一、固溶处理冷却速度对1420合金性能的影响（论文文献综述）
周晓舟[1]（2021）在《Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究》文中研究指明传统钴基高温合金（Co-Ni-Cr-W基合金）具有优异的抗热腐蚀、抗热疲劳和易焊接等性能,但由于其强化方式主要为固溶强化和碳化物强化,高温强度和承温能力显着低于γ’相（Ni3Al）强化的镍基高温合金,因而未能像镍基高温合金一样获得广泛的应用。2006年,一种新的钴基高温合金Co-Al-W基合金中γ’-Co3（Al,W）相及其强化作用的发现,意味着通过调控γ’相析出使新型钴基高温合金具有与镍基高温合金相当的高温力学性能成为可能,从而为发展航空发动机和地面燃气轮机用高耐蚀、高耐温结构材料开辟了新方向。目前国内外针对Co-Al-W基高温合金的研究主要集中在通过合金化提升其承温能力、力学性能、抗氧化性能等材料性能方面,而关于合金化对凝固特性、铸造和固溶等工艺性能的影响方面关注较少,研究和阐明Co-Al-W基高温合金的铸造工艺性能及其影响因素,特别是铸造缺陷的形成机制,是该类合金铸件实现工程化应用的关键。本文研究了合金元素对Co-Al-W基高温合金的凝固特性、铸造和固溶工艺性能的影响规律,并通过数值模拟与实验相结合的方法,研究了该合金的定向凝固基本行为,实现了合金复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文主要创新性成果如下:针对目前具有优异高温力学性能的Co-7Al-8W-1Ta-4Ti五元合金铸态组织复杂、凝固行为和凝固路径不明确的问题,采用等温淬火、定向凝固+快速淬火等方法确定了该合金的凝固路径:L→Li+γ→L2+γ+Laves→L3+γ+Laves+（β+γ’）e→L4+γ+Laves+（β+γ’）e+γ’→γ+Laves+（β+γ’）e+γ’。合金凝固时液相内W、Ta、Ti元素的强烈偏聚会导致Laves相优先析出,富Al、Ti的（β+γ’）e共晶在Laves相之后析出,过剩的Ti元素在合金凝固的最后阶段形成富Ti的γ’相。由于3种二次相中存在相同的多种合金元素,它们在凝固过程中的析出会发生相互竞争,因而可通过调整合金元素控制合金的铸态组织与凝固行为。相关结果为后续设计多组元Co-Al-W基合金提供了理论依据。在Co-Al-W-Ta-Ti合金的基础上,加入高温合金最常用的强化元素Ni和Cr,设计了 Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti 七元 Co-Al-W 基合金,研究了其凝固和固溶行为。结果表明,Ni、Cr元素的加入可使A1和Ta的偏析减小,对合金凝固路径的影响较小,但可使在合金凝固最后阶段形成的γ’相转变为（γ+γ’）e共晶。由于Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti合金中难熔元素浓度较高,固溶处理后易形成无法消除的μ相（Co7W6）。为了避免合金固溶时产生μ相,并抑制Laves相的形成,本文在强化元素Al、W总量不变的条件下,研究了 Al、W元素含量变化对合金凝固与固溶性能的影响。结果表明,Al含量增多W含量减少可以抑制合金凝固时Laves相的析出,同时也可以抑制固溶处理时μ相的形成。在上述研究结果的基础上,本文提出的新合金的设计方案为Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti。新合金凝固时不形成Laves相,经过双级固溶处理后新合金可获得单一的γ相组织。以Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金为基础,进一步研究了 Ni元素含量对合金热裂缺陷形成的影响。结果表明,随Ni含量的增多,W和Ti的凝固偏析增加而Ta的偏析减小,（β+γ’）e共晶的析出温度降低、体积分数降低,合金残余液相中Al、Ti元素的浓度逐渐增多,导致合金在热裂敏感区内的凝固速率降低,合金的热裂形成倾向逐渐增大。随着Ni含量的减少,合金的组织稳定性下降,固溶处理难度增加。综合考虑新合金的凝固行为、铸造性能、固溶工艺和组织稳定性,合金中的Ni含量可在20-30at.%变化。该结果为不同性能单晶叶片的制备提供了较大的成分选择空间。通过实验和热力学计算获得了 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固过程的边界条件和合金热物性参数,构建了该合金准确的定向凝固工艺模型。研究了加热温度、摆放方式、抽拉速度等工艺参数对合金叶片定向凝固过程温度场和组织缺陷的影响,分析了缘板处杂晶缺陷的形成原理,结合模拟结果提出一种变速抽拉工艺,初步实现了复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文的结果可为进一步开展Co-Al-W基合金复杂单晶叶片工程化制备提供基础数据支撑。
申耀祖[2]（2021）在《Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究》文中提出Fe-Mn-C-Al系高锰钢兼具高抗拉强度、高延伸率和高能量吸收能力,是理想的汽车用抗冲击结构材料和吸能材料。高锰钢还具有优越的低温力学性能、高温抗氧化性能、抗腐蚀性能等,在低温应用、航空航天和化学工业等领域中受到青睐。但凝固成形调控不易、拉矫和轻压下困难等问题严重限制了其工业生产和推广。基于此,本文主要针对Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性和铸态高温力学性能方面进行了系统研究,以期为该钢种的进一步研究和工业化生产提供指导。主要工作和结果如下:（1）高温凝固模式研究分别通过差示扫描量热法（DSC）和等温凝固淬火法研究了不同成分高锰钢在高温状态下的相变顺序和组织特征。结果表明,通过DSC实验和等温凝固淬火实验得到了相同的凝固模式,加热/冷却速率的变化会影响DSC曲线中峰的位置和形状,但不会影响凝固模式。通过实验结果对不同预测方法进行验证后发现,Thermo-Calc热力学计算中的平衡模型模块能够用来预测高锰高铝钢的凝固相变顺序,由此计算得到Fe-C-20Mn-5Al成分高锰钢亚包晶反应区域的C含量为0.062～0.527 wt.%。（2）凝固过程组织特征研究通过定向凝固实验研究了不同C含量高锰钢凝固组织演变行为。研究发现,由于在固液界面前沿存在较大成分过冷现象,在所有抽拉速度下高锰钢中凝固组织都以枝晶形式生长。当C含量为0.06、0.24和0.68 wt.%时,高锰钢一次枝晶间距与抽拉速度之间的关系分别为λ0.06=11.75·V-0.30、λ0.24=10.38·V-0.32和λ0.68=10.56·V-0.31,通过增加冷却速度能够显着细化高锰钢微观组织。通过实验结果验证发现,可以使用Kurz-Fisher模型预测Fe-0.68C-18.02Mn-1.35Al成分高锰钢的一次枝晶间距。在相同的凝固条件下,C含量通过影响高锰钢凝固区间宽度和高温凝固模式来影响一次枝晶间距。（3）凝固过程溶质元素分布研究以Fe-Mn-C-Al系高锰钢定向凝固试样为研究对象,通过EPMA进行点阵法分析研究了高锰钢中溶质元素分布特征,比较了不同C含量高锰钢在不同拉速下的微观偏析情况。结果表明,凝固过程中C元素和Mn元素在液相中聚集,而Al元素则在固相中具有更高含量。在定向凝固试样中能够观察到固相中存在溶质元素扩散现象,这将导致凝固过程中溶质元素在固相中的均质化。增加抽拉速度会加剧微观偏析,这是因为相比于对局部凝固时间的影响,抽拉速度变化对二次枝晶间距影响更大。当C含量从0.06 wt.%增加到0.68 wt.%时,凝固模式发生改变,C元素和Al元素微观偏析先减小后升高。C含量增加会吸引Mn元素,从而导致更严重的Mn元素微观偏析。（4）凝固过程相场模拟研究通过多元多相场模型系统研究了Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固过程中的组织演变和溶质元素分布情况。结果表明溶质分布与凝固组织之间具有交互作用,微观组织演变改变溶质分布情况,溶质分布会影响相变的局部驱动力,导致不同的局部界面生长速度,影响微观组织生长。在包晶相变过程中,初始铁素体相凝固形成的溶质分布情况和奥氏体相形核位置会影响最终的凝固组织和微观偏析情况。与过包晶成分和全奥氏体模式高锰钢相比,冷却速度和过冷度对亚包晶成分高锰钢凝固组织影响更大,冷却速度和过冷度通过影响相变来影响包晶成分高锰钢的微观偏析情况。通过点阵法进行多组分合金偏析计算时,排序方法采用WIR排序法所得结果最准确,F-G排序法操作过程简便,且拟合所得曲线与分布点间的相关性最好,进行简要分析时可采用。（5）高温力学特性和变形行为研究通过高温拉伸和等温热压缩实验研究了三种不同C含量铸态高锰钢的高温拉伸性能和变形行为。研究发现,高温拉伸试验中不同成分高锰钢的真实应力-真实应变曲线具有相似趋势,峰值应力随拉伸温度降低和C含量增加而增加。C含量通过影响奥氏体与铁素体之间的相变来影响热延展性。C含量为0.028 wt.%时,高锰钢延展性较好,在所研究温度范围内断面收缩率（RA）均大于40%。当C含量为0.028 wt.%和0.28 wt.%时,RA随拉伸温度增加先升高后降低,而当C含量增至0.64 wt.%时,延展性随温度升高而提高。对于高温压缩实验,流动应力随C含量增加而增加,这是因为随着C含量增加,可用于短程有序的Mn-C偶极子数量增加。通过拟合关系确定热变形相关物性参数、激活能以及描述热变形条件的Z因子表达式,使用Z因子预测峰值应力,预测结果与实验结果基本吻合。
潘艳林[3]（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》文中进行了进一步梳理传统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。
