一、铸造合金的微观组织模拟研究进展（论文文献综述）
张梦琪[1]（2021）在《基于MAGMA的汽车轮毂支架铸造工艺研究》文中研究表明汽车轮毂支架是汽车悬挂系统的重要零部件,主要用于连接悬挂架、制动器和减震器,在行驶过程中承受交变冲击载荷,因此对其综合力学性能有着较高要求。本文主要对高强韧球墨铸铁轮毂支架的铸造工艺进行了设计和研究,利用专业铸造模拟软件MAGMA对铸件的充型和凝固过程进行模拟,预测了铸件在铸造生产过程中可能出现缺陷的位置和其成因,并逐步优化工艺方案,最终消除铸件中存在的缺陷,以期获得高质量的轮毂支架铸件。基于QT450-10牌号的球墨铸铁的化学成分,利用合金化手段,通过调整Cu、Mn元素含量,优化组织结构,增加了基体中珠光体含量,并促进珠光体片层的细化,设计开发出了抗拉强度达到736.67 Mpa、延伸率为10.6%的新型铸态高强韧球墨铸铁材料。根据汽车轮毂支架铸件的结构特点,设计了铸造工艺方案。运用MAGMA软件对铸造工艺方案进行了数值模拟分析,通过分析温度场、速度场和压力场等模拟结果,研究了铸件充型过程和凝固过程,确定了该方案下铸件内部的缩松缩孔缺陷特征。从优化冒口尺寸、冒口颈参数及浇注温度三个方面对原工艺方案进行了改进。由模拟结果可知,当提高浇注温度至1425℃,增大冒口高度和冒口直径,同时缩短冒口颈长度时,冒口颈的凝固时间延长,冒口的补缩能力得到增强,使铸件内的缩松数量极大改善。但由于铸件上端盖区域壁厚差异较大,厚壁部位凝固较慢,补缩困难,仍存在少量缩松。在此基础上,通过在上端盖厚大部位进一步增设冷铁,可以加快该部位凝固速度,促进厚大部位与壁厚较小部位的同时凝固,最终改善了该部位存在的大片热节,并使得缩松完全转移到冒口与浇注系统内,有效消除了铸件内缩松缺陷。
薛鹏皓[2]（2021）在《生物可降解Zn-Fe-Mg合金的组织与性能研究》文中研究表明作为人体所必需的元素,锌参与人体多种物质合成并起到维持多种系统正常工作的作用。其活性介于镁、铁之间,降解速率更加适合用于骨修复及支架等介入诊疗领域。所以本文以建立新的骨修复用可降解锌合金体系为目的,对Zn-Fe-Mg合金的微观结构、力学性能、可降解特性、生物相容性等进行了系统的研究。制备了铸态Zn-1Fe-xMg（x=0.1～1.5wt.%）合金,评价了镁（Mg）含量对其铸态微观结构,力学性能和生物降解性的影响,并考虑综合性能对合金成分进行优选。Zn-1Fe-xMg铸态合金的显微组织由Zn基体,Zn+Mg2Zn11共晶组织和FeZn13相组成。镁的添加促进了合金的晶粒细化,改善了机械性能。同时,Mg促进了铸态合金不同相之间的微电池腐蚀,使不同相间腐蚀出现了先后的顺序:共晶组织先腐蚀并向Zn基体扩展,FeZn13相则腐蚀最慢。铸态Zn-1Fe-1Mg具有优异的综合机械性能和适当的腐蚀速率,适合作为此合金系列的代表进行进一步加工处理以探究合金性能潜力。对Zn-1Fe-1Mg合金进一步挤压处理试图提高合金的综合性能。在挤压前,为了探究温度及变形速率对合金的组织影响,对Zn-1Fe-1Mg合金进行了单向热压缩模拟。利用Arrhenius公式计算热变形应力指数n和热变形活化能Q。绘制了热加工图并结合合金组织变化,确定了合金的挤压工艺。研究发现此合金具有良好的加工性能。对合金进行热挤压,分析其微观结构,力学性能和生物降解性的变化。合金晶粒发生动态再结晶（DRX）,晶粒尺寸被细化,并且合金呈现平行于挤压方向的基面织构。与铸造合金相比,挤压合金具有更高的强度及延伸率。挤压态合金存在三组腐蚀微电池系统,具有更高的电化学腐蚀速率和更低的阻抗。在浸泡腐蚀实验中,挤压合金表面腐蚀层快速脱落,其腐蚀速率约为0.066mm/a,快于铸态合金,但远低于人体锌摄入量的允许极限。挤压态合金呈现更为均匀腐蚀形貌,腐蚀坑呈现条纹状平行于挤压方向分布。根据不同相的腐蚀状态和顺序建立了在SBF溶液中合金的腐蚀模型。对合金的细胞毒性、血液相容性及动物安全性进行评价。L929及MC3T3-E1细胞在稀释后的挤压态合金浸提中表现出很好的耐受性,甚至促进了细胞的增殖。合金具有溶血率低及抗凝血好等特点,也不会引起血小板活化。SD大鼠骨钉植入实验表明,血清中微量元素含量正常,呈现良好的动物体相容性。骨钉3D建模表明,合金骨钉缓慢降解的状态,Zn、Mg离子的释放促进了新骨的形成及缺损部位的愈合。本文对可降解Zn-Fe-Mg系合金的成分设计及体外性能进行了初步的探究,发现此合金系具有优良的机械性能及适宜的降解速率,满足大部分骨修复生物可降解材料的要求,为此合金系生物可降解锌合金的发展做出了一定的前期准备。
樊博阳[3]（2021）在《高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究》文中研究指明随着科技的发展,现代的电子产品更新换代加快,对散热材料的导热性能提出了更高的要求。根据相关资料得知,电子设备失效的主要原因是由于设备热量过多且无法及时扩散。同时研究发现,电子设备在高温环境下服役时,其失效率会大幅度提升,因此急需研究一种力学性能和导热性能均优良的新型散热材料。Al-Mg-Si系铝合金因其良好的导热性、加工性、电镀性及尺寸稳定性被广泛的应用电脑散热片、手机主板散热及航天、汽车轮船等领域。本文通过调整Mg/Si质量比、制备工艺（金属型铸造、受控扩散凝固技术（CDS）和挤压铸造）和热处理（T4、T6）等参数。采用光学显微镜（OM）扫描电子显微镜（SEM）观察合金组织形貌,结合结合EDS、XRD、J-Mat-Pro对相种类及含量进行计算,重点研究了Mg/Si质量比、成形方式以及热处理对变形Al-Mg-Si合金显微组织、导热率及力学性能的影响规律,其结果如下:1.随着Mg/Si质量比（0.92、1.23、1.53、1.73、1.83、2.15）从小到大,树枝晶状组织逐渐向等轴晶发生转变,Mg/Si质量比大于1.53时,等轴晶又逐渐向树枝晶发生转变。Mg/Si质量比为1.53时导热率达到峰值为175.5W/（m·K）;随着Mg/Si的增大合金的力学性能先上升后下降。当Mg/Si质量比为1.53时,其抗拉强度、延伸率及硬度最佳,分别为153Mpa、6.54%、109.14HV。2.对Mg/Si质量比为1.53（Al-1.0Mg-0.65Si-0.25Cu）合金采用金属型铸造、受控扩散凝固、挤压铸造的制备工艺,研究发现当采用挤压铸造时,合金的微观组织最为均匀、细小,其平均晶粒尺寸为57.7um。挤压铸造合金的力学性能与金属型铸造及受控扩散凝固所得合金相比有明显的提高,挤压铸造所得合金的导热率、抗拉强度和延伸率分别为194W/（m·K）、183MPa、11.56%。3.对挤压铸造的合金（Al-1.0Mg-0.65Si-0.25Cu）采用T4热处理,合金的微观组织与铸态相比,其晶界发生不同程度的球化。在530℃固溶6h时,合金的α-Al固溶体具有相当高的过饱和程度,同时晶粒长大趋势不明显;其导热率达到最佳为204.767 W/（m·K）,合金的抗拉强度以及延伸率与铸态相比没有明显的提升,分别为197MPa和13.5625%,其硬度略有下降。4.分别采用T61（同一时效制度不同固溶温度）和T6（同一固溶制度不同时效时间）,发现合金的微观组织变化没有明显的差异,均存在晶界球化的现象;其力学性能变化不大,导热率随着时效时间的变化其波动幅度较大。5.当采用T61热处理,随着固溶温度的升高,其导热率及力学性能均呈现先上升后下降的趋势,固溶温度为530℃达到峰值,其导热率为189.87W/（m·K）,同时其抗拉强度、延伸率及硬度分别为326Mpa、14.531%、114.3HV。6.采用T6热处理,随着时效时间的延长,合金导热率及力学性能均呈现先上升后下降的趋势。时效时间为8h时（此时与T61固溶530℃热处理制度相同）,其导热率、抗拉强度、硬度和延伸率达到峰值。
孙全珍[4]（2021）在《ZL205A合金非平衡凝固薄壁效应及组织形成机理研究》文中研究说明ZL205A以其良好的综合性能在航空飞行器等关键领域得到了广泛的应用,但由于该合金较宽的结晶温度区间及不同冷却条件下形成复杂的相结构,严重限制了该合金在高性能零件及国民经济中更广泛的应用。本研究通过设计不同壁厚阶梯状结构在近平衡凝固条件Ⅰ（黏土砂型中缓冷）、近平衡凝固条件Ⅱ（覆膜砂型中凝固）和高温度梯度冷却条件III（厚壁金属型中快速冷却）,分别在不同冷却条件下制备出不同厚度ZL205A合金试样,系统研究了不同凝固条件、型壁非对称散热及T5处理时合金的凝固组织和力学性能,探索了合金的相变规律及组织和性能的关联效应。结果表明,在不同铸型中所浇注出来的ZL205A合金组织和性能有着明显的差异,在薄壁处晶粒更加细化。随壁厚的增加,近平衡凝固条件下合金晶粒不断变大,晶界也随着壁厚的增加而变宽。近平衡凝固条件Ⅰ中合金的抗拉强度大于条件Ⅱ中合金抗拉强度,延伸率也相差较大,且砂型Ⅱ中材料的延伸率在壁厚10 mm处达到最大为10.9%,同等状态下砂型Ⅰ中仅达到4.6%。铸态合金在固溶14 h后,大量的?相溶于?-Al基体中,且随着壁厚的增加,Cu原子的溶解度不断增大;Cu元素在?-Al基体中的含量随着固溶时间的延长而不断增加。ZL205A合金T5处理后,合金的强度及硬度都明显提升,在T5处理后,晶界处析出物的含量明显增多。通过软件分析发现,当ZL205A合金趋于近平衡凝固时,合金的相组成为Al、Al2Cu和Al20Cu2Mn3,在室温下的平衡相组成为92.13%Al,6.18%Al2Cu和1.69%Al20Cu2Mn3;当趋于非平衡凝固时,其室温的相组成为93.5%Al,6.4%Al2Cu和0.14%Al20Cu2Mn3。低温温度的过冷度大,有利于析出相的形核,但元素扩散作用小长大迟缓,而高温温度下形核难度较大但元素扩散容易。本文研究了不同温度梯度下ZL205A合金的壁厚效应。总体来讲,无论是低温度梯度还是高温度梯度,薄壁铸件的壁厚效应后十分明显。随着壁厚的增加,铸件的微观晶粒都在逐渐变大,晶界也越来越宽,晶界析出物含量也在不断增加。
