一、Investigation of Thermal-Cycling Transformation Superplasticity of As-Cast Zn-5Al-RE Alloy（论文文献综述）
郭亚楠[1]（2020）在《Ti基非晶合金的脉冲激光焊接特性研究》文中提出钛基非晶合金具有许多优良特性,但由于制备条件的苛刻,大尺寸块状钛基非晶合金的工业应用受到限制。激光焊接是解决大尺寸、复杂结构钛基非晶合金构件制造的有效途径。但是,国内外关于钛基非晶合金的激光焊接研究较少。本论文以钛基非晶合金和β-Ti枝晶增强的钛基复合非晶合金为对象,开展两种材料在Nd:YAG脉冲激光焊接条件下的焊接特性研究。分别进行了不同条件下两种材料的激光熔凝实验和对接焊接工艺实验,并制备了焊接接头和金相试样。利用金相显微镜、扫描电子显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）和显微硬度测试等分析检测方法对焊接接头的表面形貌、微观组织、元素分布以及力学性能进行了研究。通过研究,得到以下结论:（1）钛基非晶合金（本文简称“MG”）激光熔凝时,接头熔化区（FZ）内部、热影响区（HAZ）、FZ-HAZ过渡区未发现气孔、裂纹等冶金缺陷。FZ和HAZ的微观组织受激光热输入影响较大。当激光热输入较小时,FZ未发现明显晶化现象,微观组织与母材（BM）接近,且无明显HAZ。随着热输入的增大,FZ出现粗针状（长约10μm）的富Cu晶化相;随着热输入的进一步增加,FZ主要析出短条状（长约5μm）的富Zr晶化相。HAZ随着热输入的增加先后析出细针状、网格状及花瓣状的富Cu相。（2）β-Ti枝晶增强的钛基复合非晶合金（本文简称“MGC”）在激光熔凝后,接头未见气孔或裂纹。在FZ和BM之间也未发现明显的HAZ。FZ的微观组织主要由球形的β-Ti晶粒和非晶基体组成。FZ中经过熔化、凝固形成的β-Ti晶粒为纳米级（0.1～1μm）,明显小于BM中的β-Ti晶粒（6～10μm）。较大的激光脉冲能量将导致FZ的晶粒长大。激光激发电流大时会给液态熔池带来强烈的冲击和震荡作用,造成凝固组织中晶粒更加细小。元素分析表明Mo原子趋于进入β-Ti晶格形成置换固溶体。硬度测试的结果显示熔化区暗色区域（主要为非晶基体）硬度最高,达到607 HV。FZ中填充有密集的β-Ti晶粒的区域的最高硬度为531 HV;BM硬度波动较大,取决于测试位置,为448～572 HV。（3）采用脉冲激光可以实现MGC-MG异种材料对接焊接。在激光激发电流100 A,脉冲宽度1 ms,频率30 Hz,焊接速度400 mm/min参数下,焊缝表面成型良好,未见裂纹、气孔、夹杂等焊接缺陷。焊接接头的微观组织为非晶合金基体和其上不均匀分布的尺寸约0.5～2μm的β-Ti小晶粒。焊接接头中未观察到明显的HAZ。FZ区域的显微硬度取决于β-Ti晶粒与非晶合金的混合状态,FZ区域的显微硬度介于MG材料和大尺寸β-Ti枝晶之间。
江雯[2]（2020）在《搅拌摩擦加工Mg-9Li-1Zn系双相镁锂合金组织特征及力学性能研究》文中认为双相镁锂合金兼顾了a-Mg（HCP）和b-Li（BCC）两相的优异性能,相比普通镁合金,塑性更佳,在航空、军事、民用等领域有广泛的应用前景,但双相镁锂合金强度较低,在工业应用中受到一定限制。搅拌摩擦加工（FSP）技术是一种新型的剧烈塑性变形技术,可对已成型工件进行表面细晶处理。本课题以轧制态双相镁锂合金为研究对象,分别在空气、底部水冷、水下三种条件下进行搅拌摩擦加工,研究加工工艺参数对材料组织、织构及力学性能的影响。此外,本课题还研究了后续退火处理对常规搅拌摩擦加工试样微观组织及力学性能的影响,为搅拌摩擦加工制备细晶双相镁锂合金提供理论依据。实验选取不同的加工工艺参数对LZ91镁锂合金进行常规搅拌摩擦加工（NFSP）,探索常规搅拌摩擦加工双相镁锂合金的可行性,研究不同加工工艺参数对合金成型性的影响。研究结果表明,LZ91合金对热积累敏感,成形温度区间窄,热塑性状态材料粘性大,无冷却介质条件下制备出的镁锂合金均出现不同程度的缺陷,材料成型性较差,并且在空气中镁锂合金易被氧化。对LZ91镁锂合金板材进行强制冷却,有助于均匀板材温度。在底部水冷的条件下,研究旋转速度对搅拌区组织特征的影响。研究结果表明,在该条件下进行搅拌摩擦加工,转速可提升至400r/min,试样表面平整光滑、内部无明显加工缺陷。塑性流动方式不同导致搅拌区前进侧与后退侧组织差异。搅拌摩擦加工过程中发生剧烈塑性变形细化了原始的晶粒组织,涡流区晶粒被细化成均匀的等轴细晶,晶粒为随机取向,织构强度被弱化。进一步加强冷却可将搅拌头旋转速度提升至600r/min,因此对含第二相颗粒的LZJX9100双相镁锂合金进行水下搅拌摩擦加工（SFSP）,研究水下搅拌摩擦加工对合金组织演变及力学性能的影响。结果表明,提高转速可以有效细化合金中的第二相颗粒,涡流区细化效果最佳。搅拌摩擦加工过程中,b-Li晶粒细化效果弱于a-Mg,后退侧细化效果弱于前进侧。在细晶强化及第二相强化共同作用下,该合金强度、硬度均显着提高。前进侧窄的搅拌区与基体的过渡组织、破碎的第二相颗粒均会降低合金力学性能,断裂模式倾向于脆性断裂。加工中提高转速,降低行进速度可有效改善过渡区和第二相的弱化问题。选取底部水冷条件下旋转速度为300r/min、行进速度为25mm/min的镁锂合金板材进行退火处理,研究退火处理对搅拌摩擦加工LZ91双相镁锂合金微观组织及力学性能的影响。结果表明,不同特征的初始变形组织在热处理过程中组织演变规律不同,双相分布均匀的细晶结构在热处理中稳定长大,前进侧与基体组织突变得到改善,后退侧团聚成岛状的α细晶在热处理中迅速长大,热稳定性较差。250℃下退火处理30min后,搅拌摩擦加工LZ91镁锂合金均匀伸长率提高约50%,拉伸中前进侧应力集中有效改善,在退火处理前后后退侧组织均为性能薄弱区域。
王拓[3]（2019）在《锆基非晶合金塑韧性与物性、结构不均匀性的关联性研究》文中认为非晶合金因具有高的强度、弹性极限、良好的抗腐蚀性和优异的软磁性能等优点而在许多领域具有广阔的应用前景。由于非晶合金长程无序、短程有序的结构特征,大部分非晶合金在室温往往只有很少的宏观塑性甚至没有塑性,这限制了它在工程材料领域的应用。因此,开发具有塑韧性的非晶合金以及研究产生塑韧性的内在机理就具有重要的理论和实际意义。本文以Zr基非晶合金为对象,系统地研究了高温熔体和过冷液相区的脆性参数与塑性之间的关联;通过具有正混合热元素的添加,研究相分离和β弛豫对Zr基块体非晶合金的塑性影响;并进一步研究相分离和形变诱导纳米晶化与Zr基块体非晶合金塑韧性的关联性。本文主要包括以下四个方面的工作:（1）为了探索块体非晶合金的塑韧性的起源,利用表征非晶形成液体的物理量,研究了非晶形成液体的过热熔体的性质以及强脆转变、弛豫、结构等与塑性之间的关联。结果表明,过热熔体在T/TL= 1（T:温度,TL:液相线温度）处的斜率与合金的塑性成负相关的关系;基于实验结果和文献报道的51种非晶合金在玻璃转变温度处的脆度（m）值,发现非晶合金的塑性（ε）与其熔体脆度间存在着正相关的指数关系:ε=92exp[-73/（m-15）]。通过将高温熔体与过冷液相区的性质用强脆转变相联系,进一步发现塑性与强脆转变温度成负相关的关系。它们之间的内在联系可以用弛豫理论来解释,即玻璃形成液体的强脆转变程度与α弛豫、β弛豫的结构单元差异成负相关的关系,强脆转变程度越高,α弛豫、β弛豫的结构单元差异越小,反之亦然。也就是说,合金的塑性与α弛豫、β弛豫的结构单元相差成度成正相关的关系,α弛豫与β弛豫的结构单元相差越大,合金的塑性越高,反之亦然。