一、7075高强铝合金断裂过程的动态观察（论文文献综述）
赵钰涣,龙芋宏,徐榕蔚,单晨,张振杰,蓝高强[1]（2021）在《7075铝合金选区激光熔化研究现状》文中进行了进一步梳理现今航空航天等领域对复杂精密零件的需求逐步增加,传统的加工方式已无法满足这一趋势。选区激光熔化（Selective Laser Melting, SLM）基于逐层叠加的原理可一次性成型复杂件,因此对于这类零件具有广泛的应用前景。7075铝合金是航空航天领域常用的一种高强铝合金,由于高强铝合金热导率高,对激光反射率大,易氧化,有很强的热裂倾向等特点,导致SLM成型7075铝合金难度大。然而市场对其越来越大的需求,近几年发展迅速。主要从工艺优化和添加形核成分方面总结了近几年国内外7075铝合金选区激光熔化的研究现状,并阐述了存在的问题和发展趋势。
马东[2]（2021）在《大塑性变形与多级热处理对7055铝合金组织与性能影响》文中指出7055铝合金是一种可热处理强化的超高强铝合金,具有较高的比强度、良好的热加工性和优良的焊接性能等优点,广泛应用于航空航天领域。本文研究了均匀化处理对7055铝合金的组织与力学性能影响,分析了经过均匀化处理后,轧制变形与多向锻造工艺条件下的不同变形量对合金组织及力学性能的影响,并探讨了其强化机制。主要结论如下:（1）挤压态7055铝合金组织由α-Al基体与其他第二相组成,主要包括:MgZn2相、Al2CuMg相以及极少量针状Al7Cu2Mg相,合金中Cu、Mg和Zn元素分布不均匀,在组织中有许多粗大的Al2CuMg相聚集。（2）单级均匀化最佳工艺为460℃×24h。经此工艺组织中的各类合金元素分布趋于均匀,硬度达到140.4HV5。当温度升高到480℃以上时存在明显过烧现象。双级均匀化460 ℃×24 h+480℃×10 h工艺进一步使残留相溶入到了基体中,所含第二相体积分数降到最低8.5%,硬度达到153.3 HV5。此外粗大的Al2CuMg相在均匀化过程中呈逐渐球化的现象。（3）轧制过程中,晶粒被拉长并出现再结晶晶粒。轧制变形量60%时,挤压态组织形貌完全消失,产生大量再结晶晶粒,第二相分布更加弥散均匀细小,变形量达到80%时,组织晶粒有所长大。轧制过程中第二相仍由MgZn2相与Al2CuMg相组成。挤压态材料织构为立方织构与S织构,经过轧制变形,织构取向转变为{111}<110>与黄铜织构,但织构强度没有明显增加。轧制工艺与固溶时效处理后,材料的硬度、强度呈现出先增大后下降的趋势,但塑性普遍下降。轧制变形量60%试样力学性能最佳,沿轧制方向（RD）的硬度为210.2 HV5,抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到650.1 MPa、628.5 MPa和6.9%。7055合金性能提升的主要强化机制为位错强化、细晶强化和固溶时效强化。（4）随着多向锻造累积变形量增加,7055合金组织得到细化,在原始晶粒之间的交界处产生了大量再结晶晶粒,累积变形量达到∑Δε=5.4时,晶粒平均尺寸为5.3 μm,第二相颗粒的分布变得更加均匀,仍由MgZn2相和 Al2CuMg相组成。多向锻造后,材料的织构取向发生改变,转变为{110}<110>织构以及少量的高斯织构,织构强度有所降低。随着累积变形量增加,材料的力学性能逐渐提高,其中累积变形量∑Δε=5.4时,7055合金的硬度和抗拉强度达到峰值,分别为200.1 HV5和569.1 MPa,伸长率为14.2%。合金的断裂方式仍为韧性断裂。多向锻造过程中合金材料的强化机制包括位错强化、细晶强化与固溶时效强化。
赵宁[3]（2021）在《挤压铸造Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的高温变形机制研究》文中研究指明
郑瀚森[4]（2021）在《高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究》文中研究指明层状复合材料保持了单一组元材料的优点且克服了各自组元材料的不足,具有更优异的综合性能和广泛的工业应用前景。近年来,轨道交通、航空航天、国防军工等领域制动系统轻量化日趋迫切,开发结构功能一体化、短流程低成本制备技术,研制高强耐磨层状铝基复合材料制动部件,实现以铝代钢,具有重要的理论意义和应用价值。本论文以有工程应用背景的制动毂为研究对象,设计了外层耐磨层为SiCp/A357铝基复合材料、内层为7050高强铝合金材料的PAMC/Al层状复合材料制动毂;建立了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合流变铸造仿真模型;采用模拟仿真与实验研究相结合的方法,发展了高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻成型新技术;研究了工艺参数对组织与性能的影响规律,揭示了异种材料固液复合机理,实现了层状复合材料的固液复合,制备了结构功能一体化的高强耐磨层状铝基复合材料铸件。本文的主要研究结果如下:（1）通过模拟仿真与实验验证,研究了流变模锻工艺参数对7050高强铝合金铸件成型性与缺陷的影响。研究表明:铸造热节存在于制动毂轮辐和轮辋交界处,浇铸温度升高、成型比压降低和模具温度升高均会使热节存在时间上升;优化后的流变工艺参数为浇铸温度660℃、成型比压100 MPa、模具温度200℃,7050铝合金制动毂铸件成型良好,无缩孔缩松缺陷。（2）研究了电磁均匀化熔体处理及微合金化对7050高强铝合金流变模锻制动毂铸件组织与性能的影响。研究表明:对7050铝合金熔体施加电磁均匀化熔体处理及0.15 wt.%Sc微合金化处理后,流变模锻7050高强铝合金制动毂铸件组织明显细化,力学性能显着提升,与普通液态模锻相比,平均晶粒尺寸从136.9 μm降低至42.7 μm,抗拉强度由559MPa提升至597MPa,屈服强度由464MPa提升至518MPa,延伸率由6.1%提升至13.7%。（3）通过模拟仿真与实验研究,优化了耐磨环的结构参数,研究了固液复合铸造工艺关键参数对固液结合界面的影响,揭示了实现良好界面结合的规律:确保熔体与耐磨环表面润湿,耐磨环表面需产生一定程度的重熔并与熔体产生熔合结合,且熔合结合处液相共晶区尽量窄。