慕浪[4]（2021）在《稀土变质对Al-8Cr-Si合金组织结构及耐磨性能的影响》文中研究表明国家经济的快速发展促成科学技术的日新月异,传统金属结构材料的性能已难以满足现代工业商品的需求,因此亟待需要提高材料的强度、塑性、轻量化以及耐腐蚀、耐磨损等性能。铝合金作为广泛使用的轻质合金之一,越来越受到科研工作者和社会需求的青睐。因此,本文在典型耐磨材料Al-8%Cr合金中添加合金元素硅和稀土铈,通过改变合金的冷却速度,研究冷却速度、合金元素硅和稀土铈对材料组织和耐磨性能的影响规律。探寻冷却速度对合金元素硅和稀土铈合金化作用的影响,旨在开辟改善金属结构材料组织、提高耐磨强度和疲劳寿命的有效途径。通过控制合金的冷却速度,实验结果表明冷却速度较低时,Al-8%Cr合金内Al13Cr2呈现针状,冷却速度较高时,Al13Cr2呈现块状;显微硬度由65 HV增加到83HV。Al-8%Cr合金内添加合金元素硅后,第二相主要为Al13Cr2和Al13Cr4Si4。添加量为2%时,Al13Cr4Si4的形貌为短棒状,添加量为4%时Al13Cr4Si4的形貌为中空的块状,添加量为5%时Al13Cr4Si4的形貌为长棒状。冷却速度较高时Al13Cr4Si4均为块状,显微硬度由110 HV增加到150 HV。Al-8%Cr合金内添加稀土铈后,第二相主要为Al13Cr2和Al20Cr2Ce。添加量为1%时,Al20Cr2Ce的平均尺寸为50-100μm,添加量为2%时Al20Cr2Ce的平均尺寸为50-60μm,添加量为4%时Al20Cr2Ce的平均尺寸为100-150μm。冷却速度较高时Al13Cr2、Al20Cr2Ce均为块状,显微硬度由98 HV增加到130 HV。Al-8%Cr合金内同时添加4%Si和2%Ce后,显微硬度为165 HV,Al-8%Cr-4%Si-2%Ce合金内的Al13Cr2、Al13Cr4Si4、Al20Cr2Ce在冷却速度较高时更加均匀细小,显微硬度为185 HV。依据密度泛函数理论采用第一性原理的方法计算了合金元素Si对Al-Cr相生成过程的影响。Al13Cr4Si4空间群为F-43m,其内同时存在共价键和离子键,Al13Cr4Si4杨氏模量计算值为180 GPa,计算结果表明高硬度的第二相为潜在的优异耐磨相。对比耐磨实验表明,Al-8%Cr合金的摩擦系数平均值为1.23;Al-8%Cr-4%Si合金的摩擦系数平均值为1.19;Al-8%Cr-2%Ce合金的摩擦系数平均值为1.20;Al-8%Cr-4%Si-2%Ce合金的摩擦系数平均值为1.18。观察合金的磨损表面形貌,存在硬度较高的Al13Cr2、Al13Cr4Si4、Al20Cr2Ce的Al-8%Cr-4%Si-2%Ce合金犁沟浅,磨损表面相对平整。因此合金内第二相硬度越高,Al-8%Cr合金的耐磨性越优越。
王永晓[5]（2021）在《挤压变形及热处理对喷射态2195铝锂合金组织与性能影响的研究》文中研究表明铝锂合金是一种低密度、高弹性模量、高比刚比强度的新型结构材料,在航空航天领域应用广泛。铝锂合金挤压型材广泛用于空天装备的梁、缘、条类零件,通过替代传统铝合金型材可明显减轻装备自重,降低燃料消耗。尽管我国已能够独立生产较先进的铝锂合金材料,但在型材构件制备方面与世界先进水平仍存在较大差距,高性能铝锂合金型材挤压制备技术面临挑战。铝锂合金型材挤压制备工艺复杂且流程较长,在材料热力耦合变形行为、微观组织与力学性能演变规律、型材强韧化机理等方面蕴含着诸多科学问题。目前人们已针对铝锂合金材料的成分设计与制备、热塑性成形工艺、热处理过程中组织演变等方面进行了诸多研究。然而,在喷射态铝锂合金型材挤压及热处理强化中仍存在若干关键问题需要研究和解决,主要包括:喷射态合金的组织性能特点及其在均匀化中的组织演变规律尚不明确;喷射态合金的本构关系模型尚需建立;型材挤压过程中组织与性能演变规律尚需揭示,型材成形质量的有效控制缺乏理论指导;喷射态合金挤压后热处理过程中的强韧化机理需要研究和阐明。围绕上述问题,本文针对喷射态2195铝锂合金,研究了均匀化处理中微观组织演变规律、揭示了挤压变形过程中合金的组织与性能演变规律、提出了型材成形质量预测与控制方法、阐明了挤压变形后合金热处理强韧化机理,为喷射态2195合金型材挤压与热处理工艺参数的制定提供了理论指导和可供参考的数据。主要研究工作如下:（1）为明确喷射态2195铝锂合金的组织与性能特点及其与铸态合金的区别,对喷射态与铸态2195合金的微观组织和力学性能进行了表征与测试,对比了两合金在晶粒结构、析出相类型、力学性能及断裂机制方面的异同。研究表明,喷射态合金具有等轴状晶粒结构,其晶粒组织比铸态合金更加均匀、细小,但晶间存在较多的微观孔洞,坯料致密度较低。喷射态和铸态合金中均存在十分粗大的盘状T1相,易引发脆性断裂,导致两合金均表现出较低的力学性能,且铸态合金的力学性能比喷射态合金更低。（2）研究了喷射态2195铝锂合金均匀化过程中的组织演变规律,揭示了第二相粒子在均匀化处理中瞬时和长时变化规律;建立了二次相的溶解速率方程及元素均匀化扩散动力学方程,预测了第二相粒子溶解及元素均匀化扩散时间;阐明了均匀化工艺对Al3Zr弥散相析出行为及合金再结晶行为的影响规律及机理。通过研究发现,慢速升温均匀化工艺可使喷射态合金中不同溶点的粒子均匀溶解,同时提高弥散相的析出数量,从而更有效的抑制合金的再结晶和晶粒粗化,提高合金的组织均匀性。（3）对喷射态2195铝锂合金进行了热压缩试验,获得了不同温度和应变速率下的应力-应变数据,研究了合金的热变形行为,建立了本构关系模型,构建了合金的热加工图。通过对加工图的分析,确定了合金的稳定变形区和变形失稳区。揭示了不同温度和应变速率下合金的微观组织演变机理,发现低温变形时合金软化机制为溶质脱溶析出和不连续动态再结晶,而在高温变形时主要软化机制转变为动态回复和连续动态再结晶。根据热加工图并结合微观组织观察,确定了喷射态2195合金的稳定变形区间为475～525℃、0.1～1 s-1。（4）对喷射态2195铝锂合金进行了挤压变形、固溶淬火以及不同工艺参数的时效处理,系统研究了喷射态合金在热挤压与热处理过程中的组织演变及力学性能变化规律,揭示了晶粒结构、析出相特征对合金力学性能和断裂行为的影响规律及机制。结果表明,喷射态合金经挤压变形后沿挤压方向形成较强的纤维织构。挤压后的合金经固溶时效处理,基体中析出大量的T1相,使合金的力学性能显着提升。对样品进行预拉伸变形时效处理,可有效增加T1相析出密度,使合金获得比无预变形时效更高的强度。同时,时效前预变形可有效抑制晶界无析出区的宽度及晶界相尺寸,进而提高合金延伸率。（5）对挤压态2195铝锂合金进行了不同工艺的预拉伸时效处理,研究了预拉伸变形量及后续时效参数对析出相特征、晶界区形貌、力学性能及晶间腐蚀行为的影响规律,阐明了合金的预变形时效强化机制和晶间腐蚀机理。发现增加预变形量可提高合金的应变硬化效应,但会使T1相的强化效应降低,因此不能显着提升合金的力学性能。时效前预变形可减小晶界无析出区和晶界相的尺寸,有效抑制合金的晶间腐蚀行为。预变形后进行双级时效处理可明显增加合金中T1相的析出密度,抑制晶界无析出区和晶界相的形成,同时获得较高的力学性能和抗晶间腐蚀能力。（6）对挤压开坯的2195铝锂合金坯料进行了不同温度和时间的预热处理,并对预热后的坯料进行了二次挤压。研究了预热处理工艺对坯料微观组织、挤压载荷以及二次挤压板材组织和性能的影响规律。发现坯料经高温、长时间的预热处理会增大二次挤压时的变形抗力。不同的预热工艺对挤压板材的组织和性能影响不大,但高温长时间的预热处理会导致板材在后续固溶时效处理中出现力学性能下降。经实验研究表明,挤压态坯料在二次挤压前进行430～500℃、4～8 h的预热保温处理既有利于减小挤压力,又可以避免挤压件在后续热处理中发生性能突降。（7）对挤压开坯的2195合金在不同工艺参数下进行了型材挤压实验,研究了截面宽厚比、挤压温度、挤压速度对型材微观组织和力学性能的影响规律。阐明了不同挤压工艺参数下合金晶粒形貌、取向的变化规律,揭示了织构演化与型材力学性能各向异性之间的关系。发现型材低宽厚比区沿挤压方向易形成较强的<111>和<100>纤维织构,使挤压方向强度提高,但会导致较高的力学性能各向异性。随宽厚比增大,织构向{011}<211>转变,挤压方向上的力学性能下降,但有利于减小力学性能各向异性。挤压速度增加,可促进织构向{011}＜311>转变,从而提高型材在垂直于挤压方向上的性能。提高挤压温度,型材中再结晶织构增多,可降低力学性能各向异性,但挤压温度过高时,型材出现严重的再结晶和晶粒粗化,明显降低型材塑韧性。（8）研究了挤压速度和温度对2195铝锂合金型材开裂行为的影响,揭示了不同工艺下的挤压开裂机制。模孔处的型材温度和流经工作带时的塑性功积累是导致韧性开裂的主要原因,当型材表面温度过高且流经工作带的拉伸塑性功积累量超过临界值时,就会发生开裂。考虑塑性应变功积累量和型材表面温度的影响,提出了一种挤压型材开裂预测准则,结合数值模拟实现了挤压型材开裂行为的准确预测。研究了型材安全挤出的边界条件,构建了挤压开坯后2195合金的挤压极限图。
