一、Be对铸态Al-11Si-0.3Mg合金时效效果的影响（论文文献综述）
赵燕[1]（2021）在《稀土改性及硼化处理对Al-0.5Mg-0.24Si合金导电性能的影响》文中研究指明本文以Al-0.5Mg-0.24Si合金为研究对象,从铸造→热轧→固溶时效→微观组织及室温性能检测为研究路线,通过稀土改性处理和硼化处理来提高铝合金的导电率和抗拉强度。研究不同稀土元素Ce和La及硼化处理对合金的微观组织、生成相形态、导电性能、力学性能及耐腐蚀性的影响,进一步探讨了添加元素的存在形式以及作用机理,为制定合理的各元素添加量提供了理论依据,研究的主要结果如下:（1）适量稀土元素Ce和La能够明显细化Al-0.5Mg-0.24Si合金的铸态组织,改善第二相的形貌。这两种稀土元素均能与Si形成Al Re Si化合物或Re Si化合物,与Fe形成Al Re Fe Si化合物。结合XRD图谱和EDS结果可知,Ce与Si形成高熔点的Ce5Si3和Ce Al1.2Si0.8相,而La形成的稀土相是La Si2相。根据TEM观察发现,Al Ce Fe Si相实际上是由不同尺寸的棒状β-Al9Fe2Si2组成,而稀土元素Ce则吸附于第二相β-Al9Fe2Si2的表面。（2）经过热轧和热处理后,添加适量的Ce对Al-0.5Mg-0.24Si合金的导电率、抗拉强度和耐腐蚀性能的改善作用要优于稀土La。随着稀土元素的加入,合金拉伸断口组织中的韧窝数目增多,大多数呈现韧性断裂特征,合金的塑性得到改善。当Ce加入量为0.1%,该合金的导电率为54.42%IACS,抗拉强度为196 MPa,断后伸长率为17%。而且该合金的自腐蚀电位正移,自腐蚀电流密度基本保持不变,铝合金的耐腐蚀性有所提高;而La的加入量为0.3%,该合金的抗拉强度达到最大值,仅为175 MPa,导电率为54.05%IACS,断后伸长率为22%,且自腐蚀电流密度增加,耐腐蚀性能下降。（3）硼化处理可明显细化铸态Al-0.5Mg-0.24Si合金的晶粒,添加0.03%B合金的平均晶粒尺寸为680?m,此时的细化效果最好。与此同时,硼化处理可促进Al Fe Si相的析出,并改善了此相的形貌。由于硼化处理可降低铝合金中过渡族杂质元素Ti、V等的含量,因此随着B含量的增加,铸态铝合金的导电率也逐渐增加。经过热轧和热处理后,当B含量为0.04%,铝合金的导电率55.99%IACS,室温抗拉强度为185MPa,断后伸长率为20%。相比于稀土改性处理,硼化处理对铝合金导电性能和力学性能的改善效果更佳。这应该是稀土改性处理和硼化处理的作用机理的区别所导致的。
李强[2]（2021）在《微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制》文中指出通过向铝合金熔体中引入陶瓷颗粒对其凝固组织构型和析出动力学进行调控,可以显着提高铝合金的宏观力学性能。陶瓷颗粒的尺寸、种类以及添加方法是影响铝合金性能的关键因素。近年来,在传统的单一颗粒基础上,研究人员提出了混杂颗粒的概念（双尺度颗粒和双相颗粒）,研究表明混杂颗粒作为铝合金调控剂具有超越传统单一颗粒的晶粒细化效率和强韧化效果。另外,亚共晶铝硅合金是铝合金中最常用的一种铸造铝合金,然而传统的孕育颗粒或者增强颗粒容易引发严重的“毒化”问题,新型颗粒的设计与开发已经成为进一步提高铝硅系合金综合性能空间的关键因素。本文通过燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系以及Al-Ti-B体系中成功制备了双相微纳米TiCN-TiB2颗粒以及双尺度TiB2颗粒。以商业纯铝为模型,采用中间合金重熔稀释+超声辅助搅拌铸造技术对比分析了不同颗粒类型、尺寸等对商业纯铝凝固行为、微观组织和力学性能的影响;对比研究了内生微米、双尺度TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金晶粒细化和强韧化的影响规律;研究了双相TiCN-TiB2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金以及铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织和室温力学行为的影响规律。揭示了双相TiCN-TiB2颗粒、双尺度TiB2颗粒对铝硅系合金凝固行为、微观组织以及力学性能的影响规律及其机制。本文主要创新点如下:1)首次采用燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系中成功制备了内生双相微纳米TiCN-TiB2颗粒,并对比分析了不同颗粒类型、尺寸以及凝固条件对商业纯铝模型组织和室温力学性能的影响及其机制。i)揭示出微纳米颗粒可以显着降低α-Al的形核过冷度,再辉平台特征明显减缓,微纳米颗粒在凝固过程中可以作为α-Al的异质形核核心,提高形核率。在较高温度梯度下双相TiCN-TiB2颗粒仍然可以实现柱状晶向等轴晶的转变,形核潜力高于微米TiCN颗粒。ii)揭示出微纳米颗粒可以显着细化α-Al晶粒,并且随着陶瓷含量的增加,晶粒尺寸不断细化。发现微/纳米颗粒细化商业纯铝效率:内生颗粒强于外加颗粒,双相强于单相,纳米强于微米。揭示出微纳米颗粒的细化机制:微米颗粒比纳米颗粒形核潜力大,而纳米颗粒既可以作为α-Al的异质形核核心,又可以阻碍晶粒的生长;对于双相TiCN-TiB2颗粒则兼具微/纳米的优势,表现出了更高的晶粒细化效率。iii)揭示出外加纳米SiC和内生TiCn-Al3Tim颗粒可以显着提高商业纯铝的室温和高温强度,且随着颗粒含量的增加,强度不断提高,但同时塑性也不断降低;而外加微/纳米TiCN颗粒和内生TiCN-TiB2颗粒可以同时显着提高商业纯铝的室温强塑性。发现高含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温和高温拉伸性能,外加纳米SiC颗粒<内生TiCn-Al3Tim颗粒;发现微含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温拉伸性能,外加微米TiCN颗粒<外加纳米TiCN颗粒<内生TiCN-TiB2颗粒。iv)揭示出微纳米颗粒强化商业纯铝的机制:室温强化机制为热错配强化、纳米颗粒的奥罗万强化以及细晶强化;高温强化机制为纳米颗粒对晶界的钉扎以及对位错攀移的阻碍。2)采用燃烧合成中间合金+超声辅助搅拌铸造法技术制备了内生微米TiB2颗粒和微纳米TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金。研究并揭示了不同尺度TiB2颗粒对亚共晶Al-7Si-4Cu晶粒细化和强韧化的影响规律及其机制。i)发现调整Al-Ti-B体系中Al的含量可以成功制备出微米尺度和微纳米双尺度的内生TiB2颗粒。当Al为50 wt.%时,TiB2为微米颗粒（0.73μm）;Al为20wt.%时,TiB2为微纳米双尺度颗粒（20 nm～350 nm）。ii)揭示出内生双尺度TiB2颗粒可以同时显着提高Al-7Si-4Cu合金的强塑性,且比微米尺寸TiB2颗粒强韧化效率高。强化机制贡献强弱为:θ′析出强化、热错配强化、奥罗万强化以及细晶强化。塑性提高机制包括:初生α-Al晶粒和共晶Si颗粒的细化以及较小的TiB2颗粒尺寸。iii)发现与微米尺度颗粒相比,微纳米双尺度TiB2颗粒更显着细化初生α-Al枝晶和共晶Si。初生α-Al细化机制:亚微米TiB2颗粒促进α-Al的异质形核,而纳米TiB2颗粒可以有效抑制α-Al晶粒生长。共晶Si细化机制:α-Al晶粒细化使形成弥散分布枝晶间液相微区,对共晶Si生长的限制作用导致共晶Si细化;θ′析出相细化机制:TiB2颗粒在淬火过程中诱发几何必须位错的产生,促进θ’析出相的形核和弥散分布。3)揭示了纳米TiCN、内生双相TiCN-TiB2颗粒对T6热处理态Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织和力学性能的影响规律及其机制。i)揭示出燃烧合成法制备的纯净双相TiCN-TiB2颗粒在Al-10Si-0.7Mg合金中具有优异的高温稳定性和化学稳定性,而外加纳米TiCN颗粒和Al-Ti-B4C-BN体系熔体内反应法形成了大量针状或块状Al3Ti相。ii)揭示燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着细化Al-10Si-0.7Mg合金的初生α-Al和共晶Si结构。凝固过程中亚微米TiB2颗粒可以作为初生α-Al的异质形核核心,而纳米TiCN颗粒吸附在固/液界面前沿阻碍晶粒的生长,双重作用导致α-Al晶粒显着细化。另外,纳米TiCN颗粒可以作为共晶Si的异质形核核心,另外,初生α-Al的细化改变了空间构型,促进了共晶Si的细化。iii)揭示出燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着提高Al-10Si-0.7Mg合金的综合力学性能。晶粒的显着细化和共晶Si的长径比显着降低促进合金的塑性明显提高。在0.5 wt.%添加量下,强塑积从3354.7 MPa%显着提高到5433.4MPa%,增加了62.0%。4)成功设计出高强韧铸态Al-10Si-2.0Mg合金,研究并揭示了双相TiCN-TiB2颗粒以及低温稳定化处理对铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织和室温力学行为的影响规律及其机制。i)揭示出随着Mg含量增加,α-Al二次枝晶臂间距、共晶Si以及Mg2Si化合物显着细化,且强塑性同时提高。强度提高机制:固溶强化、溶质团簇、α-Al的细化。塑性提高机制:α-Al细化、共晶Si和Mg2Si的细化。ii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒显着细化铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织。α-Al显着细化77.4%,双相TiCN-TiB2颗粒诱导共晶Si颗粒表面形成高密度孪晶,促进了共晶Si的各向同性生长,导致共晶Si细化。iii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒可以同时提高铸态Al-10Si-2.0Mg合金强塑性,且低温稳定化处理可以进一步提高强度。TiCN-TiB2颗粒不仅提高了溶质原子的固溶度,而且加速了析出动力学。屈服强度和抗拉强度分别为184.3 MPa和296.2 MPa,且断裂应变仍然高达11.8%。强度提高机制:细晶强化、双相TiCN-TiB2颗粒引起的热错配强化和奥罗万强化以及GP区和pre-β’’纳米析出相强化;塑性提高机制:初生α-Al以及共晶Si颗粒的细化。