本文实验条件下获得良好界面结合的工艺为:采用化学法去除表面氧化层,耐磨环结构参数为厚度5 mm、高度60 mm,耐磨环预热温度为200℃,加压前等待时间10 s。（4）分析表征了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液结合界面的组织形貌、元素分布、相组成及其力学性能。结果表明,固液界面耐磨环表层组织由细晶区、球化区和枝晶区构成;固液界面SiCp/A357铝基复合材料层存在约250 μm厚的过渡层,界面处存在大量T相和Mg2Si相;T6热处理后固液界面处T相消失生成了新相W相;经过T6热处理后,固液界面处维氏硬度从121.5 HV提升至172.0 HV,界面剪切强度由83.3 MPa提升至124.6 MPa,相比铸态提高了约50%。（5）在上述研究基础上制备了外径470 mm、高度120 mm的大型PAMC/Al层状复合材料制动毂铸件。铸件组织呈细小等轴晶,宏观偏析程度较小,固液界面结合良好。铸件经T6热处理后的力学性能为:轮辋轴向抗拉强度582MPa,屈服强度512 MPa,延伸率7.9%;轮辐的径向抗拉强度590MPa,屈服强度530MPa,延伸率6.4%;轮辐的径向抗剪强度304 MPa。摩擦性能为:摩擦系数0.5776,磨损率3.99×10-7 cm3/（N.m）。台架试验验证结果良好,性能优异,具有较好的工业应用前景。
赵钰涣[5]（2021）在《稀土增强铝合金选区激光熔化力学性能的研究》文中指出7075铝合金凝固区间大、热导率和激光反射率高,在选区激光熔化（SLM）成形过程中易出现裂纹和孔洞问题,而添加少量的稀土元素铈（Ce）有望改善这些缺陷。因此,本文采用低能球磨法制备不同含量的Ce/7075铝合金粉末,根据致密度、粗糙度、裂纹和孔洞、显微组织和力学性能等指标,优化了Ce的添加量,在其基础上进一步优化含最适宜添加量Ce的7075铝合金的SLM工艺参数。制备了Ce含量为0wt.%、0.1wt.%、0.3wt.%、0.5wt.%的Ce/7075铝合金粉末,进行SLM成形并分析。研究结果表明:较之无Ce的7075铝合金SLM成形试样,添加一定量的Ce后,在SLM成形过程中与Al发生反应生成Al3Ce,Al3Ce充当异质形核点,使得试样的晶粒细化,从而试样的力学性能提高。其中,Ce的最适宜添加量为0.3wt.%,其晶粒细化效果大于添加量为0.1wt.%和0.5wt.%的试样,因此,成形件的致密度和综合力学性能最好。用Comsol Multiphysics建立SLM成形0.3wt.%Ce/Al7075的仿真模型,通过分析不同工艺参数对SLM成形过程中热行为和熔池尺寸来指导实验。仿真结果表明:熔池的冷却速率随着激光功率或扫描速度的增大而增大;当激光功率增大或扫描速度降低时,熔池中液相存在的时间增加,熔池的长度、宽度和深度也逐渐增大。参照仿真结果,针对0.3wt.%Ce/Al7075的选区激光熔化进行了工艺参数优化。结果表明:试样的缺陷（裂纹和孔洞）随着激光能量密度的增加而减少,试样的致密度得到了提高。同时,试样的表面粗糙度逐渐减小,表面质量变得平整、光滑。但当激光能量密度过大时,试样的缺陷再次增加,导致上述各指标变差。最优的激光能量密度为317J/mm3（即激光功率为500W,扫描速度为750mm/s,扫描间距为0.07mm,层厚为0.03mm）,此时试样的抗拉强度和断裂伸长率达到最大,分别为332MPa和6.9%。但由于该激光能量密度下Mg和Zn元素蒸发严重,其显微硬度较小。
潘艳林[6]（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》文中提出传统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。
郭悦[7]（2021）在《Al-Zn-Mg-Cu合金塑性流变行为与微观变形机制研究》文中认为Al-Zn-Mg-Cu合金是一种具有高强度、良好的延展性和抗腐蚀性的铝合金材料,现主要应用于飞机和飞行器主要结构件的制造。切削加工是目前针对该材料和其制品的常用加工方法之一。室温下的切削过程中,刀具施加的拉应力和摩擦产生的切削热能够在切屑周围形成力—热耦合物理场,使材料在高温环境中发生塑性变形,从而产生具有不同形貌的切屑。刀具使用寿命和工件材料加工表面质量的优劣很大程度上取决于切屑的形貌。因此,系统研究Al-Zn-Mg-Cu合金的高温塑性流变行为能够为室温下切削加工工艺的改善提供参考。另外,低温挤出切削和针对工件材料不同晶粒取向的切削加工技术逐渐兴起。然而,由于缺少对Al-Zn-Mg-Cu合金低温塑性流变行为和其对材料各向异性影响的深入研究,新兴切削加工工艺现阶段的发展较为缓慢。基于Al-Zn-Mg-Cu合金切削加工工艺的发展现状和突破新兴关键技术制约的迫切需求,本文采用单轴拉伸测试方法,分别针对Al-Zn-Mg-Cu合金在高、低温塑性流变行为中该材料的力学性能、微观变形机制和微观组织结构演化行为进行了系统研究。在此基础之上,本文继续就材料的塑性流变行为对其在力学性能和断裂行为中的各向异性影响开展了深入研究。因此,基于上述技术路线,本文主要就以下四方面进行了创新研究:（1）在较宽变形温度范围内,针对Al-Zn-Mg-Cu合金的高温塑性流变行为开展了系统研究。探究了其力学性能、微观变形机制和断裂行为随不同变形温度和应变速率的演化规律。研究表明,加工硬化、和动态重结晶机制分别主导了该材料在25～100oC和300～400oC范围内的塑性变形。200oC时,Al-Zn-Mg-Cu合金在低、高应变速率下的塑性变形分别由动态重结晶和动态回复机制主导。另外,其力学性能和微观组织结构在该变形温度开始表现出应变速率敏感性,并随变形温度的升高而增强。其中,低应变速率范围内,微孔和韧窝聚集现象导致该材料伸长率随应变速率的降低而降低。基于Arrhenius模型建立了该材料高温塑性流变行为本构关系模型,模型拟合效果良好。（2）研究了Al-Zn-Mg-Cu合金在低温环境中的塑性流变行为。获得了该材料在低温和不同应变速率下的力学响应,揭示了其微观变形机制和断口形貌的演化规律。研究发现,Al-Zn-Mg-Cu合金在低温环境中可同时保持优秀的强度和塑性。其中,细晶强化机制导致材料强度随变形温度的下降而提升。