赵超[5]（2020）在《高强韧Cu-15Ni-8Sn合金的制备及相关基础研究》文中认为Cu-15Ni-8Sn合金具有优良的力学性能和优异的抗应力松弛性能,同时耐磨性能和耐腐蚀性能也非常优异,是最有潜力的铍铜替代材料。不仅在电子、电工行业中极具应用前景,而且飞机起落装置、重载运输车辆、海洋工程装备等大型装备中的应用前景也十分广阔,是当前备受关注的一类高性能铜合金材料。然而,目前该合金的强韧性等还难以全面达到铍铜合金的水平。随着我国重大装备的发展,该合金的综合性能也难以满足大型装备中关键零部件制造的迫切需求。因此,提升该合金的强韧性对满足国家重大需求、拓展其应用具有重要促进作用。本文以制备高强韧的Cu-15Ni-8Sn合金为核心,从微合金化、成形工艺和热处理工艺等方面开展了系统深入的研究,分析了添加微量Si,Ti对合金微观组织及力学性能的影响。采用金相显微镜（Optical microscopy,OM）、扫描电镜（Scanning electron microscopy,SEM）、透射电镜（Transmission electron microscopy,TEM）、X射线衍射（X-ray diffraction,XRD）、小角中子散射（Small angle neutron scattering,SANS）及三维原子探针（Three-dimensional atom probe,3DAP）等材料表征手段深入分析了研制合金的微观组织演变。此外,采用激光选区熔化（Selective laser melting,SLM）技术进行了制备Cu-15Ni-8Sn合金的探索。论文的主要结论如下:（1）Cu-15Ni-8Sn合金（原始合金）中单独添加Si或Ti时,合金内形成针状Ni3Ti或颗粒状Ni3Si第二相;同时添加Si及Ti时,合金内形成颗粒状的Ni16Si7Ti6相。这些难熔第二相有效细化了铸态合金中的树枝晶组织,并在随后的热挤压过程中促进均匀再结晶组织的形成。当微量元素Si和Ti的含量超过0.3%（质量分数,下同）时,第二相发生粗化,加剧了其对基体的割裂作用,导致合金塑性的降低。当Si及Ti含量分别为0.3%和0.1%时,合金的综合力学性能最佳,其抗拉强度、屈服强度分别为909 MPa、708 MPa,延伸率为29.6%。（2）基于热压缩变形模拟实验构建了Cu-15Ni-8Sn-0.3Si-0.1Ti合金的应变补偿本构方程,并绘制了热加工图,合金在应变量为0.9时最佳热加工工艺参数范围是:变形温度825～925°C,应变速率1×10-3～0.6 s-1。微量的Si和Ti在合金热变形前形成了约100nm的Ni16Si7Ti6颗粒,其在热变形过程中促进了合金动态再结晶的形核过程。同时,微米级的Ni16Si7Ti6和γ((Cux,Ni1-x)3Sn)相产生了颗粒促进形核（Particle stimulated nucleation,PSN）效应,加速了合金的动态再结晶过程。在热挤压后的空冷过程中,合金内析出了平均直径为16 nm的弥散Ni16Si7Ti6相,显着抑制空冷阶段再结晶晶粒长大。（3）Cu-15Ni-8Sn-0.3Si-0.1Ti合金的部分Si固溶于γ相,提高了γ相的热稳定性,显着抑制了固溶及时效过程中的晶粒长大。基于小角中子散射及三维原子探针分析发现,Si和Ti的添加强烈抑制了时效过程中调幅分解及有序相转变的发生,导致合金达到时效强化峰值的时间显着推迟,而且显着改善时效合金的塑性。合金在400°C时效4小时后可获得很好的强韧性匹配,其抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到1117 MPa,967 MPa和16.4%。在时效后期,Cu-15Ni-8Sn合金中形成了为层片状的（α’+δ）不连续沉淀组织,δ相为正交结构,其晶格常数为a=0.449 nm,b=0.529 nm及c=0.430 nm。Si和Ti的加入使得晶界附近形成了无锡区,降低了不连续沉淀反应的驱动力。同时,晶界处的Ni16Si7Ti6和γ相颗粒占据不连续沉淀相的形核位置,抑制了不连续沉淀前沿界面的移动。合金中不连续沉淀反应被完全抑制,时效200小时后仍未出现明显的不连续沉淀区域。（4）采用SLM技术制备的高致密Cu-15Ni-8Sn合金消除了传统铸造中的反偏析现象。SLM制备合金主要由细小的等轴晶粒及柱状晶组成,在熔池心部形成细小弥散的γ相,在熔池重叠区域形成较高的位错密度。相对于传统铸造合金,SLM制备合金的力学性能得到显着的提高。SLM制备合金的强化机制主要是细化强化和高位错密度引起的位错强化。
曹卉[6]（2020）在《单晶γ-TiAl合金的变形与断裂机制研究》文中认为γ-TiAl合金因其良好的性能而被广泛应用于航空航天和汽车等工业领域,其在制造和使用过程中易出现裂纹和孔洞等缺陷。微裂纹的存在会降低材料的刚度、韧性、强度和寿命,并且其在外部因素作用下的扩展及合并将导致宏观裂纹。为解决γ-TiAl合金室温塑性差、断裂韧性低和裂纹扩展速率高等限制其广泛应用的问题,需要对γ-TiAl合金在不同条件（如内部组织结构和加载方式等）下的塑性变形、断裂机制以及力学性能有更深入的认识和理解。实验研究受条件和成本限制,很难捕捉到材料内部微观结构的演化过程,因此不能透彻解释γ-TiAl合金的内在变形机制,而分子动力学模拟可以弥补实验研究的不足。本文采用分子动力学方法从原子尺度较系统地对含有不同Al含量、裂纹位置和孪晶界间距的γ-TiAl合金的拉伸行为,不同晶向和孪晶界间距下γ-TiAl合金的剪切行为进行了模拟,讨论了不同模拟条件下γ-TiAl合金的宏观力学性能,并结合微观结构演化过程分析了其变形和断裂机制。研究结果将对γ-TiAl合金的性能优化具有重要指导意义并为设计和制造出更满足实际使用要求的γ-TiAl合金提供帮助。主要研究内容及结果如下:（1）模拟了不同Al含量下γ-TiAl合金的单轴拉伸过程,分析了Al含量对γ-TiAl合金变形机制和裂纹扩展过程的影响,得到了Al含量影响γ-TiAl合金力学性能的规律。模拟结果表明低Al含量γ-TiAl合金试样的主要变形机制是子-母裂纹扩展,即裂纹首先产生孔洞、孔洞演化成微裂纹后与主裂纹结合,并伴随有位错、层错和空位的产生;高Al含量试样以裂纹的解理扩展为主要变形机制。Al含量影响裂纹的扩展形式但对裂纹的断裂形式影响较小,不同Al含量下试样均呈脆性断裂。研究还发现试样的弹性模量不受Al含量影响,而塑性随Al含量的减小而增加。分析了γ-TiAl合金试样中裂尖附近缺陷的演化过程,发现位错行为、空位、堆垛层错和面角位错提高了γ-TiAl合金试样的塑性。（2）模拟并讨论了含有裂纹和孪晶界的γ-TiAl合金的变形过程,发现了不同位置下沿晶裂纹的扩展规律,分析了裂纹位置对γ-TiAl合金力学性能的影响。结果表明三种裂纹位置下试样变形机制的本质均是位错-位错、位错-孪晶和孪晶-孪晶之间的反应,但缺陷间的反应、反应后的产物类型和数量以及裂纹的扩展行为受裂纹位置影响,含有下边界裂纹和中心裂纹的试样在裂纹扩展过程中经历了韧-脆转变。位错的类型和运动、堆垛层错的产生以及分级孪晶的行为在变形和断裂过程中起着至关重要的作用。研究结果还表明不同裂纹位置下γ-TiAl合金试样表现出不同的力学性能,含有上边界裂纹的试样屈服强度最大,其次是下边界裂纹,最后是中心裂纹;试样的弹性模量受裂纹位置影响较小;通过定量对比得到上边界裂纹试样的韧性最好,而中心裂纹的韧性最差。（3）研究了不同孪晶界间距下纳米孪晶γ-TiAl合金中缺陷之间的相互作用,揭示了不同孪晶界间距下试样的变形机制和穿晶裂纹的扩展机制。研究发现小孪晶界间距试样的变形机制主要是位错-孪晶界的相互作用,而大孪晶界间距试样以位错间的相互作用为主。孪晶界间距的不同导致了位错密度及其行为的差异。探讨了含裂纹的纳米孪晶γ-TiAl合金试样的变形机制,结果表明位错和孪晶行为以及位错和裂纹的相互竞争控制着主要的塑性变形机制,孪晶界与裂纹的相互作用随孪晶界间距的增加而减弱,从而使裂纹更容易扩展。模拟结果还表明孪晶界间距对γ-TiAl合金试样的弹性模量无明显影响,无裂纹试样的屈服应力随孪晶界间距的增加而大致呈增大趋势,断裂韧性无显着差异;而有裂纹试样的屈服应力和断裂韧性均随孪晶界间距的增大而减小。此外,给出了孪晶界间距调控γ-TiAl合金材料性能的方式。结果表明改变孪晶界数量和模型尺寸这两种调节孪晶界间距的方式对初始塑性变形机制无明显影响,而对后期变形有显着影响;虽然两种方式均能同时使γ-TiAl合金试样强化和韧化,但仍存在差异,通过对比分析得到了强度和韧性存在差异的原因。最后揭示了温度对γ-TiAl合金试样力学性能的影响规律,发现屈服应力和弹性模量均为温度的线性递减函数,且在高温下晶体的稳定性变差。（4）探讨了剪切载荷作用下晶向和孪晶界间距对γ-TiAl合金变形机制和力学性能的影响,揭示了不同晶向下γ-TiAl合金的变形机制,得出了γ-TiAl合金的剪切模量和屈服应力的变化规律,发现了孪晶界间距影响γ-TiAl合金试样的剪切变形的机理。结果表明孪晶界间距在剪切载荷作用下对试样的变形机制没有显着影响,沿垂直于孪晶界的方向施加剪切载荷有利于材料强化。所有孪晶界间距的试样中,位错相互反应及孪晶界与位错反应导致孪晶界的共格结构破坏,由此引起的应变硬化增加了γ-TiAl合金试样的韧性。通过模拟得到了不同孪晶界间距下使剪切模量变化趋势发生改变以及分别使孪晶界迁移的临界应力最大和最小时的孪晶界间距。此外,对拉伸载荷和剪切载荷作用下γ-TiAl合金试样的变形机制和力学性能进行了对比分析。