（2）以Zr-Cu-Al体系为基础,通过添加与Cu具有正混合热的Mo元素,制备出了压缩塑性达到20%以上,抗压强度大于2500 MPa并伴有明显加工硬化的Zr50Cu41.5A15.5MO3块体非晶合金。透射电镜和能谱分析表明,该合金具有相分离的特征,存在富Cu和富ZrMo两种区域。动态机械分析谱表明,随着Mo的添加合金出现明显的β弛豫。这两种物理机制的协同作用导致了合金在室温具有大的压缩塑性。（3）在Zr-Cu-Al体系中,通过调整ZrCu比例以及添加微量Nb元素,制备出了具有不同塑性的Zr-Cu-Al-Nb块体非晶合金。其中,Zr50Cu44Al55Nb05块体非晶合金的室温塑性超过40%,断裂韧性达到151MPam。透射电镜和能谱分析表明,该合金在铸态时发生了相分离,形成了富ZrAl和富Cu两个区域。同时,该合金在变形过程中的剪切带周围以及剪切带中均有5 nm以下的纳米晶析出。变形诱导的纳米晶可以降低剪切带的不稳定性,诱发多重剪切带的出现,从而导致合金塑韧性的提高。（4）通过添加Mo、Nb、Fe、Co等多种元素,并调整ZrCu比例,在Zr54.75Cu21.15Fe4.7A19.4Nb6CO3MO 1块体非晶合金发现了两步加工硬化现象。该合金在塑性变形5%处发生第一段加工硬化,在该阶段剪切带周围发生了相分离,析出了的第二相非晶;塑性变形超过5%后,发生了形变诱导的纳米晶化导致的第二阶段加工硬化。在两步加工硬化作用下,该合金获得了具有20%以上的室温压缩塑性。
蒋威[4]（2018）在《Mg-Zn-Zr-Yb合金热变形行为和微观组织演化研究》文中提出镁合金由于具有较高的比强度、比刚度以及良好的综合性能,作为轻量化的结构材料正成为汽车、航空、军工等领域的焦点。但塑性和室温强度欠佳,极大地阻碍了镁合金的广泛应用。稀土元素合金化是镁合金改性最常用的方法之一。本课题基于ZK60镁合金,通过添加微量重稀土元素Yb进行合金改性,力争获得综合力学性能和可成形性能的全面提升。针对Yb和Zr元素偏析严重,合金性能波动的难题,系统研究了均匀化热处理工艺参数对试验合金微观组织和力学性能的影响,探索得到了具有较高工艺稳定性的热处理方案。随后基于高质量均匀化锭坯开展热模拟实验,构建试验合金高温本构模型和热加工图,首次发现“低温高应变速率”这一 ZK系镁合金独特的安全可加工参数区域。进一步解析合金高温热变形特征,分析动态再结晶行为并建立试验合金再结晶模型,获得了动态再结晶临界应变和峰值应力等特征参量。最后,依据热加工图和高温变形特征设计等温挤压试验,验证材料的最佳热加工区域,并对比分析最优热变形条件下挤压态合金的综合力学性能。本文的研究内容如下:对Mg-5.8Zn-0.5Zr-1.0Yb铸态合金进行均匀化处理,解析均匀化过程微观组织演变特征,获得较优的均匀化热处理制度。研究发现,铸态合金组织中呈现出典型的枝晶偏析,未溶解的Zr单质聚集在晶粒内部,新生成的MgxZn5Yb三元金属间化合物主要分布在晶界处。经过380℃C×12h的均匀化处理后,残留相面积百分数从5.54%下降到0.59%,达到最大显微硬度67.81 HV,枝晶偏析消失,连续的网状残留相基本回溶于基体中,含Yb的三元相以完整的小颗粒形态保留在组织结构中,此时内部组织为均匀的等轴晶粒,平均晶粒尺寸为31.46μm。结合微观组织结构和力学性能的综合对比,确定该合金的最佳均匀化热处理参数为退火时间380 ℃和保温时间12 h。对均匀化处理后的Mg-5.8Zn-0.5Zr-1.0Yb合金进行等温热压缩实验。实验变形温度为250-400℃,应变速率为0.001-1 s-1。通过绘制真应力-应变曲线发现,峰值应力和峰值应变随热加工温度的减小或应变速率的增大而增加,说明低温或高应变速率都不利于动态再结晶的产生。依据应力应变数据拟合得到合金高温本构方程为:（?）= 3.328 × 1011[sinh（0.018σ）]3.670exp（-158495/RT）基于动态材料理论绘制热加工图发现,Mg-5.8Zn-0.5Zr-1.0Yb合金的失稳区域主要发生在应变速率0.01-1 s-1温度300 ℃以下的低温区域和应变速率0.1-1 s-1温度380 ℃以上的高温区域。结合热加工图和微观组织状态确定热加工较优的参数范围为:（1）T=290-340℃,ε=0.1-1s-1;（2）T=330-400℃,ε=0.001-0.1s-1。基于热模拟实验变形特征的分析发现,变形温度相对应变速率对动态再结晶的影响更为显着。在热加工过程中,再结晶的平均尺寸随温度的升高或应变速率的降低呈增大的趋势。对合金动态再结晶形成机制的解析发现,在290-340 ℃℃,0.1-1s-1的可加工范围内,合金以孪生诱发的动态再结晶为主,而在330-400℃℃,0.001-0.1 s-1的可加工范围内,连续动态再结晶机制占主导。最后确定了不同变形条件下合金发生动态再结晶的临界条件。依据热加工图的理论预测,进一步开展等温热挤压试验对最佳热加工参数区域进行验证。试验发现,挤压后大量MgxZn5Yb三元相弥散分布于晶界处,该高温稳定相在热挤压过程中可有效抑制再结晶晶粒长大,促使晶粒细化。挤压态合金晶粒均匀细小,330 ℃和380℃挤压态试样的平均晶粒尺寸分别为7.34 μm和13.82μm。对比试样铸态、均匀态和两个挤压态的室温拉伸性能发现,抗拉强度分别为184、246、301和303 MPa,延伸率分别为6.4、10.3、20.2和19.6%。试验合金在获得了较优热加工性能的同时综合力学性能有效提升。试验结果与热加工图的预测一致。
郭卫兵[5]（2018）在《Sn基钎料钎焊Al合金界面结构设计及结合特性研究》文中研究说明采用Sn基钎料低温钎焊铝合金是电子领域亟待解决的关键技术,Al/Sn界面弱结合是其中的关键科学问题。本文基于第一性原理计算和试验,研究并设计界面掺O、Zn、Ag元素所形成的界面结构,阐明氧化物、固溶体/氧化物和金属间化合物过渡层对Al/Sn界面的强化机制,并优化细晶7034铝合金和铝颗粒烧结涂层低温钎焊工艺,实现强度和导电性能良好的接头。Al和Sn原子的sp轨道电子杂化的能量范围大,但是杂化程度较低,Al/Sn界面形成的Al-Sn键主要是金属键,同时又有共价键和离子键的成分,但键合的强度均比较弱,导致Al/Sn界面的分离功仅为1.06J/m2。通过真空压力焊获得了Al/Sn直接结合界面的接头,接头断裂在界面处,抗剪强度仅为20MPa。通过在Al/Sn界面掺O元素形成氧化物过渡层,实现了对Al/Sn界面的强化。气氛中的O原子能够通过三相线进入Al/Sn界面,沿液固界面快速扩散,并与Al反应生成一层Al2O3过渡层。Al、Sn原子的电子与O的电子形成强烈的杂化,既有电子转移也有共用电子,因此Al2O3的O终止面可以和Al、Sn均形成很强的离子-共价键结合,界面的分离功达到5.17J/m2和2.83J/m2。在大气中使用纯Sn钎焊纯Al,界面生成一层几十到几百nm厚的Al2O3中间层,接头的抗剪强度提高到约40MPa。进一步通过较长超声和保温时间,界面析出大量八面体初晶Al,增大了实际界面面积和机械咬合作用,使Al/O/Sn界面接头的抗拉强度提高到63MPa。通过在Al/Sn界面同时掺Zn和O元素形成固溶体/氧化物过渡层,实现了对Al/Sn界面的进一步强化。掺入界面的Zn与Al原子之间形成典型的金属键结合。而Zn和Sn原子形成金属-共价混合键。Zn与Al、Sn之间的界面分离功分别为1.49J/m2和1.45J/m2。Al/Zn/Sn接头断裂在钎缝或者母材中,接头的强度系数达到100%。