降低变形温度抑制了材料内部微孔和韧窝聚集现象,减少了微裂纹的产生和扩展。材料织构强度随应变速率的降低而降低。上述行为均可导致材料塑性增强。另外,材料织构随变形温度的降低而大幅增多,表明材料各向异性显着增强。材料应变速率敏感性随变形温度的降低而增强。（3）基于上述研究,分别截取了与轧制方向呈45o和90o的Al-Zn-Mg-Cu合金试件开展低温流变应力测试,揭示了两种试件在低温环境中其力学性能和断口形貌随变形温度和应变速率的变化规律。结果显示,降低变形温度导致两种试件强度增加,塑性能力减弱。其中,45o试件峰值应力最低,断裂应变最大,90o试件的结果对应相反,0o试件介于二者之间。另外,在-75～25oC和10-4～10-1 s-1范围内,加工硬化和动态应变时效机制分别主导45o和90o试件在低、高应变速率下的塑性变形。0o试件的塑性变形则主要由动态应变时效机制控制。（4）探究了该材料低温塑性流变行为对其力学性能和断裂行为各向异性的影响。研究表明,45o试件对变形温度和应变速率的变化最敏感,90o试件次之,0o试件的应变速率敏感系数最低。随变形温度的降低,沿晶断裂特征在三种试件断口形貌中的占比增加,三种试件均呈现出脆性—韧性混合断裂模式。其中,45o试件的断口和解理台阶表面均呈现出大量滑移痕迹,断口表面覆盖有大量韧窝和微孔。90o试件断口表面的微孔数量随变形温度的降低而大幅下降。就解理台阶厚度而言,90o试件断口形貌中的解理台阶厚度最大,0o试件次之,45o试件最小。上述现象与三种试件相应的力学性能变化规律一致。综上,本文通过恒温单轴拉伸测试方法,分别研究了Al-Zn-Mg-Cu合金在高、低温下的塑性流变行为,获得了变形过程中材料力学性能的变化规律,并揭示了导致其力学性能变化的微观变形机制和断口形貌演化规律。此外,本文就该材料的塑性流变行为对其力学性能和断裂行为的各向异性影响进行了深入探究。因此,本文的研究能够为Al-Zn-Mg-Cu合金室温切削加工工艺的优化、低温挤出切削和针对材料不同晶粒取向切削加工技术的发展提供良好基础。
强菲[8]（2021）在《Al-Zn-Mg-Cu铝合金厚板搅拌摩擦焊接头组织及力学性能研究》文中研究表明Al-Zn-Mg-Cu铝合金厚板在轨道交通、航空航天和军事工业等领域具有重要应用,但采用传统熔化焊接技术难以获得质量良好的焊接接头。搅拌摩擦焊接（Friction stir welding,FSW）技术作为一种固相焊接技术,已被成功应用于铝合金薄板（1.2-6 mm）的焊接,但对于FSW铝合金厚板接头常常存在强度低,沿厚度方向力学性能不均均匀等焊接问题。本文针对该问题,系统研究了单面/双面FSW焊接20 mm铝合金厚板接头的微观组织及力学性能,以实现铝合金厚板的高效连接。本文利用热电偶测试了单面/双面FSW铝合金厚板过程中沿板材横向和厚度方向上实时温度的变化过程。采用金相显微镜、扫描电子显微镜、电子背散射衍射技术和透射电子显微镜对单面/双面接头各区的晶粒形貌、晶界分布、取向分布和析出相的状态及分布进行了表征,对接头的显微硬度、沿厚度方向分层切片的拉伸性能以及接头的低周疲劳性能进行了测试与评价。本文得到的主要结论如下:距焊缝中心10 mm处,单面FSW峰值温度最高为430℃,双面FSW峰值温度最高为392℃。在单面/双面FSW过程中,焊接温度沿板材厚度方向梯度分布,前进侧（Advancing side,AS）峰值温度均高于后退侧约13℃;单面FSW接头沿厚度方向晶粒尺寸逐渐减小,双面FSW接头搅拌区（Stir zone,SZ）中心处晶粒最小,越靠近板材表面晶粒逐渐粗化。单面/双面FSW接头热影响区（Heat-affected zone,HAZ）晶粒在焊接热循环的作用下均发生粗化;母材（Base materials,BM）中的η`在单面/双面FSW过程中均发生溶解,接头SZ区溶解的η`相以Al3Zr为核心异质形核再次析出。单面/双面FSW接头HAZ区析出相均发生η`→η的相转变,并且η相长大粗化;双面FSW焊接过程中,由于第二面焊接过程会对第一面焊接接头产生热挤压作用,接头SZ区晶粒的择优取向发生明显的变化。单面/双面FSW接头各区显微硬度均低于BM,最低硬度区（Lowest hardness zone,LHZ）均位于HAZ区。AS侧LHZ显微硬度的平均值均低于RS侧;单面FSW接头抗拉强度为369 MPa,屈服强度为257 MPa。焊接接头及分层切片抗拉强度系数均达到BM的62%。双面FSW接头抗拉强度为466 MPa,屈服强度为343 MPa。接头分层切片的抗拉强度均达到BM的76%,并且各分层切片抗拉强度基本相同。单面/双面FSW接头断裂均发生在LHZ区。这主要是由于LHZ区晶粒粗化,析出相发生η`→η的相转变并且η相发生粗化;双面FSW接头随着总应变幅的增加,FSW接头的循环应变硬化行为逐渐增强。采用Manson-Coffin-Basquin模型、Three parameter exponential function模型和Halford-Marrow模型对焊接接头的疲劳寿命进行了预测,Halford-Marrow模型的预测结果最为符合实验测试结果。低周疲劳试样断裂位置与拉伸实验相一致,均发生在LHZ。断口形貌可见明显的裂纹萌生区、扩展区和瞬断区。裂纹萌生于接头焊接第一面AS侧表面。
翟凤龙[9]（2021）在《Sm合金化对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微观组织及性能影响》文中认为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。
