一、某些稀土元素对铸造生铁组织和性能的影响（论文文献综述）
P.S.Pattihal,L.I.Levi[1]（1972）在《某些稀土元素对铸造生铁组织和性能的影响》文中研究指明铸造生铁含有许多微量元素,它们在标准中一般均未给予规定,其中某些微量元素妨碍镁球墨铸铁中球墨的形成。以铈铁或火石合金（mischmetal）形式加入少量某些稀土元素能有效地抵消这些杂质的有害影响。这些稀土元素的合金除铈外,尚含有相当数量的La（镧）、Nd（钕）、Pr（镨）。目前关于这些元素单独对金属组织和性能的影响的资料很少,且实际上未曾将稀土元素的影响程度同铸造生铁杂质的含量和特性联系起来。本文试图提供有用的数据来弥补这个漏失的环节。碳当量近似的四种铸造生铁在高频感应电炉内重熔,并加入0.03—0.3％的稀土元素（La、Ce、Pr、Nd和它同镁的合金）进行处理。研究铸态和热处理后的试样表明,这四种原始铸造生铁承受处理的程度各不相同。所有稀土元素对球墨的大小和形状,铸铁的白口倾向,抗拉强度和RG/RH比值的影响也极不相同。一般而言,发现稀土元素降低铸铁中的总碳量和硅量。加入0.05％稀土元素起到类似普通孕育剂的作用,使共晶团细化。对于铸铁的白口倾向按以下顺序递增:La、Nd、Pr、Ce。镧极大地改善铸铁的抗拉强度,而铈的效果最差。各种铸造生铁承受这种处理程度各不相同,并取决于其中含有的杂质的特性和数量。
隋育栋[2]（2016）在《Al-Si-Cu-Ni-Mg系铸造耐热铝合金组织及其高温性能研究》文中研究说明铸造铝合金作为轻质金属结构材料,具有密度小,比强度、比刚度高,切削加工性好,铸造性能优良和易于回收等优点,符合当前社会对材料轻量化和绿色环保的要求。近年来,随着汽车工业对发动机功率密度的要求不断提高,现有铸造耐热铝合金的高温性能已不能满足工业发展的需要,因此,开发新型铸造耐热铝合金,使合金能够应用于工作温度在250℃以上的发动机缸体和活塞等汽车关键部件,已经成为亟待解决的重要课题。本文以Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg（M174）（wt.%）合金为基础,研究了合金元素和热处理工艺参数对显微组织和性能的影响规律,优化出了一种综合性能,尤其是高温性能优异的铸造耐热铝硅合金。采用微机数据采集系统、电感耦合等离子直读光谱仪（ICP）、光学显微镜（OM）、定量金相分析软件、X射线衍射仪（XRD）、差示扫描量热仪（DSC）、动态热机械分析仪（DMA）、热膨胀仪（DIL）、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,通过硬度、室温和高温瞬时拉伸性能、热物理性能、压缩蠕变性能及干/油润滑条件下的摩擦磨损性能等试验,系统研究了M174、M174-xSr（x=0.006,0.02,0.03,0.04）、M174-（0,0.1）Ti-（0,0.02）Sr、M174-xGd（x=0.1,0.2,0.5,1.0,3.0）、M174-xY（x=0.1,0.2,1.0）、M174-xNd（x=0.2,0.4,1.0,3.0）、M174-xSm（x=1.0,3.0）和M174-xCe（x=1.0,3.0）（wt.%）等合金的铸态显微组织及其室温和高温拉伸性能,获得了优化合金——M174-0.2Gd（wt.%）合金;研究了T6热处理（固溶+人工时效）工艺对合金组织和力学性能的影响规律,优化出T6热处理工艺参数;探讨了合金在热暴露后室温拉伸性能的时变降低机制、高温蠕变机制以及干/油润滑条件下的摩擦磨损机理,为高性能铸造耐热铝合金的进一步开发和应用提供理论和实践依据。研究结果如下:1、铸造M174合金的铸态显微组织由α-Al基体和分布于基体上的初晶Si、共晶Si、δ-Al3CuNi、γ-Al7Cu4Ni、Q-Al5Cu2Mg8Si6、Al11（MnFeNiCu）4Si以及θ-Al2Cu相等多种金属间化合物组成。这些金属间化合物在合金凝固过程中的析出顺序依次为初晶Si,α-Al,共晶Si,δ-Al3CuNi,γ-Al7Cu4Ni,Q-Al5Cu2Mg8Si6和θ-Al2Cu。2、通过研究铸造M174-xSr（x=0,0.006,0.02,0.03,0.04）合金的铸态显微组织和室温拉伸性能可以发现:Sr可以减小铸态组织中共晶Si和Al11（MnFeNiCu）4Si相的尺寸,提高合金的室温伸长率。随着合金中Sr含量的增加,Al11（MnFeNiCu）4Si相的体积分数逐渐降低,α-Al的二次枝晶间距先减小后增大。当Sr含量为0.02 wt.%时,二次枝晶间距达到最低值13μm,合金的室温拉伸性能相对较好。3、通过研究铸造M174-（0,0.1）Ti-（0,0.02）Sr合金的铸态显微组织和室温及高温瞬时拉伸性能,可以发现:Sr与B发生反应形成SrB6相,该相可以作为形核核心提高细化剂的细化效果。Al-5Ti-1B中间合金的加入可以提高铸态合金的高温瞬时拉伸性能,而Al-10Sr中间合金的加入则会降低铸态合金的高温瞬时拉伸性能。4、通过研究M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金在单步和双步固溶处理和时效处理过程中的组织演变规律和力学性能变化,可以优化出合金的固溶处理工艺为500℃×2h+540℃×3h,在该工艺条件下,初晶Si相边缘钝化、共晶Si相熔断且球化、θ-Al2Cu和Q-Al5Cu2Mg8Si6等金属间化合物完全溶入基体中。优化后的时效处理工艺为175℃×5h。5、稀土元素Gd对铸态、T4态和T6态M174合金的显微组织有以下影响:1)在铸态合金组织中,随着Gd含量的增加（≤0.5 wt.%）,Al11（MnFeNiCu）4Si和δ-Al3CuNi相的尺寸逐渐减小,组织中出现富Gd相且其形貌逐渐由块状演化为细长条状。2)在T4态合金组织中,随着Gd含量的增加（≤0.2 wt.%）,骨骼状的δ-Al3CuNi相逐渐分为两部分:一部分为δ-Al3CuNi相,其形貌保持骨骼支架状;另一部分则是被碎化的金属间化合物,由尺寸约510μm的Al3CuNi相以及尺寸≤5μm的富Gd相组成。3)在T6态合金组织中,Gd抑制了时效过程中θ-Al2Cu相的析出。峰值时效态M174-0.2Gd合金显微组织中主要存在两种析出相:一种为出现在晶粒内部的球状Q-Al5Cu2Mg8Si6相,其直径≤200nm;另一种为存在于晶界处的Al3CuGd相,其晶格常数为a=b=4.157?,c=10.651?,尺寸≤200nm。6、对铸态、T4态和T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金室温和高温瞬时拉伸性能的研究表明,随着Gd含量的增加,合金的室温和高温瞬时拉伸性能先增加后降低。当拉伸测试温度低于200℃时,同一热处理态的M174-0.1Gd合金拉伸性能较好;当拉伸测试温度高于300℃时,同一热处理态的M174-0.2Gd合金抗拉强度较优。7、研究了铸态和T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金室温和高温物理性能的变化趋势,结果表明:在同样的热处理条件下,随着Gd含量的增加,合金的热膨胀系数逐渐降低而弹性模量逐渐增加。8、探讨了T6态M174-0.2Gd（wt.%）合金热暴露后室温拉伸性能的时变降低机制,结果表明:热暴露后合金室温拉伸性能随热暴露时间逐渐下降的原因在于θ-Al2Cu和Q-Al5Cu2Mg8Si6相的二次析出并长大。当热暴露温度为250℃时,随着热暴露时间由0h逐渐增加至200h,θ-Al2Cu相析出且尺寸逐渐增加至100250nm,局部区域的析出相长度甚至达到约500nm,相邻θ-Al2Cu相之间的距离也由20100nm增加至200nm以上,晶粒内部逐渐出现尺寸为12 nm,其长轴平行于<100>α-Al的点状Q-Al5Cu2Mg8Si6相。9、对T6态M174-0.2Gd（wt.%）合金高温压缩蠕变行为的研究表明,晶界处存在热稳定性较高的Al3CuGd稀土相可以有效固定晶界,提高合金的蠕变性能。在低应力（σ≤50MPa）低温（T≤250℃）的条件下,n=1.32.5,Q=32.074.6kJ/mol,蠕变受扩散蠕变或析出相阻碍的晶界滑动控制;在高应力（σ≥80MPa）高温区,n=3.75.6,Q=18.079.0kJ/mol,蠕变受晶界滑动和位错攀移控制。对于T6态M174-0.2Gd合金而言,服役温度T≤300℃,应力σ≤80MPa。10、对铸态和T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金在室温和高温条件下干摩擦磨损行为的研究表明,随着Gd含量的增加,合金的体积磨损率和动态摩擦磨损系数逐渐降低,高温或者高载荷作用下的磨损机制逐渐由磨粒磨损和剥层磨损相结合的方式向剥层磨损转变。11、研究了T6态M174-xGd（x=0,0.1,0.2）（wt.%）合金在室温油润滑条件下的摩擦磨损行为,结果表明:对磨副表面形成的油膜层会显著提高合金的耐磨性,同一合金油在润滑条件下的体积磨损率比干摩擦磨损时的体积磨损率降低了一个数量级,而动态摩擦系数约为干摩擦磨损的1/5。油润滑条件下合金的磨损形貌主要以金属间化合物的破碎和脱落为主。