陈孝学[6]（2021）在《铸态2196铝锂合金挤压变形行为及热处理对其组织与性能影响的研究》文中研究说明轻量化结构设计是提高飞行器飞行、运输能力和降低能源消耗的迫切需求,也是社会可持续发展的重要举措。铝锂合金凭借其密度低、弹性模量高、比强度和比刚度高、损伤容限性良好等性能,被广泛应用于航空和航天等领域,已逐渐成为2xxx和7xxx系铝合金的主要替代材料之一。但空天领域严苛的服役条件以及复合材料迅速发展带来的冲击,给铝锂合金结构件的精度和性能提出了更高的要求和挑战。虽然我国已基本具备独立制造先进铝锂合金材料的能力,但在高性能铝锂合金型材产品的加工制造技术和应用方面仍然与世界先进水平存在较大差距。目前人们围绕铝锂合金成分调控、热模拟试验、材料本构模型构建、热处理过程中的析出行为等方面开展了诸多研究。然而,在第三代新型铝锂合金挤压成形制造及热处理强化方面仍存在一些关键问题亟待研究和解决。均匀化工艺参数对熔铸态铝锂合金中元素偏析和枝晶组织的影响规律尚未探明;新型铝锂合金材料在热压缩和热挤压过程中的宏观变形行为和微观组织演变规律尚未揭示,从而导致最佳热塑性变形工艺参数区间的确定及优化缺乏理论指导;铝锂合金型材预变形热处理过程中的析出行为及强化机理缺乏理论解释;型材力学性能各向异性的形成原因及主导因素尚不明确;如何通过热处理工艺实现对铝锂合金型材各向异性和抗腐蚀性能的有效控制缺乏理论指导。针对上述亟待解决的关键科学问题,本文以第三代2196熔铸态铝锂合金为研究对象,系统研究了合金在热压缩和挤压成形过程中的变形行为和组织演变规律。揭示了不同热处理工艺制度对合金微观组织、力学性能、各向异性以及腐蚀行为的影响规律,为2196铝锂合金挤压成形和热处理工艺参数的制定以及型材形状和性能的协调控制提供了数据参考与理论指导。主要研究工作如下:（1）针对熔铸态2196铝锂合金中存在的枝晶偏析现象,进行了不同工艺参数的单、双级均匀化处理,揭示了均匀化处理温度和时间对铸态合金中枝晶组织和第二相的影响规律,制定了适用于该合金的均匀化工艺参数。研究表明,温度过低和时间过短会导致元素扩散不充分,升高均匀化温度能够加快偏析元素的扩散,节省均匀化时间,但温度过高可能会导致过热或过烧现象的发生。结合均匀化动力学分析,确定了 2196铝锂合金最佳的单级均匀化处理参数为500℃/24h,有效消除了铸造过程中形成的枝晶组织,获得了元素分布均匀的坯料,为后续挤压实验提供了组织准备。（2）基于2196铝锂合金热压缩模拟试验获得的真应力-应变数据,构建了可预测合金热流变行为的Arrhenius本构关系模型。综合考虑了变形温度、应变速率和应变量的影响,进一步修正了本构模型,提高了模型的预测精度。对比了数值模拟与挤压实验所得型材的形状及截面组织变形情况,验证了本构模型预测金属流变行为的准确性。系统研究了热压缩过程中合金的微观组织变化规律,发现合金压缩变形过程中的主要软化机制为动态回复,同时发生了部分连续动态再结晶。建立了 2196铝锂合金的热加工图,确定了合金最佳的变形工艺参数区间为:460～520℃、0.01～1 s-1。（3）研究了挤压温度、挤压速度和挤压比对2196铝锂合金变形行为以及挤出型材组织和性能的影响。阐明了不同挤压工艺参数下合金显微织构、晶粒取向和再结晶程度的变化规律,揭示了微观组织与型材力学性能之间的关系。结果表明,随挤压温度升高和挤压速度增大,晶粒平均取向差增大,发生动态回复和再结晶的程度增大,平均晶粒尺寸减小,型材的硬度和拉伸强度先增大后减小。适当提高挤压比有利于晶粒细化和织构强化,提高了合金的力学性能。挤出型材中的织构以Y、Cube和{111}纤维织构为主。型材的拉伸断裂模式主要为韧性断裂,断口形貌为大小不均、深浅不一的韧窝状。（4）对2196铝锂合金型材进行了不同工艺参数的固溶淬火、预拉伸变形和人工时效处理,系统研究了热处理过程中析出相特征的演变规律以及不同析出相对合金力学性能的强化机制,揭示了预拉伸变形诱导位错增殖进而促进时效强化的作用机理。结果表明,2196铝锂合金热处理过程中析出相的演变规律为:过饱和固溶体→GP 区+δ’/β’(A13（Li,Zr）→δ’+θ ’（Al2Cu）+T1（Al2CuLi）→θ’+T1。预拉伸变形引入了大量位错,为时效过程中沉淀相的析出提供了条件,进一步促进了主强化相T1的均匀析出,显着提高了时效强化的效果,有效缩短了时效时间。确定的2196铝锂合金最佳的热处理工艺参数为:515℃/90 min固溶处理+3%预拉伸变形+170℃/16 h人工时效。（5）为了解决铝锂合金型材存在的力学性能各向异性问题,研究了挤出型材不同方向上的微观组织差异,揭示了 2196铝锂合金型材力学性能各向异性的形成原因。阐明了固溶、时效和预变形处理工艺对该合金力学性能各向异性的影响规律。结果表明,不同方向上合金晶粒形貌、织构类型、再结晶程度和第二相粒子种类与分布的差异造成了合金力学性能的各向异性。型材0°和90°方向上的强度较高,但延伸率低,而45°方向上试样的延展性最好。延伸率的各向异性大于强度的各向异性。时效处理后,主强化相T1的数量密度增大,分布均匀性提高,降低了型材力学性能的各向异性。此外,晶界无析出区（PFZ）的消除、晶界强度和晶粒再结晶程度的提高以及晶粒尺寸的减小均有利于降低合金的各向异性。预拉伸变形产生的大量位错有利于细小弥散沉淀相的均匀析出,使合金型材获得了最优的力学性能均匀性。（6）针对铝锂合金型材强度和腐蚀抗力难以兼顾的问题,提出了一种可以有效提高单级峰时效合金抗腐蚀性能的重固溶再时效制度。研究了析出相在重固溶和再时效过程中的回溶与再析出行为,揭示了 2196铝锂合金的腐蚀机理。结果表明,初始T6态合金的抗腐蚀性能较差,且随腐蚀程度增大,合金的腐蚀模式由点蚀向晶间腐蚀转变。粗大的晶界析出相及其不连续的分布状态、PFZ宽度的增大以及晶界Cu含量的增多,抑制了应力腐蚀开裂裂纹的形成与扩散,从而改善了合金的腐蚀抗力。通过515℃/90min重固溶和170℃/24h再时效处理,在不损失合金强度的情况下,提高了合金的电导率以及抗晶间腐蚀和电化学腐蚀的能力。
王作蛟[7]（2021）在《1420铝锂合金热变形行为及其挤压圆棒室温与低温力学性能研究》文中研究指明随着我国航空航天事业的发展,先进飞机、运载火箭、航天器等高端运载装备对其结构部件轻量化的要求更为严苛。铝锂合金具有密度低、弹性模量高、比强度和比刚度高、耐低温性及焊接性能优良等特性,是航空航天领域最具潜力的金属结构材料。铝锂合金室温塑性较差,热挤压工艺是获得薄壁多腔铝锂合金型材的重要成形方法。但相比于传统铝合金,铝锂合金对挤压温度和变形速率等工艺参数更为敏感,成形工艺窗口较窄,工艺控制不当极易导致组织恶化和性能下降。此外,航空航天领域特殊的服役环境对其结构件的低温力学性能提出了较高要求。因此,急需开展铝锂合金的高温流变行为和热挤压件的组织演变规律的研究,并对其低温力学性能进行系统分析,为合理制定热成形工艺提供理论支持。本文以航空航天用1420铝锂合金材料为研究对象,采用理论分析和实验测试相结合的方式,对该合金的高温流变行为、热成形过程微观组织演变规律及挤压圆棒在室温和低温环境中的力学性能开展了研究工作。主要研究内容如下:（1）基于在应变速率0.0001～10s-1和温度300～450℃范围内的真应力应变数据,构建了 1420铝锂合金应变补偿型Arrhenius本构模型和改进的Johnson-Cook本构模型,建立了 1420铝锂合金的热加工图,并结合微观组织演变特征确定了适合该合金热加工的应变速率和温度范围。（2）开展了不同挤压温度和挤压速度条件下1420铝锂合金棒材的挤压试验,对挤压棒材进行固溶处理和时效处理,并结合EBSD观察研究了工艺条件对挤压材晶粒形貌、晶粒取向分布、微观织构等的影响规律。（3）对不同挤压工艺条件下的棒材在室温、-40℃和-196℃环境中进行了单向拉伸试验,并结合SEM观察对比研究了 1420铝锂合金棒材在室温和低温的力学性能及断裂特性。
宋明磊[8]（2021）在《激光选区熔化工艺与后续热处理对Ti-6Al-4V合金组织与性能的影响》文中研究表明Ti-6Al-4V钛合金的传统加工方式存在材料利用率低、制造周期长、耗能大等不足,制约了钛合金的使用和发展。本文通过选区激光熔化技术制备了Ti-6Al-4V钛合金试样,探究了激光功率、扫描速度、扫描间距等不同激光工艺以及去应力退火、高温退火、固溶时效等后续热处理工艺对试样组织与性能的影响。在打印过程中,由于基板的传热作用,打印区的冷却速度远高于α’相马氏体形成所需要的冷却速度,因此试样的组织主要由针状α’相和α’相间的少量β相组成。当功率、扫描速度、扫描间距发生改变时,在部分试样中生成了颗粒状的近纳米β相,当激光功率为108W,扫描速度为620mm/min,扫描间距为80μm时,所制备的试样中颗粒状的近纳米β相含量最多。当激光功率较大、扫描速度较慢或扫描间距较小时,会导致激光的能量密度过大,打印区温度在β相单相区时间过长,β相晶粒会持续生长,粗大的β相晶粒会在后续的冷却中产生组织粗化的α’相。选区激光熔化技术制备的试样性能与工艺参数息息相关,当激光功率较小,扫描速度较快或扫描间距较大时会使能量密度过小,试样中的元素扩散不充分,试样均匀性、耐蚀性变差,且能量密度不足会在熔道间产生较多的未熔合缺陷及未熔粉末等缺陷,影响试样致密度。而能量密度过大会导致试样组织粗化,熔池不稳,产生孔洞等缺陷,使试样的致密度、硬度、强度、塑性下降。选区激光熔化技术制造的试样经过600℃去应力退火处理后,组织依然主要由针状α’相与α’相间的β相组成,近纳米β相基本消失,但由于α’相会转变为β相,所以β相含量总体上升。经去应力退火后,试样的残余应力与晶格畸变部分消除,同时可以阻碍位错移动的颗粒状近纳米β相的数量减少,所以试样的抗拉强度,硬度降低,塑性提高。试样经过高温退火后,微观组织形貌发生变化,针状α’相转化成更稳定的片层状α相与β相,晶粒发生不同程度的粗化,800℃退火的试样组织稍有粗化,而900℃退火的试样组织粗化较严重,强度、硬度、塑性都下降较大。但是高温退火使试样中合金元素扩散充分,均匀化程度提高,缺陷减少,故其密度、耐蚀性上升。高温退火的试样适用于对强度要求不是非常高,但对耐蚀性要求很高的工作环境。在固溶处理的900℃保温阶段,试样中的大部分α’相会转变为β相,由于后续的水淬处理冷速较快,β相发生切变型相变生成亚稳态的马氏体α’相,经过500℃时效处理6小时后,处于亚稳态的马氏体α’相会分解形成更稳定的片层状α相与β相。经过时效处理后,试样中的残余应力与晶格畸变基本消除,组织更加均匀,抗拉强度下降了 22.5%,伸长率提高了 55.7%,耐蚀性进一步提高。