安志恒[7]（2020）在《Cr添加对Al-Si-Cu-Mg合金组织、力学性能及热稳定性能的影响》文中指出目前商用的Al-Si-Cu-Mg铸造合金在高温下使用会出现性能下降,这是由于在高温下该合金的强化析出相会迅速粗化而显着降低强化效果。人们对Al-Si-Mg-Cr铸造合金的研究发现,固溶处理时析出的α-AlCrSi弥散相在高温下具有良好的抗粗化能力,可用于提高Al-Si铸造合金的高温稳定性。该研究的目的是通过引入低扩散元素Cr来改善合金组织,提高合金的整体性能。通过添加Cr元素强化合金,解决Al-Si-Cu-Mg铸造合金应用受性能限制的问题,使Al-Si-Cu-Mg铸造合金材料在新型发动机缸盖等部件上得到广泛应用。本文对比加Cr与不加Cr的Al-Si-Cu-Mg合金经铸造、固溶处理、时效处理和长时间高温处理后的组织与性能,研究添加Cr元素对材料组织、力学性能的影响。运用热力学计算探索Cr和Si含量对α-AlCrSi弥散相体积分数的影响;利用显微维氏硬度仪、拉伸测试仪研究了材料的力学性能;利用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）等设备,研究了合金的组织结构特征及组织的热稳定性,并获得如下结论:（1）运用热力学计算的方法,计算Cr和Si含量对于形成α-AlCrSi弥散相体积分数的影响,揭示了可铸性（金属熔化后,可铸造成各种形状的性能）和弥散相强化之间存在两难的事实。（2）对不含Cr和含Cr合金在不同状态下的显微组织和力学性能进行了系统性的研究,固溶处理后的含Cr合金发生α-AlCrSi弥散相的析出,并产生了硬度增加。此外,虽然α-AlCrSi弥散相在300℃下具有良好的热稳定性,但弥散相上附着的析出相会在长时间的高温环境中迅速粗化,降低弥散相强化效果。（3）本研究首次解释了α-AlCrSi弥散相与Al基体的择优取向关系,验证了基于Edge-to-Edge模型的弥散相/基体半共格界面。虽然α-AlCrSi弥散相在300℃下具有良好的热稳定性,但由于其在淬火过程中与时效强化元素有较强的相互作用,很难用于提高Al-Si合金的力学性能。
余良波[8]（2020）在《铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究》文中研究表明铍铝合金（Be-Al）是具有优异的力学、热学、光学、机加性能的轻质合金且成本相对低,在航空航天、武器系统、高端民用技术等领域有着重要的应用。现有铍铝合金制备技术中,铸造具有相对简单的生产工艺、低成本和良好的近净成形能力,更适合大尺寸、复杂结构合金部件的制备,有利于进一步扩展铍铝合金的应用领域。铸造铍铝合金实质是一种金属基复合材料,表现为强化相铍与基体相铝构成的互相穿透的三维网状组织,铍相往往为发达的柱状枝晶,铝相填充铍枝晶臂间隙,合金较宽的凝固区间导致内部存在难以控制的缩松、孔洞及成分偏析,严重制约了铸造合金的力学性能及其工程应用。稀土元素钪（Sc）添加对铸造铍铝合金具有良好的组织改性和性能调控作用,Sc合金化结合快速凝固的协同作用有望解决铸造铍铝合金中发达的铍柱状枝晶和凝固缺陷等问题,有利于改性铸造铍铝合金微观组织并提升其综合性能。本文立足于综合性能较好的洛克铍铝合金成分（62Be-38Al,wt.%）,通过合金化设计,系统研究了 Sc添加对铸造铍铝合金微观组织及力学性能的调控规律,揭示了 Sc添加对铸造合金的组织改性与合金强化机理,阐明了合金断裂失效机制,设计并总结了优化的热处理制度,在合金热变形流变行为研究的基础上构建了合金本构关系与热加工图,结合0.4（Sc,Zr）、0.4Sc合金化与凝固速率的影响规律获得了具有良好微观组织、力学性能及铸造质量的铸造合金,初步获得的有价值的创新性结果包括:i)结合添加Sc及（Sc,Zr）的方式与快速凝固改性了铍枝晶组织并显着抑制了合金凝固缺陷,获得了铍相球形化程度较高、综合性能显着提高的合金;ii)首次获得了 Be13Sc相的生成热力学过程、Sc原子的扩散行为与合金本构方程,明确了第二相对合金凝固与断裂失效过程的具体影响规律,在纳米Al3Sc相的时效析出机制基础上获得了优化的合金热处理制度;iii)结合微观组织与力学性能分析阐明了凝固速率对铍晶粒微观组织、合金溶质原子分布、第二相形貌等的影响规律,揭示了合金凝固行为和组织形貌对熔体过冷度及凝固速率的高度敏感性。具体研究内容及结果如下:（1）研究了不同Sc添加量对合金组织与力学性能的影响,0.4 wt.%的Sc添加具有最优综合合金化效果。0.2 wt.%～0.4 wt.%的Sc添加减小合金中Be枝晶的一次主轴、二次枝晶臂长度及二次枝晶臂间距（SDAS）,合金维氏硬度、抗拉强度、延伸率及基体相微观力学性能逐渐增加;0.4 wt.%时Be相表现出类等轴晶微观形貌,具有最细化和均匀的Be晶粒,合金具有最高延伸率4.7%及较高抗拉强度;0.4 wt.%以上到3 wt.%范围Be相重新转变为粗大柱状枝晶,合金抗拉强度先增后减、延伸率大幅下降。（2）探究了第二相对合金凝固行为和组织演变的影响规律。铸造Be-Al-0.4Sc合金由（Be）、（Al）、Be13Sc及Al3Sc组成,后两者不作为凝固过程Be晶粒的有效形核质点。Be13Sc的标准Gibbs自由能为G0（Be13Sc,L）=-18536+12.125T,1350℃以下在液相中由一级反应自发生成。Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金进一步包含Be13Zr相,其中A13（Sc1-xZrx）取代了 Be-Al-0.4Sc合金中的Al3Sc相。纳米压痕表征结果表明合金中Be、Al相在压深约10 nm的首次pop-in现象与表面氧化膜的碎裂有关,复合第二相（SPs）的首次pop-in与其本征物性、晶体取向/结构和位错运动有关。基于压痕形貌定量分析实现了 Be相和SPs微观硬度的校正,获得SPs首次pop-in对应的临界切应力τmax（6.0 GPa）、临界形变量Zτmax（27.8 nm）和不全位错环半径Rd（2.7nm）。（3）阐明了 0.4Sc合金化及第二相与合金力学性能及动、静态断裂模式的内在联系。含Sc第二相具有最高微观硬度、弹性模量、屈服强度和最低塑性指数,0.4 wt.%Sc提高了合金抗裂纹形成能力但削弱了抗裂纹扩展能力。拉伸与冲击断口分析表明铸态合金具有Al相延性韧窝断裂与Be相脆性解理断裂的混合断裂模式。合金延伸率的降低与第二相形貌、分布及其微观力性有关:Be/Al界面处第二相断裂裂纹不扩散至基体中,Be晶粒内表面曲率半径较大的第二相对Be晶粒的变形及裂纹形核无不良影响,而存在小曲率半径的第二相在尖端形成应力集中区并作为Be的裂纹形核源。（4）揭示了纳米Al3Sc相的时效析出行为,总结了优化的铸造Be-Al-0.4Sc合金热处理制度。获得了 Sc在合金中的扩散激活能Q与合金均匀化动力学方程,优化的合金均匀化及时效热处理条件为:均匀化620℃/2h+室温淬火,时效400℃/2h+室温淬火。可将纳米Al3Sc相的时效析出过程分为四个阶段:（i）初生Al3Sc相颗粒形核、长大并粗化,在Al/Al3Sc界面处形成界面位错;（ii）次生Al3Sc相颗粒形核并沿垂直于Sc原子的负浓度梯度方向长大,其形貌主要由弹性自由能控制;（iii）基于Ostwald熟化机制,所有Al3Sc相颗粒持续粗化,次生Al3Sc相颗粒开始相互交汇;（iv）次生Al3Sc相颗粒沿<110>取向延长、沿<100>取向收缩以释放弹性自由能,形成特定的取向排列。不同热处理条件下Al3Sc析出相形貌、粒径及分布变化直接影响Al相的熔化与凝固相变过程。（5）研究了铸造Be-Al-0.4Sc合金热变形过程流变行为与组织演变规律。在不同温度（200℃～500℃）和应变速率（10-3 s-1～100 s-1）热压缩变形基础上获得了合金200℃、300℃和400℃时的应变速率敏感因子m值分别为0.0637、0.0632和0.0739,表明合金适于高温下的高应变速率变形加工。合金较高的应力指数n=14.319表明合金在高温下以位错攀移为主要变形机制。合金变形激活能Qd=470.8 kJ/mol表明0.4wt.%Sc合金化增大了合金中位错运动的阻力。合金高温变形时流变应力σ和变形温度T之间满足Arrhenius关系,合金变形是受热激活控制,峰值应力σ、温度T和应变速率ε的本构关系可用 lnZ=130.69+40.211n[sinh（0.00426σ）]和ε=e15.19[sinh（0.00426σ）]14.319 exp（-470800/RT）描述。热变形过程Be、Al基体相不发生动态再结晶而以动态回复为主。VIM铸造Be-Al-0.4Sc合金的最佳热加工窗口为 T=350℃～400℃、ε=10-2.5 s-1～10-2 s-1和 T=400℃～450℃、ε=10-1 s-1～1 00s-1。（6）明确了 0.4（Sc,Zr）合金化的有益效果,基于0.4Sc合金化及快速凝固实现了良好铸造质量的合金的制备。0.4（Sc,Zr）合金化将VAM铸造Be-Al-0.4Sc合金Be晶粒的SDAS从～12 μm降至～7.5 μm,Be相和第二相组织更均匀细化,提升了12.8%宏观硬度,Zr的加入提高了纳米Al3Sc相的热稳定性。实现了四种凝固速率100℃/s、102℃/s、103℃/s和104℃/s铸造Be-Al-0.4Sc合金的制备,提高凝固速率不改性Be晶粒的枝晶形貌,0.4Sc合金化显着弱化Be枝晶臂、细化Be晶粒及强化合金。0.4Sc将慢冷合金铸件孔隙率从6.32%降至1.86%,有效抑制了合金中试件毛坯裂纹、缩松、孔洞等凝固缺陷。0.4Sc与快速凝固（RSP）的协同作用合金孔隙率进一步降至0.11%,基本抑制了凝固缺陷的形成,同时有效地将常规铸造Be-Al合金热物性能提升至接近美国商用铸造Be-Al合金的水平。合金凝固行为和组织形貌对熔体过冷度及凝固速率高度敏感。