另外,在大气中使用Sn Zn钎料钎焊铝,界面结构转变为Al/Al Zn（Sn）/Al2O3/Sn Zn,钎缝中的Zn元素会自发向Sn Zn/Al2O3界面偏聚。Zn富集层与Al2O3的Al终止面可以形成很强的金属-共价键,界面分离功可以达到2.25J/m2,由于界面形成Zn-Al键主要是金属键,可以显着强化界面,因此,Zn与Al终止面形成结合。基于O和Zn元素的复合强化,提出使用Sn-Zn钎料在大气环境下低温超声钎焊1060铝合金,得到了高强度的界面结合,接头断裂在钎缝中,接头的强度系数达到100%。提出使用亚共晶Sn-4Zn钎料在大气环境下钎焊细晶7034铝合金,界面生成氧化铝中间层,接头断裂在钎缝中的β-Sn和Sn-Zn共晶相中,接头抗拉强度高达201MPa。基于Zn和Al能够形成很强的金属键结合,提出使用纯Zn中间层,在超声波的辅助下,利用TLP工艺在400℃焊接细晶7034铝合金。当超声作用60s时,形成完全固溶体接头,接头抗剪强度达到223MPa。此外使用Zn-Al基钎料,在420℃超声钎焊细晶7034铝合金,形成了很强的界面结合,通过延长超声时间和在钎料中添加Cu元素,可以减少钎缝中的共晶相,接头的抗拉强度可达到249MPa。通过在Al/Sn界面掺Ag元素形成金属间化合物过渡层,同时实现了对Al/Sn界面的强化和电性能提升。通过向纯Sn中添加Ag的方式向界面掺杂Ag元素,在界面生成Ag2Al化合物层,化合物层与Al、Sn的界面分离功为5.16J/m2和1.72J/m2。使用Sn Ag钎料超声钎焊1060Al,当超声作用时间和保温时间均比较短的时候,界面形成的化合物中Ag和Al的原子比例约为2:1,接头断裂在Sn Ag和Ag-Al化合物的界面,接头的抗剪强度提高到约30MPa。当延长超声作用时间或者保温时间,化合物中Ag和Al的原子比例下降到约1.6:1。接头断裂在Sn Ag和Ag-Al化合物的界面,接头的抗剪强度提高到约40MPa。基于Ag元素对Al/Sn界面的强化机理,使用无铅Sn-Ag钎料,在超声波辅助下直接钎焊铝背场烧结涂层。超声作用时间为6s时,钎料仅将Al浆料残余层溶解,钎料与Al-Si共晶层结合,接头电阻率较低,剥离强度较高,太阳能电池的开路电压、转换效率和填充因子均高于焊接Ag电极的电池。
武世峰[6]（2017）在《深冷处理和交变温循环对Mg-Li合金组织与性能的影响》文中研究指明由于Mg-Li合金的特殊结构决定了其具有低密度、高比强度和比刚度、弹性模量高、抗震性能好等特点,其中双相Mg-Li合金兼具较高的强度和延伸率,近年来对其的研究逐渐增多。工件在空间中会收到持续低温的作用,温度低于液氮温度,同时深冷处理也是一种提高合金组织和性能的方法,卫星在绕地球飞行时,工件的温度会从高温到低温循环,在空间中高温可以达到127℃,低温低于液氮温度。现如今,我国还没有对Mg-Li合金在空间环境中的组织性能变化进行广泛的研究,对于Mg-Li合金的深冷处理和交变温循环的研究还未见报道。本文将模拟合金在深冷环境和交变温循环过程,将揭示深冷处理和交变温循环对Mg-Li合金组织和性能的影响。本文对冷轧态Mg-Li合金板材不同取向面进行了分析,其由5中相组成,α-Mg,β-Li,AlLi,MgLiZn,Mg2Si。三个面的相组成没有区别,相分布略有变化。ND面呈等轴晶,尺寸为100μm,TD与RD面晶粒呈扁长条状,晶粒长度为100μm。TD与RD面中,α相和AlLi相顺一定方向分布,形成的组织类似纤维组织,同时AlLi相主要分布于α相的相界处和β相内部,合金中块状和短棒状的Mg2Si同时存在。为了研究合金在深冷处理条件对合金组织和性能的影响,采用将试样置于液氮中,保持深冷5天,10天,15天,20天。分析结果表明,深冷处理后,合金相组成没有变化,晶粒尺寸变化不大,但是合金中弥散分布的第二相明显增多,深冷处理前后合金强度变化不大,延伸率略有增加,合金的性能改善,同时发现,深冷处理前后,合金的断裂机制均为微孔聚集型断裂,并没有变化。由于空间环境中工件的工作温度,最高可达127℃,最低低于液氮温度,本文采用的循环制度为低温-196℃,高温127℃,最高循环到100次。实验结果表明,交变温后,合金的相组成变化不大,但是晶粒明显的细化,处理后合金方向性不明显,三个面均为等轴晶,尺寸为30μm左右,同时发现TD面和RD面中的α-Mg出现了球化,合金的组织变得均一稳定。交变温处理后,合金中的弥散第二相会固溶到β-Li基体中,降低了第二相强化的效果,提高了固溶强化的效果,同时,当循环次数较低时,第二相还较多,会与位错相互作用,强化金属,降低延伸率,当高次循环后,合金中第二相基本固溶,得到纯净的β-Li,由于β-Li为体心立方结构,高次循环后,合金的强度略有降低,但延伸率显着提高。
王玉容[7]（2017）在《碳钢与AZ系镁合金的交互作用》文中进行了进一步梳理由于环境污染和能源紧缺的压力,对材料的节能减排和轻量化提出了更高的要求,镁合金作为一种绿色工程材料在航空航天和汽车工业上受到人们的广泛关注,但是目前镁合金的综合力学性能还达不到工业化大量应用的要求。镁合金熔体的纯净度是影响镁合金性能的重要因素之一,镁合金在熔炼制备过程中,熔炼工具、设备和溶剂中难免会带入一些杂质（Fe,Ni等）导致镁合金性能下降,特别是杂质Fe影响很大,不仅降低镁合金的耐腐蚀性,对力学性能等也有较大的影响。目前纯净化方法和工艺的研究有很多,但不同成分钢质工模具的高温使用对镁合金杂质含量影响规律研究涉及很少,且熔炼过程中镁合金熔体与工模具的交互作用机制机理的研究也很少涉及,需要更进一步深入研究,为工模具的优化设计提供理论依据,同时可为含杂镁合金多元相图计算提供基础数据。本文以商用AZ系合金为研究对象,利用Pandat热力学软件计算了含Fe、Ni的AZ系多元镁合金相图,并得到Fe、Ni在AZ系镁合金中的溶解度。Fe、Ni在AZ系镁合金中的溶解度随温度的升高而增加,并且Ni在AZ系镁合金中的溶解度比Fe在AZ系镁合金中的溶解度要大两个数量级。Mn的加入可以降低Fe在AZ系镁合金中的溶解度,而对Ni在AZ系镁合金中的溶解度没有任何影响。利用Miedema模型计算发现在Mg、Al、Zn、Mn、Fe之间的二元合金形成焓中,Al-Fe和Al-Mn的二元合金形成焓最负;Mg、Al、Zn、Mn、Ni之间的二元合金形成焓中,Al-Ni和Al-Mn的二元合金形成焓最负。利用Pandat进行吉布斯自由能计算发现在熔炼温度下,在不含Mn的AZ31、AZ61、AZ80、AZ91中的合金元素与Fe的体系中,均是FeAl相的吉布斯自由能最低;在含Mn的AZ31、AZ61、AZ80、AZ91中的合金元素与Fe的体系中,均为Fe-Al-Mn相的吉布斯自由能最低;在含Mn与不含Mn的AZ31、AZ61、AZ80、AZ91镁合金中的合金元素与Ni的体系中,均为Al3Ni2和AlNi的吉布斯自由能最低。基于上述理论计算和分析的基础上,选取实验验证对象,研究其在熔炼过程中与碳钢的交互作用,实验研究结果与热力学计算基本吻合。利用ICP、SEM、EDS等方法,研究了在不同温度,不同的熔炼保温时间下,碳钢对AZ系（重点AZ31B）镁合金熔体中杂质Fe含量的影响,以及碳钢与镁合金熔体发生交互作用后的界面微观结构及元素分布。研究结果表明,在本文设定温度范围内,在720℃以下进行镁合金熔炼时,碳钢与镁合金熔体没有明显的交互作用,碳钢不会使AZ系镁合金熔体中的Fe含量增加;在720℃进行熔炼时,碳钢中的Fe开始向镁合金熔体中溶解扩散,镁合金（含Mn）熔体中的Al、Mn向碳钢中扩散,6h保温空冷后,在碳钢表面形成Fe-Al-Mn的扩散反应层;超过720℃的实验温度中进行镁合金熔炼,碳钢中的Fe大量的向镁合金熔体中溶解扩散,并随着温度的升高溶解到镁合金熔体中的Fe含量大幅度增加,同时镁合金熔体中大量的Al、Mn扩散到碳钢中去,6h保温空冷后,在碳钢中形成一个Fe-Al-Mn层、Fe3Al层和含微量Al的碳钢扩散反应层。在760-780℃保温后,由于碳钢中有较多铁原子溶解到镁合金熔体中,镁合金熔体中的铁含量增加到100ppm以上。