胡强[3]（2019）在《短流程稀土改性电渣重熔再生高速钢组织及性能》文中指出高速工具钢是一种具有高硬度、高耐磨性和高耐热性的工具钢（简称高速钢）,广泛用于制造各种机床的切削工具,也用于制造高载荷的模具、航空高温轴承及特殊耐热耐磨零部件等。常用高速钢含有17%左右的贵重合金元素,在生产钢材的冶金过程及钢材做成刀具的制造过程中,这些元素会产生不同形式的废料,因为高速钢中含有大量的网状共晶碳化物,脆性大。传统的消除方法是通过反复高温轧制或锻造,将铸锭中的网状共晶碳化物打碎。受锻造比的限制,大尺寸铸坯芯部的碳化物无法被打碎,锻造后的组织经常出现带状碳化物偏析。由于晶界网状共晶碳化物的存在,锻造时容易产生开裂、过烧等废品。据统计,锻造过程中会有7%以上的材料由于烧损或端部切断而损失,在随后的加工过程中又有20%以上的材料变成切屑。从铸锭到模具的整个生产过程中,材料的利用率仅为2436%。因此,废高速钢的回收、再利用具有重要的理论与实际意义。（1）本文针对目前采用电渣重熔法制备的再生高速钢辊环无法二次回收再利用等难题,研究开发了一种电渣连铸技术生产大口径（φ≥500 mm）再生高速钢轧辊辊环的方法和装置,制备出了以废旧M2高速钢（钨钼系高速钢）为原料的大口径再生高速钢轧辊辊环,并对其元素收得率以及铸态组织进行了测试。结果表明:采用本项目研发的装置制备再生高速钢,可以有效减少废高速钢中贵重金属元素W、Mo、Cr、V、Co等的烧损,W、Mo、Cr、V和Co的回收率分别为97.1%、99.1%、98.7%、94.5%和99.2%。经检测再生高速钢低倍组织结果为一般疏松0.5级、中心疏松0.5级,无气泡、白点、夹渣等缺陷,达到高速钢国标要求。（2）分析研究了电渣连铸制备再生M2高速钢的铸态组织及其热处理后再生钢中组织碳化物种类及形貌分布,对其硬度、冲击韧性以及抗弯强度等主要性能指标进行了测试对比。结果表明:制备的再生M2高速钢铸态微观组织中碳化物种类有层片状M2C共晶碳化物、不规则的大块MC共晶碳化物以及鱼骨状的M6C共晶碳化物,在基体中沿晶界分布,并形成网状结构。热处理后,再生M2高速钢中,层片状M2C共晶碳化物明显减少,亚稳态的M2C共晶碳化物分解为颗粒状的M6C和MC二次碳化物;硬度、冲击韧性、抗弯强度分别由铸态的55.2HRC、7.9 J/cm2、1372MPa,提升到57.6HRC、8.9 J/cm2、1430 MPa。再生M2高速钢经热处理后其基体中网状共晶碳化物结构依然存在,导致再生高速钢性能依然偏低,需要进一步对其组织中碳化物的种类形貌和分布进行调控,获得碳化物分布更为均匀的微观组织结构,提高再生高速钢的相关性能。（3）在制备自耗电极过程中,加入混合稀土变质剂,研究了变质剂对再生高速钢组织和性能的影响规律。结果表明:经退火处理后的高速钢的铸态组织粗大,共晶碳化物形态主要以层片状和鱼骨状,呈网状分布于晶界上。变质处理后的高速钢共晶碳化物断网,碳化物组织均发生了明显细化,共晶组织中片层状的碳化物明显减少,共晶碳化物中层片状碳化物变短、细化。稀土变质处理后的高速钢经淬、回火处理后,组织明显细化,碳化物断网和球化。稀土变质处理后的再生高速钢经淬、回火处理后的冲击韧性和抗弯强度显著提高。再生高速钢的冲击韧性和抗弯强度分别提高了33%和7.8%,其中冲击韧性的提高尤为显著。此外,变质处理后再生高速钢的硬度略高于未变质的再生高速钢的硬度。（4）通过在重熔过程的电渣中加入稀土氧化物,对高速钢中碳化物组织、形貌及分布进行调控,以消除基体中网状共晶碳化物结构,研究了稀土氧化物对再生高速钢组织和性能的影响规律。结果表明:重熔过程中加入稀土氧化物,能够有效的改善再生高速钢材料共晶碳化物的形貌,使其网状结构断开,得到细化;同时还能促进晶粒内碳化物的析出,使共晶碳化物分布更加均匀。稀土氧化物的加入能够有效地提高材料的冲击韧性和抗弯性能。随着稀土氧化物含量的增加,高速钢的力学性能出现先升后降的现象,这说明炉渣中稀土氧化物的加入量存在一个合理的区间范围。本项目中电渣中稀土氧化物加入量最优值为1%。热处理后,高速钢中共晶碳化物网状结构发生熔断,晶内共晶碳化物增多,但是其类型相比未热处理前并未发生变化。（5）采用脉冲爆炸等离子体技术（PPT-Pulse Plasma Detonation Technology）对M2高速钢进行表面改性处理,通过OM、SEM和XRD研究了PPT处理前后M2高速钢的显微组织和相结构的变化,研究了PPT处理前后M2高速钢的显微硬度、耐磨损性能和耐腐蚀性能的变化,并对PPT作用机理进行探索。结果表明:M2高速钢经PPT处理后,由于快速升温及迅速冷却,在表面层发生部分马氏体α′-Fe向奥氏体γ-Fe的相转变过程,随着电容值的增加,奥氏体含量增加,且部分碳化物固溶于奥氏体中;PPT处理后,表面形成平均厚度为8.9μm的改性层,改性层组织细小致密,碳化物颗粒细小且分布均匀;PPT处理后,材料表面晶粒细化,位错密度增加,在深度达到100μm范围内显微硬度得到提高;PPT处理后,再生M2高速钢的耐磨损和耐蚀性能相较于基体得到了明显的改善,当电容值为1000μ时,耐磨损性能提高了2.58倍。
徐永东[4]（2012）在《稀土镁合金组织和性能研究》文中认为基于对耐蚀、高强韧镁合金材料的需求，本文研究了Gd、Nd和Y等稀土元素对镁合金耐蚀性能和力学性能的影响规律，并具体结合两类不同的稀土镁合金，研究了铸造、热处理和热挤压变形等工艺对合金组织和性能的影响。通过研究稀土元素对镁合金耐蚀性的影响机制发现：添加稀土元素后形成的第二相与镁基体的镁合金的电极电位差变小，导致微电偶腐蚀的驱动力相应减弱，微电偶腐蚀的极化电流变小，腐蚀速率降低；稀土元素可以通过改变金属表面氧化膜的结构提高致密度、细化晶粒、改变了镁合金中第二相的组成、形态和分布等，从而改善了镁合金耐腐蚀性。稀土镁合金材料制备工艺过程中，保持成分均匀稳定、减少熔剂夹杂和熔体吹洗等途径有利于合金耐蚀性的改善；挤压铸造、金属型铸造和砂型铸造三种方法相比，挤压铸造制备的合金组织晶粒更细、力学性能和耐蚀性更好。对两类不同稀土含量的镁合金的压缩应力应变行为的研究表明二者均是正应变速率敏感材料，合金热压缩塑性变形是受热激活控制的。对Mg-Nd-Gd-Zn-Zr合金的研究表明，通过成分设计可以实现低稀土含量的镁合金具有良好的耐蚀性，铸态合金通过合理的热处理工艺可以实现强度和伸长率的综合优化；由于稀土含量不高，挤压变形后的合金经时效处理时析出强化效果有限，位错与稀土第二相的交互作用不明显。高稀土含量的Mg-xGd-3Y-Zn-0.5Zr合金的铸态组织由α-Mg和β相（Mg5Gd（Y,Zn））组成，且随着Gd含量的增加，晶粒尺寸呈细化趋势，晶界共晶相由连续网状分布转变为断续状弥散分布，且共晶相数量也相应增加。合金经固溶处理后，合金晶界β相(Mg5Gd（Y,Zn）分解并生成成分有序和堆垛有序的块状、层片状的14H-LPSO结构相，这些LPSO相是由Mg、Zn、Gd和Y元素组成，而Zn是形成14H-LPSO的关键合金元素。合金时效峰值硬度随Gd含量的增加而增高，到达峰值硬度的时间随Gd含量的增加而缩短；随温度升高，峰值硬度降低，到达峰值硬度的时间缩短。8%wtGd的合金200℃时效析出弥散分布的β’相，而250℃时效未发现明显的弥散析出相。12wt%Gd的合金随时效温度的升高，峰值硬化组织时效析出β’相尺寸增大，数量减少；在200℃和225℃的时效硬化归因为高致密分布的β’相；在250℃的峰值硬化组织析出相是β’相和β1，后随时间延长β’相逐渐向β1转变。对铸造Mg-xGd-3Y-Zn-0.5Zr合金的力学性能研究发现，常温抗拉强度接近，伸长率对Gd含量增加而降低。Gd含量不低于10wt%的合金的抗拉强度在室温200℃呈增加趋势并在200℃附近达到最大，随后逐渐下降。对合金失效断口分析发现，合金在室温的断裂主要是解理断裂且随Gd含量的增加脆性增加，高温断裂表现为准解理断裂。Mg-xGd-3Y-Zn-0.5Zr合金经过挤压变形后晶粒显著细化，挤压合金时效强化效应显著，合金力学性能最高时强度和伸长率分别为492MPa和11%，具有良好的塑韧性。