刘栓[10]（2021）在《微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制》文中认为陶瓷颗粒增强的铝合金具有更高的比强度和更广泛应用空间,在铝合金轻量化的研究中占有举足轻重的地位。相比于微米尺度颗粒而言,纳米尺度的陶瓷颗粒则更能发挥出颗粒增强体的优势。但纳米颗粒对高强的Al-Zn-Mg-Cu合金增强效应的研究却并不深入,多相纳米颗粒混杂增强下Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及力学性能的变化规律和机制需要进一步探讨分析。另外对于Al-Zn-Mg-Cu合金而言,合金往往要经过热变形和搅拌摩擦焊接来满足工业使用性能上的要求,但在纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形和搅拌摩擦焊接上的研究并不成熟,有待深入研究。因此,本文使用熔体内反应法制备了纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金,研究了纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为、热挤压成型及搅拌摩擦焊接过程中组织演变的规律及机制,揭示了纳米TiB2+TiC颗粒在不同热加工条件下提高Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制。本文的创新点如下:1)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及T6后合金力学性能的作用规律及影响机制:i)纳米TiB2+TiC颗粒凝固时作为α-Al的异质形核核心,并在固液界面前沿阻碍α-Al枝晶的生长,使得不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金铸态晶粒均得到稳定细化。同时还抑制了固液界面前沿溶质原子的传输扩散,从而降低了Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织中的元素偏析,使得元素在铸态晶粒中分布更加均匀,使得合金在常规热处理工艺下能达到更好的热处理效果。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入大幅增加了晶界面积,增加了溶质原子向晶内扩散的通道,使得固溶后元素分布更加均匀;且时效过程中金属基体与纳米颗粒之间的热错配形成大量的晶格缺陷,为析出相的形核提供形核位点和形核能,使得T6后Al-Zn-Mg-Cu合金析出相从97.13 nm减小到69.88 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入显着提高了铸造Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能,不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金的强度和塑性均同时提高。微量双相纳米颗粒增强铸造Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制为细晶强化、热错配强化和奥罗万强化,其中奥罗万强化起到主要的强化作用。2)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的组织演变规律及力学性能提高的强化机制:i)双相纳米TiB2+TiC颗粒通过钉扎效应抑制了热挤压过程中合金晶界和位错的运动,使得Al-Zn-Mg-Cu合金保持均匀化时的细化状态,并积攒了更高的变形能量,使得变形态和T6热处理后的晶粒中均萌发出了更多的结晶晶粒。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒细化合金晶粒组织并抑制元素偏析,使得热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金中T6热处理后弥散析出相和GP区析出相分布更加均匀,并降低了PFZ的宽度,PFZ尺寸从26 nm减小到了16 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒加入后Al-Zn-Mg-Cu合金的热挤压板材的屈服强度从653 MPa提高到了681 MPa,抗拉强度从708 MPa提高到了738MPa,断裂应变从12.16%减小到了10.21%,有着更佳的力学性能。微量双相纳米颗粒提高Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的主要强化机制为:细晶强化、位错强化、析出强化,并以析出强化为主。3)发现焊接热输入对搅拌摩擦焊接接头宏观形貌有着显着影响,揭示出双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头在热处理前后组织及力学性能的变化规律和作用机制:i)在0.3 mm轴肩压下量、600 rpm/min旋转速度和100 mm/min的行进速度下Al-Zn-Mg-Cu合金的可以实现宏观质量良好且美观的搅拌摩擦焊道。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入使得Al-Zn-Mg-Cu热挤压板材的搅拌摩擦焊接接头不同区域的组织均得到了不同程度的晶粒细化,且由于纳米颗粒的钉扎效应,阻碍了热处理过程中焊核区和前进侧TMAZ晶界的扩展,热处理后焊接接头的组织也得到有效的细化。iii)双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的搅拌摩擦焊接接头的显微硬度更高,热处理后焊接接头抗拉强度提高了15.6%。微量纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接接头的强化机制为细晶强化、位错强化和析出强化,其中析出强化承担主要的强化效果。
二、7075高强铝合金断裂过程的动态观察（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、7075高强铝合金断裂过程的动态观察（论文提纲范文）
（1）7075铝合金选区激光熔化研究现状（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 7075铝合金选区激光熔化研究现状 |
| 1.1 工艺参数优化 |
| 1.2 添加形核元素 |
| 1.2.1 Si元素 |
| 1.2.2 纳米颗粒 |
| 1.2.3 稀土元素 |
| 2 总结及展望 |
（2）大塑性变形与多级热处理对7055铝合金组织与性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的发展概况 |