谢文玲,周顺勇,郭翠霞,李秀兰[8]（2017）在《形变诱导马氏体相变循环制备304不锈钢超塑性的研究》文中提出提出了形变诱导马氏体相变实现304不锈钢超塑性的构想,研究了利用形变诱导马氏体相变循环实现超塑性的方法。结果表明,304不锈钢通过室温形变可诱导马氏体相变,随后时效时马氏体发生逆相变且伴随产生回复应力,从而间接达到了相变超塑性的实现条件。采用室温拉伸30%后在9731273 K时效20 min,相变循环2次,该钢可实现相变超塑性,总伸长率随时效温度的增加先增加后下降,1123 K达到最大值177%;在室温拉伸30%后1073K时效30 min时,随相变循环次数增加,总伸长率增加,相变循环7次后达到764%。随相变循环次数增加,晶粒明显细化、均匀化。
曹耿华[9]（2016）在《搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金的组织演变、高温力学性能及体外腐蚀性能研究》文中研究说明作为析出强化型镁合金,Mg-Y-Nd合金具有优异的室温强度,高温耐热性和良好的生物相容性,在航空航天、陆上交通工具、生物医用材料等领域都得到了一定程度的应用。然而,Mg-Y-Nd合金为密排六方结构,导致其在室温的塑性变形能力较差,所以Mg-Y-Nd合金的加工成形和工业应用均受到了一定程度的限制。搅拌摩擦加工（Friction stir processing,FSP）是一种新型的剧塑性变形加工技术,在制备具有较好塑性变形能力的细晶金属材料方面具有较大潜力。尤其是在循环水的辅助冷却作用下,再结晶晶粒的长大受到限制,从而能获得更为细小的晶粒组织。因此,本研究选取了铸造Mg-Y-Nd合金作为研究对象,空气中/水下搅拌摩擦加工（NFSP/SFSP）为制备手段,研究了材料在FSP过程中的微观组织演变、后续时效热处理对加工试样微观组织变化及室温力学性能的影响、加工试样的高温超塑性及在模拟体液（Simulated body fluid,SBF）中的腐蚀行为,为铸造Mg-Y-Nd合金力学性能的提升和加工成形性能的改善提供技术参考,为FSP技术在生物医用材料制备领域的应用提供实验依据。首先,选取了不同的加工参数,分别对铸造Mg-Y-Nd合金进行NFSP和SFSP。研究了不同加工条件下,搅拌区的组织演变和力学性能对比。两种不同加工条件下的FSP后,材料的微观组织均得到了显着细化,力学性能也均得到了大幅提高。相比较而言,由于NFSP过程中产生更大的热积累,NFSP试样搅拌区的中心宽度和平均晶粒尺寸均大于SFSP试样,而且NFSP试样中具有部分再结晶晶粒长大而形成的粗晶带状结构。得益于循环水的冷却作用,SFSP可以制备出晶粒尺寸更为细小的Mg-Y-Nd合金,综合力学性能也更为优异,其中相对最优的加工参数为600 rpm的旋转速度和60 mm/min的行进速度。其次,结合NFSP过程中的热历史变化,对铸造Mg-Y-Nd合金在NFSP过程中,第二相的固溶与析出行为进行了研究与探讨。后续时效热处理后,NFSP试样的伸长率略微降低,强度则得到了进一步提高。在150℃的峰值时效条件下,增强相主要为β′′,而在180℃的峰值时效条件下,增强相主要为β1。时效处理后,大量的析出相为裂纹的萌生提供了更多的形核位置,同时也为裂纹的延伸提供了更为复杂的扩展路径。断口形貌表明,组织内部的第二相颗粒带状结构是造成NFSP及峰值时效试样的伸长率较低的主要原因。再次,选取了晶粒组织更为细小的SFSP试样,在不同的测试温度和应变速率下,进行了高温拉伸测试。得益于细小的α-Mg晶粒和良好的组织稳定性,SFSP制备的细晶Mg-Y-Nd合金在733 K和3×10-3 s-1的测试条件下获得了最大的伸长率（967%）;在758 K和2×10-2 s-1的测试条件下获得了最优的高应变速率超塑性（900%）;在应变速率为1×10-1 s-1和708-758 K的温度范围内,伸长率都超过了500%。由于与基体之间存在良好的变形协调性,第二相颗粒并未导致变形过程中明显的应力集中,裂纹也主要形成于晶界位置。超塑性变形过程中的主要变形机制为晶格扩散协调的晶界滑移,断裂机制为微孔聚集。最后,研究了微观组织的细化及均匀化对Mg-Y-Nd合金腐蚀行为的影响。电化学测试结果和体外浸泡试验结果共同表明,NFSP和SFSP试样的耐腐蚀性能明显优于铸态试样。三者的主要腐蚀机理均为电偶腐蚀。不同的是,由于微观组织中含有粗大的α-Mg晶粒和第二相,电偶腐蚀导致的粗大第二相脱落或整个晶粒的剥离,让铸态试样的内部基体组织在模拟体液中大面积的裸露,出现严重的局部腐蚀行为。得益于晶粒的细化和第二相的破碎,在同样的腐蚀情况下,NFSP和SFSP试样裸露的内部基体组织相对较少,二者均呈现出了较为均匀的腐蚀形貌。此外,力学性能测试表明,铸态试样在SBF中浸泡5天后,最大拉伸载荷急剧下降为原始值的20%。通过FSP制备的细晶Mg-Y-Nd合金,在模拟体液中浸泡12天后仍能保持一定的机械完整性,仍能具备一定的承载能力。
谢文玲,周顺勇,郭翠霞,李秀兰[10]（2014）在《金属材料超塑性的研究进展》文中指出综述了金属超塑性的研究进展。在系统总结金属超塑性的实现条件、影响因素和变形机制的基础上,对金属超塑性的研究进行了展望。
二、Investigation of Thermal-Cycling Transformation Superplasticity of As-Cast Zn-5Al-RE Alloy（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、Investigation of Thermal-Cycling Transformation Superplasticity of As-Cast Zn-5Al-RE Alloy（论文提纲范文）
（1）Ti基非晶合金的脉冲激光焊接特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 非晶合金的概述 |
| 1.1.1 非晶合金的发展 |
| 1.1.2 非晶合金的性能及应用 |
| 1.2 非晶复合材料的概述 |
| 1.2.1 外添加非晶复合材料 |
| 1.2.2 内生非晶复合材料 |
| 1.3 非晶合金焊接研究进展 |
| 1.4 论文研究内容及意义 |
| 2 实验内容和分析方法 |
| 2.1 实验内容 |
| 2.1.1 实验设备 |
| 2.1.2 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.3 分析与表征 |
| 2.3.1 X射线衍射表征 |
| 2.3.2 光学显微镜观察 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜(SEM)观察和能谱分析(EDS) |
| 2.3.4 硬度测试 |
| 2.3.5 激光脉冲能量测定 |
| 3 钛基非晶合金激光熔凝组织特性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 焊接速度对钛基非晶合金组织特性影响 |