吴浩[3]（2021）在《高强度Cu-Ni-Si合金的退火硬化现象及强化机理研究》文中进行了进一步梳理Cu-Ni-Si合金强度高、耐磨性好、导电性能优异,被广泛的应用于集成电路引线框架领域等。本文研究合金成分对Cu-Ni-Si合金退火硬化行为的影响,冷轧和热处理工艺对Cu-Ni-Si合金组织及性能的影响,以及Al元素的添加对Cu-Ni-Si合金退火硬化行为的影响。设计Cu-Ni-Si合金元素的成分,研究Ni/Si质量比和Ni与Si含量对Cu-Ni-Si合金退火硬化行为的影响。Cu-Ni-Si合金退火硬化的机理是纳米第二相粒子强化。退火后合金中基体显微组织中出现了连续或者半连续的网状相,并产生了大量的圆盘状β-Ni3Si纳米析出粒子。强化机理是退火过程中发生了调幅分解,合金中出现了溶质原子富集的相,局部形成了过饱和固溶体,随后析出纳米粒子,造成强化。研究冷轧及热处理工艺对Cu-Ni-Si合金组织及性能的影响,对比分析了铸造十退火、铸造+冷轧+退火、铸造+固溶+冷轧+退火和铸造+冷轧+固溶+退火四种工艺对Cu-3Ni-0.6Si合金性能的影响,发现铸造+冷轧+退火工艺具有较好的综合性能,抗拉强度和导电率相对较高,而延伸率相对较低。冷轧变形量为70%时,合金具有较好的综合性能,Cu-3Ni-0.6Si合金的抗拉强度、延伸率和导电率分别为696MPa、3.6%、40.54%IACS。研究Al元素及冷轧和热处理工艺对Cu-Ni-Si合金组织及性能的影响,发现添加少量Al元素能够增加Cu-Ni-Si合金的退火硬化效果,但是显着降低导电率。其中Cu-3Ni-0.6Si-1Al合金硬度上升最明显,硬度从铸态的73HV提高到退火态的 213HV,提升了 191%。
陈彦宏[4]（2021）在《Mg-Al-Ca-Sm合金微观组织演变及高温力学性能和热裂行为》文中研究表明Mg-Al系镁合金作为最轻质高强的金属结构材料,在汽车工业上的应用发展及其迅速,但因Mg-Al系合金的高温力学性能较差,导致其应用范围受到严重限制。此外,汽车工业应用的大部分零部件其形状较为复杂,并且Mg-Al系合金在凝固过程中固-液相区间的温度跨度较大,导致合金在凝固末期极易发生热裂现象,因此提高Mg-Al系合金的高温力学性能以及抗热裂性能是扩大其应用范围的关键问题之一。稀土和碱土元素均能够提高Mg-Al系合金的高温力学性能和抗热裂性能,结合稀土和碱土元素复合合金化开发的新型合金应该具有巨大的潜力。因此本文选用碱土元素Ca和稀土元素Sm设计了Mg-Al-Ca-Sm合金,利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、X射线衍射仪（XRD）、室温和高温拉伸等实验手段详细地研究了Mg-Al-Ca-Sm合金的微观组织演变和高温力学性能,结合热裂测试得到的凝固-应力曲线,系统地研究了Mg-Al-Ca-Sm合金的热裂行为。系统地考察了Ca和Sm元素的加入量对Mg-6Al-x Ca-y Sm合金铸态微观组织及室温和高温力学性能的影响。实验结果表明:随着Ca含量的增多以及Sm含量的减少,合金的晶粒尺寸呈现先减小后增大的趋势,当Ca和Sm元素的含量均为2%时晶粒尺寸最小,为41.91±0.72μm;随着Ca含量的增多以及Sm含量的减少,合金中β-Mg17Al12相和Al2Sm相数量逐渐减少,Al2Ca相和（Mg,Al）2Ca相含量不断增多,合金的室温和高温抗拉强度呈现先增大后减小的趋势,当Ca和Sm元素的含量均为2%时,合金的抗拉强度最大,而合金的高温拉伸延伸率呈现先减小后增大再减小的趋势;随着Ca含量的增多以及Sm含量的减少,合金的断口形貌中解理面的尺寸及数量不断增多,整体呈现Ca含量越大而Sm含量越低,合金的塑性越低。详细地研究了不同冷却速率和Al含量对Mg-x Al-2Ca-2Sm合金组织及性能的影响。实验结果表明:随着冷却速率和Al含量的增加,晶粒的形核温度和尺寸逐渐减小,第二相体积分数逐渐增大;冷却速率和Al含量的变化对Mg-x Al-2Ca-2Sm合金中的物相组成均有着显着的影响,Al11Sm3相、Mg2Ca相和β-Mg17Al12相只能在特定的冷却速率范围内或一定Al含量下才能够形成;随着冷却速率增大,合金的室温、高温抗拉强度和延伸率均不断增大,但是随着Al含量增大,合金的室温、高温抗拉强度均呈现先增大后减小的趋势,并且室温下Al含量为9%时达到峰值,而高温下Al含量为5%时达到峰值;随着冷却速率的增加,合金在室温和高温下的塑性均得到提高。但是,随着Al含量的增加,合金在室温和高温下的塑性呈现先增大后减小的趋势。此外,随着拉伸温度的不断升高,合金的塑性不断增大。系统地研究了Mg-x Al-2Ca-2Sm合金经过等温处理后其微观组织的变化规律。实验结果表明:当等温处理温度在175℃～275℃时,合金中均有纳米级析出相析出,提高了合金的室温、高温力学性能,并且合金的塑性得到了提高;当等温处理温度在300℃～375℃时,Al11Sm3相发生分解,转变成颗粒状Al2Sm相,导致Mg-3Al-2Ca-2Sm合金的力学性能逐渐降低,合金的塑性逐渐减小,Mg17Al12相随着等温处理温度的升高同样发生分解,使得Mg-9Al-2Ca-2Sm合金的室温抗拉强度及延伸率逐渐降低,而高温抗拉强度得到提高,高温延伸率逐渐减小,合金的塑性逐渐降低;当等温处理温度在400℃～505℃时,Mg-9Al-2Ca-2Sm合金中的Mg17Al12相在温度高于415℃时将完全分解,室温抗拉强度及延伸率逐渐降低,而高温抗拉强度有所提高,Mg-3Al-2Ca-2Sm和Mg-5Al-2Ca-2Sm合金中的片层状（Mg,Al）2Ca相和鱼骨状Al2Ca相经过等温处理后分解转变成颗粒状的Al2Ca相,而颗粒状的Al2Sm相没有发生变化。详细地研究了不同冷却速率和Al含量对Mg-x Al-2Ca-2Sm合金热裂行为的影响。研究结果表明:合金的热裂行为与晶粒尺寸和晶粒形貌有着密不可分的联系,并在不同情况下,二者之一占据着主导地位,随着晶粒尺寸的增大,合金的热裂倾向逐渐增大,并且随着晶粒形貌愈发向枝晶状发展时,合金的热裂倾向也越大;随着冷却速率的降低,Mg-3Al-2Ca-2Sm合金中将会生成Mg2Ca相,增大了合金的凝固温度区间,从而增大了合金的热裂倾向,随着Al含量的增多,合金中将会生成β-Mg17Al12相,同样增大了合金的凝固温度区间,导致合金的热裂倾向增大。
蒋俊[5]（2021）在《亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金轧制组织演变及时效行为》文中指出Al-Mg-Si系铝合金是典型的可热处理时效铝合金。因为具有加工时成形性好,时效硬化之后屈服强度高的特点,被认为是最具前景的汽车车身材料。如何高效率、低成本生产高性能Al-Mg-Si系铝合金是该领域亟待解决的难题。亚快速凝固冷却速率可以达到102-103K/s,是高效化生产铝合金的一种可行方法,然而,目前亚快速凝固铝合金的研究并不深入,包括亚快速凝固条件下的组织演变规律、时效行为及合金元素作用等方面不明晰,高性能亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的工业生产受到明显限制。本文基于亚快速凝固工艺制备的Al-Mg-Si系铝合金,优化均质化热处理工艺,研究了亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的微观组织演变,分析了亚快速凝固工艺对时效析出行为的影响,揭示出亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的力学性能强化机制;同时发现了Ti、Zr元素可以提高亚快速凝固合金固溶淬火态组织的热稳定性,分析了Zr元素对亚快速凝固Al-Mg-Si系合金时效行为及力学性能的影响,优化出Al-0.7Mg-1.2Si-0.15Fe-0.2Zr（wt.%）合金成分,为开发高性能Al-Mg-Si系铝合金制备方案提供了借鉴,得出的主要结论有:（1）研究了亚快速凝固于常规凝固Al-Mg-Si系铝合金微观组织演变,揭示出合金第二相对力学性能的影响机制。发现常规凝固组织中Al Fe Si相尺寸粗大,Mg2Si相数量较多,同时存在大量粗大的Si颗粒,减少了参与时效过程的Si元素含量,降低合金的力学性能。亚快速凝固条件下Al Fe Si相尺寸细小、分布均匀,Mg2Si相含量显着降低,提高了合金的时效潜力。亚快速凝固组织晶粒尺寸明显细化,并没有粗大的Si颗粒存在,Si原子过饱和固溶在基体中,为后续人工时效提供更好的动力学条件。（2）研究了亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的时效行为及力学性能强化机制,分析了亚快速凝固工艺对时效析出的影响。发现亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金固溶淬火态（T4态）屈服强度低（～133 MPa）,断裂延伸率高（～30%）,利于加工成形。常规凝固合金T4态微观组织粗大,包括难以回溶的粗大Si颗粒,降低了合金塑性及时效潜力。短时均质化的亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金人工时效后（T6态）屈服强度（～305 MPa）与断裂延伸率（～19%）均高于常规凝固合金（屈服强度为～254 MPa,断裂延伸率为～13%）。亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金过饱和固溶的Si、Mg原子加快了时效动力学,人工时效的屈服强度提升效果（增量为～170 MPa）远高于常规凝固合金（屈服强度增量为～100 MPa）。发现亚快速凝固T6试样中主要强化相β″相的尺寸细小、数量密度更高,提高了析出强化效果;在亚快速凝固合金T6态中观察到纳米尺寸（～40 nm）的Si颗粒,原因是过饱和固溶的Si原子不仅促进了β″相的析出演化,同时还会促进纳米Si颗粒的形成,有利于力学性能的提升。（3）发现Ti、Zr元素可以提高亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金高温固溶时的热稳定性,同时改善第二相的分布。发现了亚快速凝固条件下Zr元素的加入一方面细化了晶粒尺寸、改善微观组织分布,其形成的Al3Zr相具有高热稳定性,随着固溶时间的延长,平均晶粒尺寸可以保持在13-15μm;另一方面Zr元素的加入提高了亚快速凝固条件下Al-Mg-Si合金的强塑性,在峰时效时获得了优异的力学性能（屈服强度为～355MPa,断裂延伸率为～16%）。Zr元素提高了Al-Mg-Si合金的时效硬化响应,其机制为人工时效过程中过饱和固溶的Zr原子与基体中的Si、Mg原子等发生协同作用,加快了溶质元素析出,同时形成纳米含Zr析出相。揭示出亚快速凝固工艺可以提高Zr元素在Al-Mg-Si系铝合金中的含量使用范围。