王凯霞[5]（2019）在《稀土元素对AZ80合金组织和性能的影响》文中提出镁合金具有比强度高、阻尼性能好、铸造性能优良等特点,但其室温强度低,塑性差,导致其应用受到严重影响。AZ系镁合金应用较为广泛,其中AZ80镁合金具有最佳的综合力学性能。故本文以AZ80合金为基础合金,通过微合金化及熔炼工艺对AZ80合金进行组织及性能优化。研究了不同稀土元素比例La:Gd对AZ80组织及性能的影响;探索了AZ80-RE合金的熔体混合搅拌熔炼工艺参数,并研究了在熔体混合熔炼工艺下,不同的稀土元素总含量对AZ80-RE合金组织及性能的影响。AZ80合金中单独加入La进行微合金化后,合金中生成针状的Al11La3相及中间带孔洞的块状Al11La3相两种形貌的稀土相,尺寸较大,但分布均匀。在单独加入稀土元素Gd时,得到的为边部规则的块状Al2Gd相,但块状相有一定程度的聚集。复合加入两种稀土元素时,原本粗大的Al-RE相明显变得细小弥散,并同时含有多种形貌的Al-RE相。不论何种稀土元素比例加入AZ80合金中,原本网状分布的β相数量减少,都变为孤岛状分布。复合加入两种稀土元素时,在Al-RE相形成过程中,La与Gd元素相互依附生长,形成类似于置换固溶体的结构;块状Al2Gd相与针状Al11La3相及中间带孔洞的块状Al11La3相之间存在相互抑制的关系。在这两种相互作用下发现,AZ80-3La-1Gd合金具有最佳的力学性能,其抗拉强度为223MPa,延伸率为6.61%。在稀土元素总含量为3%、4%、5%条件下,最佳稀土元素比例不随稀土元素总含量变化而变化。研究发现,限制稀土镁合金性能提升的瓶颈是Al-RE相尺寸及分布,在普通熔炼工艺下施加的搅拌作用只能使已经形成的稀土相分布均匀,不能细化稀土相,因此采用了熔体混合搅拌熔炼工艺。研究发现在熔体混合搅拌熔炼工艺下,得到的Al-RE相明显细化,在机械搅拌时间为180s时,合金组织最为细小弥散。最后研究了在熔体混合搅拌工艺下,La:Gd比例为3:1时,不同稀土元素总含量时得到的合金组织特点。结果发现,熔体混合搅拌熔炼工艺下,Al-RE相形貌发生较大变化,由普通熔炼工艺下的点状转变为断续针状,但稀土相尺寸未发生明显变化。熔体混合搅拌熔炼工艺下得到的合金伸长率提高,且在稀土总含量为4%时,伸长率达到8.23%,相对于普通熔炼工艺下提高了24.5%。
马昌龙[6]（2020）在《Mg和Nd对铸造Al-Si合金低温性能的影响》文中提出随着我国高铁事业的蓬勃发展,对高速列车用材料在低温下使用性能提出了更高的要求。在我国北方、高原等地,高铁所处的环境温度可能会达到-40℃,所以研究Al-Si合金枕梁在低温环境下的性能至关重要。本课题研究了Mg元素以及稀土元素Nd对Al-Si合金低温拉伸性能的影响,通过研究加入合金元素后合金的组织形貌的变化,物相的组成以及拉伸断裂行为的变化来解释Mg及Nd元素对Al-Si合金低温力学性能产生影响的原因;研究了T6热处理对不同合金成分的Al-Si合金低温拉伸性能的影响;初步研究了Mg元素和Nd元素两种元素对Al-7Si-0.3Mg合金低温疲劳性能的影响。结果表明,对于Al-7Si-xMg合金（x=0/0.3/0.6/1.0）而言,随着Mg元素含量的升高,合金的屈服强度和抗拉强度得到提高,伸长率降低。与室温拉伸相比,低温下（-60℃）强度提高,但是伸长率降低。当Al-7Si-0.6Mg合金经过8h的固溶处理以及6h时效处理后,在低温（-60℃）下的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到252MPa、227MPa和6.15%。通过对合金断口附近显微组织观察发现,在低温（-60℃）下,合金的拉伸断口附近有较多的微裂纹,微裂纹主要是由于在拉伸过程中Si相发生断裂或者与基体剥落而产生的。微裂纹逐渐扩展并且相互连通,最终致使合金发生断裂。在铸造Al-Si合金中加入Nd元素后,合金在低温（-60℃）下的屈服强度、抗拉强度和伸长率随Nd元素含量的变化均呈现先升高后降低的趋势。Nd元素的加入使合金的组织得到显著的细化,同时Al-Si合金中原先粗大长条状或板片状的Si相变成了细小的短棒状。与室温相比,在同一应变条件下,Al-7Si-0.3Mg合金的低温疲劳循环周次显著增加,这与裂纹在低温条件下的萌生门槛值提高以及扩展速率降低紧密相关;在同一温度下,材料寿命随着应变幅的增加而降低。同时,合金元素的添加也会对Al-7Si-0.3Mg合金的低温疲劳性能的提高有着促进作用。当Mg元素含量为0.6wt.%时,合金的疲劳周次达到4983次,当Nd元素含量为0.2wt.%时,合金的疲劳周次达到4169次,与Al-7Si-0.3Mg合金相比分别提高了62.84%和36.24%。
毛丰[7]（2018）在《Eu和P对Al（-Zn）-Si合金凝固过程中硅相的变质机制研究》文中提出Al（-Zn）-Si合金具有优良的铸造性能、耐磨性、热稳定性以及较高的综合力学性能,被广泛应用于航空航天和汽车制造行业,但是组织中粗大的初生硅和共晶硅,在受力时容易产生应力集中,严重削弱了其力学性能。针对传统变质剂的局限性,本文提出用Eu元素对硅相进行变质,以发掘Al（-Zn）-Si合金的应用潜力,提高合金的力学性能,本论文的主要研究内容包括:Eu与P在高纯亚共晶Al-7Si合金中的交互作用及Eu变质后共晶硅的生长机制;Eu对工业Al-7Si-0.3Mg合金组织和性能的影响;Eu对高纯过共晶Al-16Si合金中的初生硅的变质机制;Eu和P复合变质对工业Al-16Si合金中硅相的变质机理和性能研究;Eu对工业Al-40Zn-5Si合金中“先共晶硅”及共晶硅的变质规律。论文主要取得了以下有价值的研究成果:（1）Eu和P元素在亚共晶Al-7Si合金中有很强的交互作用,合金中含P量越多,共晶硅完全转变为纤维状时所需要加入的Eu的含量就越高,这是由于Eu固溶在AlP相中形成（Al,Eu）P、熔体中析出的粗大Al2Si2Eu对富P颗粒的包裹以及P元素固溶在粗大的Al2Si2Eu相中所致。Eu元素变质后共晶硅内部含有高密度的多重孪晶,它既可以吸附在硅的<112>方向上来毒化孪晶凹槽,又可以吸附在两条孪晶线的相交处来诱发孪晶。（2）稀土Eu元素的加入,提高了工业Al-7Si-0.3Mg合金在铸态下和T6热处理状态下的抗拉强度和延伸率。当加入Eu含量为0.1%时,合金在铸态下的质量指数提高了 11.4%,T6热处理后的质量指数提高了 10.8%。（3）Eu元素对高纯Al-16Si合金中初生硅和共晶硅具有双重变质效果,随着Eu含量的增加,粗大的五瓣状初生硅逐渐转变为尺寸更加细小的八面体和板片状初生硅,同时共晶硅也逐渐变为纤维状。Eu元素对初生硅的变质作用主要是由于Eu元素在初生硅前沿形成溶质富集层,形成了较大的成分过冷,阻碍了初生硅的生长所致。（4）Eu和P复合变质实现了工业Al-16Si合金中的初生硅和共晶硅的双重变质,提高了合金的力学性能,当添加Eu含量为0.15%,P含量为0.06%时,合金的抗拉强度提高了 14.1%,延伸率提高了 108%,磨损率降低了 35.9%。（5）Eu元素对含微量杂质P的工业Al-40Zn-5Si合金中“先共晶硅”和共晶硅具有双重变质效果。随着Eu含量的增加,“先共晶硅”逐渐变为球状,共晶硅逐渐变为纤维状。Eu元素的加入提高了合金的拉伸性能,当Eu含量为0.2%时,合金的抗拉强度和延伸率分别提高了 16.9%和383%。（6）同步辐射实时成像显示,未变质工业Al-40Zn-5Si合金中初生相为α-Al,“先共晶硅”颗粒首先在枝晶前沿析出,共晶反应时的领先相为共晶硅,随后共晶铝在共晶硅上形成。0.3%Eu的加入对“先共晶硅”颗粒的析出具有一定的抑制作用,这是由于Eu固溶在AlP中形成了（Al,Eu）P,削弱了 AlP颗粒对“先共晶硅”的异质形核能力。（7）高分辨的扫描透射高角环形暗场像显示Eu对“先共晶硅”生长的影响机制主要包括:单个Eu原子列的吸附导致堆垛层错和平行孪晶的形成;单个Eu原子列和多个Eu原子列组成的三角形状团簇的吸附导致相交孪晶的形成;线状分布的Eu原子列吸附在孪晶上,毒化了孪晶凹槽（TPRE）。