| 3.2.1 熔化区微观组织 |
| 3.2.2 热影响区微观组织 |
| 3.2.3 元素分布 |
| 3.3 激光激发电流对钛基非晶合金组织特性影响 |
| 3.3.1 微观组织 |
| 3.3.2 元素分布 |
| 3.4 晶化特性分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 β-Ti增韧钛基复合非晶合金激光熔凝组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 激光激发电流对组织特性影响 |
| 4.3 脉宽对组织特性影响 |
| 4.4 焊接速度对组织特性影响 |
| 4.5 过渡区域微观组织 |
| 4.6 元素分布 |
| 4.7 熔化区的微观硬度 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 钛基非晶合金与β-Ti增韧钛基复合非晶合金对接焊研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 宏观形貌 |
| 5.3 微观组织 |
| 5.4 过渡区域微观组织 |
| 5.5 元素分布 |
| 5.6 硬度 |
| 5.7 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 |
（2）搅拌摩擦加工Mg-9Li-1Zn系双相镁锂合金组织特征及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁合金及镁锂合金概述 |
| 1.1.1 镁锂合金的应用 |
| 1.1.2 镁锂合金主要强化机制及方式 |
| 1.2 镁锂合金剧烈塑性变形技术及意义 |
| 1.2.1 等通道转角挤压 |
| 1.2.2 高压扭转 |
| 1.2.3 累积叠轧 |
| 1.3 搅拌摩擦加工艺简介及研究现状 |
| 1.3.1 搅拌摩擦加工简介 |
| 1.3.2 常规搅拌摩擦加工研究进展 |
| 1.3.3 水下搅拌摩擦加工研究进展 |
| 1.4 本课题的研究意义和内容 |
| 1.4.1 本课题研究意义 |
| 1.4.2 本课题研究内容及技术路线 |
| 2 试验材料与试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 搅拌摩擦加工 |
| 2.3 退火处理实验 |
| 2.4 组织观察和物相分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 3 常规搅拌摩擦加工LZ91 镁锂合金成型性研究 |
| 3.1 工艺参数对LZ91 镁锂合金表面成型性的影响 |
| 3.2 工艺参数对LZ91 镁锂合金内部成型性的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 底部水冷搅拌摩擦加工LZ91 合金的组织研究 |
| 4.1 旋转速度对搅拌摩擦加工LZ91 合金组织形貌的影响 |
| 4.2 搅拌摩擦加工LZ91 织构特征分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 水下搅拌摩擦加工对LZJX9100 合金组织与性能的影响 |
| 5.1 水下搅拌摩擦加工试样组织特征分析 |
| 5.2 水下搅拌摩擦加工LZJX9100 合金力学性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 退火处理对搅拌摩擦加工LZ91 镁锂合金组织及性能的影响 |
| 6.1 搅拌摩擦加工样品热处理前后组织特征分析 |
| 6.2 退火处理前后搅拌摩擦加工LZ91 中a相晶粒与织构特征分析 |
| 6.3 退火处理前后搅拌摩擦加工LZ91 力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（3）锆基非晶合金塑韧性与物性、结构不均匀性的关联性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 非晶合金的概况 |
| 1.2 非晶合金的形成 |
| 1.2.1 玻璃转变 |
| 1.2.2 脆度 |
| 1.2.3 非晶合金的强脆转变 |
| 1.3 非晶的弛豫 |
| 1.3.1 玻璃形成液体的弛豫 |
| 1.3.2 金属玻璃的弛豫 |
| 1.3.3 Zr基金属玻璃的弛豫 |
| 1.4 非晶合金的塑性 |
| 1.4.1 非晶合金的塑性变形机理 |
| 1.4.2 非晶合金的塑性与弛豫之间的关系 |
| 1.5 非晶合金的断裂韧性 |
| 1.6 Zr基块体非晶合金的塑韧性研究状况 |
| 1.6.1 Zr基块体非晶合金体系塑性的概况 |
| 1.6.2 Zr基块体非晶合金塑性与泊松比 |
| 1.6.3 Zr基块体非晶合金塑性与结构 |
| 1.6.4 提高Zr基块体非晶合金塑韧性的方法 |
| 1.7 课题来源、课题背景、研究目的及内容 |
| 1.7.1 课题来源 |
| 1.7.2 课题背景 |
| 1.7.3 研究目的及内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 样品的制备 |
| 2.1.1 Zr基块体非晶合金的制备 |
| 2.1.2 Zr基非晶丝的制备 |
| 2.1.3 Zr基非晶薄带的制备 |
| 2.2 样品的组织结构表征及形貌观察 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 扫描电子显微分析 |
| 2.2.3 透射电子显微分析 |
| 2.3 样品的热/动力学测试 |
| 2.3.1 差示扫描分析 |
| 2.3.2 高温熔体粘度测试 |
| 2.3.3 动态机械分析 |
| 2.4 样品的力学性能测试 |
| 2.4.1 压缩样品测试 |
| 2.4.2 拉伸样品测试 |
| 2.4.3 三点弯曲样品测试 |
| 2.4.4 泊松比测试 |
| 3 Zr基非晶合金塑性与脆度、强脆转变的关联性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 具有不同塑性的块体非晶合金 |
| 3.3 块体非晶合金塑韧性与玻璃形成液体之间的关系 |
| 3.3.1 塑性与过冷液相区的脆性 |
| 3.3.2 塑性与过热熔体的脆性 |
| 3.3.3 玻璃形成液体的强脆转变 |
| 3.3.4 塑性与强脆转变、弛豫的联系 |
| 3.4 从能量角度理解塑性与弛豫、强脆转变的关系 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Zr-Cu-Al-Mo非晶合金的相分离、β弛豫对塑性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Zr-Cu-Al-Mo系块体非晶合金的形成能力 |
| 4.3 Zr-Cu-Al-Mo系块体非晶合金的机械性能 |
| 4.3.1 Zr-Cu-Al-Mo系块体非晶合金的塑性 |
| 4.3.2 Zr-Cu-Al-Mo系块体非晶合金的锯齿流变与塑性的关联 |
| 4.4 Zr-Cu-Al-Mo系块体非晶合金的相分离 |
| 4.5 Zr-Cu-Al-Mo系块体非晶合金的β弛豫 |