王卫卫[9]（2021）在《冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究》文中指出利用残余奥氏体和贝氏体相变对高强钢的强塑性提升非常有效,论文在传统CMn系冷轧双相钢DP780的显微组织对力学性能影响研究的基础上,围绕优化化学成分、改善相结构和不同连退工艺路线三个方面,通过对高强塑性冷轧双相钢从多相、多尺度、亚稳态奥氏体、多形貌等角度进行系统性优化研究,使得抗拉强度800～1200MPa范围内的强塑积提升至15～20GPa%水平,获得的主要结论如下:（1）冷轧双相钢强塑性的影响因素主要是化学成分、连退工艺、各相显微组织组成。鉴于原型钢CMn系工艺窗口较窄,力学性能偏低且强塑积为13.2GPa%,为了获得更宽的工艺窗口和良好的力学性能匹配,进行了微合金化研究。在相同退火工艺制度下,添加Cr和Nb元素对CMn钢的力学性能均有不同程度的提升,工业大批量应用选择MnCr系钢,Cr有利于岛状马氏体的形成,工艺窗口明显变宽,力学性能波动较大,且强塑积约为13.1～15.1GPa%。MnNb系有利于残余奥氏体、细小的碳化物和1-10nm的NbC析出物的形成,可以提升力学性能和稳定性,工艺窗口更宽,强塑积约为16～18.5GPa%。（2）MnNb系DP780双相钢的增塑性工艺应从成分设计、柔性连退工艺和显微组织控制三个方面考虑,主要采用0.15%C+1.8%Mn+0.04%Nb成分系,通过适当降低双相区临界退火温度、增加快冷温度、提高冷却速度、降低过时效温度,获得FⅠ+FⅡ+M+R.A的显微组织,利用细晶组织、弥散析出以及少量平行分布在板条马氏体之间的薄膜状残余奥氏体在形变时发生相变诱导塑性TRIP效应的综合作用,进一步提高了强塑性。（3）微合金化的MnCr系和MnCrNb系980MPa冷轧多相钢,强塑积均超过15GPa%,强塑性匹配良好。通过调整连续退火工艺参数,工业化生产的MnCr系多相钢的平均力学性能为:Rel=454MPa,Rm=992MPa,A80=16.0%,YS/TS=0.46;实验室 MnCrNb 系多相钢的平均力学性能为 Rel=495～538MPa,Rm=995～1022MPa,YS/TS=0.48～0.53,A50=13.5～15.5%,Agt=9.0～11.8%。（4）含贝氏体的冷轧多相钢强化机理模型为:σ=241+67.7[P]+86[Si]+45[Mn]+11[Al]+9.3×D-1/2+387×D0-1/2× B%+（229.63-2.8990×C%）× M%;其中D为铁素体晶粒尺寸,D0为贝氏体有效晶粒尺寸,C%为碳含量,B%为贝氏体含量,为M%为马氏体含量。此强化机理模型可以很好的反映各个强化方式对含贝氏体的多相钢屈服强度的贡献值和贡献比例。贝氏体的产生可以调节冷轧多相钢的力学性能,F+M+B+R.A可以获得良好的伸长率,而F+M+R.A可以获得超低屈强比。（5）阐明了相同MnCrNb成分条件下不同连续退火工艺路径（DP、TRIP、QP三种工艺）对显微组织和力学性能的影响规律,获得了多相、亚稳、多尺度、多形貌的显微组织的精确调控工艺。DP工艺强度塑性匹配最好,抗拉强度达到980MPa时强塑积超过15GPa%,TRIP工艺路线强塑积最好,800MPa时强塑积均超过18GPa%,QP工艺路线强度级别达到1200MPa,强塑积为8GPa%。
于向洋[10]（2021）在《CuSn20亚包晶合金半固态组织及性能研究》文中认为高锡含量的铜锡合金因具有强度高、摩擦系数低以及耐磨耐蚀性好等优点,而广泛应用在交通、航天、航海等高速重载领域。然而由于常规铸造下包晶相的含量少以及晶间硬脆δ相的存在使其变形能力差、塑性较低,极大的限制其应用。因此,为了提高该系列合金的力学性能,本文以Cu Sn20合金为研究对象,采用熔体约束流动诱导形核装置制备半固态浆料,研究制浆工艺参数（熔体处理温度、冷却通道角度和循环水流速度）对半固态浆料显微组织的影响,获得最优制浆工艺参数,然后采用底注式挤压机进行流变挤压成形,研究挤压参数（成形比压、充型速率）对铸件显微组织和力学性能的影响,最后探讨短时固溶处理对铸件组织和性能的影响。本文的研究结论如下:半固态浆料制备过程中随着熔体处理温度升高,半固态浆料的显微组织由蠕虫状转变为蔷薇状或近球状,初生α相平均晶粒尺寸减小,但当温度过高时,半固态浆料显微组织中存在大量枝晶,初生α相平均晶粒尺寸增加,形状因子随着处理温度升高逐渐减小。随着冷却通道角度增加,半固态浆料的显微组织由蠕虫状转变为近球状或者等轴状,初生α相平均晶粒尺寸呈先减小后增加的变化趋势,形状因子呈先增加后减小的变化趋势。随着循环水流速度的增加,初生α相平均晶粒尺寸逐渐减小,形状因子逐渐增加。半固态浆料的最佳制备工艺参数为:熔体处理温度960℃、冷却通道角度45°、循环水流速度540 L/h,初生α相形状因子0.746,平均晶粒尺寸36μm,包晶相含量最多,占总体积的34.47%。初生α相中心Sn元素质量分数由8.07%提高到12.5%,晶间组织中Sn元素质量分数由26.94%降低到了24.41%,固溶强化效果显着。工艺参数对半固态浆料显微组织的影响顺序:熔体处理温度>冷却通道角度>循环水流速度。通道内壁对半固态浆料的瞬时强烈激冷效果,抑制溶质Sn元素扩散,导致包晶β-Cu5Sn相发生无扩散的类马氏体转变生成亚稳包晶β’-Cu5.6Sn相。类马氏体转变使其晶格结构发生改变,由体心立方结构变为简单四方结构,在点阵变形区发生明显浮凸或倾动,导致大量针状和板条状组织生成,板条状组织较为粗大且数量较少;针状组织相互交错,自由生长且数量较多,通过TEM进一步证实板条状和针状组织为β’相。半固态流变挤压铸造时,当充型速率一定,随着成形比压增加,缺陷数量逐渐减少,铸件致密性逐渐增加,而初生α相平均晶粒尺寸和延伸率呈先减小后增加的变化趋势,形状因子、布氏硬度和抗拉强度呈先增加后减小的变化趋势。当成形比压一定,随着充型速率增加,初生α相平均晶粒尺寸呈先减小后增加的变化趋势,铸件致密性、抗拉强度和延伸率呈先增加后减小的变化趋势。当成形比压130 MPa、充型速率21 mm/s时,铸件显微组织中无明显的缩松缩孔等缺陷,初生α相分布均匀,晶粒尺寸27μm,形状因子0.765,晶粒细小,形状完整,综合性能最好,抗拉强度、延伸率和布氏硬度值分别为421 MPa、2.8%和150.1HBW,较液态挤压铸造分别提高了28.9%、833%和35.5%,断裂方式由脆性断裂转变为混合型断裂。挤压参数对铸件组织和性能的影响顺序:成形比压>充型速率。铸件在750℃下进行短时固溶处理时,当固溶时间为10 min,初生α相发生长大,平均晶粒尺寸为54μm,但晶粒变得尖锐,晶粒间发生相互吞并导致晶粒的尺寸差异较大;当固溶时间为20 min,初生相继续长大,平均晶粒尺寸达到79μm,但其分布变得均匀,不发生明显的团聚以及粗化;当固溶时间为30 min,初生相晶粒发生团聚,且个别晶粒发生明显粗化现象导致其晶粒变得尤为粗大,晶粒间的尺寸差异更大,组织的均匀性降低。当固溶时间为20 min时,组织最为均匀,缩松缩孔等缺陷完全消失,抗拉强度和延伸率分别为657 MPa和11.4%,较固溶处理前分别提高了56.1%和307.1%,断裂方式由混合型断裂转变为韧性断裂。
二、固溶处理冷却速度对1420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、固溶处理冷却速度对1420合金性能的影响（论文提纲范文）
（1）Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.1.1 课题来源 |
| 1.1.2 研究背景 |
| 1.1.3 研究目的与意义 |
| 1.2 铸造高温合金发展概述 |
| 1.2.1 定向凝固技术 |
| 1.2.2 单晶制备技术 |
| 1.3 铸造高温合金的凝固行为研究 |
| 1.3.1 铸造高温合金凝固特性 |
| 1.3.2 铸造高温合金凝固特征温度 |
| 1.3.3 铸造高温合金凝固偏析 |
| 1.3.4 铸造高温合金凝固缺陷 |
| 1.4 铸造高温合金定向凝固工艺研究 |
| 1.4.1 铸造高温合金定向凝固工艺模拟研究 |
| 1.4.2 铸造高温合金定向凝固工艺实验研究 |
| 1.5 Co-Al-W基铸造高温合金研究现状与存在问题 |
| 1.5.1 Co-Al-W基铸造高温合金的相组成和成分特征 |
| 1.5.2 Co-Al-W基铸造高温合金的高温力学性能 |
| 1.5.3 Co-Al-W基铸造高温合金凝固行为 |
| 1.5.4 Co-Al-W基铸造高温合金急需解决问题与发展方向 |
| 2 研究内容、技术路线与创新点 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 创新点 |
| 3 添加Ta和Ti对Co-7Al-8W合金凝固行为的影响 |
| 3.1 Ta、Ti元素对合金铸态组织的影响 |
| 3.2 Ta、Ti元素对合金固液相线的影响 |
| 3.3 Ta、Ti元素对合金凝固偏析行为的影响 |
| 3.4 Ta、Ti元素对合金凝固路径的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Al、W含量对Co-30Ni-xAl-(15-x)W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固和固溶行为的影响 |
| 4.1 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.1.1 Al、W含量对合金铸态组织的影响 |
| 4.1.2 Al、W含量对合金固液相线的影响 |
| 4.1.3 Al、W含量对合金凝固偏析行为的影响 |
| 4.1.4 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.2 Al、W含量对合金固溶行为的影响 |
| 4.3 合金固溶过程中μ相的形成机制 |
| 4.3.1 合金固溶过程中的组织演变 |
| 4.3.2 合金中μ相的析出机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Ni含量对Co-xNi-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固行为和热裂缺陷的影响 |
| 5.1 Ni含量对合金凝固特性的影响 |
| 5.2 Ni含量对合金凝固过程组织演变的影响 |
| 5.3 Ni含量对合金热裂形成倾向的影响 |