毕金亮[6]（2021）在《Y和B对Al-10Mg2Si合金组织及力学性能的影响》文中提出Al-Mg2Si合金由于具有较好的比强度、耐磨性及导电性等优良性能,作为航天航空及汽车等工业的新型轻量化材料受到广泛关注。制备高性能的原位自生Mg2Si增强相的Al-Mg2Si合金,关键是如何控制α-Al的尺寸以及初生、共晶Mg2Si相的形状、尺寸和分布。对于亚共晶Al-Mg2Si合金来说,存在的共晶Mg2Si相和初生Mg2Si虽然同为Mg2Si相,但由于其结晶条件不同,凝固过程中的结晶顺序不同,进而结晶时的形核和生长条件就不同,故变质剂对其变质与细化机理不一致。因此,本文主要通过金相、SEM、XRD和力学性能测试研究元素B、稀土元素Y以及两者复合对亚共晶Al-10Mg2Si合金的微观组织和力学性能的影响规律,研究结果表明:添加Y后的Al-10Mg2Si中发生初生α-Al细化和共晶Mg2Si变质同时存在的现象,其力学性能呈现先升高后降低的趋势。经过变质后的合金断口形貌也从大面积的满解理面和撕裂棱的脆性断裂转变为布满韧窝的韧性断裂。Y和Al会在液相线以前发生共晶反应生成α-Al和Al3Y,α-Al作为初生α-Al的形核中心,促进形核,从而细化初生α-Al晶粒。Y在熔体中溶解度较低,在结晶的过程中被排出,进而富集在生长中的共晶Mg2Si相前端,导致过冷度增加,使共晶Mg2Si得到变质,形貌转变为点状或纤维状,这种结构的共晶Mg2Si通过阻碍位错运动使力学性能提高。在亚共晶Al-10Mg2Si合金中添加B元素后,初生α-Al和共晶Mg2Si发生较为明显的细化。当B添加量为0.05wt.%时,初生α-Al由粗大的树枝晶转变为尺寸细小的球状或短棒状,平均纵横比降低56.04%;添加0.03wt.%的B后,共晶Mg2Si相局部出现细小的纤维状。在凝固过程中,B与Al相结合形成Al2B,其可以作为初生α-Al的异质形核中心,促进合金凝固过程中的异质形核;同时,由于B比Al的原子半径小,可以减小初生α-Al的晶格常数,进而使初生α-Al得到细化。B的添加量为0.03wt.%时,力学性能改善明显,抗拉强度和延伸率由未添加时的220MPa和3.5%提高至280MPa和5.2%;硬度也由原始状态下的122HV增加到162HV。在Al-10Mg2Si合金中同时添加Y和B后,大量的初生α-Al呈现出枝晶状分布,但尺寸有所减小,而共晶Mg2Si组织并没有出现规律性的变化。合金的抗拉强度在添加0.5Y+0.07B时最高,为237MPa,比未添加时提高了9.7%;硬度为141HV,提高了27%。延伸率没有明显提高并伴有轻微降低的情况。延伸率降低是由于Y和B元素的相互作用,Y很难单独吸附在共晶Mg2Si固液界面前沿,并形成化合物。在初生α-Al受力并产生变形时,晶界处的这些尖锐的、硬脆的金属间化合物出现断裂,在尖角处撕裂Al基体,产生裂纹源,裂纹从共晶Mg2Si粗大的片层状边界处扩散,最终导致材料断裂。
董布克[7]（2021）在《复合微合金化及超声处理对ZL101铝合金组织与耐腐蚀性能的影响》文中指出为满足舰船武器装备的轻量化,铝合金铸件开始大规模被应用于船舶工业。目前,在舰载装备领域应用较多的主要为ZL101、ZL104等传统牌号Al-Si铸造铝合金,存在强度较低、耐蚀性差的问题,难以满足在高湿、高盐的环境下的长时间服役。本课题研究了复合添加Y、Zr元素和超声处理对铸态及T6热处理态ZL101合金组织、力学性能及耐蚀性能的影响,探究了微量元素复合强化和超声作用机理,为高强度耐蚀铝合金的应用提供了实验及理论基础。具体如下:首先研究了Y、Zr等元素的添加对铸态ZL101合金组织和性能的影响。在合金中单独加入Y元素后,α-Al的二次枝晶臂间距缩小,且使共晶Si从板条状转化为纤维状。复合加入了0.3wt.%的Y元素和0.25wt.%的Zr元素时,共晶Si改性效果最强,其力学性能最佳,屈服强度、抗拉强度、延伸率分别达到127MPa,211MPa,6.26%,较ZL101合金增加了20.95%,19.69%,42.59%;且合金的耐腐蚀性提高,这主要由于富铁相π-Al8FeMg3Si6转变为π-Al8FeMg3Si6YxZry,减小了与α-Al之间的电位差。最终确定了铸态下性能最佳的合金成分为Al+7Si+0.3Mg+0.3Y+0.25Zr。系统研究了T6热处理对添加了Y、Zr等元素合金组织与性能的影响。合金经过T6热处理后,力学性能显着提升,在ZL101+0.3Y+0.25Zr合金中,Al3Zr颗粒数量显着增加,尺寸减少,在合金中分布的更加弥散。因此合金力学性能显着提高,其屈服强度、抗拉强度、延伸率分别达到182Mpa,305Mpa,7.41%。T6热处理后,富集在晶界处的Mg2Si固溶入基体,使其作为阳极弥散分布在基体中,增强对Al合金基体的保护,显着的提升了合金的耐腐蚀性能。研究了超声处理下ZL101和ZL101+0.3Y+0.25Zr两种合金组织与性能。超声处理后,空化作用与声流效应促使α-Al晶粒由枝晶状转变为近等轴晶状。在超声功率为1400W时,两种合金均合金的力学性能最佳,T6处理后ZL101合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到153.2MPa、255.3MPa和6.83%;ZL101+0.3Y+0.25Zr合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到194.2MPa、323.7MPa和8.67%。且由于晶粒形貌的转变,使等轴晶晶界处的共晶硅阻碍了腐蚀区的拓展,有效提升了合金的耐蚀性能。
侯富敏[8]（2021）在《Al-Ce合金的成分设计及快速冷却条件对其组织性能影响研究》文中指出铝合金由于其高的比强度、高的导热性和良好的加工性能,在航空航天和汽车船舶等领域有着广泛的应用。随着社会工业的发展,现有铝合金材料的热疲劳性能、耐高温性能已经接近极限状态,当在稍高温度下工作时,合金的力学性能显着下降,难以满足部件的使用要求。近共晶成分的铝铈合金不仅具有良好的凝固特性和流动性,而且在凝固过程中形成的含铈化合物在高温下非常稳定,是极具应用潜力的新型耐热铝合金。然而,现有铝铈合金的成分过于简单,简单的合金成分造成铝铈合金在力学性能方面仍有提升空间。本文以过共晶的Al-Ce合金为研究对象,开展面向快速冷却的Al-Ce合金成分体系设计优化,研究Cu、Mg元素含量对合金显微组织和力学性能的影响规律,优化出综合性能最高的Al-Ce合金成分;对成分优化的合金进行激光快速冷却,研究快速冷却条件下合金的凝固行为和微观组织,并对不同激光工艺参数下合金的热稳定性、维氏硬度和摩擦磨损性能进行分析,为Al-Ce合金的激光增材制造提供理论依据和技术支撑。主要研究内容和结果如下:（1）Cu、Mg元素含量的变化会引起铸态合金中Al11Ce3金属间化合物形态的转变,随着Cu元素含量的增加,Al11Ce3共晶相的相互连接区域减小,Al11Ce3共晶相之间的间距增加;随着Mg元素含量的增加,Al11Ce3共晶相的形态发生改变,合金中细小的、相互连接的层状共晶相逐渐转变为单独的、随机分布在整个组织中的单个金属间化合物,Al11Ce3相形态的转变是合金延伸率降低的因素之一。（2）Al-Ce合金中Cu、Mg元素含量的增加可以大幅提高显微硬度,Cu、Mg元素含量越多,合金的显微硬度值越大。（3）室温下,随着Cu元素含量的增加,Al-Ce合金的抗拉强度和屈服强度先升高后降低,延伸率则逐渐降低,随着Mg元素含量的增加,合金的抗拉强度和屈服强度逐渐增加,延伸率逐渐降低;高温（300℃）下,不同成分Al-Ce合金的屈服强度和抗拉强度都出现下降,而延伸率则大幅增加。（4）Al-Ce合金在激光快速冷却后,不存在热影响区,在熔池区域内主要是α-Al相和Al-Al11Ce3共晶相,不存在块状的初生Al11Ce3相;熔池区域内的晶粒尺寸和层状共晶组织中的层片间距都得到明显细化,增加激光功率,晶粒尺寸和层片间距出现小幅增加,增加激光扫描速度,晶粒尺寸和层片间距没有太大改变。（5）Al-Ce合金快速冷却区域组织在经过长时间的高温热处理后,没有出现晶粒的粗化长大,微观组织保持稳定,Al-Ce合金快速冷却后的组织表现出高的热稳定性。（6）Al-Ce合金经过激光快速冷却后,显微硬度较铸态合金提高了27.83%,同时,合金的耐磨性能得到提高。
郭宇[9]（2020）在《高导热铝硅合金设计制备及其导热机理》文中提出本文利用热力学模拟和第一性原理计算,研究了不同合金化元素及形成的第二相对铝合金导热系数的影响,根据模拟和验证试验的结果,优化设计并制备出了一种具备较高导热性能和较好力学性能的铝硅合金。通过对制备获得的高导热铝硅合金进行锶变质处理、轧制变形处理和热处理,系统地讨论了高导热铝硅合金在不同工艺条件下显微组织的演变规律,揭示了第二相形貌、尺寸与分布的变化对铝硅合金导热系数影响机制,阐明了微观组织演变对高导热铝硅合金力学性能的影响规律及强韧化机理,为铸锭-热加工-热处理工艺制备高导热铝硅合金材料提供新思路和理论基础。通过热力学模拟计算分别对Cu、Fe、Mg、Si元素在不同含量下对铝合金导热系数的变化规律进行研究,结果表明Si元素引起铝合金导热系数降低程度最小,以Al-12Si合金为基础进行了进一步的成分设计,计算结果表明,添加相同含量的Fe、Cu、Mg对Al-12Si合金导热系数损害程度的大小为:Fe<Cu<Mg,且随着第二相含量增加合金的导热系数呈现出下降的趋势。通过第一性原理计算对含有Cu、Fe、Mg三种元素的铝硅合金中常见第二相的热力学性质和力学性能进行了分析和讨论,其中三元铝铁硅相具有良好的刚度和理论硬度,其德拜温度和导热系数的理论计算值最高,说明其热传导和强化能力均优于其它第二相。结合模拟和验证试验的结果对铝硅合金进行了成分优化,并最终制备出了一种高导热Al-Si-Fe-Mg合金,其铸态室温导热系数可达155.99 W/（m·K）。对所制备Al-Si-Fe-Mg合金进行Sr变质处理的研究结果表明,共晶硅组织由原本粗大片层状或长针状变为高度分支纤维状。由于变质后共晶硅尺寸和形貌的改变以及硅相本身导热能力的提高,降低了对热传导过程中自由电子的散射作用,变质合金的导热系数较未变质合金提高了3.86%,同时纤维状共晶硅削弱了对基体的割裂作用,合金的力学性能也得到了改善。T6热处理后,未变质合金与变质合金中共晶硅颗粒平均尺寸和长径比发生了显着的变化,统计结果显示,与粗大的片层状的共晶硅相比,高分支细化的纤维状共晶硅相的球化能力更强,但其熔断后在基体中存在偏聚现象,限制了合金导热系数的进一步提高,导致T6热处理后,变质合金的力学性能优于未变质合金,而导热系数略低。热轧制处理能同时改善铝硅合金中第二相的尺寸和分布,有利于提高合金的导热系数和力学性能。随着热轧压下量的增加,合金中Si相和富铁相的破碎程度加重,同时硅颗粒在铝基体上分布均匀。热轧态合金的导热系数和力学性能随着压下量的增加而提高,结果表明当铝硅合金中共晶硅颗粒细小、分布弥散时,合金表现出良好的导热系数和强度。T6热处理后,热轧态合金中共晶硅相发生球化,且小尺寸共晶硅颗粒的比例有所增加,细小类球状的硅颗粒对电子的散射作用较小,弥散分布在基体中的硅颗粒增加了电子平均自由程,同时降低了对基体的割裂作用,还具有一定程度的弥散强化效果,从而使热处理后热轧态合金的导热系数提高,其力学性能也得到了较大的改善。本文制备的高导热铝硅合金在经过压下量为71.25%均匀化热轧制和T6热处理后,获得了具有更高导热系数和力学性能的铝硅合金,该合金的显微组织中,共晶硅、富铁相等第二相细小且弥散分布,其室温导热系数为188.22 W/m·K,室温极限抗拉强度为295.21 MPa,伸长率为9.56%。