| 1.2.1 国外高强铝合金的发展 |
| 1.2.2 国内高强铝合金的发展 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金国内外研究现状 |
| 1.3.1 轧制变形 |
| 1.3.2 多向锻造 |
| 1.3.3 均匀化处理 |
| 1.3.4 固溶时效处理 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 均匀化处理 |
| 2.2.2 轧制变形试验 |
| 2.2.3 多向锻造试验 |
| 2.2.4 固溶处理 |
| 2.2.5 时效处理 |
| 2.3 组织分析 |
| 2.3.1 金相组织观察(OM) |
| 2.3.2 扫描电子显微分析(SEM)及能谱分析(EDS) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 透射电子显微分析(TEM) |
| 2.3.5 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.4 差热分析(DTA) |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.6 技术路线 |
| 3 7055 铝合金均匀化处理 |
| 3.1 挤压态组织 |
| 3.2 单级均匀化处理 |
| 3.2.1 均匀化温度的确定 |
| 3.2.2 均匀化时间的确定 |
| 3.3 双级均匀化处理 |
| 3.4 粗大第二相粒子在均匀化过程中的演变 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热轧变形对7055 铝合金组织与性能的影响 |
| 4.1 轧制变形量对组织的影响 |
| 4.1.1 微观组织分析 |
| 4.1.2 EBSD分析 |
| 4.1.3 TEM分析 |
| 4.2 轧制变形量对力学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 多向锻造对7055 铝合金组织与性能的影响 |
| 5.1 累积变形量对组织的影响 |
| 5.1.1 微观组织分析 |
| 5.1.2 EBSD分析 |
| 5.1.3 TEM分析 |
| 5.2 累积变形量对力学性能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（4）高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高强铝合金的铸造成型 |
| 1.2.1 7xxx系铝合金的研究现状 |
| 1.2.2 7xxx铝合金的铸造工艺 |
| 1.2.3 7xxx铝合金流变成型研究进展 |
| 1.3 层状复合材料的成型方法 |
| 1.3.1 离心铸造法 |
| 1.3.2 浸渗法 |
| 1.3.3 铸造复合法 |
| 1.4 层状复合材料的界面结合机理 |
| 1.4.1 固液界面的复合机理 |
| 1.4.2 固液界面的过渡层 |
| 1.4.3 元素扩散及化合物生长对固液界面结合性能的影响 |
| 1.5 本论文研究目的与意义 |
| 1.6 本论文的难点、关键技术及创新点 |
| 1.7 本论文研究内容及技术路线 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 SiCp/A357复合材料 |
| 2.1.2 7050铝合金 |
| 2.2 实验装置 |
| 2.2.1 SiC颗粒预处理装置 |
| 2.2.2 真空搅拌铸造装置 |
| 2.2.3 固液复合铸造装置 |
| 2.2.4 熔体处理装置 |
| 2.2.5 热处理装置 |
| 2.3 有限元模拟仿真 |
| 2.3.1 模拟仿真软件及内容 |
| 2.3.2 几何模型的建立及计算参数 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 化学成分分析 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 室温力学性能分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 摩擦磨损性能分析 |
| 3 7050铝合金流变模锻工艺研究 |
| 3.1 7050铝合金流变模锻工艺仿真优化 |
| 3.1.1 模型建立及计算参数设定 |
| 3.1.2 计算结果及分析 |
| 3.2 实验中各工艺参数对成型性的影响 |
| 3.2.1 模具温度的影响 |
| 3.2.2 浇铸温度的影响 |
| 3.2.3 比压对成型性的影响 |
| 3.3 各工艺参数对微观缺陷的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 7050铝合金流变模锻组织性能调控研究 |
| 4.1 流变模锻成型工艺对组织的影响 |
| 4.1.1 浇铸温度对微观组织的影响 |
| 4.1.2 比压对晶粒形貌的影响 |
| 4.2 7050铝合金组织调控方案 |
| 4.3 7050铝合金制动毂调控前后的组织与性能 |
| 4.4 7050铝合金组织调控优化机理 |
| 4.4.1 微合金化对7050铝合金铸件微观组织与力学性能的影响 |
| 4.4.2 IC-AEMS熔体处理对7050铝合金铸件微观组织和性能的影响 |
| 4.5 7050铝合金层的拉伸断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺研究 |
| 5.1 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺仿真优化 |
| 5.1.1 耐磨环厚度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.2 耐磨环高度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.3 耐磨环预热温度对其内表面升温的影响 |