代航[9]（2020）在《铸造AlSiMgCr合金微观组织、力学性能与耐腐蚀性能的研究》文中研究表明A356（Al Si7Mg0.4）是Al-Si-Mg系铸造铝合金中最具代表性的牌号之一,在汽车行业中广泛用于制造轮毂、转向节、发动机缸盖。随着对汽车轻量化要求越来越高,A356已无法完全满足。近来研究表明,Al-Si-Mg合金中降低Si含量可以增加α-Al基体数量,通过基体中多种纳米析出相的调控,可以提高Al-Si-Mg合金的力学性能,微合金化是实现多种纳米析出相的重要途径,微合金化对铝合金的耐腐蚀性能也有一定的影响。因此本文针对常用的A356铝合金,通过降低Si含量、提高Mg含量以及加入适量的Cr元素开发新型的Al-3Si-0.5Mg-x Cr合金,并通过重力铸造和挤压铸造两种工艺制备合金,研究Cr元素对Al-Si-Mg系合金微观组织、力学性能以及耐腐蚀性能的影响。使用Thermo-Calc相图软件计算Al-3Si-0.5Mg-x Cr合金的相图与非平衡凝固过程,以其计算结果为指导,通过重力铸造制备了四种不同Cr含量的Al-3Si-0.5Mg-x Cr合金。通过DSC分析和时效硬化曲线制定了该合金的热处理工艺,分析了不同含量的Cr元素对铸态和热处理后Al-3Si-0.5Mg-x Cr合金微观组织、力学性能和断口形貌的影响。结果表明:当Cr含量≤0.1 wt.%时,Cr元素对合金的相组成没有影响,当Cr含量≥0.2 wt.%时,合金中生成了Al13（Cr,Mn,Fe）4Si4相;加入Cr元素后,合金在固溶处理期间形成了含Cr纳米析出相,这些纳米析出相提高了合金的强度,当Cr含量变化时,热处理后合金的强度和含Cr纳米析出相的体积分数变化规律相同;当Cr含量≤0.1 wt.%时,Cr元素对合金的断口形貌没有明显影响,当Cr含量≥0.2 wt.%时,Al13（Cr,Mn,Fe）4Si4相导致形成更多的二次裂纹。通过挤压铸造制备合金,分析了挤压铸造对铸态和热处理后Al-3Si-0.5Mg-x Cr合金微观组织、力学性能和断口形貌的影响。结果表明:与重力铸造相比,挤压铸造大大减少了合金中的缩孔缺陷,提高了合金的塑性;铸态合金从重力铸造下的准解理断裂变为挤压铸造下脆性和韧性共存的混合型断裂;挤压铸造增加了热处理后合金断口中的韧窝数目。通过中性盐雾腐蚀试验分析了不同含量的Cr元素对Al-3Si-0.5Mg-x Cr合金耐腐蚀性能的影响,分析了Al13（Cr,Mn,Fe）4Si4相对表面腐蚀产物保护层的作用,以及对合金耐腐蚀性能的影响。结果表明:当Cr含量≤0.1 wt.%时,Cr元素对合金的耐腐蚀性能没有明显影响,当Cr含量≥0.2 wt.%时,Al13（Cr,Mn,Fe）4Si4相使合金的耐腐蚀性能下降。
齐放[10]（2020）在《微量Sc及热处理工艺对铸造Al-Li-Cu合金耐腐蚀性能的影响》文中进行了进一步梳理铸造Al-Li-Cu合金具有低密度、高比强度、高比刚度的特点,能够通过液态成型制备复杂结构铸件,在航空航天飞行器、水中兵器等武器装备用高承载轻量化壳体部件上有着广阔的应用前景。但是,目前关于铸造Al-Li-Cu合金的研究大多集中在成分设计和组织、力学性能分析,很少有关于铸造Al-Li-Cu合金腐蚀性能的研究报道。腐蚀性能是构件实际服役过程中的关键指标,因此,开展铸造Al-Li-Cu合金腐蚀行为研究对其应用具有重要的价值。本文以Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.2Zr合金为研究对象,采用浸泡实验、晶间腐蚀实验、XPS分析、电化学分析等实验方法,系统研究了微量Sc和热处理工艺对铸造Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.2Zr合金微观组织、点蚀行为、晶间腐蚀行为的影响,揭示了Sc含量对合金腐蚀性能的作用机制,探明了热处理和铸造工艺对铝锂合金腐蚀性能的影响规律,为高性能铸造Al-Li-Cu合金的应用奠定了基础。微观组织表征结果发现,Sc元素的添加能够有效细化铸造Al-Li-Cu合金的显微组织,使铸态合金晶粒从粗大的树枝晶转变为细小的等轴晶,仅在三岔晶界处能观察到粗大的含Cu化合物,含Sc合金中还会出现规则的块状Al-Sc-Zr初生相。Sc元素能够细化时效过程中T1和S’析出相,促进棒状核-壳复合相的形成,并减小晶界无析出带的宽度。因此,适量Sc添加可以减轻时效态合金的点蚀和晶界腐蚀。砂型铸造合金显微组织比金属型铸造合金要粗大,并且有较多的气孔、夹杂等缺陷,严重影响了铸造Al-Li-Cu合金的腐蚀性能。腐蚀形貌和腐蚀产物分析结果发现,铸造Al-Li-Cu合金的腐蚀主要发生在晶界的含Cu第二相处和Al-Sc-Zr初生相周围基体处。Sc元素微合金化能够显着改善铸造Al-Li-Cu合金的抗点蚀性能,使样品表面的腐蚀产物大大减少,但过量的Sc能导致Al-Sc-Zr初生相的生成,与周围基体构成微电偶,加快了周围合金基体的腐蚀。铸造Al-Li-Cu合金表面腐蚀产物主要为Cu Cl2、Al（OH）3、Mg（OH）2、Li OH等,含Sc合金表面还生成了Sc2O3。铸造Al-Li-Cu合金经热处理后腐蚀产物种类没有发生变化,砂型铸造合金腐蚀产物与金属型铸造合金相同。晶间腐蚀实验结果发现,Sc添加能够有效降低铸造Al-Li-Cu合金的晶间腐蚀倾向,添加0.1wt.%Sc的合金晶间腐蚀深度最小。铸造Al-Li-Cu合金经热处理后晶间腐蚀类型逐渐由网格状转变为凹坑状,时效处理后合金的晶间腐蚀深度显着减小。砂型铸造合金耐晶间腐蚀能力比金属型铸造合差,固溶态合金晶间腐蚀深度最大,过时效态抗晶间腐蚀性能最佳。电化学分析结果表明,Sc微合金化能够提升铸造Al-Li-Cu合金的电化学阻抗,0.1wt.%Sc含量能降低时效态合金的腐蚀电流密度。固溶处理后的铸造Al-Li-Cu合金具有最佳的耐腐蚀性能,随时效时间的延长,腐蚀电流密度逐渐上升,耐腐蚀性能逐渐下降。综合各项实验结果可以得出,添加0.1wt.%Sc的铸造Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.2Zr合金具有最佳的耐腐蚀性能;固溶态铸造Al-Li-Cu合金耐腐蚀性能较铸态和时效态合金要好;砂型铸造与金属型铸造相比晶粒尺寸较大,气孔和夹杂缺陷较多,耐腐蚀性较差。
二、铸造合金的微观组织模拟研究进展（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、铸造合金的微观组织模拟研究进展（论文提纲范文）
（1）基于MAGMA的汽车轮毂支架铸造工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 球墨铸铁概述 |
| 1.1.1 球墨铸铁铸态的组织 |
| 1.1.2 球墨铸铁的性能 |
| 1.1.3 球墨铸铁高强韧性合金化研究现状 |
| 1.1.4 球墨铸铁的生产应用 |
| 1.2 铸造技术概述 |
| 1.2.1 铸造业发展现状及趋势 |
| 1.2.2 常见铸造缺陷及防制方法 |
| 1.3 铸造模拟技术的发展及应用 |
| 1.3.1 铸造CAE技术概述 |
| 1.3.2 铸造模拟技术的发展现状 |
| 1.3.3 国内外主流模拟软件简介 |
| 1.3.4 铸造模拟技术未来发展趋势 |
| 1.4 研究的背景意义及内容 |
| 第2章 数值模拟理论基础 |
| 2.1 铸造充型过程模拟理论基础 |
| 2.1.1 充型过程数值模拟方法 |
| 2.1.2 充型过程数学模型 |
| 2.2 铸造凝固过程模拟理论基础 |
| 2.2.1 凝固过程传热学基础 |
| 2.2.2 凝固传热过程数值模型 |
| 2.2.3 缩松缩孔预测方法 |
| 2.3 铸造模拟软件MAGMA介绍 |
| 2.3.1 主要模块 |
| 2.3.2 模拟流程 |
| 2.3.3 数据库的扩展 |
| 2.3.4 相关判据 |
| 第3章 轮毂支架铸件材料成分设计及性能分析 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.1.1 化学成分的设计 |
| 3.1.2 试验球墨铸铁的制备 |
| 3.2 组织观察与性能测试 |
| 3.2.1 铸件的显微组织观察 |
| 3.2.2 铸件的力学性能测试 |
| 3.3 显微组织分析 |
| 3.3.1 金相组织分析 |
| 3.3.2 SEM组织分析 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 轮毂支架的生产过程及工艺设计 |
| 4.1 轮毂支架铸件结构特点分析 |
| 4.2 汽车轮毂支架的生产过程 |
| 4.2.1 化学成分 |
| 4.2.2 熔炼工艺设计 |
| 4.2.3 球化及孕育工艺 |
| 4.3 铸造工艺方案设计 |
| 4.3.1 造型方法的选择 |
| 4.3.2 浇铸位置的选择 |
| 4.3.3 分型面的确定 |
| 4.3.4 工艺参数设计 |
| 4.3.5 砂芯设计 |
| 4.3.6 浇注系统设计 |
| 4.3.7 补缩系统设计 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 轮毂支架铸造过程数值模拟及结果分析 |
| 5.1 数值模拟前处理 |
| 5.1.1 轮毂支架铸造工艺建模 |
| 5.1.2 网格划分 |
| 5.1.3 计算参数设置 |
| 5.2 模拟结果分析 |
| 5.2.1 充填过程模拟结果 |
| 5.2.2 凝固过程模拟结果 |
| 5.2.3 缺陷模拟结果 |
| 5.3 铸造工艺方案的改进及模拟 |
| 5.3.1 浇注温度对模拟结果影响 |
| 5.3.2 冒口参数对模拟结果的影响 |
| 5.3.3 增设冷铁对模拟结果的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 论文总结 |
| 6.2 不足与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间研究成果 |
（2）生物可降解Zn-Fe-Mg合金的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 医用材料的研究与发展 |
| 1.1.1 永久性生物材料 |
| 1.1.2 生物可降解材料 |