王吉[10]（2020）在《镧铈混合稀土对AlSi10MgMn合金组织及性能的影响》文中研究指明作为铸造铝合金中的一个重要系列,铝硅合金由于机械性能、可铸性及耐蚀性良好,在汽车及航空、航天等产业有着广泛应用。在铸造铝合金中添加稀土La和Ce可以净化合金液、细化晶粒、改善组织,从而显着提高合金的铸造性能和力学性能。因此,研究混合稀土镧铈在铸造铝合金中的作用对开发新型高性能铝合金具有重要指导意义。本实验采用重力铸造的方式,以自行设计的AlSi10MgMn合金为基体合金,添加不同成分的镧铈混合稀土,共制备四块稀土含量不同的AlSi10MgMn合金板材作为研究对象。采用光学显微镜、扫描电镜、维氏硬度及室温拉伸测试等手段,研究不同稀土添加量对AlSi10MgMn合金铸态和固溶态组织及性能的影响,并对0.1wt%RE合金的热处理工艺进行了探究。研究结果表明:混合稀土（La,Ce）对AlSi10MgMn合金中的α-Al、共晶硅、Mg2Si及AlMnSi相有不同程度的细化作用。加入稀土后,β-AlFeSi相消失;α-Al和共晶硅尺寸减小;呈粗大花瓣状的Mg2Si相转变为细小、弥散的颗粒状;块状AlMnSi相减小,并随稀土含量增加,有从粗大块状→Y字形骨头状→鱼骨状→条状的变化趋势。加入稀土（La,Ce）还生成了具有强化作用的Al11La3和Al11Ce3稀土相。少量稀土（La,Ce）的加入可提高合金的硬度和抗拉强度,但降低合金的延伸率;稀土含量过高将降低合金的硬度和强度,而延伸率增加。铸态AlSi10MgMn合金中加入0.1wt%RE后,合金的组织及综合性能较好。此时共晶硅长度为25.88μm、SDAS为34.07μm、α-Al长宽比为3.86,合金的硬度、抗拉强度及屈服强度分别为82.76HV、373.05MPa和281.37MPa,较未加稀土合金分别提高了12.95%、17.29%和43.44%,延伸率为2.26%,降低了11.37%;在530℃,6.5h固溶处理条件下,添加0.1wt%RE合金的组织及综合性能较好,显微组织中的共晶硅颗粒较小,硬度、抗拉强度和延伸率分别为109.92HV、424.84MPa和2.72%,较铸态下分别提高了32.82%、13.88%和20.35%;含0.1wt%RE合金的最佳热处理工艺为530℃,6.5h固溶,170℃,9h时效。此时合金中存在大量的β?相,并且还析出少量细小、弥散的稀土相,硬度、抗拉强度分别为160.99HV和563.41MPa,较铸态合金分别提高了94.53%和51.03%,延伸率为2.25%,减小了0.44%。铸态AlSi10MgMn合金断口处存在大量的AlMnSi、共晶硅及少量的Mg2Si相,为脆性的解理和沿晶混合型断裂,稀土（La,Ce）的加入、固溶处理及时效处理对合金的断裂方式基本无影响。
二、Be对铸态Al-11Si-0.3Mg合金时效效果的影响（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、Be对铸态Al-11Si-0.3Mg合金时效效果的影响（论文提纲范文）
（1）稀土改性及硼化处理对Al-0.5Mg-0.24Si合金导电性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 全铝合金导体的国内外研究现状 |
| 1.3 影响铝合金导体材料性能的因素 |
| 1.3.1 化学成分 |
| 1.3.1.1 基本杂质元素Fe和Si |
| 1.3.1.2 其他杂质元素 |
| 1.3.1.3 Mg元素 |
| 1.3.1.4 稀土元素 |
| 1.3.1.5 硼元素 |
| 1.3.2 夹杂和缺陷 |
| 1.3.3 机械加工 |
| 1.3.4 热处理 |
| 1.3.4.1 均匀化退火工艺 |
| 1.3.4.2 固溶时效处理工艺 |
| 1.4 研究目的及内容 |
| 1.4.1 研究的目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 合金熔炼 |
| 2.2 铸锭热轧及热处理工艺 |
| 2.3 合金性能分析 |
| 2.3.1 维氏硬度测试 |
| 2.3.2 导电率测试 |
| 2.3.3 抗拉强度测试 |
| 2.3.4 拉伸断口分析 |
| 2.4 合金试样组织形貌分析 |
| 2.4.1 扫描电镜及EDS能谱分析 |
| 2.4.2 X射线衍射物相分析 |
| 2.4.3 透射电镜分析 |
| 2.5 电化学腐蚀测试 |
| 3 稀土元素Ce对 Al-Mg-Si合金组织和性能的影响 |
| 3.1 稀土元素Ce对 Al-Mg-Si合金微观组织的影响 |
| 3.2 稀土元素Ce对 Al-Mg-Si合金导电性能和力学性能的影响 |
| 3.2.1 稀土元素Ce对 Al-Mg-Si合金硬度和电导率的影响 |
| 3.2.2 稀土元素Ce对 Al-Mg-Si合金强度和塑性的影响 |
| 3.3 稀土元素Ce对热处理态Al-Mg-Si合金腐蚀性能的影响 |
| 3.3.1 开路电位 |
| 3.3.2 极化曲线 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 稀土元素La对 Al-Mg-Si合金组织和性能的影响 |
| 4.1 稀土元素La对 Al-Mg-Si合金微观组织的影响 |
| 4.2 稀土元素La对 Al-Mg-Si合金导电性能和力学性能的影响 |
| 4.2.1 稀土元素La对 Al-Mg-Si合金硬度和电导率的影响 |
| 4.2.2 稀土元素La对 Al-Mg-Si合金强度和塑性的影响 |
| 4.3 稀土元素La对热处理态Al-Mg-Si合金腐蚀性能的影响 |
| 4.3.1 开位电路 |
| 4.3.2 极化曲线 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 硼化处理对Al-Mg-Si合金组织和性能的影响 |
| 5.1 硼化处理对Al-Mg-Si合金微观组织的影响 |
| 5.2 硼化处理对Al-Mg-Si合金导电性能和力学性能的影响 |
| 5.2.1 硼化处理对 Al-Mg-Si 合金的电导率和硬度的影响 |
| 5.2.2 硼化处理对Al-Mg-Si合金强度和塑性的影响 |
| 5.3 硼化处理对热处理态Al-Mg-Si合金腐蚀性能的影响 |
| 5.3.1 开位电路 |
| 5.3.2 极化曲线 |
| 5.4 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 |
（2）微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.2.1.1 外加颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.2 内生颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.3 中间合金法制备颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.2 双尺度颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.3 混杂颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3 晶粒细化方式和机制的研究进展 |
| 1.3.1 化学孕育处理细化的研究进展 |
| 1.3.1.1 合金成分对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.1.2 孕育颗粒对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.2 铝合金晶粒细化理论研究进展 |
| 1.3.3 纳米颗粒细化机制的研究进展 |
| 1.3.4 亚共晶铝硅合金晶粒细化存在的问题 |
| 1.4 颗粒对铝合金中主要析出相的影响研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料的准备 |
| 2.2.1 基体合金的制备 |
| 2.2.2 中间合金的制备 |
| 2.2.2.1 外加颗粒中间合金预分散坯体的制备 |
| 2.2.2.2 内生颗粒中间合金的制备 |
| 2.2.3 中间合金重熔稀释+搅拌铸造制备复合材料 |
| 2.2.4 热分析 |
| 2.2.4.1 凝固温度采集 |
| 2.2.4.2 差热分析实验(DSC) |
| 2.2.5 萃取实验 |
| 2.2.6 热处理实验 |
| 2.2.7 电导率分析 |
| 2.3 样品微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相组织分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4 室温力学性能测试 |
| 2.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 不同微纳米颗粒对商业纯铝的微观组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.2.1 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝组织中的分散 |
| 3.2.2 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.2.3 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.3 内生双相TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.3.1 Al-30 vol.%(TiC_n-Al_3Ti_m)中间合金的制备及组织 |