赫国强[8]（2019）在《超声条件下稀土对铸造Mg-Al-Zn合金组织和性能影响的研究》文中研究说明电磁辐射（EMR）作为一种新的污染形式出现,为了保护人或系统免受不必要的电磁辐射,开发具有高电磁屏蔽性能的轻质结构材料具有重要意义。镁合金由于其质轻、优异的电磁屏蔽性能和良好机械加工性能,有望作为轻质电磁屏蔽材料大量应用于电子通信、航天航空和军事等领域。本文采用普通铸造法制备了不同稀土添加量的Mg-Al-Zn-x Y-y Ce合金,优化其合金成分,对具有良好组织和优异性能的合金施加超声工艺处理。通过光学金相显微分析（OM）、扫面电子显微分析（SEM）、能谱分析（EDS）和X射线衍射分析（XRD）等分析手段对合金的微观组织形貌进行观察分析,借助万能拉伸试验仪、电子布氏硬度测量仪、法兰同轴测试仪、D60K数字电导率测试仪等测试设备对合金的室温力学性能和电磁屏蔽性能进行检测,以明确稀土元素Y、Ce和超声处理对Mg-Al-Zn合金组织和性能的影响机理。通过金属型铸造法制备了稀土Y、Ce不同添加量的Mg-Al-Zn-x Y-y Ce合金,对其微观组织进行观察。结果表明,未添加稀土元素的Mg-Al-Zn合金组织主要由α-Mg基体和β-Mg17Al12相组成,其中网状β-Mg17Al12相较为粗大,密集的相互缠绕分布于晶界上和晶界内。添加稀土元素Y和Ce后β-Mg17Al12相得到明显细化,且生成了稀土相Al2Y和Al2Ce,当稀土添加量为0.6 wt.%Y+1.2 wt.%Ce时,合金组织中β-Mg17Al12相细化效果最佳,由连续网状分布转变为半连续状分布于基体组织上。在此基础上,对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金熔体施加不同超声工艺处理,发现合金组织的形貌与分布得到了进一步改善。当超声功率为1500 W、时间为90 s时对合金组织改善效果最佳,此时β-Mg17Al12相断裂程度最高,由半连续状转变为弥散分布,亮白色条形相Al2Ce相趋于针状,平均长径比为26:1,不规则块状相Al2Y相平均尺寸减小为4μm。Mg-Al-Zn合金的室温力学性能随着稀土元素Y、Ce添加总量的增加呈现先提高后降低的趋势。这是由于过量添加稀土元素会导致合金组织中的稀土相发生团聚,粗化了β-Mg17Al12相,合金力学性能出现降低。当稀土添加量为0.6 wt.%Y+1.2 wt.%Ce时合金室温力学性最优,此时抗拉强度、断后伸长率和硬度值分别为233.8 MPa、7.2%和87.6 HB,相较于Mg-Al-Zn-0Y-0Ce合金的抗拉强度、断后伸长率和硬度值分别提升了18.74%、79.10%和13.03%。超声处理可以进一步改善合金组织,降低合金中第二相的偏聚,提高合金的力学性能。对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金熔体施加功率为1500 W、时间90 s的超声处理后,合金室温抗拉强度、断后伸长率、硬度值提升至为264.8 MPa、8.03%、92.1 HB。合金的电导率、电磁屏蔽效能（SE）可以通过改善合金组织形貌和减少固溶在合金基体中的合金元素两种途径提高。未添加稀土元素的镁合金电导率为14.8%IACS、SE最小值为74.24 d B（1500 MHz）,当混合稀土添加量为0.6 wt.%Y+1.2 wt.%Ce时,稀土镁合金电导率达到16.5%IACS、SE最小值为84.96d B（1500 MHz）。对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金熔体施加超声处理后,合金电导率值在16.5-17.5%IACS范围内变动,SE最小值在84.96-87.86 d B（1500 MHz）范围内变动。
李传栻[9]（2009）在《如何面对铸铁中干扰元素的影响(上)》文中指出本文所述的"干扰元素"是对灰铸铁和球墨铸铁的性能有负面影响而言的,不一定都是通常所谓的有害元素,其中有的在钢材中是重要的合金元素,有的对于某
韩冰[10]（2018）在《铝锂合金T型接头双侧激光焊接组织特征及裂纹控制研究》文中研究指明近年,第三代铝锂合金凭借其更优异的比强度和抗腐蚀性能,已然成为大型客机关键性结构材料的首选,但铝锂合金焊接过程中的裂纹问题也越发凸显。我国对第三代铝锂合金机身壁板T型结构双侧激光同步焊接特性的研究进展依然缓慢,特别是对铝锂合金T型接头双侧激光焊接组织的微观特征、裂纹缺陷抑制等问题的研究并不深入、全面,而这些问题也与机身服役安全性密切相关。针对国产大型客机项目对铝锂合金机身壁板T型结构双侧激光同步焊接研究的迫切需求,本文首先研究了由熔合线附近的等轴细晶粒及焊缝内合金元素分布不均匀导致的T型接头宏微观组织非均匀特性。在此基础上,研究了由焊缝组织非均匀特性引起的热裂纹问题以及焊接工艺参数、结构拘束度、拉伸载荷方向对热裂纹形成及扩展的影响规律,研究了焊缝晶间微裂纹演变过程及腐蚀机理。在此基础上,通过填充焊丝成分的优化及改变焊丝填充方式实现对焊缝组织的合金调控,提高合金元素的分布均匀性,细化焊缝晶粒,抑制焊接热裂纹。首先,通过金相分析发现等轴细晶粒沿熔合线分布并不均匀,存在等轴细晶粒局部聚集现象;通过对T型接头的原位拉伸、纵向压缩断口分析及纳米压痕测试发现等轴细晶粒聚集区因存在局部弱化而成为接头薄弱环节;通过研究弱化区内微观组织特征差异阐明等轴细晶区局部弱化现象主要由Al2Cu相减少及晶间微裂纹造成。通过电子探针分析发现焊丝中包含的Si元素融入焊缝后主要集中在焊缝的两侧,而焊缝底部熔合线附近的Si元素含量较少,能谱测试结果显示焊缝两侧的Si元素含量达到2.35%,而焊缝底部的Si元素含量仅为0.57%。进一步,对比研究焊接热输入、送丝速度、结构拘束度对热裂纹数量及尺寸的影响规律,研究结果发现:当焊接热输入为18 J/mm、送丝速度为4.3 m/min时,T型接头内焊接热裂纹数量及尺寸均较小;长桁上相邻缺口间距减小使结构拘束度减弱,热裂纹数量及尺寸均大幅下降。研究拉伸载荷方向对T型接头断裂失效机制的影响,发现平行焊接方向拉伸载荷显著促进热裂纹沿晶界快速向熔合线扩展。通过研究晶间LiAlSi相微观组织特征,发现其与α（Al）基体之间存在由Al2Cu相和Al-Si离异共晶构成的界面层;各相的热膨胀系数和杨氏模量差异容易导致界面微裂纹的形成,而微裂纹又会加速界面腐蚀进程。通过焊丝成分优化和预埋焊丝新工艺相结合的方式调控T型接头焊缝组织,抑制焊接热裂纹并提高接头综合力学性能。研究结果表明,当焊丝中主要调控元素Si、Cu含量分别为5.93%、6.20%而辅助调控稀土元素La、Er含量均为0.04%时,能够促进晶间LiAlSi、Al2Cu相均匀、细小析出,从而提高晶界强度,而且能够局部细化焊缝晶粒,对热裂纹抑制效果最为显著;配合采用预埋焊丝新工艺使焊丝对焊缝底部的合金调控作用显著增强,焊缝内粗大柱状晶被细化为等轴细晶和等轴枝晶,T型接头的横向拉伸强度提高为411 MPa,超过母材的80%,纵向拉伸强度提高为189 MPa,纵向压稳最大载荷提高为98kN。
二、某些稀土元素对铸造生铁组织和性能的影响（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、某些稀土元素对铸造生铁组织和性能的影响（论文提纲范文）
（2）Al-Si-Cu-Ni-Mg系铸造耐热铝合金组织及其高温性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铸造耐热铝合金的研究现状 |
| 1.2.1 Al-Si系铸造耐热合金 |
| 1.2.2 Al-Cu系铸造耐热合金 |
| 1.2.3 其他体系铸造耐热铝合金 |
| 1.3 铸造铝硅系合金组织调控 |
| 1.3.1 Si相变质 |
| 1.3.2 晶粒细化 |
| 1.3.3 微合金化 |
| 1.3.4 热处理 |
| 1.4 铸造铝硅系合金的性能研究 |
| 1.4.1 高温力学性能 |
| 1.4.2 高温蠕变行为 |
| 1.4.3 热稳定性 |
| 1.4.4 摩擦磨损性能 |
| 1.5 本课题研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 合金成分 |
| 2.2.2 原材料 |
| 2.2.3 熔炼工艺及凝固曲线 |
| 2.3 合金的热处理 |
| 2.4 合金的显微组织分析 |
| 2.4.1 金相观察(OM) |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD) |
| 2.4.3 定量金相 |
| 2.4.4 示差扫描量热法(DSC) |
| 2.4.5 扫描电镜(SEM) |
| 2.4.6 透射电镜(TEM) |
| 2.5 合金的性能测试 |
| 2.5.1 室温力学性能 |
| 2.5.2 高温瞬时拉伸性能 |
| 2.5.3 热物理性能 |
| 2.5.4 摩擦磨损性能 |
| 2.5.5 压缩蠕变性能 |
| 2.6 热暴露实验 |
| 参考文献 |