| 5.2 复合铸造工艺参数对固液界面结合的影响 |
| 5.2.1 耐磨环表面处理对界面结合的影响 |
| 5.2.2 耐磨环预热温度对界面结合的影响 |
| 5.2.3 复合铸造加压前等待时间对界面结合的影响 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合界面的组织与性能 |
| 6.1 固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.1 铸态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.2 T6态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.2 固液复合界面的力学性能 |
| 6.2.1 维氏硬度测试 |
| 6.2.2 剪切性能测试 |
| 6.3 分析和讨论 |
| 6.3.1 固液铸造过程中界面的形成 |
| 6.3.2 剪切断口分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂复合铸造实验 |
| 7.1 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂结构及制备 |
| 7.2 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂组织及性能 |
| 7.2.1 微观组织表征 |
| 7.2.2 性能分析 |
| 7.3 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 |
（5）稀土增强铝合金选区激光熔化力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| §1.1 研究背景 |
| §1.2 选区激光熔化技术概述 |
| §1.3 选区激光熔化7075铝合金研究现状 |
| §1.3.1 工艺参数优化 |
| §1.3.2 添加形核剂 |
| §1.4 选区激光熔化仿真模拟的研究现状 |
| §1.5 主要研究内容和创新点 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| §2.1 选区激光熔化设备 |
| §2.2 实验材料 |
| §2.3 致密度测量 |
| §2.4 表面形貌测量 |
| §2.5 物相成分测量 |
| §2.6 显微组织形貌 |
| §2.7 显微硬度测试 |
| §2.8 拉伸性能测试 |
| §2.9 断口形貌观测 |
| 第三章 Ce含量对SLM成形7075铝合金显微组织和力学性能的影响 |
| §3.1 引言 |
| §3.2 实验参数 |
| §3.3 致密度分析 |
| §3.4 Ce含量对SLM成形7075铝合金显微组织的影响 |
| §3.4.1 裂纹和孔洞 |
| §3.4.2 物相分析及显微组织 |
| §3.5 不同含量Ce对SLM成形7075铝合金力学性能的影响 |
| §3.5.1 显微硬度 |
| §3.5.2 抗拉强度 |
| §3.6 本章小结 |
| 第四章 含0.3wt.%Ce的7075铝合金的SLM温度场仿真 |
| §4.1 引言 |
| §4.2 SLM成形0.3wt.%Ce/Al7075过程的温度场仿真 |
| §4.2.1 传热模型及边界条件 |
| §4.2.2 有限元模型的构建 |
| §4.2.3 热源的选取 |
| §4.2.4 材料的物性参数 |
| §4.3 结果与讨论 |
| §4.3.1 温度场的基本特征 |
| §4.3.2 实验验证 |
| §4.3.3 不同工艺参数对热行为的影响 |
| §4.3.4 不同工艺参数对熔池尺寸的影响 |
| §4.4 本章小结 |
| 第五章 含0.3wt.%Ce的7075铝合金的SLM工艺参数优化 |
| §5.1 引言 |
| §5.2 实验参数 |
| §5.3 致密度及表面粗糙度分析 |
| §5.3.1 致密度分析 |
| §5.3.2 表面形貌及粗糙度的分析 |
| §5.4 工艺参数对SLM成形0.3wt.%Ce/Al7075裂纹和孔洞的影响 |
| §5.5 工艺参数对SLM成形0.3wt.%Ce/Al7075力学性能的影响 |
| §5.5.1 显微硬度 |
| §5.5.2 抗拉强度 |
| §5.6 本章小结 |
| 第六章 总结和展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间的主要研究成果 |
（6）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 |
（7）Al-Zn-Mg-Cu合金塑性流变行为与微观变形机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu合金简介 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu合金塑性流变行为研究现状 |
| 1.3.1 Al-Zn-Mg-Cu合金高温塑性流变行为研究现状 |
| 1.3.2 Al-Zn-Mg-Cu合金低温塑性流变行为研究现状 |
| 1.3.3 Al-Zn-Mg-Cu合金塑性流变行为对其各向异性影响研究现状 |
| 1.4 Al-Zn-Mg-Cu合金塑性流变行为涉及的主要微观变形机制 |
| 1.4.1 加工硬化与动态软化机制 |
| 1.4.2 动态回复与动态重结晶机制 |
| 1.4.3 连续性与非连续性动态重结晶机制 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 塑性流变行为本构关系与研究方法 |
| 2.1 金属材料塑性流变行为本构关系 |
| 2.1.1 唯象本构模型 |
| 2.1.2 微观机理本构模型 |
| 2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金流变应力测试方法与装置 |
| 2.2.1 准静态拉伸和压缩测试装置 |
| 2.2.2 高速拉伸和压缩测试装置 |