| 3.3.2 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散 |
| 3.3.3 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.3.4 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝室温和高温力学性能的影响 |
| 3.4 外加微、纳米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织及力学性能的影响对比 |
| 3.4.1 纳米、微米TiCN颗粒预分散中间合金的制备 |
| 3.4.2 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.4.3 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝室温力学性能的影响 |
| 3.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织和力学性能的影响 |
| 3.5.1 内生Al-30 wt.%(TiCN-TiB_2)中间合金的制备及组织 |
| 3.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.5.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.5.4 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.6 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝细化和强韧化机制 |
| 3.6.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.3 不同冷速对复合材料微观组织的影响 |
| 3.6.3.1 不同冷速对陶瓷颗粒促进商业纯铝CET转变的影响 |
| 3.6.3.2 不同凝固速率对凝固行为的影响机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 双尺度TiB_2颗粒对亚共晶Al-Si-Cu合金的组织和力学性能的影响及其机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-TiB_2中间合金制备及组织 |
| 4.3 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金组织的影响 |
| 4.3.1 Al-7Si-4Cu合金的组织 |
| 4.3.2 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金α-Al枝晶的影响 |
| 4.3.3 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金共晶Si的影响 |
| 4.3.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金析出相的影响 |
| 4.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金力学性能的影响 |
| 4.5 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金凝固行为影响机制 |
| 4.6 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金的强韧化机制 |
| 4.7 本章结论 |
| 第5章 双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金时效行为和力学性能的影响 |
| 5.3 外加纳米TiCN颗粒中间合金法和熔体内直接反应法制备颗粒孕育处理对Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织的影响 |
| 5.3.1 中间合金法引入外加TiCN颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 熔体内直接反应法制备双相(TiCN-TiB_2)/Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4 燃烧合成法制备内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金力学行为的影响 |
| 5.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金凝固行为的影响和综合力学性能提高机制 |
| 5.5.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对凝固行为的影响 |
| 5.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对综合力学性能提高机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 添加第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织的影响 |
| 6.2.1.1 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中初生α-Al的影响 |
| 6.2.1.2 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中共晶Si的影响 |
| 6.2.1.3 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金Mg_2Si相的影响 |
| 6.2.2 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固行为的影响 |
| 6.2.3 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金室温力学性能的影响 |
| 6.2.4 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金强韧化机制 |
| 6.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固行为的影响 |
| 6.3.3 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金室温力学性能的影响 |
| 6.4 低温稳定化处理对孕育处理铸态Al-10Si-2.0Mg合金的组织和力学性能的影响 |
| 6.4.1 低温稳定化处理温度和时间优化 |
| 6.4.2 低温稳定化处理析出相分析 |
| 6.4.3 低温稳定化对力学性能的影响 |
| 6.4.4 微量TiCN-TiB_2颗粒及低温稳定化对力学性能的影响机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）高强度Cu-Ni-Si合金的退火硬化现象及强化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Cu-Ni-Si合金的研究现状 |
| 1.1.1 Cu-Ni-Si合金的发展现状 |
| 1.1.2 Cu-Ni-Si合金的强化机制 |
| 1.1.3 Cu-Ni-Si合金性能的影响因素 |
| 1.2 微量元素对Cu-Ni-Si合金性能的影响 |
| 1.2.1 P对Cu-Ni-Si系合金的影响 |
| 1.2.2 Zn对Cu-Ni-Si系合金的影响 |
| 1.2.3 Mg对Cu-Ni-Si系合金的影响 |
| 1.2.4 Cr对Cu-Ni-Si系合金的影响 |
| 1.3 退火硬化现象及机理的研究现状 |
| 1.3.1 纯金属冷轧后退火硬化 |
| 1.3.2 铜合金冷轧后退火硬化 |
| 1.3.3 Ni-W合金冷轧后退火硬化 |
| 1.3.4 Zn-Al合金冷轧后退火硬化 |
| 1.3.5 铸态直接退火硬化现象及机理 |
| 1.4 研究背景与内容 |
| 1.4.1 研究背景及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 试样制备及分析方法 |
| 2.2.1 合金的熔炼 |
| 2.2.2 合金的冷轧 |
| 2.2.3 合金的退火与固溶时效热处理 |
| 2.2.4 金相样品、TEM样品的制备 |
| 2.2.5 分析及检测方法 |
| 第3章 Cu-Ni-Si合金的成分设计与结构调控 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 Ni/Si质量比对铸态Cu-Ni-Si合金退火硬化现象的影响 |
| 3.3.1 退火处理对Cu-Ni-Si合金显微组织的影响 |
| 3.3.2 退火处理对Cu-Ni-Si合金硬度的影响 |
| 3.4 Ni、Si含量对Cu-Ni-Si合金退火硬化现象的影响 |
| 3.4.1 Ni、Si含量对Cu-Ni-Si合金显微组织的影响 |
| 3.4.2 Ni、Si含量对Cu-Ni-Si合金硬度的影响 |
| 3.5 退火处理对Cu-Ni-Si合金相组成的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 冷轧和热处理对Cu-Ni-Si合金组织及性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 退火对冷轧Cu-Ni-Si合金组织及性能的影响 |
| 4.3.1 退火对Cu-Ni-Si合金显微组织的影响 |
| 4.3.2 退火对冷轧Cu-Ni-Si合金硬度的影响 |
| 4.3.3 冷轧后退火对Cu-Ni-Si合金性能的影响 |
| 4.4 热处理工艺对冷轧态Cu-Ni-Si合金组织及性能的影响 |
| 4.4.1 不同热处理工艺对Cu-Ni-Si合金显微组织的影响 |
| 4.4.2 不同热处理工艺对冷轧态Cu-Ni-Si合金性能的影响 |
| 4.4.3 第二相分析 |
| 4.5 讨论及分析 |
| 4.5.1 Cu-Ni-Si合金的调幅分解 |