| 第三章 Al-Si-Cu-Ni-Mg系合金铸态组织及其性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 M174 合金铸态显微组织 |
| 3.2.1 铸造合金凝固过程分析 |
| 3.2.2 合金的铸态显微组织 |
| 3.3 合金元素对M174 合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.3.1 Sr对铸造M174 合金铸态组织和室温力学性能的影响 |
| 3.3.2 Sr、Ti和 B的协同作用对合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.3.3 Gd对铸造M174 合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.3.5 Nd对铸造M174 合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 铸造Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金热处理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸造M174 合金固溶工艺优化 |
| 4.2.1 铸造M174 合金固溶过程中的组织演变 |
| 4.2.2 铸造M174 合金固溶处理后的性能变化 |
| 4.3 铸造M174-Gd合金固溶工艺优化 |
| 4.3.1 铸造M174-Gd合金固溶过程中组织演变 |
| 4.3.2 Gd对 T4 态合金相演变的影响 |
| 4.3.3 铸造M174-Gd合金固溶处理后的性能变化 |
| 4.3.4 铸造M174-Gd合金的固溶强化 |
| 4.4 T4态M174(-Gd)合金的时效硬化曲线 |
| 4.4.1 T4态M174 合金的时效硬化曲线 |
| 4.4.2 铸造T4态M174-0.1Gd合金的时效硬化曲线 |
| 4.4.3 铸造T4态M174-0.2Gd合金的时效硬化曲线 |
| 4.5 T6态M174(-Gd)合金的组织及力学性能 |
| 4.5.1 T6态M174(-Gd)合金峰值时效析出相 |
| 4.5.2 T6态M174(-Gd)合金室温及高温拉伸性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 铸造Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金高温稳定性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 M174-0.2Gd合金热暴露后的微观组织 |
| 5.2.1 热暴露不同时间后M174-0.2Gd合金的金相组织变化 |
| 5.2.2 热暴露不同时间后M174-0.2Gd合金时效析出相的变化 |
| 5.2.3 Gd对 Al_2Cu相析出的抑制作用 |
| 5.3 M174(-Gd)合金热暴露后的室温拉伸性能 |
| 5.3.1 热暴露后合金的室温拉伸性能变化 |
| 5.3.2 热暴露后合金室温拉伸性能变化的经验公式 |
| 5.3.3 热暴露后合金的组织演化与屈服强度之间的关系 |
| 5.4 M174(-Gd)合金高温尺寸稳定性 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金高温压缩蠕变 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金的压缩蠕变性能 |
| 6.2.1 温度对压缩蠕变行为的影响 |
| 6.2.2 应力对压缩蠕变行为的影响 |
| 6.3 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金的蠕变组织 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 蠕变激活能和应力指数 |
| 6.4.2 T6态Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金时效析出相的蠕变强化机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 铸造Al-Si-Cu-Ni-Mg(-Gd)合金摩擦磨损行为 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 T6态M174(-Gd)合金干摩擦磨损行为 |
| 7.2.1 T6 热处理前后M174 合金的磨损性能 |
| 7.2.2 载荷和温度对T6态M174(-Gd)合金磨损率的影响 |
| 7.2.3 载荷和温度对T6态M174(-Gd)合金摩擦系数的影响 |
| 7.2.4 载荷和温度对T6态M174 合金磨损行为的影响 |
| 7.2.5 Gd对 T6态M174 合金磨损行为的影响 |
| 7.3 油润滑条件下T6态M174(-Gd)合金的摩擦磨损行为 |
| 7.3.1 T6态M174(-Gd)合金的磨损率变化 |
| 7.3.2 T6态M174(-Gd)合金摩擦系数的变化 |
| 7.3.3 油润滑条件下合金的磨损机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第八章 结论 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的研究成果及荣誉奖励 |
| 学术论文 |
| 申请专利 |
| 荣誉奖励 |
| 附1 铸造Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金铸造性能 |
| 附1.1 铸造Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金流动性 |
| 附1.2 铸造Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金热裂性 |
| 附2 冷却速度对Al-12Si-4Cu-2Ni-0.8Mg合金组织影响 |
| 附表1 铸造耐热铝合金室温及高温拉伸性能对比 |
（3）短流程稀土改性电渣重熔再生高速钢组织及性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高速钢概述 |
| 1.3 再生高速钢概述 |
| 1.4 稀土在钢中的作用 |
| 1.5 脉冲爆炸等离子体技术在金属表面改性中的应用 |
| 1.6 论文选题及主要研究内容 |
| 2.电渣重熔再生高速钢的制备方法与性能 |
| 2.1 电渣重熔再生高速钢轧辊制备新方法 |
| 2.2 再生高速钢装置的开发及关键技术 |
| 2.3 短流程再生高速钢的微观组织和性能研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 3.稀土变质剂对再生高速钢组织和性能的影响 |
| 3.1 试验方法与材料 |
| 3.2 变质剂对再生高速钢组织的影响及机理研究 |
| 3.3 变质剂对再生高速钢淬、回火后力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4.稀土氧化物对电渣重熔后再生高速钢组织及性能的影响 |
| 4.1 试验方法与材料 |
| 4.2 稀土氧化物对再生高速钢组织的影响及机理研究 |
| 4.3 稀土氧化物对热处理后再生高速钢组织的影响及机理研究 |
| 4.4 稀土氧化物对再生高速钢性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5.再生高速钢的脉冲爆炸等离子体改性工艺研究 |
| 5.1 试验与测试方法 |
| 5.2 脉冲爆炸等离子体技术对再生M2高速钢表面相结构的影响 |
| 5.3 脉冲爆炸等离子体技术工艺参数对再生M2高速钢性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6.结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 论文创新之处 |
| 6.3 后期工作展望 |
| 致谢 |
| 附录1 攻读博士学位期间已发表的论文 |
| 附录2 攻读博士学位期间主持和参与的研究项目 |
| 参考文献 |
（4）稀土镁合金组织和性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.1.1 镁矿资源 |