| 4.6 Zr-Cu-Al-Mo系块体非晶合金的相分离、β弛豫与塑性之间的关系 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Zr-Cu-Al-Nb非晶合金的相分离、形变诱导纳米晶化与塑韧性的关联性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Nb的添加对Zr-Cu-Al系非晶合金机械性能的影响 |
| 5.3 Zr-Cu-Al-Nb系非晶合金的结构 |
| 5.4 Zr-Cu-Al-Nb系非晶合金的机械性能 |
| 5.4.1 Zr-Cu-A1-Nb系块体非晶合金的压缩性能 |
| 5.4.2 Zr-Cu-Al-Nb系非晶合金的剪切带和断裂形貌 |
| 5.4.3 Zr_(50)Cu_(44)Al_(5.5)Nb_(0.5)非晶合金的拉伸机械性能 |
| 5.4.4 Zr_(50)Cu_(44)Al_(5.5)Nb_(0.5)非晶合金的断裂韧性 |
| 5.5 Zr-Cu-Al-Nb系非晶合金在变形中的结构 |
| 5.6 Zr-Cu-Al-Nb系非晶合金的塑性与晶化激活能的关系 |
| 5.7 Zr-Cu-Al-Nb系非晶合金的塑性与自由体积的关系 |
| 5.8 基于变形诱导纳米晶化对塑韧性和加工硬化的解释 |
| 5.9 本章小结 |
| 6 Zr-Cu-Al-Fe-Nb-Mo-Co非晶合金的两步加工硬化现象及其塑韧化作用 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Zr-Cu-Al-Fe-Nb-Mo-Co的结构 |
| 6.3 Zr-Cu-Al-Fe-Nb-Mo-Co的机械性能 |
| 6.4 Zr-Cu-Al-Fe-Nb-Mo-Co的变形机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 总结 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 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 |
（4）Mg-Zn-Zr-Yb合金热变形行为和微观组织演化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Mg-Zn-Zr系镁合金概论 |
| 1.2 稀土镁合金的概论 |
| 1.2.1 稀土元素在镁合金中的应用 |
| 1.2.2 Mg-Zn-Zr-RE镁合金的研究现状 |
| 1.3 热模拟技术 |
| 1.3.1 热模拟技术的发展和方法 |
| 1.3.2 热模拟在材料热加工中的应用 |
| 1.4 热加工图的发展和应用 |
| 1.5 本课题的研究意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 研究特色和创新性 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金成分 |
| 2.1.2 合金熔炼及制备 |
| 2.2 研究方案及主要技术路线 |
| 2.3 实验方法及过程 |
| 2.3.1 均匀化热处理实验 |
| 2.3.2 热压缩模拟实验 |
| 2.3.3 等温挤压试验 |
| 2.4 表征及分析方法 |
| 2.4.1 金相分析 |
| 2.4.2 EBSD分析 |
| 2.4.3 扫描电镜分析 |
| 2.4.4 DSC分析 |
| 2.4.5 拉伸测试 |
| 2.4.6 硬度测试 |
| 第3章 均匀化热处理参数优化 |
| 3.1 合金的铸态特征分析 |
| 3.2 均匀化处理对微观组织的影响 |
| 3.3 均匀化处理对硬度的影响 |
| 3.4 均匀化处理后组织特征的分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 热变形行为研究及热加工图建立 |
| 4.1 流变曲线特征分析 |
| 4.2 本构关系 |
| 4.2.1 本构方程模型理论 |
| 4.2.2 本构方程的建立 |
| 4.3 热加工图 |
| 4.4 失稳区分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 再结晶行为研究及动态再结晶临界条件 |
| 5.1 动态再结晶的影响因素 |
| 5.1.1 变形温度对动态再结晶的影响 |
| 5.1.2 应变速率对动态再结晶的影响 |
| 5.2 动态再结晶的机制 |
| 5.3 动态再结晶的临界条件 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 等温挤压试验验证及力学性能 |
| 6.1 等温挤压的微观组织 |
| 6.1.1 挤压态金相组织分析 |
| 6.1.2 挤压态SEM分析 |
| 6.2 力学性能测试 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录：攻读硕士学位期间所取得的研究成果 |
（5）Sn基钎料钎焊Al合金界面结构设计及结合特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 铝合金钎焊研究 |
| 1.2.1 Ag基钎料 |
| 1.2.2 Al基钎料 |
| 1.2.3 Zn基钎料 |
| 1.2.4 Sn基钎料 |
| 1.3 界面结合及强化机理研究 |
| 1.3.1 固溶结合 |
| 1.3.2 反应结合 |
| 1.4 研究问题的提出及主要研究内容 |
| 第2章 Al/Sn界面基本模型的建立及结合特性 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 第一性原理计算原理及方法 |
| 2.2.1 第一性原理计算的原理 |
| 2.2.2 计算的方法和分析手段 |
| 2.3 Al/Sn界面模型建立 |
| 2.4 Al/Sn界面结合特性 |
| 2.5 Al/Sn直接结合界面力学性能 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 掺O的Al/Sn界面结构与结合特性 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 O在Al/Sn界面的反应机制 |
| 3.2.1 O在Sn/Al界面的稳定存在形式 |
| 3.2.2 O原子数量的影响 |
| 3.3 O对Al/Sn界面的增强机制 |
| 3.3.1 Al/γ-Al_2O_3界面的结合特性 |
| 3.3.2 β-Sn/γ-Al_2O_3界面的结合特性 |
| 3.4 Al/O/Sn界面形貌 |
| 3.4.1 掺O后Al/Sn界面形貌 |
| 3.4.2 O在界面反应过程的分析 |
| 3.4.3 超声辅助钎焊工艺对界面形貌的影响 |
| 3.4.4 氧分压对界面形貌的影响 |
| 3.5 O对Al/Sn界面强化作用 |
| 3.6 钎焊工艺参数对Al/O/Sn界面形貌及接头性能的影响 |
| 3.6.1 Sn中初晶α-Al的形貌 |
| 3.6.2 液态Sn中初晶α-Al相的形貌演变规律和生长机制 |
| 3.6.3 超声和保温时间对接头形貌和力学性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 界面固溶体对Al/Sn界面结合特性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Zn对Al/Sn界面结构和结合特性的影响 |