| 5.4 Ni含量对合金固溶行为的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固模拟与单晶叶片制备工艺确定 |
| 6.1 定向凝固工艺模拟模型 |
| 6.1.1 定向凝固工艺简化物理模型 |
| 6.1.2 定向凝固过程传热模型 |
| 6.1.3 晶粒组织模拟计算模型 |
| 6.2 热物性参数与边界条件设置 |
| 6.2.1 模拟所用热物性参数设置 |
| 6.2.2 模拟所用边界条件设置 |
| 6.2.3 晶粒组织模拟参数设置 |
| 6.3 合金定向凝固过程的模拟与实验分析 |
| 6.3.1 棒状铸件模拟与实验分析 |
| 6.3.2 工艺参数对合金定向凝固过程的影响 |
| 6.4 合金单晶叶片定向凝固工艺确定 |
| 6.4.1 摆放方式对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.2 抽拉速度对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.3 单晶叶片定向凝固工艺的确定与实验验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高锰钢简介 |
| 2.2 高锰钢凝固过程相转变研究现状 |
| 2.2.1 高锰钢凝固路径和固液相线温度研究 |
| 2.2.2 包晶相变过程研究 |
| 2.2.3 凝固模式预测方法 |
| 2.3 高锰钢凝固组织研究现状 |
| 2.3.1 定向凝固晶体生长理论 |
| 2.3.2 高锰钢微观组织研究 |
| 2.4 高锰钢溶质元素分布研究现状 |
| 2.4.1 合金微观偏析研究方法 |
| 2.4.2 高锰钢宏观和微观偏析研究 |
| 2.5 高锰钢凝固过程相场模拟研究现状 |
| 2.6 高锰钢高温力学性能研究现状 |
| 2.7 本课题研究内容、研究方法及创新点 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 高锰钢高温凝固模式研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 材料制备 |
| 3.1.2 研究方法 |
| 3.2 高锰钢高温凝固模式实验结果分析 |
| 3.2.1 Fe-0.028C-21.1Mn-5.72Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.2 Fe-0.28C-21.0Mn-5.80Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.3 Fe-0.64C-20.8Mn-5.10Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.4 变温速率对DSC实验结果的影响 |
| 3.3 不同凝固模式预测方法分析 |
| 3.4 Fe-C-20Mn-5Al高锰钢亚包晶反应区间 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 高锰钢凝固组织生长研究 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 材料制备 |
| 4.1.2 研究方法 |
| 4.2 高锰钢晶体生长特点 |
| 4.2.1 定向凝固组织形貌 |
| 4.2.2 拉速对凝固组织影响 |
| 4.2.3 C含量对凝固组织影响 |
| 4.3 高锰钢晶体生长机理分析 |
| 4.3.1 枝晶组织的形成 |
| 4.3.2 高锰钢一次枝晶间距预测模型 |
| 4.3.3 C含量对一次枝晶间距的影响机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高锰钢微观偏析研究 |
| 5.1 研究方法 |
| 5.2 高锰钢元素分布规律分析 |
| 5.3 高锰钢微观偏析影响因素分析 |
| 5.3.1 抽拉速度对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.3.2 C含量对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.4 高锰钢微观偏析影响机理分析 |
| 5.4.1 抽拉速度对微观偏析的影响机理 |
| 5.4.2 C含量对微观偏析影响机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 高锰钢凝固过程相场模拟研究 |
| 6.1 多元多相高锰钢相场模型的建立和验证 |
| 6.1.1 相场模型的建立 |
| 6.1.2 相场模型的验证 |
| 6.2 高锰钢凝固过程相场研究 |
| 6.2.1 高锰钢凝固过程分析 |
| 6.2.2 C含量对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.3 冷却速度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.4 过冷度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.3 多组分合金点阵法的相场研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 高锰钢铸态高温热塑性及变形行为研究 |
| 7.1 实验方案 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 高锰钢拉伸变形特性研究 |
| 7.2.1 高温强度特征 |
| 7.2.2 高温热塑性变化规律 |
| 7.2.3 拉伸断口形貌及断裂机理分析 |
| 7.3 高锰钢压缩变形特性分析 |
| 7.3.1 高温压缩曲线分析 |
| 7.3.2 高温压缩热变形本构方程构建 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）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 |
（4）稀土变质对Al-8Cr-Si合金组织结构及耐磨性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 耐磨铝合金的发展 |
| 1.1.1 耐磨铝合金的研究过程 |
| 1.1.2 铸造铝合金常见的强韧方法 |
| 1.1.3 铝合金摩擦磨损性能研究 |
| 1.2 本课题研究的目的及意义 |
| 1.3 本课题研究主要内容 |
| 第二章 试验方法 |
| 2.1 试验设备及试验流程 |
| 2.1.1 试验设备 |
| 2.1.2 试验流程图 |
| 2.2 合金制备的过程及分析方法 |
| 2.2.1 试样的制备 |
| 2.2.2 分析方法 |
| 第三章 Si及冷速对Al-8Cr合金组织的影响 |
| 3.1 冷却速度对Al-8Cr合金铸态组织的影响 |
| 3.2 Si对Al-8Cr合金铸态组织的影响 |
| 3.3 冷速对Al-8Cr-4Si合金组织的影响 |
| 3.4 Al_(13)Cr_4Si_4体相性质研究 |
| 3.4.1 计算参数设定 |
| 3.4.2 体相模型建立 |
| 3.4.3 计算参数检验 |
| 第四章 Ce及冷速对Al-8Cr合金组织的影响 |
| 4.1 Ce对Al-8Cr合金铸态组织的影响 |
| 4.2 冷速对Al-8Cr-2Ce合金铸态组织的影响 |
| 4.3 冷速对Al-8Cr-4Si-2Ce合金铸态组织的影响 |
| 4.4 摩擦磨损测试 |
| 4.4.1 摩擦系数 |
| 4.4.2 磨损量的测量 |
| 4.4.3 摩擦磨损表面特征和磨损机理 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）挤压变形及热处理对喷射态2195铝锂合金组织与性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 铝锂合金的发展与应用 |
| 1.2.1 铝锂合金的发展历程 |
| 1.2.2 铝锂合金的应用 |
| 1.3 铝锂合金的喷射成形制备工艺 |
| 1.4 铝锂合金挤压与热处理技术研究现状 |
| 1.4.1 铝锂合金均匀化处理 |
| 1.4.2 铝锂合金变形行为与微观组织演变 |
| 1.4.3 挤压工艺对铝锂合金型材质量的影响 |
| 1.4.4 时效工艺对铝锂合金组织与性能的影响 |
| 1.5 铝锂合金型材挤压技术中存在的问题 |
| 1.6 本文主要研究内容与研究方案 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 研究方案 |
| 第二章 喷射态和铸态2195铝锂合金组织与性能对比研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 取样与表征方法 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 晶粒组织对比研究 |
| 2.3.2 第二相粒子表征与对比 |
| 2.3.3 力学性能及断口形貌对比研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 喷射态2195铝锂合金均匀化过程微观组织演变规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验材料与步骤 |
| 3.2.2 样品制备与表征方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 均匀化过程中第二相粒子的演变 |
| 3.3.2 第二相粒子溶解与溶质元素扩散过程动力学分析 |
| 3.3.3 均匀化工艺对弥散相析出行为的影响 |