| 1.1.2 镁合金分类 |
| 1.1.3 国内镁合金应用 |
| 1.1.4 国外镁合金应用 |
| 1.2 镁合金的强化途径和加工工艺 |
| 1.2.1 镁合金的强化途径 |
| 1.2.2 镁合金的铸造工艺方法 |
| 1.2.3 镁合金的塑性变形及成形方法 |
| 1.3 稀土镁合金 |
| 1.3.1 稀土资源 |
| 1.3.2 稀土元素的作用 |
| 1.3.3 稀土镁合金研究进展 |
| 1.4 本文的研究意义与主要研究内容 |
| 第二章 试验设备和方法 |
| 2.1 试验材料及制备设备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 材料制备 |
| 2.2 分析及测试设备 |
| 2.2.1 差热分析 |
| 2.2.2 高温压缩试验 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.2.4 组织分析 |
| 2.2.5 相组成及结构分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 高性能耐蚀稀土镁合金及其组织和性能的研究 |
| 3.1 稀土元素对镁合金耐蚀性的影响 |
| 3.1.1 镁的合金化特点 |
| 3.1.2 合金元素作用分析 |
| 3.1.3 稀土元素与镁合金耐蚀性的关系 |
| 3.2 熔炼工艺对镁合金组织和性能的影响 |
| 3.2.1 稀土镁合金的熔炼保护 |
| 3.2.2 吹气净化对合金组织的影响 |
| 3.2.3 稀土镁合金的铸造流动性 |
| 3.3 铸造工艺对稀土镁合金组织和性能的影响 |
| 3.4 热处理工艺研究对稀土镁合金组织和性能的影响 |
| 3.4.1 稀土镁合金铸态组织分析 |
| 3.4.2 热处理态组织分析 |
| 3.4.3 热处理工艺制度对组织和性能的影响 |
| 3.5 Mg-Nd-Gd-Zn-Zr铸造合金的腐蚀率测试及结果分析 |
| 3.5.1 合金全浸腐蚀测试结果 |
| 3.5.2 浸泡过程的腐蚀速率研究 |
| 3.6 Mg-Nd-Gd-Zn-Zr合金挤压变形组织与性能研究 |
| 3.6.1 Mg-Nd-Gd-Zn-Zr合金的热压缩变形行为 |
| 3.6.2 Mg-Nd-Gd-Zn-Zr合金的变形组织与性能 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 高强变形稀土镁合金的组织和性能研究 |
| 4.1 合金材料制备 |
| 4.1.1 合金成分 |
| 4.1.2 合金熔炼与铸造 |
| 4.2 合金的铸态组织 |
| 4.3 合金的固溶处理组织分析 |
| 4.4 合金的时效硬化反应及微观组织 |
| 4.4.1 固溶处理对合金的时效硬化的影响 |
| 4.4.2 时效温度对合金的时效硬化影响 |
| 4.4.3 合金的时效析出组织 |
| 4.4.4 合金的时效硬化影响因素分析 |
| 4.4.5 合金的时效态力学性能及其断裂失效分析 |
| 4.5 合金的挤压变形组织与性能 |
| 4.5.1 合金的热压缩变形行为 |
| 4.5.2 合金挤压变形组织 |
| 4.5.3 挤压变形合金的力学性能和断口形貌 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 镁合金焊接工艺研究 |
| 5.1 铸造Mg-Nd-Gd-Zn-Zr合金的TIG焊工艺焊缝组织与性能 |
| 5.2 AZ80 合金的电子束焊接 |
| 5.2.1 AZ80 合金的组织及性能 |
| 5.2.2 AZ80 合金的电子束焊接焊缝组织和性能 |
| 5.3 Mg-Gd-Y-Zr合金的摩擦搅拌组织 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和科研情况说明 |
| 致谢 |
（5）稀土元素对AZ80合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁合金概述 |
| 1.1.1 镁元素概述 |
| 1.1.2 镁合金的优异性能 |
| 1.1.3 镁合金强化方法 |
| 1.1.4 镁合金的分类 |
| 1.1.5 Mg-Al-Zn系镁合金的应用 |
| 1.2 镁合金稀土化研究 |
| 1.2.1 稀土元素简介 |
| 1.2.2 稀土元素在镁合金的作用 |
| 1.2.3 Al-RE相形成规律 |
| 1.3 熔炼工艺细化Al-RE相 |
| 1.4 本论文的研究意义、目的及内容 |
| 2 实验设备及分析方法 |
| 2.1 实验方案设计 |
| 2.2 实验合金制备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 熔炼工艺 |
| 2.3 测试方法及设备 |
| 2.3.1 成分分析 |
| 2.3.2 显微组织观察 |
| 2.3.3 物相分析 |
| 2.3.4 扫面电镜分析 |
| 2.3.5 力学性能检测 |
| 3 稀土元素比例对AZ80-xRE合金组织及性能的影响 |
| 3.1 稀土元素比例对AZ80-4RE镁合金组织的影响 |
| 3.1.1 AZ80-4RE合金的铸态组织演变 |
| 3.1.2 Al-RE相破碎现象 |
| 3.2 细化稀土元素比例对AZ80-RE合金组织的影响 |
| 3.3 稀土元素比例对AZ80-3/5RE镁合金组织的影响 |
| 3.3.1 稀土元素比例对AZ80-3RE合金铸态组织的影响 |
| 3.3.2 稀土元素比例对AZ80-5RE合金铸态组织的影响 |
| 3.4 稀土元素比例对AZ80-xRE合金性能的影响 |
| 3.4.1 稀土元素比例对AZ80-4RE合金性能的影响 |
| 3.4.2 稀土元素比例对AZ80-3/5RE合金铸态性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 混合熔炼工艺制备AZ80-RE合金 |
| 4.1 熔体混合搅拌 |
| 4.1.1 熔体混合搅拌工艺 |
| 4.1.2 Al-RE相形成顺序推断 |
| 4.1.3 熔体混合搅拌工艺参数对合金组织的影响 |
| 4.2 稀土总含量对AZ80 合金组织及性能的影响 |
| 4.2.1 稀土元素总含量对AZ80 合金组织的影响 |
| 4.2.2 稀土元素总含量对AZ80 合金性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（6）Mg和Nd对铸造Al-Si合金低温性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 Al-Si合金概述 |
| 1.2.1 Al-Si合金的研究现状 |
| 1.2.2 Al-Si合金的熔体处理 |
| 1.2.3 Al-Si合金热处理强化 |
| 1.3 铸造Al-Si合金低温性能研究现状 |
| 1.4 合金元素对铝合金组织与性能影响的研究现状 |
| 1.4.1 稀土元素对铝合金性能影响的研究现状 |
| 1.4.2 Mg元素对铝合金性能影响的研究现状 |
| 1.5 铝合金疲劳性能研究现状 |
| 1.6 课题主要研究内容 |
| 第2章 实验方法及材料 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 合金的熔炼 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.4 拉伸性能测试 |
| 2.5 低温疲劳试验 |
| 2.6 组织分析 |
| 第3章 Mg元素对铸造Al-Si合金低温性能的影响 |
| 3.1 Mg元素对Al-Si合金低温拉伸性能的影响 |
| 3.1.1 合金低温拉伸性能 |
| 3.1.2 Mg元素对Al-Si合金组织的影响 |
| 3.1.3 Al-7Si-x Mg合金拉伸断口附近显微组织 |
| 3.2 T6 热处理对Al-7Si-x Mg合金低温拉伸性能的影响 |
| 3.2.1 T6 热处理后Al-7Si-x Mg合金低温力学性能 |
| 3.2.2 T6 热处理后Al-7Si-x Mg合金显微组织 |
| 第4章 Nd元素对Al-Si合金组织及低温性能的影响 |
| 4.1 Nd元素对Al-Si合金低温拉伸性能的影响 |
| 4.1.1 合金低温拉伸性能 |
| 4.1.2 Nd元素对Al-Si合金组织的影响 |