| 4.2.1 Zn晶体结构计算参数的收敛测试 |
| 4.2.2 Zn原子在Al/Sn界面的稳定存在位置 |
| 4.2.3 Al/Zn界面结合特性 |
| 4.2.4 Zn/Sn界面结合特性 |
| 4.2.5 Zn对Al/Sn界面的增强作用 |
| 4.3 Zn和O对Al/Sn界面结构和结合特性的影响 |
| 4.3.1 Zn和O元素对Al/Sn界面的复合强化机理 |
| 4.3.2 Al/SnZn界面结构和力学性能 |
| 4.4 SnZn钎料中Zn元素含量对接头性能的影响 |
| 4.5 SnZn钎料钎焊7034铝合金工艺研究 |
| 4.5.1 焊接热循环对细晶高强铝合金的力学性能的影响 |
| 4.5.2 使用Sn-Zn钎料超声钎焊细晶7034铝合金接头的组织 |
| 4.5.3 使用Sn-Zn钎料超声钎焊细晶7034铝合金接头的力学性能 |
| 4.5.4 SnZn/细晶7034铝合金界面结合机制的讨论 |
| 4.6 其他低温钎焊细晶7034铝合金工艺研究 |
| 4.6.1 使用纯Zn中间层TLP焊接7034铝合金接头 |
| 4.6.2 使用ZnAl基钎料超声钎焊7034铝合金 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 界面金属间化合物对Al/Sn界面结合特性的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al/Ag/Sn界面原子结构及结合机制 |
| 5.2.1 Ag晶体结构计算参数的收敛测试 |
| 5.2.2 Ag/Al界面结合特性 |
| 5.2.3 Ag/Sn界面结合特性 |
| 5.3 Ag元素对Al/Sn界面的强化机制 |
| 5.3.1 Ag在Al/Sn界面的反应 |
| 5.3.2 Ag原子向界面扩散动力学 |
| 5.3.3 Al/Ag2Al/Sn界面结合特性 |
| 5.4 Al/SnAg界面结构和力学性能 |
| 5.4.1 超声时间对界面形貌的影响 |
| 5.4.2 保温时间对界面形貌的影响 |
| 5.4.3 Ag对界面强化作用 |
| 5.5 SnAg钎焊太阳能电池板Al背电极工艺研究 |
| 5.5.1 超声时间对接头形貌及电池板性能的影响 |
| 5.5.2 焊接工艺对太阳能电池光电性能影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（6）深冷处理和交变温循环对Mg-Li合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁锂合金国内外研究现状 |
| 1.2.1 镁锂合金的特点及应用 |
| 1.2.2 镁锂合金合金化研究现状 |
| 1.2.3 镁锂合金塑性加工研究现状 |
| 1.2.4 镁锂合金热变形行为研究 |
| 1.3 深冷处理对材料组织性能的影响 |
| 1.4 交变温循环对材料组织性能的影响 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 材料 |
| 2.2 Mg-Li合金处理方案 |
| 2.3 力学性能试验 |
| 2.4 X射线衍射分析（XRD） |
| 2.5 金相组织观察（OM） |
| 2.6 扫描组织观察（SEM） |
| 2.7 透射组织观察（TEM） |
| 第3章 不同取向冷轧态Mg-Li合金的组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-Li合金的物相分析 |
| 3.3 不同取向Mg-Li合金显微组织分析 |
| 3.3.1 ND面组织 |
| 3.3.2 TD面组织 |
| 3.3.3 RD面组织 |
| 3.4 不同取向Mg-Li合金板材的力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 深冷处理对Mg-Li合金组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 深冷处理后合金的物相分析 |
| 4.3 深冷处理对Mg-Li合金显微组织的影响 |
| 4.3.1 ND面组织演变 |
| 4.3.2 TD面组织演变 |
| 4.3.3 RD面组织演变 |
| 4.4 深冷处理对Mg-Li合金力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 交变温循环对Mg-Li合金组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 交变温循环对Mg-Li合金物相的影响 |
| 5.3 交变温循环对Mg-Li合金显微组织的影响 |
| 5.3.1 ND面组织演变 |
| 5.3.2 TD面组织演变 |
| 5.3.3 RD面组织演变 |
| 5.4 交变温循环对Mg-Li合金力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（7）碳钢与AZ系镁合金的交互作用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁合金性能的改善方法 |
| 1.1.1 合金化 |
| 1.1.2 快速凝固 |
| 1.1.3 喷射沉积 |
| 1.1.4 等径角挤压 |
| 1.1.5 超塑性成形 |
| 1.1.6 镁合金熔体纯净化 |
| 1.2 镁合金熔体与碳钢交互作用的研究现状 |
| 1.3 课题的研究目的及意义 |
| 1.4 课题的研究内容 |
| 2 AZ系合金元素与镁合金熔体中杂质元素交互作用的热力学计算 |
| 2.1 相图的计算与分析 |
| 2.1.1 Mg-Al-Zn-Fe相图的计算与分析 |
| 2.1.2 Mg-Al-Zn-Mn-Fe相图的计算与分析 |
| 2.1.3 Mg-Al-Zn-Ni相图的计算与分析 |
| 2.1.4 Mg-Al-Zn-Mn-Ni相图的计算与分析 |
| 2.1.5 Al含量对杂质元素Fe、Ni在Mg中溶解度影响的计算 |
| 2.2 AZ系镁合金中合金元素与Fe、Ni交互作用的热力学计算 |
| 2.2.1 AZ系合金元素(Mg、Al、Zn、Mn)与Fe、Ni的二元合金生成焓的计算 |
| 2.2.2 AZ系合金元素(Mg、Al、Zn、Mn)与Fe、Ni合金的吉布斯自由能的计算 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 实验装置和方案 |
| 3.1.1 实验装置 |
| 3.1.2 实验方案 |
| 3.2 实验原料和内容 |
| 3.2.1 实验原料 |
| 3.2.2 实验内容 |
| 3.3 分析方法 |
| 3.3.1 成分测试 |
| 3.3.2 腐蚀性能测试 |
| 3.3.3 扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS) |
| 3.3.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 4 实验研究结果与分析 |
| 4.1 AZ31B镁合金与碳钢的交互作用 |
| 4.1.1 在不同温度下加入碳钢的AZ31B镁合金熔体中Fe含量随时间的变化 |
| 4.1.2 在不同温度下不加碳钢的AZ31B镁合金熔体中Fe含量随时间的变化 |