| 4.5.2 Cu-Ni-Si合金的退火硬化机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 冷轧和热处理对Cu-Ni-Si-Al合金组织及性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 退火对Cu-Ni-Si-Al合金显微组织及硬度的影响 |
| 5.3.1 Al含量对Cu-Ni-Si-Al合金组织的影响 |
| 5.3.2 Al含量对Cu-Ni-Si-Al合金硬度的影响 |
| 5.3.3 Cu-Ni-Si-Al合金的相组成分析 |
| 5.4 退火和冷轧对Cu-Ni-Si-Al合金组织及性能的影响 |
| 5.4.1 退火和冷轧对Cu-Ni-Si-Al合金组织的影响 |
| 5.4.2 退火对冷轧Cu-Ni-Si-Al合金硬度的影响 |
| 5.4.3 退火和冷轧对Cu-Ni-Si-Al合金性能的影响 |
| 5.5 热处理工艺对Cu-Ni-Si-Al合金组织及性能的影响 |
| 5.5.1 不同热处理工艺对Cu-Ni-Si-Al合金显微组织的影响 |
| 5.5.2 不同热处理工艺对冷轧态Cu-Ni-Si-Al合金性能的影响 |
| 5.6 讨论及分析 |
| 5.6.1 退火处理的强化作用 |
| 5.6.2 冷轧Cu-Ni-Si-Al合金的退火硬化机理 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（4）Mg-Al-Ca-Sm合金微观组织演变及高温力学性能和热裂行为（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 碱土、稀土元素在镁铝系合金中的研究与应用 |
| 1.2.1 稀土、碱土元素简介 |
| 1.2.2 Mg-Al-RE系合金研究现状 |
| 1.2.3 Mg-Al-AE系合金研究现状 |
| 1.2.4 Mg-Al系合金中复合添加碱土和稀土元素研究现状 |
| 1.3 镁合金高温强化机制 |
| 1.3.1 组织强化 |
| 1.3.2 固溶强化 |
| 1.3.3 析出强化 |
| 1.4 耐热镁合金凝固组织研究现状 |
| 1.5 铸造镁合金的热裂 |
| 1.5.1 热裂形成机理 |
| 1.5.2 热裂倾向测试方法 |
| 1.5.3 铸造Mg-Al系合金热裂性能研究现状 |
| 1.6 研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验流程 |
| 2.2 合金成分 |
| 2.3 合金的熔炼与制备 |
| 2.4 合金的等温处理 |
| 2.5 合金冷却速率的测定 |
| 2.6 合金热裂性能测定 |
| 2.7 合金的显微组织观察与分析 |
| 2.7.1 光学显微镜观察与分析 |
| 2.7.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.7.3 扫描电镜(SEM)观察与分析 |
| 2.7.4 透射电镜(TEM)观察与分析 |
| 2.8 合金的力学性能测试 |
| 2.8.1 维氏硬度测试 |
| 2.8.2 室温拉伸测试 |
| 2.8.3 高温拉伸测试 |
| 第3章 Ca和 Sm含量对铸态Mg-6Al-x Ca-y Sm合金显微组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ca和 Sm含量对Mg-6Al-x Ca-y Sm合金显微组织的影响 |
| 3.2.1 合金的晶粒形貌及尺寸 |
| 3.2.2 合金的物相组成 |
| 3.3 Ca和 Sm含量对Mg-6Al-x Ca-y Sm合金力学性能的影响 |
| 3.3.1 合金的室温力学性能 |
| 3.3.2 合金的高温力学性能 |
| 3.4 Ca和 Sm含量对Mg-6Al-x Ca-y Sm合金断裂行为影响 |
| 3.4.1 合金的室温拉伸断口形貌 |
| 3.4.2 合金的高温拉伸断口形貌 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 冷却速率和Al含量对Mg-x Al-2Ca-2Sm合金显微组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mg-x Al-2Ca-2Sm合金的凝固过程 |
| 4.3 Mg-x Al-2Ca-2Sm合金的显微组织 |
| 4.3.1 晶粒尺寸及形貌 |
| 4.3.2 Mg-x Al-2Ca-2Sm合金的物相组成 |
| 4.4 Mg-x Al-2Ca-2Sm合金的力学性能 |
| 4.4.1 室温力学性能 |
| 4.4.2 高温力学性能 |
| 4.5 Mg-x Al-2Ca-2Sm合金的断裂行为 |
| 4.5.1 室温拉伸断口形貌 |
| 4.5.2 高温拉伸断口形貌 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 等温处理温度对Mg-x Al-2Ca-2Sm合金显微组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金经过175℃~275℃×192 h等温处理后的组织及性能 |
| 5.2.1 显微组织 |
| 5.2.2 室温和高温力学性能 |
| 5.2.3 室温和高温断裂行为 |
| 5.3 合金经过300℃~375℃×120 h等温处理后的组织及性能 |
| 5.3.1 显微组织 |
| 5.3.2 室温和高温力学性能 |
| 5.3.3 室温和高温断裂行为 |
| 5.4 合金经过400℃~505℃×72 h等温处理后的组织及性能 |
| 5.4.1 显微组织 |
| 5.4.2 室温和高温力学性能 |
| 5.4.3 室温和高温断裂行为 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 冷却速率和Al含量对Mg-xAl-2Ca-2Sm合金热裂敏感性的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热裂曲线分析 |
| 6.2.1 凝固-应力曲线 |
| 6.2.2 基于Clyne-Davies模型预测合金热裂敏感性 |
| 6.2.3 脆弱区域对合金热裂敏感性的影响 |
| 6.2.4 凝固路径对合金热裂倾向的影响 |
| 6.2.5 凝固温度区间对合金热裂倾向的影响 |
| 6.3 合金热裂组织分析 |
| 6.3.1 合金断口附近的金相组织 |
| 6.3.2 合金热裂断口形貌 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间完成的科研成果 |
| 致谢 |
（5）亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金轧制组织演变及时效行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 铝合金凝固技术研究进展 |
| 1.2.1 凝固冷却速率分类 |
| 1.2.2 铝合金亚快速凝固研究现状 |
| 1.2.3 Al-Mg-Si系铝合金凝固特点 |
| 1.3 Al-Mg-Si系铝合金时效析出行为及强化方法 |
| 1.3.1 强化机制 |
| 1.3.2 时效析出行为 |
| 1.3.3 提升时效析出强化的方法 |
| 1.4 合金元素在Al-Mg-Si系铝合金中的作用 |
| 1.4.1 主合金元素 |
| 1.4.2 多元合金化 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 合金熔炼工艺 |
| 2.2.2 亚快速凝固与常规凝固工艺 |
| 2.2.3 轧制及热处理工艺 |
| 2.3 样品检测与表征 |
| 2.3.1 化学成分分析 |
| 2.3.2 光学组织分析 |
| 2.3.3 扫描电镜与能谱分析 |
| 2.3.4 TEM组织分析 |
| 2.3.5 材料性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金第二相演变与时效行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 亚快速凝固与常规凝固的微观组织演变 |
| 3.2.1 凝固行为分析 |
| 3.2.2 组织演变规律 |
| 3.3 性能强化机制及时效行为分析 |
| 3.3.1 力学性能 |
| 3.3.2 时效强化机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 锆、钛元素对亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锆、钛元素对合金固溶淬火态组织的影响 |
| 4.2.1 亚快速凝固固溶淬火态组织 |
| 4.2.2 锆、钛元素对合金固溶淬火态组织的影响 |
| 4.3 锆元素对合金性能及时效行为影响 |
| 4.3.1 微观组织 |
| 4.3.2 锆元素影响机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（6）Y和B对Al-10Mg2Si合金组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Mg-Si合金简介 |
| 1.2.1 Al-Mg-Si研究现状 |
| 1.2.2 Mg_2Si简介 |
| 1.2.3 Mg_2Si及AlMg_2Si的制备 |
| 1.3 共晶Mg_2Si变质机理 |
| 1.3.1 异质形核理论 |
| 1.3.2 毒化理论 |
| 1.3.3 杂质诱导孪晶理论 |
| 1.3.4 成分过冷理论 |
| 1.4 Mg_2Si相控制方法及强化方式 |
| 1.5 Y在 Al-Mg-Si合金中的作用 |
| 1.6 B在 Al-Mg-Si合金中的作用 |
| 1.7 课题研究意义 |
| 1.8 本文研究内容 |
| 2 试验方案与检测方法 |
| 2.1 试验方案设计 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 合金的熔炼 |
| 2.1.3 检测试样的制备 |
| 2.2 显微组织观察及物相分析 |
| 2.2.1 显微组织观察 |
| 2.2.2 物相分析 |
| 2.2.3 DSC测试 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 硬度检测 |
| 3 Y对 Al-10Mg_2Si合金组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Y对 Al-10Mg_2Si合金显微组织的影响 |