| 1.2 生物可降解材料的研发现状 |
| 1.2.1 血管支架 |
| 1.2.2 骨科植入物 |
| 1.3 医用可降解金属材料的研究进展 |
| 1.3.1 铁基金属可降解材料进展 |
| 1.3.2 镁基合金可降解材料进展 |
| 1.4 锌基合金医用可降解金属材料的研究进展 |
| 1.4.1 锌及锌合金作为生物可降解金属材料的优势与不足 |
| 1.4.2 锌基生物可降解合金的生物作用 |
| 1.4.3 锌基生物可降解合金的合金化 |
| 1.4.4 锌基生物可降解合金的热处理及变形 |
| 1.5 选题依据及意义 |
| 1.6 论文的研究内容与路线 |
| 1.6.1 论文的研究内容 |
| 1.6.2 论文技术路线 |
| 2 实验材料制备与研究方法 |
| 2.1 合金熔炼 |
| 2.2 热压缩模拟实验 |
| 2.3 热挤压变形处理 |
| 2.4 组织分析 |
| 2.4.1 金相微观组织观察 |
| 2.4.2 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.4.3 XRD物相分析 |
| 2.4.4 XPS图谱元素鉴定 |
| 2.4.5 透射电镜(TEM)分析 |
| 2.4.6 差示扫描量热法 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 室温抗拉强度测试 |
| 2.6 生物腐蚀性能实验 |
| 2.6.1 电化学实验 |
| 2.6.2 SBF溶液浸泡实验 |
| 2.7 生物学评价实验 |
| 2.7.1 细胞毒性实验(CCK-8分析) |
| 2.7.2 碱性磷酸酶(ALP)活性检测 |
| 2.7.3 溶血试验 |
| 2.7.4 动态凝血实验 |
| 2.7.5 血小板粘附实验 |
| 2.7.6 动物活体植入实验 |
| 3 Mg元素对铸态Zn-Fe-Mg合金的组织、力学性能及可降解行为的影响 |
| 3.1 微观组织分析 |
| 3.2 力学性能分析 |
| 3.2.1 硬度测试分析 |
| 3.2.2 拉伸性能分析 |
| 3.3 体外可降解特性分析 |
| 3.3.1 电化学腐蚀实验 |
| 3.3.2 SBF溶液浸泡实验 |
| 3.3.3 铸态合金腐蚀机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 铸态Zn-1Fe-1Mg合金热压缩模拟分析 |
| 4.1 低Mg合金化合金均匀化后组织与硬度分析 |
| 4.2 均匀化态合金组织分析 |
| 4.3 合金热压缩模拟分析 |
| 4.3.1 应力应变曲线 |
| 4.3.2 流变应力模型 |
| 4.3.3 热加工图的绘制 |
| 4.3.4 微观结构演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 挤压态Zn-1Fe-1Mg合金组织、力学性能及可降解行为分析 |
| 5.1 微观组织分析 |
| 5.2 力学性能分析 |
| 5.3 体外可降解特性分析 |
| 5.3.1 SKPFM相电位测试 |
| 5.3.2 电化学腐蚀实验 |
| 5.3.3 SBF溶液浸泡实验 |
| 5.3.4 挤压态合金腐蚀机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Zn-1Fe-1Mg合金的生物相容性及动物活体植入实验 |
| 6.1 Zn-Fe-Mg合金的细胞毒性分析 |
| 6.1.1 合金对L929细胞毒性 |
| 6.1.2 合金对MC3T3-E1的细胞毒性 |
| 6.1.3 合金对MC3T3-E1细胞ALP活性的影响 |
| 6.2 生物相容性分析 |
| 6.2.1 溶血率实验 |
| 6.2.2 动态凝血实验 |
| 6.2.3 血小板粘附实验 |
| 6.3 合金制骨钉植入实验 |
| 6.3.1 SD大鼠血清微量元素分析 |
| 6.3.2 micro-CT骨钉降解及新生骨分析 |
| 6.4 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 |
（3）高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景及意义 |
| 1.2 Al-Mg-Si系变形铝合金 |
| 1.2.1 Al-Mg-Si系合金主要性能 |
| 1.2.2 6061铝合金的综合性能 |
| 1.3 合金主要制备工艺 |
| 1.4 合金的强化机制 |
| 1.5 合金导热 |
| 1.5.1 导热率、热扩散系数 |
| 1.5.2 合金的导热机理 |
| 1.5.3 导热率的测量 |
| 1.5.4 导热率的影响因素 |
| 1.6 高导热铝合金的国内外研究现状 |
| 1.7 Al-Mg-Si合金研究现状 |
| 1.8 课题的研究内容 |
| 1.9 课题的创新性 |
| 第2章 材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 合金熔炼 |
| 2.3 热处理优化工艺 |
| 2.3.1 固溶工艺参数的选定 |
| 2.3.2 热处理工艺参数优化 |
| 2.4 试验流程 |
| 2.5 组织分析及力学性能检测 |
| 2.5.1 金相显微组织分析(OM) |
| 2.5.2 场发射扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.5.3 XRD衍射分析 |
| 2.5.4 密度测试 |
| 2.5.5 比热容的测试 |
| 2.5.6 热扩散系数测试 |
| 2.5.7 导热率的计算 |
| 2.5.8 力学性能测试 |
| 第3章 不同Mg/Si质量比对Al-Mg-Si合金显微组织、导热率及力学性能的影响 |
| 3.1 Mg/Si比对Al-Mg-Si合金显微组织的影响 |
| 3.2 Mg/Si比对Al-Mg-Si合金导热率的影响 |
| 3.3 Mg/Si对 Al-Mg-Si合金力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 不同制备工艺对变形Al-1.0Mg-0.65Si-0.25Cu合金性能的影响 |
| 4.1 不同制备工艺对合金显微组织的影响 |
| 4.2 不同制备工艺对合金导热率的影响 |
| 4.3 不同制备工艺对合金力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热处理对Al-Mg-Si合金性能的影响 |
| 5.1 T4对Al-Mg-Si合金Al-Mg-Si合金性能的影响 |
| 5.1.1 T4对Al-Mg-Si合金显微组织的影响 |
| 5.1.2 T4合金的导热性能 |
| 5.1.3 T4对合金力学性能的影响 |
| 5.2 不同固溶温度相同时效制度(T6_1)对合金性能的影响 |
| 5.2.1 不同固溶温度相同时效制度对合金的微观组织的影响 |
| 5.2.2 不同固溶温度相同时效制度对合金的导热率的影响 |
| 5.2.3 不同固溶温度相同时效制度对合金力学性能的影响 |
| 5.3 不同时效时间对合金性能的影响 |
| 5.3.1 不同时效时间对合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 不同时效时间相同固溶制度对合金导热率的影响 |
| 5.3.3 不同时效时间相同固溶制度对合金的力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间发表的学术论文 |
（4）ZL205A合金非平衡凝固薄壁效应及组织形成机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铸造Al-Cu合金的发展概况 |
| 1.2.1 铸造铝合金的特点和分类 |
| 1.2.2 铸造Al-Cu合金的发展及应用 |
| 1.2.3 铸造Al-Cu合金的成分及作用 |
| 1.2.4 Al-Cu合金的性能及特点 |
| 1.3 Al-Cu合金在空天飞行器中的应用 |
| 1.4 铸造铝合金微观组织和力学性能 |
| 1.4.1 凝固条件对微观组织和力学性能的影响 |
| 1.4.2 热处理对微观组织和力学性能的影响 |
| 1.4.3 冷却速率对合金微观组织特征的影响 |
| 1.5 ZL205A合金性能特点及存在的问题 |
| 1.5.1 ZL205A合金化学成分 |
| 1.5.2 ZL205A合金性能 |
| 1.5.3 ZL205A合金在应用中存在的问题 |
| 1.6 研究意义 |
| 第2章 试验方法 |
| 2.1 研究方案及技术路线 |
| 2.2 试验方法及材料 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 试验仪器 |
| 2.3 合金的熔炼及浇注 |
| 2.4 试样制备及热处理 |
| 2.4.1 试样的制备 |
| 2.4.2 热处理 |
| 2.5 合金微观组织及力学性能 |
| 2.5.1 微观组织 |
| 2.5.2 SEM分析 |
| 2.5.3 抗拉强度及延伸率 |
| 2.5.4 硬度 |
| 2.5.5 腐蚀性能 |
| 第3章 近平衡凝固条件下合金凝固组织及性能 |
| 3.1 低温度梯度下合金的微观组织 |
| 3.2 低温度梯度下合金的力学性能 |
| 3.2.1 抗拉强度 |
| 3.2.2 延伸率 |
| 3.2.3 断裂性能 |
| 3.2.4 硬度 |
| 3.3 T5 处理后合金的组织及性能 |
| 3.3.1 微观组织 |
| 3.3.2 力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 高温度梯度下合金的组织及性能 |
