热性能的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 第8章 全文结论及展望 |
| 8.1 全文结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 下一步研究工作建议 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读博士学位期间发表的论文及参与的科研项目 |
四、添加锆和镁对Al-Li基合金性能的影响（论文参考文献）
- [1]Al-Li-Cu-Mg-Zr合金组织演化与力学性能研究[D]. 于田夫. 哈尔滨工程大学, 2021
- [2]微合金化和累积叠轧对Al-2Li基材料微观组织及力学性能的影响[D]. 王阳. 哈尔滨工程大学, 2021
- [3]Al-7.0Zn-2.9Mg合金耐蚀性能研究及铝合金聚脲涂层防护[D]. 颜佳傲. 天津大学, 2020
- [4]X2A66铝锂合金的高温变形性能和机制研究[D]. 仲建华. 辽宁科技大学, 2020(02)
- [5]热处理对喷射成形2195铝锂合金组织与性能的影响[D]. 顾晓栋. 江苏大学, 2019(02)
- [6]Al3Zr/Al复合燃料的制备与热性能研究[D]. 石文. 华中科技大学, 2018(06)
- [7]7N01铝合金的自然时效与Zn/Mg原子比对Al-Zn-Mg合金析出行为的影响[D]. 郑嘉玲. 南京理工大学, 2018(03)
- [8]塑性变形和热处理协同对6013型铝合金组织性能的调控及机理研究[D]. 张福豹. 江苏大学, 2017(03)
- [9]基于自蔓延的铝热还原氧化锆的研究[D]. 王淼. 北京有色金属研究总院, 2017(02)
- [10]太阳能热发电输热管道用堇青石-锂辉石复合陶瓷材料的研究[D]. 胡成. 武汉理工大学, 2017(02)