| 2.2.3 拉伸—压缩非对称性 |
| 2.3 试验材料与力学性能测试 |
| 2.3.1 单轴拉伸测试方法 |
| 2.3.2 高温拉伸测试 |
| 2.3.3 低温拉伸测试 |
| 2.4 微观组织结构观测 |
| 2.4.1 SEM分析 |
| 2.4.2 EBSD分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Al-Zn-Mg-Cu合金高温塑性流变行为 |
| 3.1 Al-Zn-Mg-Cu合金高温塑性流变行为力学响应分析 |
| 3.1.1 高温环境不同变形条件下材料应力—应变曲线 |
| 3.1.2 变形温度和应变速率对材料力学性能的影响分析 |
| 3.2 加工硬化与动态软化机制 |
| 3.3 应变速率敏感性分析 |
| 3.4 本构关系的建立 |
| 3.5 Al-Zn-Mg-Cu合金高温颈缩行为与断口形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Al-Zn-Mg-Cu合金低温塑性流变行为 |
| 4.1 Al-Zn-Mg-Cu合金低温塑性流变行为力学响应分析 |
| 4.1.1 低温环境不同变形条件下材料应力—应变曲线 |
| 4.1.2 低温环境中不同变形条件对材料力学性能的影响 |
| 4.2 加工硬化与动态应变时效机制 |
| 4.3 微观组织结构演化分析 |
| 4.3.1 EBSD显微织构分析 |
| 4.3.2 晶粒取向分析 |
| 4.4 Al-Zn-Mg-Cu合金低温变形后试件断口形貌分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Al-Zn-Mg-Cu合金塑性流变行为对其力学性能各向异性的影响 |
| 5.1 试验材料微观显微组织 |
| 5.2 不同取材方向试件在不同变形条件下的力学响应行为 |
| 5.2.1 不同变形条件下材料应力—应变曲线 |
| 5.2.2 变形温度和应变速率对试件力学性能的影响 |
| 5.3 加工硬化率与应变速率敏感性分析 |
| 5.4 Al-Zn-Mg-Cu合金不同取材方向试件断口形貌分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6 章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的主要研究成果 |
| 致谢 |
（8）Al-Zn-Mg-Cu铝合金厚板搅拌摩擦焊接头组织及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝合金厚板焊接技术研究现状 |
| 1.3 搅拌摩擦焊接铝合金厚板 |
| 1.3.1 搅拌摩擦焊接技术简介 |
| 1.3.2 研究现状 |
| 1.4 课题研究内容及意义 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验方法与实验设备 |
| 2.3.1 FSW实验 |
| 2.3.2 温度场检测 |
| 2.3.3 组织分析 |
| 2.3.4 力学性能检测 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 单面FSW接头组织与力学性能 |
| 3.1 FSW温度场 |
| 3.2 母材微观组织 |
| 3.3 单面FSW接头组织 |
| 3.3.1 宏观组织 |
| 3.3.2 微观组织 |
| 3.4 力学性能 |
| 3.4.1 硬度分布 |
| 3.4.2 拉伸性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 双面FSW接头组织与力学性能 |
| 4.1 双面FSW温度场 |
| 4.2 双面FSW接头组织 |
| 4.2.1 宏观形貌 |
| 4.2.2 微观组织 |
| 4.3 力学性能 |
| 4.3.1 硬度分布 |
| 4.3.2 拉伸性能 |
| 4.3.3 低周疲劳性能 |
| 4.3.4 疲劳寿命预测 |
| 4.3.5 断口分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间获奖及研究成果 |
| 致谢 |
（9）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 |
（10）微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 纳米颗粒增强铝基金属材料的制备方法 |
| 1.2.1 外加法 |
| 1.2.2 混合盐反应法 |
| 1.2.3 中间合金法 |
| 1.2.4 熔体内反应法 |
| 1.3 纳米颗粒对铝合金凝固过程及凝固微观组织影响的研究 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒与基体合金界面结合问题的研究 |
| 1.3.2 纳米颗粒对铝合金凝固组织影响机制的研究 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金析出相析出行为的影响 |
| 1.4 纳米颗粒对铝合金加工变形行为影响的研究 |
| 1.4.1 热变形后纳米颗粒的分布 |
| 1.4.2 纳米颗粒对铝合金热变形组织的影响 |
| 1.4.3 纳米颗粒对热变形铝合金热处理后组织与性能的影响 |
| 1.5 颗粒增强铝合金的搅拌摩擦焊接的研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头组织影响 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金材料的制备 |
| 2.2.1 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒的制备及分散 |
| 2.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材的制备 |
| 2.2.3 Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接板材的制备 |