| 4.1 高温度梯度下ZL205A合金的微观组织 |
| 4.2 高温度梯度下ZL205A合金的力学性能 |
| 4.2.1 抗拉强度 |
| 4.2.2 断裂性能 |
| 4.2.3 显微硬度 |
| 4.3 T5 处理后合金的组织及性能 |
| 4.3.1 微观组织 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 凝固过程及相变分析 |
| 5.1 Jmat Pro分析 |
| 5.1.1 近平衡凝固条件下合金的相组成 |
| 5.1.2 高温度梯度下合金的相组成 |
| 5.1.3 TTT 曲线(等温冷却转变曲线) |
| 5.1.4 CCT 曲线(连续转变冷却曲线) |
| 5.2 固溶时间对近平衡凝固条件下合金组织及力学性能的影响 |
| 5.2.1 微观组织 |
| 5.2.2 力学性能 |
| 5.3 冷却条件下合金的断裂性能 |
| 5.4 ZL205A腐蚀性能 |
| 5.4.1 冷却条件对合金腐蚀性能的影响 |
| 5.4.2 热处理对合金腐蚀性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）高强韧Cu-15Ni-8Sn合金的制备及相关基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 白铜(Cu-Ni-X系)合金的研究概况 |
| 1.2.1 Cu-Ni-Al系合金 |
| 1.2.2 Cu-Ni-Si系合金 |
| 1.2.3 Cu-Ni-Sn系合金 |
| 1.3 Cu-15Ni-8Sn合金的制备工艺国内外研究概况 |
| 1.3.1 先进铸造技术 |
| 1.3.2 机械合金化技术 |
| 1.3.3 快速凝固技术 |
| 1.3.4 增材制造技术 |
| 1.4 Cu-15Ni-8Sn合金的热处理研究进展 |
| 1.4.1 时效相变行为研究 |
| 1.4.2 时效强化机制研究 |
| 1.5 Cu-15Ni-8Sn合金的微合金化研究概况 |
| 1.5.1 单元素微合金化的研究 |
| 1.5.2 多元素微合金化的研究 |
| 1.6 课题研究意义及内容 |
| 1.7 课题来源 |
| 第二章 实验材料及制备方法 |
| 2.1 研究技术路线 |
| 2.2 合金的传统工艺制备 |
| 2.2.1 熔炼与铸造 |
| 2.2.2 均匀化退火 |
| 2.2.3 热塑性变形 |
| 2.2.4 热处理 |
| 2.3 合金的选区激光熔化(SLM)工艺制备 |
| 2.3.1 实验材料 |
| 2.3.2 SLM制备 |
| 2.4 材料性能测试 |
| 2.4.1 室温拉伸测试 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 2.4.3 纳米压痕测试 |
| 2.5 微观组织观察及分析 |
| 2.5.1 光学显微镜观察 |
| 2.5.2 扫描电镜观察 |
| 2.5.3 透射电镜观察 |
| 2.5.4 X射线衍射分析 |
| 2.5.5 三维原子探针分析 |
| 2.5.6 小角中子散射分析 |
| 第三章 Cu-15Ni-8Sn合金的微合金化设计与优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金成分设计 |
| 3.3 铸态合金的组织 |
| 3.4 均匀化退火态合金的组织 |
| 3.5 热挤压态Cu-15Ni-8Sn-x Ti-x Si合金的微观组织与力学性能 |
| 3.5.1 热挤压态合金的微观组织 |
| 3.5.2 热挤压态合金的力学性能 |
| 3.5.3 分析与讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Cu-15Ni-8Sn-0.3Si-0.1Ti合金的热塑性变形研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的热变形行为模拟研究 |
| 4.2.1 高温变形流变应力曲线 |
| 4.2.2 热压缩高温变形本构方程 |
| 4.2.3 合金高温变形过程中微观组织演变 |
| 4.2.4 合金热加工图 |
| 4.3 不同挤压比下热挤压合金的微观组织和力学性能 |
| 4.3.1 挤压比对合金热挤压态微观组织的影响 |
| 4.3.2 挤压比对合金热挤压态力学性能的影响 |
| 4.4 微量元素在热变形过程中的作用 |
| 4.4.1 不同变形温度下微量Si、Ti在合金中的作用 |
| 4.4.2 不同挤压比下微量Si、Ti在合金中的作用 |
| 4.4.3 热挤压态合金的强化机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Cu-15Ni-8Sn-0.3Si-0.1Ti合金的热处理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固溶处理对合金微观组织及力学性能的影响 |
| 5.2.1 固溶处理对合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 固溶处理对合金力学性能的影响 |
| 5.3 时效处理对合金微观组织及力学性能的影响 |
| 5.3.1 400℃不同时效时间下合金的微观组织 |
| 5.3.2 400℃不同时效时间下合金的力学性能 |
| 5.4 微量元素在热处理过程中的作用 |
| 5.4.1 微量元素对晶粒长大行为的影响 |
| 5.4.2 微量元素对相变行为的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 Cu-15Ni-8Sn合金的选区激光熔化制备研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 SLM制备Cu-15Ni-8Sn合金的粉末研究 |
| 6.2.1 粉末特征 |
| 6.2.2 粉末对微观组织及力学性能的影响 |
| 6.3 SLM工艺参数优化 |
| 6.3.1 SLM工艺参数及扫描策略 |
| 6.3.2 SLM工艺参数对合金致密度的影响 |
| 6.4 SLM制备合金的微观组织 |
| 6.5 SLM制备合金的力学性能 |
| 6.6 SLM制备合金的变形行为分析 |
| 6.6.1 应变硬化行为 |
| 6.6.2 应变速率敏感指数及激活体积 |
| 6.6.3 过早失效分析 |
| 6.7 SLM制备合金的强化机制分析 |
| 6.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（6）单晶γ-TiAl合金的变形与断裂机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 .TiAl合金的国内外研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金塑性机制研究 |
| 1.2.2 TiAl合金断裂机制研究 |
| 1.3 基于分子动力学的力学行为研究 |
| 1.4 本文的研究目的、内容及方案 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 研究方案 |
| 第2章 研究方法与微观结构分析 |
| 2.1 分子动力学方法及参数选择 |
| 2.1.1 基本原理 |
| 2.1.2 几何及原子模型构建 |
| 2.1.3 边界条件 |
| 2.1.4 原子间作用势 |
| 2.1.5 积分算法 |
| 2.1.6 系综选择与体系控制 |
| 2.1.7 加载方式 |
| 2.2 物理量计算 |
| 2.3 γ-TiAl合金变形和断裂机制研究的技术路线 |
| 2.4 微观结构识别及可视化 |
| 2.4.1 中心对称参数(CSP) |
| 2.4.2 公共近邻分析(CNA) |
| 2.4.3 位错提取算法(DXA) |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Al含量对γ-Ti Al合金变形与断裂机制的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模型建立 |
| 3.3 结果和讨论 |
| 3.3.1 不同Al含量下裂纹的扩展过程 |
| 3.3.2 应力-应变曲线 |
| 3.3.3 Al含量对裂纹长度的影响 |
| 3.3.4 缺陷的演化行为 |
| 3.3.5 Al含量对原子结构的影响 |
| 3.4 实验验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 裂纹位置对含孪晶界的γ-TiAl合金变形与断裂机制的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型建立 |
| 4.3 结果和讨论 |
| 4.3.1 不同位置下裂纹的扩展过程 |
| 4.3.2 应力-应变曲线 |
| 4.4 实验验证 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 孪晶界间距对γ-TiAl合金变形与断裂机制的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型建立 |
| 5.3 不同孪晶界间距下γ-TiAl合金试样的变形机制 |
| 5.3.1 应力-应变曲线 |
| 5.3.2 变形机制分析 |
| 5.4 孪晶界间距对γ-TiAl合金裂纹扩展行为的影响 |
| 5.4.1 应力-应变曲线 |
| 5.4.2 裂纹扩展行为 |
| 5.5 孪晶间距的调控方式对γ-TiAl合金变形机制的影响 |
| 5.5.1 改变孪晶界数量调节孪晶界间距 |