| 4.1.3 Al-7Si-0.3Mg-x Nd合金拉伸断口附近显微组织 |
| 4.2 T6 热处理对Al-7Si-0.3Mg-x Nd合金低温拉伸性能的影响 |
| 4.2.1 T6 热处理后Al-7Si-0.3Mg-x Nd合金低温力学性能 |
| 4.2.2 T6 热处理后Al-7Si-0.3Mg-x Nd合金显微组织 |
| 第5章 合金元素对铸造Al-Si合金低温疲劳性能的影响 |
| 5.1 Al-7Si-0.3Mg合金低温疲劳性能 |
| 5.1.1 低温疲劳寿命 |
| 5.1.2 疲劳断口微观分析 |
| 5.2 Mg及 Nd元素对铸造Al-Si合金低温疲劳性能的影响 |
| 5.2.1 低温疲劳寿命 |
| 5.2.2 疲劳断口微观分析 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）Eu和P对Al（-Zn）-Si合金凝固过程中硅相的变质机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 硅在合金中的作用和形态 |
| 1.2.1 铝硅合金 |
| 1.2.2 铝锌硅合金 |
| 1.3 共晶硅的变质元素 |
| 1.3.1 铝硅合金中共晶硅的变质元素 |
| 1.3.2 铝锌硅合金中共晶硅的变质元素 |
| 1.4 共晶硅的变质机理 |
| 1.4.1 变质元素抑制共晶硅形核机制 |
| 1.4.2 变质元素影响共晶硅生长机制 |
| 1.4.2.1 孪晶凹槽(TPRE)机制 |
| 1.4.2.2 孪晶凹槽(TPRE)毒化机制 |
| 1.4.2.3 杂质诱导孪晶(IIT)机制 |
| 1.5 初生硅的变质元素 |
| 1.5.1 铝硅合金中初生硅的变质元素 |
| 1.5.2 铝锌硅合金中初生硅的变质元素 |
| 1.6 初生硅的变质机理 |
| 1.6.1 异质形核机制 |
| 1.6.2 变质元素抑制初生硅形核机制 |
| 1.6.3 变质元素吸附毒化机制 |
| 1.6.4 变质元素抑制初生硅生长机制 |
| 1.7 同步辐射在变质领域的应用 |
| 1.7.1 同步辐射实时成像技术 |
| 1.7.2 同步辐射硬X射线微束分析技术 |
| 1.8 本文的主要研究思路 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 研究技术路线 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 合金的制备 |
| 2.3.1 高纯Al-7Si-(P)合金的制备 |
| 2.3.2 工业Al-7Si-0.3Mg合金的制备 |
| 2.3.3 高纯Al-16Si合金的制备 |
| 2.3.4 工业Al-16Si-(P)合金的制备 |
| 2.3.5 工业Al-40Zn-5Si合金的制备 |
| 2.4 材料结构表征 |
| 2.4.1 液淬实验及热分析 |
| 2.4.2 成分测定 |
| 2.4.3 组织分析 |
| 2.4.4 透射电镜分析 |
| 2.4.5 同步辐射实时成像 |
| 2.4.6 同步辐射硬X射线微束分析 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 拉伸性能测试 |
| 2.5.2 耐磨性能测试 |
| 3 Eu和P对亚共晶Al-7Si合金凝固过程的中共晶硅的变质 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 Eu和P在高纯Al-7Si合金中的交互作用 |
| 3.2.1 液淬宏观组织 |
| 3.2.2 液淬微观组织 |
| 3.2.3 冷却曲线特征温度分析 |
| 3.2.4 富Eu金属间化合物的分布 |
| 3.2.4.1 高纯Al-7Si合金中的富Eu相 |
| 3.2.4.2 Al-7Si-30 ppm P合金中的富Eu相 |
| 3.3 Eu变质前后共晶硅的生长机制 |
| 3.3.1 板片状共晶硅的生长机制 |
| 3.3.2 纤维状共晶硅的生长机制 |
| 3.4 Eu元素对工业Al-7Si-0.3Mg合金中组织和力学性能的影响 |
| 3.4.1 Eu元素对工业Al-7Si-0.3Mg合金微观组织的影响 |
| 3.4.2 Eu元素对工业Al-7Si-0.3Mg合金力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Eu和P对过共晶Al-16Si合金凝固过程中硅相的变质 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Eu对高纯Al-16Si合金中硅相的变质 |
| 4.2.1 Eu对高纯Al-16Si合金中硅相的影响 |
| 4.2.2 未变质高纯Al-16Si合金中初生硅的生长机制 |
| 4.2.3 Eu对高纯Al-16Si合金中初生硅的变质机制 |
| 4.3 Eu和P复合变质对工业Al-16Si合金中硅相的变质 |
| 4.3.1 Eu和P对工业Al-16Si合金中硅相的影响 |
| 4.3.2 Eu和P复合变质对工业Al-16Si合金中硅相的影响 |
| 4.3.3 Eu和P复合变质对工业Al-16Si合金冷却曲线的影响 |
| 4.4 Eu和P复合变质对工业Al-16Si合金性能的影响 |
| 4.4.1 Eu和P复合变质对工业Al-16Si合金拉伸性能的影响 |
| 4.4.2 Eu和P复合变质对工业Al-16Si合金耐磨性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Eu对Al-40Zn-5Si合金凝固过程中硅相的变质 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 工业Al-40Zn-xSi合金凝固过程分析 |
| 5.2.1 Al-40Zn-xSi合金相图及凝固过程模拟 |
| 5.2.2 工业Al-40Zn-xSi合金的微观组织 |
| 5.3 Eu对工业Al-40Zn-5Si合金组织和性能的影响 |
| 5.3.1 Eu含量对工业Al-40Zn-5Si合金中“先共晶硅”的影响 |
| 5.3.2 Eu含量对工业Al-40Zn-5Si合金中共晶硅的影响 |
| 5.3.3 Eu含量对工业Al-40Zn-5Si合金拉伸性能的影响 |
| 5.4 工业Al-40Zn-5Si合金的同步辐射实时成像 |
| 5.4.1 未变质工业Al-40Zn-5Si合金的凝固过程 |
| 5.4.2 Eu变质工业Al-40Zn-5Si合金的凝固过程 |
| 5.5 Eu对工业Al-40Zn-5Si合金中“先共晶硅”的变质 |
| 5.5.1 冷却曲线分析 |
| 5.5.2 球状“先共晶硅”颗粒的生长机制 |
| 5.5.2.1 球状“先共晶硅”中堆垛层错的形成 |
| 5.5.2.2 球状“先共晶硅”相交孪晶的形成 |
| 5.5.2.3 Eu对孪晶凹槽(TPRE)的毒化 |
| 5.5.2.4 Eu在大角度晶界上的吸附 |
| 5.5.2.5 球状“先共晶硅”中的富Eu相 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）超声条件下稀土对铸造Mg-Al-Zn合金组织和性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁合金研究现状 |
| 1.2.1 镁合金基体元素的选择 |
| 1.2.2 镁合金中常用稀土元素的研究 |
| 1.3 超声工艺处理的应用和研究 |
| 1.3.1 超声工艺处理的传播特性和实际应用 |
| 1.3.2 超声工艺处理在金属熔体中的研究现状 |
| 1.4 电磁屏蔽材料的研究现状 |
| 1.4.1 电磁屏蔽理论 |
| 1.4.2 镁合金作为电磁屏蔽材料的研究 |
| 1.5 研究目的与意义 |
| 1.6 研究的主要内容 |
| 2 实验方案与过程 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验方案设计 |
| 2.2.1 Mg-Al-Zn-x Y-y Ce合金成分设计 |
| 2.2.2 熔体超声工艺设计 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.3.1 实验材料 |
| 2.3.2 镁合金的制备 |
| 2.4 热处理工艺 |
| 2.5 镁合金显微组织分析 |
| 2.5.1 镁合金金相组织分析 |