| 2.2.4 Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜及透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 显微硬度分析 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对铸造Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔体内反应颗粒的表征 |
| 3.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.3.1 TiC&TiB_2颗粒与Al相的晶格错配 |
| 3.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.4 熔体内原位内生TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织的影响 |
| 3.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织的影响 |
| 3.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金偏析行为的影响 |
| 3.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金析出行为的影响 |
| 3.5 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响及强化机制 |
| 3.5.1 熔体内 原位内 生纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的室温拉伸性能 |
| 3.5.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸断口形貌分析 |
| 3.5.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材组织的影响 |
| 4.2.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压态微观组织的影响 |
| 4.2.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金热处理后组织的影响 |
| 4.2.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金析出相的影响 |
| 4.3 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的影响及机制 |
| 4.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接工艺参数对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊道宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩压下量对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 搅拌头旋转速度和进给速度对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头组织的影响 |
| 5.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.4 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响及机制 |
| 5.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头显微硬度的影响 |
| 5.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头力学性能的影响 |
| 5.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊接接头的强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
四、7075高强铝合金断裂过程的动态观察（论文参考文献）
- [1]7075铝合金选区激光熔化研究现状[J]. 赵钰涣,龙芋宏,徐榕蔚,单晨,张振杰,蓝高强. 现代制造工程, 2021(09)
- [2]大塑性变形与多级热处理对7055铝合金组织与性能影响[D]. 马东. 西安理工大学, 2021(01)
- [3]挤压铸造Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的高温变形机制研究[D]. 赵宁. 辽宁科技大学, 2021
- [4]高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究[D]. 郑瀚森. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [5]稀土增强铝合金选区激光熔化力学性能的研究[D]. 赵钰涣. 桂林电子科技大学, 2021
- [6]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
- [7]Al-Zn-Mg-Cu合金塑性流变行为与微观变形机制研究[D]. 郭悦. 吉林大学, 2021(01)
- [8]Al-Zn-Mg-Cu铝合金厚板搅拌摩擦焊接头组织及力学性能研究[D]. 强菲. 西安建筑科技大学, 2021(01)
- [9]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)
- [10]微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制[D]. 刘栓. 吉林大学, 2021