| 5.5.2 改变模型尺寸调节孪晶界间距 |
| 5.6 温度对含孪晶界的γ-TiAl合金试样力学性能的影响 |
| 5.7 讨论 |
| 5.8 实验验证 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 剪切载荷作用对γ-TiAl合金变形机制的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型建立 |
| 6.3 不同加载方向下γ-TiAl合金试样的变形机制 |
| 6.3.1 应力-应变曲线 |
| 6.3.2 变形机制分析 |
| 6.4 不同孪晶界间距下γ-TiAl合金试样的变形机制 |
| 6.4.1 应力-应变曲线 |
| 6.4.2 变形机制分析 |
| 6.5 讨论 |
| 6.6 实验验证 |
| 6.7 本章小结 |
| 总结与展望 |
| 本文总结 |
| 后期展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读博士学位期间所发表论文(含论文、专利) |
（7）Cr添加对Al-Si-Cu-Mg合金组织、力学性能及热稳定性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 铸造铝硅合金概述 |
| 1.2.1 铸造铝硅合金的特性 |
| 1.2.2 铸造铝硅合金的应用现状 |
| 1.2.3 铸造铝硅合金存在的问题 |
| 1.3 铸造铝硅合金的合金成分 |
| 1.3.1 主要合金元素及析出相 |
| 1.3.2 微量元素及对析出相的影响 |
| 1.3.3 α-AlCrSi弥散相对铸造铝硅合金的影响 |
| 1.4 基于热力学计算的合金元素优化 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 合金成分与制备 |
| 2.1.1 合金成分 |
| 2.1.2 合金制备 |
| 2.2 热处理过程 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 硬度试验 |
| 2.3.2 拉伸试验 |
| 2.4 微观组织及相分析 |
| 2.4.1 光学显微镜 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜 |
| 2.4.3 透射电子显微镜 |
| 2.5 差热分析 |
| 2.6 热力学计算 |
| 3 Cr、Si含量对α-AlCrSi弥散相体积分数影响的模拟计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AlCrSi三元合金中Cr、Si含量对α-AlCrSi弥散相体积分数的影响 |
| 3.2.1 Cr含量对α-AlCrSi弥散相体积分数的影响 |
| 3.2.2 Si含量对α-AlCrSi弥散相体积分数的影响 |
| 3.2.3 Cr、Si含量的相互作用对α-AlCrSi弥散相体积分数的影响 |
| 3.3 Al-Si-Cu-Mg-Cr合金中Si含量对α-AlCrSi弥散相体积分数的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Cr对Al-Si-Cu-Mg合金的微观组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cr对Al-Si-Cu-Mg合金凝固组织的影响 |
| 4.2.1 凝固过程热力学计算 |
| 4.2.2 冷却曲线实验 |
| 4.2.3 铸态显微组织 |
| 4.3 Cr对固溶后Al-Si-Cu-Mg合金的组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 Cr对固溶态合金组织的影响 |
| 4.3.2 Cr对固溶态合金硬度的影响 |
| 4.3.3 固溶态合金的硬化机理以及组织和硬度的相互关系 |
| 4.4 Cr对时效态Al-Si-Cu-Mg合金的组织及力学性能的影响 |
| 4.4.1 Cr对时效态合金组织的影响 |
| 4.4.2 Cr对时效态合金力学性能的影响 |
| 4.4.3 时效态合金的组织与力学性能的相互关系 |
| 4.5 Al-Si-Cu-Mg-(Cr)合金的热稳定性能 |
| 4.5.1 Cr对高温处理后合金组织的影响 |
| 4.5.2 Cr对高温处理后合金性能的影响 |
| 4.5.3 高温处理后合金组织与力学性能的关系 |
| 4.5.4 α-AlCrSi弥散相的抗粗化能力 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 α-AlCrSi弥散相与基体的位相关系及与其它析出相的关系 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 α-AlCrSi弥散相与基体的位相关系 |
| 5.3 α-AlCrSi弥散相与其它析出相的相互作用 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 本文主要结论 |
| 6.2 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表的论文和出版着作情况 |
（8）铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 物理量名称及符号表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Be及Be-Al合金的性质与应用 |
| 1.1.1 金属Be的基本性质 |
| 1.1.2 Be-Al合金的基本性质 |
| 1.1.3 Be-Al合金的制备与应用 |
| 1.1.4 铸造Be-Al合金的组织特点 |
| 1.2 铸造Be-Al合金研究现状 |
| 1.2.1 组织改性 |
| 1.2.1.1 合金元素的影响 |
| 1.2.1.2 熔体快速/准快速凝固的影响 |
| 1.2.2 合金热处理 |
| 1.2.3 力学模型与断裂机制 |
| 1.2.3.1 力学模型 |
| 1.2.3.2 断裂机制 |
| 1.3 合金元素的选择 |
| 1.4 本论文研究背景、内容与意义 |
| 1.4.1 研究背景与意义 |
| 1.4.2 研究目标与内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 合金熔炼 |
| 2.2.2.1 真空非自耗电弧熔炼 |
| 2.2.2.2 吸铸与单辊快淬 |
| 2.2.2.3 真空感应熔炼 |
| 2.3 合金热处理与热加工 |
| 2.3.1 热处理 |
| 2.3.2 热变形模拟 |
| 2.4 合金组织、成分与物相分析 |
| 2.4.1 金相显微组织分析(OM) |
| 2.4.2 晶粒尺寸分析 |
| 2.4.3 化学成分分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.4.6 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.4.7 飞行时间-二次离子谱分析(Tof-SIMS) |
| 2.4.8 X射线光电子能谱分析(XPS) |
| 2.4.9 原子力显微镜(AFM)分析 |
| 2.5 热分析 |
| 2.6 内部缺陷分析 |
| 2.7 性能分析 |
| 2.7.1 维氏硬度分析 |
| 2.7.2 纳米压痕分析 |
| 2.7.3 拉伸性能分析 |
| 2.7.4 电导率分析 |
| 2.7.5 冲击性能分析 |
| 第三章 VAM铸造Be-Al-xSc合金的组织与性能 |
| 3.1 实验过程及合金组成 |
| 3.2 合金微观组织演变 |
| 3.2.1 组织形貌分析 |
| 3.2.2 相组成 |
| 3.2.3 热分析 |
| 3.2.4 组织演变及热性能分析 |
| 3.2.4.1 第二相与Be基体的晶格错配度 |
| 3.2.4.2 Sc对Be-Al合金组织演变的影响 |
| 3.3 合金宏、微观硬度分析 |
| 3.3.1 维氏硬度分析 |
| 3.3.2 纳米压痕分析 |
| 3.3.3 室温拉伸性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 铸造Be-Al-0.4Sc合金组织、性能及热处理条件 |
| 4.1 实验过程及合金成分 |
| 4.2 合金微观组织与相组成 |
| 4.3 合金力学性能 |
| 4.3.1 纳米压痕分析 |
| 4.3.2 室温拉伸性能与强化机制 |
| 4.3.2.1 拉伸力学性能与断口形貌 |
| 4.3.2.2 合金强化机制 |
| 4.3.3 拉伸断裂过程 |
| 4.3.4 合金冲击韧性 |
| 4.3.5 冲击断口形貌 |
| 4.4 Be-Al-0.4Sc合金热处理制度 |
| 4.4.1 均匀化热处理 |
| 4.4.2 均匀化动力学分析 |
| 4.4.2.1 均匀化扩散动力学方程 |
| 4.4.2.2 Sc原子扩散激活能Q |
| 4.4.3 时效热处理 |
| 4.4.3.1 等时时效 |
| 4.4.3.2 等温时效 |
| 4.4.4 Al_3Sc时效析出过程 |
| 4.4.5 热性能分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 铸造Be-Al-0.4Sc合金热压缩变形行为研究 |
| 5.1 铸造Be-Al-0.4Sc合金的高温流变行为 |
| 5.1.1 流变应力-应变曲线 |
| 5.1.2 应变速率和温度对峰值应力的影响 |
| 5.2 本构方程的建立 |
| 5.2.1 材料常数α |