| 3.3.4 均匀化工艺对再结晶行为的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 喷射态2195铝锂合金热变形行为及其本构关系模型 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 实验材料与热压缩试验 |
| 4.2.2 微观组织表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 热变形行为分析 |
| 4.3.2 本构模型建立 |
| 4.3.3 热加工图构建 |
| 4.3.4 微观组织演变分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 喷射态2195铝锂合金挤压和热处理过程中组织与性能演变 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 挤压变形与热处理方法 |
| 5.2.2 取样与测试方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 挤压变形对微观组织的影响 |
| 5.3.2 固溶处理对微观组织的影响 |
| 5.3.3 挤压态合金时效硬化行为 |
| 5.3.4 时效工艺对挤压态合金力学性能的影响 |
| 5.3.5 时效工艺对挤压态合金析出行为的影响 |
| 5.3.6 时效处理试样的断口形貌与断裂机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 预变形时效对挤压态2195铝锂合金组织与性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.2.1 实验材料与步骤 |
| 6.2.2 表征与测试方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 预变形时效对合金硬化行为的影响 |
| 6.3.2 预变形时效工艺对微观组织的影响及机理 |
| 6.3.3 预变形时效工艺对力学性能的影响及机理 |
| 6.3.4 预变形时效工艺对晶间腐蚀行为的影响及机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 挤压态2195铝锂合金坯料预热处理对板材挤压的影响 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验材料与方法 |
| 7.2.1 实验材料与挤压实验 |
| 7.2.2 取样和测试方法 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 预热处理参数对挤压态坯料微观组织的影响 |
| 7.3.2 预热处理参数对挤压力的影响 |
| 7.3.3 预热处理参数对挤压板材微观组织的影响 |
| 7.3.4 预热处理参数对挤压板材力学性能的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 挤压工艺参数对2195铝锂合金型材微观组织与力学性能的影响 |
| 8.1 前言 |
| 8.2 实验材料与方法 |
| 8.2.1 实验材料与型材挤压实验 |
| 8.2.2 取样与测试方法 |
| 8.3 结果与讨论 |
| 8.3.1 型材截面形状对微观组织和力学性能的影响 |
| 8.3.2 挤压温度对型材微观组织和力学性能的影响 |
| 8.3.3 挤压速度对型材微观组织和力学性能的影响 |
| 8.4 本章小结 |
| 第九章 2195铝锂合金挤压型材开裂行为及开裂准则研究 |
| 9.1 前言 |
| 9.2 实验方法 |
| 9.3 型材挤压过程数值模拟模型 |
| 9.4 挤压工艺对型材开裂的影响及其机制 |
| 9.4.1 不同挤压工艺参数下型材的开裂行为 |
| 9.4.2 开裂机制分析 |
| 9.5 挤压型材的韧性开裂准则 |
| 9.5.1 韧性开裂准则及临界条件的确定 |
| 9.5.2 开裂准则的积分形式与离散形式 |
| 9.6 挤压开裂准则的修正及应用 |
| 9.6.1 开裂风险位置判断 |
| 9.6.2 开裂准则的修正 |
| 9.6.3 开裂准则的应用验证 |
| 9.7 挤压极限图 |
| 9.8 本章小结 |
| 第十章 结论与展望 |
| 10.1 结论 |
| 10.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间完成的论文 |
| 攻读博士学位期间获得的奖励 |
| 攻读博士学位期间参与的科研项目 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）铸态2196铝锂合金挤压变形行为及热处理对其组织与性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝锂合金的发展及应用 |
| 1.3 我国铝锂合金的发展状况 |
| 1.4 铝锂合金挤压成形技术研究现状 |
| 1.4.1 铝锂合金热变形行为 |
| 1.4.2 铝锂合金挤压成形工艺 |
| 1.4.3 铝锂合金热处理工艺 |
| 1.4.4 铝锂合金各向异性 |
| 1.4.5 铝锂合金腐蚀行为 |
| 1.5 铝锂合金挤压成形研究存在的主要问题 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第二章 铸态2196铝锂合金均匀化处理工艺研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法及步骤 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 均匀化处理 |
| 2.2.3 DSC测试 |
| 2.2.4 微观组织观察 |
| 2.2.5 硬度测试和拉伸试验 |
| 2.3 铸态2196铝锂合金的微观组织 |
| 2.4 均匀化处理对合金微观组织的影响 |
| 2.4.1 均匀化处理工艺参数的制定 |
| 2.4.2 单级均匀化处理后合金的微观组织 |
| 2.4.3 双级均匀化处理后合金的微观组织 |
| 2.5 均匀化处理对合金力学性能的影响 |
| 2.6 均匀化动力学分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 2196铝锂合金热变形行为及本构模型研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法及步骤 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 热压缩试验 |
| 3.2.3 微观组织观察 |
| 3.3 2196铝锂合金本构模型的构建 |
| 3.3.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.3.2 热压缩流变应力的温度与摩擦修正 |
| 3.3.3 考虑应变补偿的Arrhenius模型 |
| 3.3.4 Arrhenius本构模型的修正 |
| 3.3.5 热加工图的构建 |
| 3.4 2196铝锂合金热压缩过程中的微观组织演变 |
| 3.4.1 变形温度和应变速率对微观组织的影响 |
| 3.4.2 应变对微观组织的影响 |
| 3.5 本构模型的应用及其实验验证 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 挤压工艺参数对2196铝锂合金组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法及步骤 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 模具结构及挤压实验工艺参数 |
| 4.2.3 力学性能测试 |
| 4.2.4 微观组织观察 |
| 4.3 挤压实验载荷 |
| 4.4 挤压温度和挤压速度对合金组织和力学性能的影响 |
| 4.4.1 晶粒形貌 |
| 4.4.2 晶粒尺寸及取向角 |
| 4.4.3 显微织构 |
| 4.4.4 力学性能 |
| 4.5 挤压比对合金组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 晶粒形貌 |
| 4.5.2 显微织构 |
| 4.5.3 力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 热处理对2196铝锂合金挤压板材组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法及步骤 |
| 5.2.1 挤压实验 |
| 5.2.2 固溶和时效处理 |
| 5.2.3 微观组织观察 |
| 5.3 热处理过程中合金的微观组织与力学性能 |
| 5.3.1 微观组织演变 |
| 5.3.2 力学性能变化 |
| 5.4 固溶时效对合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.5 预拉伸对合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 热处理对2196铝锂合金挤压板材各向异性的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法及步骤 |
| 6.2.1 力学性能各向异性测试 |
| 6.2.2 热处理工艺 |
| 6.2.3 微观组织观察 |
| 6.3 热处理对合金力学性能各向异性的影响 |
| 6.4 热处理对合金微观组织各向异性的影响 |
| 6.4.1 晶粒形貌与显微织构 |
| 6.4.2 再结晶 |
| 6.4.3 析出行为 |
| 6.5 热处理对合金断裂机制和断口形貌各向异性的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 2196铝锂合金重固溶再时效处理工艺研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法及步骤 |