| 2.5.2 XRD分析 |
| 2.5.3 SEM及 EDS能谱分析 |
| 2.6 镁合金性能测试 |
| 2.6.1 镁合金硬度测试 |
| 2.6.2 镁合金拉伸性能测试 |
| 2.6.3 镁合金电导率测试 |
| 2.6.4 镁合金电磁屏蔽效能测试 |
| 3 超声条件下稀土对镁合金微观组织影响的研究 |
| 3.1 铸造Mg-Al-Zn合金微观组织的表征 |
| 3.2 混合稀土Y、Ce对 Mg-Al-Zn合金微观组织影响的研究 |
| 3.2.1 混合稀土Y、Ce对铸造Mg-Al-Zn合金微观组织影响的表征 |
| 3.2.2 混合稀土Y、Ce对铸造Mg-Al-Zn合金微观组织影响的机理分析 |
| 3.3 超声工艺对稀土镁合金微观组织影响的研究 |
| 3.3.1 超声工艺对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金微观组织影响的表征 |
| 3.3.2 超声工艺对稀土镁合金微观组织影响的机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 超声条件下稀土对镁合金力学性能影响的研究 |
| 4.1 铸造Mg-Al-Zn合金力学性能 |
| 4.2 混合稀土Y、Ce对铸造Mg-Al-Zn合金力学性能影响的研究 |
| 4.2.1 混合稀土Y、Ce对铸造Mg-Al-Zn合金力学性能表征 |
| 4.2.2 混合稀土Y、Ce对铸造Mg-Al-Zn合金力学性能影响的机理分析 |
| 4.3 超声工艺对稀土镁合金力学性能影响的研究 |
| 4.3.1 超声工艺对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金力学性能表征 |
| 4.3.2 超声工艺对稀土镁合金力学性能影响的机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 超声条件下稀土对镁合金电磁屏蔽效能影响的研究 |
| 5.1 Y、Ce混合添加对铸造Mg-Al-Zn合金电磁屏蔽效能影响的研究 |
| 5.1.1 Y、Ce混合添加对铸造Mg-Al-Zn合金电导率的影响 |
| 5.1.2 Y、Ce混合添加对铸造Mg-Al-Zn合金电磁屏蔽效能的影响 |
| 5.2 超声工艺处理对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金电磁屏蔽效能影响的研究 |
| 5.2.1 超声工艺处理对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金电导率的影响 |
| 5.2.2 超声工艺处理对Mg-Al-Zn-0.6Y-1.2Ce合金电磁屏蔽效能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（10）铝锂合金T型接头双侧激光焊接组织特征及裂纹控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究目的及意义 |
| 1.2 双侧激光同步焊接技术国内外研究现状 |
| 1.3 铝锂合金双侧激光同步焊接特性研究 |
| 1.3.1 铝锂合金在航空工业中的应用 |
| 1.3.2 铝锂合金激光焊接组织特征 |
| 1.4 铝锂合金双侧激光同步焊接技术难点 |
| 1.4.1 铝锂合金焊接热裂纹问题 |
| 1.4.2 铝锂合金焊缝软化问题 |
| 1.4.3 铝锂合金焊缝气孔问题 |
| 1.5 课题的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备与试验方法 |
| 2.2.1 试验设备 |
| 2.2.2 试验方法 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 显微组织分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 第3章 铝锂合金T型接头焊缝组织及力学性能特征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 T型接头焊缝金相组织 |
| 3.3 T型接头合金元素分布 |
| 3.3.1 焊缝内合金元素宏观分布 |
| 3.3.2 焊缝内合金元素微观分布 |
| 3.4 T型接头力学性能 |
| 3.4.1 T型接头横向拉伸性能 |
| 3.4.2 T型接头纵向压稳性能 |
| 3.4.3 T型接头纳米压痕硬度 |
| 3.5 焊缝组织特性对T型接头力学性能的作用机理 |
| 3.5.1 等轴细晶区局部弱化机理 |
| 3.5.2 T型接头原位拉伸断裂机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 铝锂合金T型接头焊接热裂纹特征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 T型接头焊接热裂纹宏微观形貌 |
| 4.2.1 焊接热裂纹宏观形貌 |
| 4.2.2 焊接热裂纹微观形貌 |
| 4.3 T型接头焊接热裂纹的影响因素 |
| 4.3.1 焊接热输入对焊接热裂纹的影响 |
| 4.3.2 送丝速度对焊接热裂纹的影响 |
| 4.3.3 焊接结构拘束度对焊接热裂纹的影响 |
| 4.4 载荷加载方式对焊接热裂纹扩展失效行为的影响 |
| 4.4.1 拉伸载荷平行于焊接方向 |
| 4.4.2 拉伸载荷垂直于焊接方向 |
| 4.5 焊缝晶间相界面微裂纹特征 |
| 4.5.1 焊缝晶间组织演变过程 |
| 4.5.2 焊缝晶间相界面微裂纹腐蚀机理 |
| 4.6 焊缝等轴细晶区晶间微裂纹特征 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 合金元素对铝锂合金T型接头热裂纹的控制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金元素的选取及调控原则 |
| 5.3 合金元素对焊接热裂纹的影响 |
| 5.4 合金元素对焊缝显微组织的影响 |
| 5.4.1 合金元素对焊缝晶界成分的影响 |
| 5.4.2 合金元素对焊缝晶间沉淀相的影响 |
| 5.5 稀土元素对焊缝晶粒形态和焊接热裂纹的影响 |
| 5.5.1 稀土元素对焊缝晶粒形态的影响 |
| 5.5.2 稀土元素对焊接热裂纹的影响 |
| 5.6 合金元素对T型接头力学性能的影响 |
| 5.6.1 合金元素对T型接头横向拉伸性能的影响 |
| 5.6.2 合金元素对焊缝纵向拉伸性能的影响 |
| 5.6.3 合金元素对T型接头纵向压稳性能的影响 |
| 5.7 预埋焊丝双侧激光同步焊接新方法 |
| 5.7.1 预埋焊丝工艺参数优化 |
| 5.7.2 预埋焊丝双侧激光同步焊接组织特征 |
| 5.7.3 预埋焊丝双侧激光同步焊接T型接头力学性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、某些稀土元素对铸造生铁组织和性能的影响（论文参考文献）
- [1]某些稀土元素对铸造生铁组织和性能的影响[J]. P.S.Pattihal,L.I.Levi. 科技译报, 1972(S1)
- [2]Al-Si-Cu-Ni-Mg系铸造耐热铝合金组织及其高温性能研究[D]. 隋育栋. 上海交通大学, 2016(03)
- [3]短流程稀土改性电渣重熔再生高速钢组织及性能[D]. 胡强. 华中科技大学, 2019(03)
- [4]稀土镁合金组织和性能研究[D]. 徐永东. 天津大学, 2012(05)
- [5]稀土元素对AZ80合金组织和性能的影响[D]. 王凯霞. 大连理工大学, 2019(03)
- [6]Mg和Nd对铸造Al-Si合金低温性能的影响[D]. 马昌龙. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [7]Eu和P对Al（-Zn）-Si合金凝固过程中硅相的变质机制研究[D]. 毛丰. 大连理工大学, 2018(12)
- [8]超声条件下稀土对铸造Mg-Al-Zn合金组织和性能影响的研究[D]. 赫国强. 西安工业大学, 2019(03)
- [9]如何面对铸铁中干扰元素的影响(上)[J]. 李传栻. 金属加工(热加工), 2009(21)
- [10]铝锂合金T型接头双侧激光焊接组织特征及裂纹控制研究[D]. 韩冰. 哈尔滨工业大学, 2018(01)