| 3.3 Y对 Al-10Mg_2Si合金力学性能与断裂行为的影响 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 B对 Al-10Mg_2Si合金组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-10Mg_2Si-x B合金物相分析 |
| 4.3 B对 Al-10Mg_2Si合金组织形貌的影响 |
| 4.4 B对 Al-10Mg_2Si合金力学性能及断裂行为的影响 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Y、B复合对Al-10Mg_2Si合金组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 物相组成与显微组织分析 |
| 5.3 Y-B复合对Al-10Mg_2Si合金力学性能及断裂行为的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（7）复合微合金化及超声处理对ZL101铝合金组织与耐腐蚀性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铝及铝硅合金概述 |
| 1.2.1 铝硅合金 |
| 1.2.2 ZL101 合金 |
| 1.3 铝硅合金凝固组织细化工艺 |
| 1.3.1 微量化学元素添加 |
| 1.3.2 外场处理法 |
| 1.4 共晶硅化学变质机制 |
| 1.4.1 抑制形核机制 |
| 1.4.2 孪晶凹角和界面台阶机制 |
| 1.4.3 杂质诱导孪晶理论 |
| 1.5 铸造铝硅合金的热处理及相关机制 |
| 1.5.1 固溶处理 |
| 1.5.2 时效处理 |
| 1.5.3 Al-Si合金时效过程中析出相的转变及硬化机理 |
| 1.6 铸造铝硅合金的耐腐蚀性研究 |
| 1.6.1 铝合金的膜破裂机制 |
| 1.6.2 铝合金微电偶腐蚀效应 |
| 1.6.3 超声振动处理对合金耐腐蚀性能的研究现状 |
| 1.7 本文研究的目的意义及主要内容 |
| 1.7.1 研究目的 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 研究方法与技术路线 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 合金成分设计 |
| 2.2.2 熔炼设备与工艺 |
| 2.2.3 合金熔炼与浇注 |
| 2.2.4 合金热处理工艺 |
| 2.2.5 超声处理合金熔体工艺 |
| 2.3 测试分析 |
| 2.3.1 金相显微组织分析 |
| 2.3.2 扫描电镜与能谱分析 |
| 2.3.3 X射线衍射仪分析 |
| 2.3.4 差式扫描热分析 |
| 2.3.5 拉伸性能测试 |
| 2.3.6 OCP开位电路及极化曲线分析 |
| 2.3.7 浸泡腐蚀实验 |
| 第三章 Y、Zr微合金化及复合微合金化对ZL101 合金的铸态组织与性能影响 |
| 3.1 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 组织的影响 |
| 3.1.1 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金中α-Al二次枝晶臂间距的影响 |
| 3.1.2 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金中共晶硅的改性作用 |
| 3.1.3 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金的细化和变质机理 |
| 3.1.4 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金中气孔的抑制作用 |
| 3.2 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金性能的影响 |
| 3.2.1 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金力学性能的影响 |
| 3.2.2 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金断裂方式的影响 |
| 3.3 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金耐腐蚀性能的影响 |
| 3.3.1 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金耐腐蚀性能的影响 |
| 3.3.2 Y、Zr、Y/Zr元素对ZL101 合金腐蚀形貌的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 T6 热处理对微合金化ZL101 合金组织与性能影响 |
| 4.1 T6 热处理对微合金化ZL101 合金组织的影响 |
| 4.1.1 T6 热处理温度的确定 |
| 4.1.2 T6 热处理对微合金化ZL101 合金中共晶硅的影响 |
| 4.1.3 T6 热处理对微合金化ZL101 合金中物相分布的影响 |
| 4.2 T6 热处理对微合金化ZL101 合金力学性能的影响 |
| 4.2.1 T6 热处理对微合金化ZL101 合金力学性能的影响 |
| 4.2.2 T6 热处理对微合金化ZL101 合金断裂方式的影响 |
| 4.3 T6 热处理对微合金化ZL101 合金耐腐蚀性能的影响 |
| 4.3.1 T6 热处理对微合金化ZL101 合金耐腐蚀性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 超声处理对微合金化ZL101 合金组织与性能影响 |
| 5.1 超声功率对微合金化ZL101 合金组织的影响 |
| 5.1.1 超声功率对微合金化后铸态ZL101 合金组织的影响 |
| 5.1.2 超声功率对微合金化后T6 态ZL101 合金组织的影响 |
| 5.2 超声功率对微合金化ZL101 合金力学性能的影响 |
| 5.3 超声对微合金化ZL101 合金耐腐蚀性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论与展望 |
| 6.1 主要研究成果与创新点 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（8）Al-Ce合金的成分设计及快速冷却条件对其组织性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铝铈合金的性质及应用 |
| 1.2.1 铝铈合金的性质 |
| 1.2.2 铝铈合金的应用 |
| 1.3 铈在铝合金中的作用 |
| 1.3.1 形成稳定的化合物 |
| 1.3.2 细化微观组织 |
| 1.3.3 改善铸造性能 |
| 1.3.4 耐磨性和导电率 |
| 1.4 铝铈合金的国内外研究现状 |
| 1.4.1 铝铈合金的组织与性能 |
| 1.4.2 铝铈合金的快速凝固 |
| 1.4.3 铝铈合金的回收 |
| 1.4.4 铝铈合金的理论计算与模拟 |
| 1.5 本文研究内容与技术路线 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 技术路线 |
| 2 实验过程及研究方法 |
| 2.1 合金的成分设计 |
| 2.2 合金的制备 |
| 2.2.1 原材料 |
| 2.2.2 熔炼工艺 |
| 2.3 合金的快速冷却 |
| 2.4 合金的热处理 |
| 2.5 合金的微观组织结构观察与分析 |
| 2.5.1 合金成分分析 |
| 2.5.2 金相组织观察 |
| 2.5.3 X射线衍射 |
| 2.5.4 SEM及EDS分析 |
| 2.6 合金的性能测试 |
| 2.6.1 室温力学性能 |
| 2.6.2 高温力学性能 |
| 2.6.3 显微硬度 |
| 2.6.4 摩擦磨损性能 |
| 3 面向快速冷却的Al-Ce合金成分设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu、Mg元素对Al-Ce合金微观组织的影响 |
| 3.2.1 Cu元素对Al-Ce合金微观组织的影响 |
| 3.2.2 Mg元素对Al-Ce合金微观组织的影响 |
| 3.3 Cu、Mg元素含量对Al-Ce合金显微硬度的影响 |
| 3.4 Cu、Mg元素对Al-Ce合金性能的影响 |
| 3.4.1 Al-Ce合金的室温力学性能 |
| 3.4.2 Al-Ce合金室温拉伸断口形貌分析 |
| 3.4.3 Al-Ce合金的高温力学性能 |
| 3.4.4 Al-Ce合金高温拉伸断口形貌分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 激光快速冷却条件下Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金的微观组织与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 工艺参数对激光快速冷却熔池形貌的影响 |
| 4.3 激光快速冷却条件下Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金的微观组织 |
| 4.3.1 快速冷却区域合金的微观组织结构 |
| 4.3.2 快速冷却区域组织形貌特征分析 |
| 4.3.3 不同激光工艺参数对晶粒细化的影响 |
| 4.4 激光快速冷后Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金的热稳定性研究 |
| 4.5 激光快速冷却对Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金对性能的影响 |
| 4.5.1 激光快速冷却对Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金硬度的影响 |
| 4.5.2 激光快速冷却对Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金耐磨性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（9）高导热铝硅合金设计制备及其导热机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景与意义 |