| 7.2.1 重固溶再时效处理 |
| 7.2.2 力学性能测试 |
| 7.2.3 电导率测试 |
| 7.2.4 晶间腐蚀试验 |
| 7.2.5 电化学试验 |
| 7.2.6 微观组织观察 |
| 7.3 重固溶再时效对合金力学性能的影响 |
| 7.4 重固溶再时效对合金抗腐蚀性能的影响 |
| 7.4.1 电导率 |
| 7.4.2 晶间腐蚀 |
| 7.4.3 电化学行为 |
| 7.5 重固溶再时效对合金微观组织的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间完成的学术论文 |
| 攻读博士学位期间申请的发明专利 |
| 攻读博士学位期间获得的奖励 |
| 攻读博士学位期间参与的科研项目 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（7）1420铝锂合金热变形行为及其挤压圆棒室温与低温力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝锂合金热流变行为研究现状 |
| 1.3 铝锂合金挤压成形工艺研究现状 |
| 1.4 铝锂合金热挤压过程中微观组织演变规律研究现状 |
| 1.5 铝锂合金低温力学性能研究现状 |
| 1.6 目前研究存在的主要问题 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第二章 1420铝锂合金热压缩流变行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法与步骤 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 热压缩试验 |
| 2.2.3 微观组织观察 |
| 2.3 1420铝锂合金本构模型的构建 |
| 2.3.1 真应力-应变曲线及其修正 |
| 2.3.2 考虑应变补偿的Arrhenius模型 |
| 2.3.3 改进的Johnson-Cook模型 |
| 2.3.4 本构模型的准确性分析 |
| 2.4 1420铝锂合金热加工图的建立和分析 |
| 2.4.1 热加工图的构建原理 |
| 2.4.2 应变对功率耗散效率的影响规律 |
| 2.4.3 应变速率对失稳参数的影响规律 |
| 2.4.4 1420铝锂合金的热加工图 |
| 2.5 热压缩过程中微观组织演变规律分析 |
| 2.5.1 应变速率对微观组织演变的影响 |
| 2.5.2 温度对微观组织演变的影响 |
| 2.5.3 微观表征参数与热变形参数间的联系 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 1420铝锂合金圆棒挤压过程微观组织演变规律研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法与步骤 |
| 3.2.1 挤压实验 |
| 3.2.2 固溶和时效处理 |
| 3.2.3 微观组织观察 |
| 3.2.4 显微维氏硬度和电导率测试 |
| 3.3 挤压态1420铝锂合金挤压棒微观组织分析 |
| 3.3.1 晶粒取向形貌 |
| 3.3.2 再结晶晶粒 |
| 3.3.3 微观织构 |
| 3.4 时效态1420铝锂合金挤压棒微观组织分析 |
| 3.4.1 显微组织 |
| 3.4.2 晶粒取向形貌 |
| 3.4.3 再结晶晶粒 |
| 3.4.4 微观织构 |
| 3.5 硬度和电导率测试 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 1420铝锂合金棒材室温与低温力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与步骤 |
| 4.2.1 拉伸试验 |
| 4.2.2 断裂特征分析方法 |
| 4.3 1420铝锂合金拉伸性能 |
| 4.3.1 拉伸试验结果分析 |
| 4.3.2 室温拉伸性能 |
| 4.3.3 低温拉伸性能 |
| 4.4 1420铝锂合金的断裂特征 |
| 4.4.1 断口宏观形貌 |
| 4.4.2 室温断口微观形貌 |
| 4.4.3 低温-40℃断口微观形貌 |
| 4.4.4 低温-196℃断口微观形貌 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间获得的授权专利 |
| 攻读硕士学位期间获得的奖励 |
| 攻读硕士学位期间参与的科研项目 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（8）激光选区熔化工艺与后续热处理对Ti-6Al-4V合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 3D打印技术 |
| 1.1.1 3D打印的原理及特点 |
| 1.1.2 金属3D打印技术分类 |
| 1.1.3 3D打印金属材料分类 |
| 1.1.4 3D打印技术的应用与发展趋势 |
| 1.1.5 3D打印钛合金粉末制备方法 |
| 1.2 钛及钛合金 |
| 1.2.1 钛合金的合金元素 |
| 1.2.2 钛合金的分类 |
| 1.2.3 钛合金的3D打印 |
| 1.2.4 3D打印钛合金的后续热处理 |
| 1.2.5 钛及钛合金的腐蚀 |
| 1.3 课题研究的意义及内容 |
| 第二章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 3D打印工艺设计 |
| 2.2.2 后续热处理工艺设计 |
| 2.3 组织分析手段 |
| 2.3.1 X射线衍射仪 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜 |
| 2.4 性能检测方法 |
| 2.4.1 密度 |
| 2.4.2 显微维氏硬度 |
| 2.4.3 拉伸性能 |
| 2.4.4 耐腐蚀性能 |
| 第三章 工艺参数对3D打印TC4钛合金微观组织的影响 |
| 3.1 激光功率对3D打印TC4钛合金微观组织的影响 |
| 3.1.1 激光功率对3D打印TC4钛合金物相组成的影响 |
| 3.1.2 激光功率对3D打印TC4钛合金微观形貌的影响 |
| 3.2 扫描速度对3D打印TC4钛合金微观组织影响 |
| 3.2.1 扫描速度对3D打印TC4钛合金物相组成的影响 |
| 3.2.2 扫描速度对3D打印TC4钛合金微观形貌的影响 |
| 3.3 扫描间距对3D打印TC4钛合金微观组织影响 |
| 3.3.1 扫描间距对3D打印TC4钛合金物相组成的影响 |
| 3.3.2 扫描间距对3D打印TC4钛合金微观形貌的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 3D打印工艺对TC4钛合金性能的影响 |
| 4.1 激光功率对TC4钛合金性能的影响 |
| 4.1.1.激光功率对TC4钛合金密度的影响 |
| 4.1.2 激光功率对TC4钛合金硬度的影响 |
| 4.1.3 激光功率对TC4钛合金拉伸性能的影响 |
| 4.1.4 激光功率对TC4钛合金断裂机制的影响 |
| 4.1.5 激光功率对TC4钛合金耐蚀性的影响 |
| 4.2 扫描速度对TC4钛合金性能的影响 |
| 4.2.1 扫描速度对TC4钛合金密度的影响 |
| 4.2.2 扫描速度对TC4钛合金硬度的影响 |
| 4.2.3 扫描速度对TC4钛合金拉伸性能的影响 |
| 4.2.4 扫描速度对TC4钛合金断裂机制的影响 |
| 4.2.5 扫描速度对TC4钛合金耐蚀性的影响 |
| 4.3 扫描间距对试样TC4钛合金的影响 |
| 4.3.1 扫描间距对TC4钛合金密度的影响 |
| 4.3.2 扫描间距对TC4钛合金硬度的影响 |
| 4.3.3 扫描间距对TC4钛合金拉伸性能的影响 |
| 4.3.4 扫描间距对TC4钛合金断裂机制的影响 |
| 4.3.5 扫描间距对TC4钛合金耐蚀性的影响 |
| 4.4 3D打印工艺对缺陷的影响 |
| 4.4.1 3D打印工艺对气孔类缺陷的影响 |
| 4.4.2 3D打印工艺对未熔合缺陷类缺陷的影响 |
| 4.4.3 3D打印工艺对未熔粉末类缺陷的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 后续热处理对3D打印TC4微观组织与性能的影响 |
| 5.1 去应力退火对3D打印TC4钛合金的影响 |
| 5.1.1 去应力退火对3D打印TC4钛合金物相组成的影响 |
| 5.1.2 去应力退火对3D打印TC4钛合金微观组织的影响 |
| 5.1.3 去应力退火对3D打印TC4钛合金物理性能的影响 |
| 5.1.4 去应力退火对3D打印TC4钛合金断裂机制的影响 |
| 5.1.5 去应力退火对3D打印TC4钛合金耐蚀性的影响 |
| 5.2 高温退火对3D打印TC4钛合金的影响 |
| 5.2.1 高温退火温度对3D打印TC4钛合金的影响 |
| 5.2.2 高温退火对3D打印TC4钛合金物理性能的影响 |
| 5.2.3 高温退火对3D打印TC4钛合金断裂机制的影响 |
| 5.3 固溶与时效对3D打印TC4钛合金的影响 |
| 5.3.1 固溶处时效对物相组成的影响 |
| 5.3.2 固溶处时效处理对3D打印TC4钛合金微观组织的影响 |
| 5.3.3 固溶处时效处理对3D打印TC4钛合金物理性能的影响 |
| 5.3.4 固溶时效处理对3D打印TC4钛合金断裂机制的影响 |