| 5.2.2 应力指数n |
| 5.2.3 变形激活能Qd |
| 5.2.4 合金本构方程 |
| 5.3 热压缩Be-Al-0.4Sc合金组织分析 |
| 5.4 合金热加工图的构建与失稳分析 |
| 5.4.1 加工图理论 |
| 5.4.2 加工图的构建 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 0.4(Sc,Zr)合金化及凝固速率对铸造合金组织和性能的影响 |
| 6.1 实验过程及合金成分 |
| 6.2 铸造Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金组织与相组成 |
| 6.2.1 VAM合金微观组织与物相分析 |
| 6.2.2 VIM合金微观组织与物相分析 |
| 6.2.3 Be_(13)Sc的标准Gibbs自由能 |
| 6.3 铸造Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金微观力学性能 |
| 6.3.1 VAM合金微观力学性能 |
| 6.3.2 VIM合金微观力学性能 |
| 6.3.3 压痕分析与微观力学性能校正 |
| 6.4 凝固速率对铸造合金影响的初步研究 |
| 6.4.1 合金显微组织与性能 |
| 6.4.2 中试合金部件凝固缺陷与性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 展望 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A 读博期间学术成果与活动 |
| 附录B 单辊快淬甩带(临界)凝固速率估算 |
| 致谢 |
（9）铸造AlSiMgCr合金微观组织、力学性能与耐腐蚀性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Si-Mg系铸造合金在汽车领域的应用与发展 |
| 1.3 合金元素在Al-Si-Mg铸造合金中的作用 |
| 1.3.1 Si、Mg |
| 1.3.2 Ti、Sr |
| 1.3.3 Fe |
| 1.3.4 Mn、Cr |
| 1.3.5 稀土元素 |
| 1.4 铝合金挤压铸造技术简介 |
| 1.5 铝合金的耐腐蚀性能 |
| 1.5.1 铝合金腐蚀类型 |
| 1.5.2 合金元素对Al-Si-Mg铸造合金耐腐蚀性能的影响 |
| 1.6 本课题的研究意义及研究内容 |
| 1.6.1 本课题的研究意义 |
| 1.6.2 本课题的研究内容 |
| 1.6.3 课题来源 |
| 第二章 研究方法及分析测试实验 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 相图计算及成分设计 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.3.1 原材料与熔炼过程 |
| 2.3.2 重力铸造实验 |
| 2.3.3 挤压铸造实验 |
| 2.3.4 铸件成分测定 |
| 2.4 热处理 |
| 2.4.1 热处理工艺的制定 |
| 2.4.2 热处理试验 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 2.5.1 金相显微镜(OM)分析 |
| 2.5.2 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.5.3 透射电镜(TEM)分析 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 布氏硬度试验 |
| 2.6.2 室温拉伸试验 |
| 2.6.3 孔隙率 |
| 2.6.4 中性盐雾腐蚀试验 |
| 第三章 Cr元素对重力铸造Al-Si-Mg合金微观组织与力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热处理 |
| 3.2.1 制定固溶处理温度 |
| 3.2.2 确定时效处理时间 |
| 3.3 Cr对重力铸造Al-Si-Mg合金微观组织的影响 |
| 3.3.1 铸态组织 |
| 3.3.2 T6热处理态组织 |
| 3.3.3 纳米析出相 |
| 3.4 Cr对重力铸造Al-Si-Mg合金力学性能的影响 |
| 3.5 Cr对重力铸造Al-Si-Mg合金断口形貌的影响 |
| 3.5.1 铸态断口形貌 |
| 3.5.2 T6热处理态断口形貌 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 挤压铸造对Al-Si-Mg-Cr合金微观组织与力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理 |
| 4.3 挤压铸造对Al-Si-Mg-Cr合金微观组织的影响 |
| 4.3.1 孔隙率 |
| 4.3.2 铸态组织 |
| 4.3.3 T6热处理态组织 |
| 4.4 挤压铸造对Al-Si-Mg-Cr合金力学性能的影响 |
| 4.5 挤压铸造对Al-Si-Mg-Cr合金断口形貌的影响 |
| 4.5.1 铸态断口形貌 |
| 4.5.2 T6热处理态断口形貌 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Cr元素对铸造Al-Si-Mg合金耐腐蚀性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 中性盐雾腐蚀试验结果 |
| 5.3 盐雾腐蚀后试样表面形貌 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（10）微量Sc及热处理工艺对铸造Al-Li-Cu合金耐腐蚀性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铝锂合金概述 |
| 1.1.1 铝锂合金的特点与分类 |
| 1.1.2 铝锂合金的应用 |
| 1.2 铝锂合金腐蚀行为研究现状 |
| 1.2.1 铝锂合金腐蚀类型 |
| 1.2.2 合金元素对腐蚀行为的影响 |
| 1.2.3 热处理工艺对腐蚀行为的影响 |
| 1.3 铸造铝锂合金研究进展 |
| 1.4 本文研究目的、意义及内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 大气熔炼 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.4 腐蚀产物和腐蚀形貌分析 |
| 2.4.1 腐蚀形貌分析 |
| 2.4.2 腐蚀产物分析 |
| 2.5 晶间腐蚀测试 |
| 2.6 电化学测试 |
| 2.6.1 电化学测试装置 |
| 2.6.2 电化学阻抗谱(EIS) |
| 2.6.3 动电位极化曲线(PD) |
| 第三章 微量Sc含量对铸造Al-Li-Cu合金腐蚀性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 腐蚀行为分析 |
| 3.2.1 微观组织 |
| 3.2.2 腐蚀形貌 |
| 3.2.3 腐蚀产物 |
| 3.2.4 晶间腐蚀行为 |
| 3.2.5 电化学分析 |
| 3.3 腐蚀机理讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热处理对金属型、砂型铸造Al-Li-Cu合金耐腐蚀性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.1.1 热处理工艺对金属型铸造铝锂合金耐蚀性能的影响 |
| 4.1.2 热处理工艺对砂型铸造铝锂合金耐蚀性能的影响 |
| 4.2 腐蚀行为分析 |
| 4.2.1 微观组织 |
| 4.2.2 腐蚀形貌 |
| 4.2.3 腐蚀产物 |
| 4.2.4 晶间腐蚀行为 |
| 4.2.5 电化学分析 |
| 4.3 腐蚀机理讨论 |
| 4.3.1 热处理对金属型铸造Al-Li-Cu合金耐蚀性能影响机理 |
| 4.3.2 对比讨论热处理对金属型、砂型铸造Al-Li-Cu合金耐蚀性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
四、铸造合金的微观组织模拟研究进展（论文参考文献）
- [1]基于MAGMA的汽车轮毂支架铸造工艺研究[D]. 张梦琪. 长春工业大学, 2021(01)
- [2]生物可降解Zn-Fe-Mg合金的组织与性能研究[D]. 薛鹏皓. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究[D]. 樊博阳. 兰州理工大学, 2021(01)
- [4]ZL205A合金非平衡凝固薄壁效应及组织形成机理研究[D]. 孙全珍. 兰州理工大学, 2021
- [5]高强韧Cu-15Ni-8Sn合金的制备及相关基础研究[D]. 赵超. 华南理工大学, 2020
- [6]单晶γ-TiAl合金的变形与断裂机制研究[D]. 曹卉. 兰州理工大学, 2020(02)
- [7]Cr添加对Al-Si-Cu-Mg合金组织、力学性能及热稳定性能的影响[D]. 安志恒. 南京理工大学, 2020(01)
- [8]铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究[D]. 余良波. 中国工程物理研究院, 2020
- [9]铸造AlSiMgCr合金微观组织、力学性能与耐腐蚀性能的研究[D]. 代航. 华南理工大学, 2020(02)
- [10]微量Sc及热处理工艺对铸造Al-Li-Cu合金耐腐蚀性能的影响[D]. 齐放. 上海交通大学, 2020(01)