| 1.2 金属的导热性能 |
| 1.2.1 导热系数和热扩散率 |
| 1.2.2 热传导的物理机制 |
| 1.2.3 导热系数的测量 |
| 1.3 导热铝合金的发展及研究现状 |
| 1.3.1 导热铝硅合金 |
| 1.3.2 其他导热铝合金 |
| 1.4 影响铝硅合金导热性能的因素 |
| 1.4.1 合金元素对铝硅合金导热系数的影响 |
| 1.4.2 缺陷对铝硅合金导热系数的影响 |
| 1.4.3 合金微观组织对铝硅合金导热系数的影响 |
| 1.5 制备工艺对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.5.1 变质处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.5.2 热处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.5.3 轧制处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.6 计算材料学在材料设计的应用 |
| 1.6.1 材料设计原理及方法 |
| 1.6.2 第一性原理计算在材料设计的应用 |
| 1.6.3 热力学计算在材料设计的应用 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究思路与技术路线 |
| 2.2 第一性原理计算和热力学模拟 |
| 2.2.1 第一性原理计算方法 |
| 2.2.2 热力学模拟方法 |
| 2.3 试验材料及制备方法 |
| 2.3.1 试验材料及合金熔炼工艺 |
| 2.3.2 试验合金轧制工艺及设备 |
| 2.3.3 试验合金热处理工艺及设备 |
| 2.4 试样的制备及分析表征 |
| 2.4.1 合金成分测定 |
| 2.4.2 金相组织观察(OM) |
| 2.4.3 场发射扫描电镜观察(SEM) |
| 2.4.4 透射电镜观察(TEM) |
| 2.4.5 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.6 差示热分析(DTA) |
| 2.4.7 硅颗粒状态统计方法 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 导热系数测试 |
| 2.5.2 密度的测量 |
| 2.5.3 拉伸试验 |
| 2.5.4 布氏硬度测试 |
| 第3章 高导热铝硅合金组织和成分设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 基于热力学计算的合金化元素设计 |
| 3.2.1 镁元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.2 铜元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.3 铁元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.4 硅元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.5 合金化元素对铝硅合金导热系数的影响 |
| 3.3 铝硅合金中第二相第一性原理研究 |
| 3.3.1 晶格模型的建立 |
| 3.3.2 铝硅合金中第二相的力学性能 |
| 3.3.3 铝硅合金中第二相的热力学性质 |
| 3.4 高导热铝硅合金的制备 |
| 3.4.1 高导热铝硅合金成分设计和试制 |
| 3.4.2 高导热铝硅合金的成分优化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 变质处理对铝硅合金导热性能的影响机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 变质处理下合金第二相尺寸及形貌演变 |
| 4.3 变质处理对铝硅合金性能的影响 |
| 4.3.1 变质处理对铝硅合金导热系数的影响 |
| 4.3.2 变质处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 4.4 热处理下合金第二相尺寸及形貌演变 |
| 4.4.1 热处理工艺参数的确定 |
| 4.4.2 热处理下变质前后铝硅合金中第二相形貌演变规律 |
| 4.5 热处理对铝硅合金性能的影响 |
| 4.5.1 热处理对铝硅合金导热性能的影响 |
| 4.5.2 热处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 热轧制处理对铝硅合金导热性能的影响机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 均匀化处理后铝硅合金的显微组织形貌特征 |
| 5.3 热轧制处理后铝硅合金中第二相的形貌演变 |
| 5.3.1 热轧制工艺参数的确定 |
| 5.3.2 热轧制变形量对第二相尺寸和形貌的影响 |
| 5.4 热轧制对铝硅合金性能的影响 |
| 5.4.1 热轧制对铝硅合金导热系数的影响 |
| 5.4.2 热轧制对铝硅合金力学性能的影响 |
| 5.5 热处理下热轧态铝硅合金中第二相的形貌演变规律 |
| 5.6 热处理下热轧态铝硅合金性能的影响 |
| 5.6.1 热处理对热轧态铝硅合金导热系数的影响 |
| 5.6.2 热处理对热轧态铝硅合金力学性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文、专利 |
| 致谢 |
（10）镧铈混合稀土对AlSi10MgMn合金组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝合金概述 |
| 1.2 铸造Al-Si-Mg合金的性能及应用 |
| 1.3 稀土在铝合金中的作用及研究现状 |
| 1.3.1 稀土的作用及应用 |
| 1.3.2 Ce元素在铝合金中的研究与应用 |
| 1.3.3 La元素在铝合金中的研究与应用 |
| 1.3.4 La、Ce混合稀土在铝合金中的研究与应用 |
| 1.4 其它添加元素及作用(Si、Mg、Mn、Ti、Fe) |
| 1.5 铝合金的主要强化方式 |
| 1.5.1 固溶强化 |
| 1.5.2 时效强化 |
| 1.5.3 过剩相强化 |
| 1.5.4 细晶强化 |
| 1.6 本文研究的内容与意义 |
| 第2章 实验材料、方法及设备 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料及铸造方法 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.3.1 固溶处理 |
| 2.3.2 时效处理 |
| 2.4 样品组织观察及性能检测 |
| 2.4.1 组织观察与能谱分析 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.3 力学性能测试 |
| 第3章 稀土添加对AlSi10MgMn合金组织及性能的影响 |
| 3.1 XRD物相分析 |
| 3.2 混合稀土含量对合金显微组织的影响 |
| 3.2.1 对α-Al的影响 |
| 3.2.2 对共晶硅相的影响 |
| 3.2.3 对合金中其它相的影响 |
| 3.2.4 稀土相 |
| 3.3 混合稀土添加量对合金力学性能的影响 |
| 3.3.1 对合金硬度的影响 |
| 3.3.2 对合金拉伸性能的影响 |
| 3.3.3 断口分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 固溶处理对不同稀土含量AlSi10MgMn合金组织及性能的影响 |
| 4.1 固溶处理对不同稀土含量合金组织的影响 |
| 4.2 固溶温度对不同稀土含量合金力学性能的影响 |
| 4.2.1 对合金硬度的影响 |
| 4.2.2 对合金抗拉强度的影响 |
| 4.2.3 对合金延伸率的影响 |
| 4.2.4 断口分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 0.1wt%稀土含量AlSi10MgMn合金的热处理强化 |
| 5.1 试验参数 |
| 5.2 固溶处理对合金组织与性能的影响 |
| 5.2.1 固溶时间对合金硬度的影响 |
| 5.2.2 固溶温度对合金组织的影响 |
| 5.3 时效温度对合金组织及性能的影响 |
| 5.3.1 对合金组织的影响 |
| 5.3.2 对合金性能的影响 |
| 5.4 时效时间对合金组织及性能的影响 |
| 5.4.1 对合金组织的影响 |
| 5.4.2 对合金性能的影响 |
| 5.5 断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间研究成果 |
四、Be对铸态Al-11Si-0.3Mg合金时效效果的影响（论文参考文献）
- [1]稀土改性及硼化处理对Al-0.5Mg-0.24Si合金导电性能的影响[D]. 赵燕. 大连理工大学, 2021(01)
- [2]微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制[D]. 李强. 吉林大学, 2021(01)
- [3]高强度Cu-Ni-Si合金的退火硬化现象及强化机理研究[D]. 吴浩. 武汉科技大学, 2021(01)
- [4]Mg-Al-Ca-Sm合金微观组织演变及高温力学性能和热裂行为[D]. 陈彦宏. 哈尔滨理工大学, 2021(01)
- [5]亚快速凝固Al-Mg-Si系铝合金轧制组织演变及时效行为[D]. 蒋俊. 吉林大学, 2021(01)
- [6]Y和B对Al-10Mg2Si合金组织及力学性能的影响[D]. 毕金亮. 辽宁工业大学, 2021(02)
- [7]复合微合金化及超声处理对ZL101铝合金组织与耐腐蚀性能的影响[D]. 董布克. 合肥工业大学, 2021(02)
- [8]Al-Ce合金的成分设计及快速冷却条件对其组织性能影响研究[D]. 侯富敏. 中北大学, 2021(09)
- [9]高导热铝硅合金设计制备及其导热机理[D]. 郭宇. 哈尔滨理工大学, 2020(01)
- [10]镧铈混合稀土对AlSi10MgMn合金组织及性能的影响[D]. 王吉. 长春工业大学, 2020