| 5.3.5 固溶时效处理对3D打印TC4钛合金耐蚀性的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间申请的专利 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（9）冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 典型先进高强度汽车用钢研究进展 |
| 1.2.1 先进高强钢的研究进展 |
| 1.2.2 TRIP钢 |
| 1.2.3 TWIP钢 |
| 1.2.4 QP钢 |
| 1.2.5 中锰钢 |
| 1.2.6 其他类型的先进高强钢 |
| 1.3 国内外冷轧双相钢研究进展 |
| 1.3.1 国外双相钢的研究开发 |
| 1.3.2 国内双相钢的研究开发 |
| 1.3.3 合金元素及轧制工艺对双相钢性能的影响 |
| 1.3.4 连续退火工艺对DP钢性能的影响 |
| 1.3.5 DP钢的织构类型 |
| 1.4 论文的选题意义、研究目标、研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 选题意义 |
| 1.4.2 研究目标 |
| 1.4.3 研究内容 |
| 1.4.4 技术路线 |
| 第二章 超低屈强比冷轧双相钢DP780的增塑性工艺研究 |
| 2.1 实验材料和方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 关键相变点测定及经验公式计算 |
| 2.1.3 实验室试验工艺 |
| 2.1.4 工业试验工艺 |
| 2.1.5 力学性能检测方法和显微组织分析方法 |
| 2.2 不同成分和连退工艺对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.1 合金元素Cr、Nb对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.2 不同退火温度对金相显微组织和力学性能的影响 |
| 2.3 含铌钢不同退火温度和变形条件对显微组织的影响 |
| 2.3.1 含铌钢不同退火温度条件下显微组织的精细化分析 |
| 2.3.2 含铌钢不同应力应变条件下残余奥氏体的稳定性研究 |
| 2.4 含残余奥氏体双相钢的强塑化机理及增塑性工艺 |
| 2.4.1 强化机理 |
| 2.4.2 塑性机理 |
| 2.4.3 增塑性工艺 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 贝氏体在冷轧多相钢中的作用及强塑化机理研究 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.3 实验工艺 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 连续冷却条件下不同冷却速度对显微组织的影响 |
| 3.2.2 力学性能 |
| 3.2.3 显微组织 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.3.1 工业条件下不同冷却速度对显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.2 贝氏体形成机理 |
| 3.3.3 含贝氏体冷轧多相钢的强化机理模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 不同连退工艺路线对冷轧高强钢显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.1.3 试验工艺 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 DP工艺路线力学性能 |
| 4.2.2 TRIP工艺路线力学性能 |
| 4.2.3 QP工艺路线力学性能 |
| 4.2.4 DP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.5 TRIP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.6 QP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 双相区临界温度对冷轧双相钢DP980显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.2 不同连退工艺路线对显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 冷轧高强钢的多相组织精确调控工艺探索 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 主要结论 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表论文和参加科研情况 |
| 致谢 |
（10）CuSn20亚包晶合金半固态组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 Cu-Sn系合金的研究进展 |
| 1.2.1 Cu-Sn合金的特点及应用 |
| 1.2.2 挤压铸造工艺研究 |
| 1.2.3 热处理工艺研究 |
| 1.2.4 包晶反应机理的研究 |
| 1.2.5 研究中存在的问题 |
| 1.3 Cu-Sn合金的半固态成形 |
| 1.3.1 半固态成形技术及其特点 |
| 1.3.2 半固态成形技术在Cu-Sn合金中的应用 |
| 1.3.3 半固态成形技术提高Cu-Sn合金强韧性的可行性 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验技术路线 |
| 2.3 CuSn20 合金半固态浆料的制备 |
| 2.3.1 熔体约束流动诱导形核装置 |
| 2.3.2 半固态浆料制备工艺 |
| 2.4 CuSn20 合金半固态流变挤压铸造 |
| 2.4.1 挤压铸造设备 |
| 2.4.2 挤压铸造模具 |
| 2.4.3 挤压铸造工艺 |
| 2.4.4 固溶处理工艺 |
| 2.5 显微组织分析 |
| 2.5.1 金相制备和组织观察 |
| 2.5.2 X-ray衍射分析 |
| 2.5.3 扫描及能谱分析 |
| 2.5.4 透射分析 |
| 2.6 力学性能表征 |
| 2.6.1 布氏硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸性能测试 |
| 第三章 CuSn20 合金半固态浆料的制备 |
| 3.1 不同工艺下CuSn20 合金浆料的组织 |
| 3.2 熔体处理温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.3 冷却通道角度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.4 循环水流速度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.5 β'相形成机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 CuSn20 合金半固态流变挤压铸造组织与性能 |
| 4.1 液态挤压铸造CuSn20 合金的组织和性能 |
| 4.1.1 液态挤压铸造CuSn20 合金的组织 |
| 4.1.2 液态挤压铸造CuSn20 合金的布氏硬度 |
| 4.1.3 液态挤压铸造CuSn20 合金的拉伸性能 |
| 4.2 成形比压对CuSn20 合金铸件组织和性能的影响规律 |
| 4.2.1 不同成形比压下铸件的组织 |
| 4.2.2 不同成形比压下铸件的布氏硬度 |
| 4.2.3 不同成形比压下铸件的拉伸性能 |
| 4.3 充型速率对CuSn20 合金铸件组织和性能的影响规律 |
| 4.3.1 不同充型速率下铸件组织 |
| 4.3.2 不同充型速率下铸件的布氏硬度 |
| 4.3.3 不同充型速率下铸件的拉伸性能 |
| 4.4 固溶处理对CuSn20 合金铸件组织和性能的影响规律 |
| 4.4.1 固溶处理后铸件的显微组织 |
| 4.4.2 固溶处理后铸件的拉伸性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果 |
四、固溶处理冷却速度对1420合金性能的影响（论文参考文献）
- [1]Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究[D]. 周晓舟. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究[D]. 申耀祖. 北京科技大学, 2021
- [3]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
- [4]稀土变质对Al-8Cr-Si合金组织结构及耐磨性能的影响[D]. 慕浪. 内蒙古工业大学, 2021(01)
- [5]挤压变形及热处理对喷射态2195铝锂合金组织与性能影响的研究[D]. 王永晓. 山东大学, 2021(11)
- [6]铸态2196铝锂合金挤压变形行为及热处理对其组织与性能影响的研究[D]. 陈孝学. 山东大学, 2021(12)
- [7]1420铝锂合金热变形行为及其挤压圆棒室温与低温力学性能研究[D]. 王作蛟. 山东大学, 2021(12)
- [8]激光选区熔化工艺与后续热处理对Ti-6Al-4V合金组织与性能的影响[D]. 宋明磊. 山东大学, 2021(12)
- [9]冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究[D]. 王卫卫. 钢铁研究总院, 2021(01)
- [10]CuSn20亚包晶合金半固态组织及性能研究[D]. 于向洋. 昆明理工大学, 2021(01)