| 4.1.3 在不同保温时间下加入碳钢的AZ31B镁合金熔体中Fe含量随温度的变化 |
| 4.1.4 在不同保温时间下不加碳钢的AZ31B镁合金熔体中Fe含量随温度的变化 |
| 4.1.5 不同温度下熔炼得到试样的耐腐蚀性能测试 |
| 4.1.6 界面的微观结构及元素分布 |
| 4.1.7 界面的X射线衍射分析(XRD) |
| 4.2 AZ91镁合金与碳钢的交互作用 |
| 4.2.1 在不同温度下加入碳钢的AZ91镁合金熔体中Fe含量随时间的变化 |
| 4.2.2 在不同保温时间下加入碳钢的AZ91镁合金熔体中Fe含量随温度的变化 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 AZ系镁合金与碳钢的交互作用分析 |
| 5.1 扩散理论及影响因素 |
| 5.1.1 扩散理论 |
| 5.1.2 影响扩散的因素 |
| 5.2 交互作用机制 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 作者攻读硕士学位期间发表的论文 |
（8）形变诱导马氏体相变循环制备304不锈钢超塑性的研究（论文提纲范文）
| 1 形变诱导马氏体相变实现304不锈钢超塑性的构想 |
| 2 形变诱导马氏体相变实现304不锈钢超塑性的方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实现相变超塑性的方法 |
| 2.3 显微组织观察 |
| 3 实验结果与分析 |
| 4 结论 |
（9）搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金的组织演变、高温力学性能及体外腐蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要英文缩写 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铸造稀土镁合金的研究与应用 |
| 1.2.1 稀土元素在铸造镁合金中的应用 |
| 1.2.2 铸造稀土镁合金在热处理中的组织演变 |
| 1.3 镁合金的腐蚀行为 |
| 1.4 生物医用可降解镁合金的研究与应用 |
| 1.4.1 可降解镁合金在血管支架材料领域的研究与应用 |
| 1.4.2 可降解镁合金在骨固定材料领域的研究与应用 |
| 1.5 搅拌摩擦加工镁合金的研究 |
| 1.5.1 FSP过程中的微观组织演变研究 |
| 1.5.2 细晶超塑性研究 |
| 1.5.3 水下搅拌摩擦加工技术 |
| 1.6 FSP在镁基BMs制备领域的潜在应用价值 |
| 1.7 本课题研究意义及内容 |
| 1.8 课题来源 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 空气中和水下搅拌摩擦加工 |
| 2.2.2 热历史测量 |
| 2.2.3 微观组织观察和物相分析 |
| 2.2.4 时效热处理 |
| 2.2.5 室温力学性能测试 |
| 2.2.6 高温拉伸测试 |
| 2.2.7 腐蚀性能测试 |
| 第三章 空气/水下搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金组织演变与室温力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸造Mg-2.5Y-4Nd-0.5Zr (wt.%)合金的微观组织 |
| 3.3 空气/水下搅拌摩擦加工Mg-2.5Y-4Nd-0.5Zr (wt.%)合金组织分析 |
| 3.3.1 宏观形貌 |
| 3.3.2 物相分析 |
| 3.3.3 微观组织 |
| 3.4 力学性能测试 |
| 3.4.1 显微硬度 |
| 3.4.2 拉伸性能 |
| 3.5 断口分析 |
| 3.6 SFSP加工参数对Mg-2.5Y-4Nd-0.5Zr (wt.%)合金组织及性能的影响 |
| 3.6.1 SFSP加工参数对合金组织的影响 |
| 3.6.2 SFSP加工参数对合金力学性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 时效处理对空气中搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸造Mg-4Y-3Nd-0.5Zr (wt.%)合金的微观组织 |
| 4.3 铸造Mg-4Y-3Nd-0.5Zr (wt.%)合金在FSP过程中的组织演变 |
| 4.3.1 FSP过程中的热历史分析 |
| 4.3.2 FSP试样的组织分析 |
| 4.3.3 FSP过程中的固溶与析出行为分析 |
| 4.4 时效热处理工艺对FSP试样搅拌区显微硬度的影响 |
| 4.5 峰值时效热处理条件下试样的拉伸性能 |
| 4.6 峰值时效热处理条件下试样的微观组织 |
| 4.7 时效热处理对FSP试样断裂行为的影响 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 水下搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金的高温拉伸性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 水下搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金微观组织演变 |
| 5.2.1 微观组织分析 |
| 5.3 水下搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金高温拉伸性能研究 |
| 5.3.1 超塑性性能 |
| 5.3.2 SFSP试样在超塑性变形过程中的组织演变 |
| 5.3.3 超塑性变形机制分析 |
| 5.3.4 SFSP试样的超塑性性能与微观组织之间的关系 |
| 5.3.5 第二相颗粒对SFSP Mg-Y-Nd合金的超塑性性能影响 |
| 5.4 水下搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金高应变速率超塑性研究 |
| 5.4.1 水下搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金高应变速率超塑性性能 |
| 5.4.2 高应变速率超塑性变形机制 |
| 5.4.3 高应变速率超塑性断裂机制 |
| 5.4.4 高应变速率拉伸试样的组织演变 |
| 5.4.5 高应变速率超塑性的组织要求 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 空气/水下搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金体外腐蚀性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 搅拌摩擦加工对Mg-Y-Nd合金腐蚀性能的影响 |
| 6.2.1 电化学试验结果 |
| 6.2.2 体外浸泡试验结果 |
| 6.3 试样在SBF中的浸泡腐蚀形貌 |
| 6.3.1 试样在SBF中浸泡1天的腐蚀形貌对比 |
| 6.3.2 试样在SBF中浸泡3天的腐蚀形貌对比 |
| 6.4 浸泡试验中试样的力学性能变化及断裂机制 |
| 6.4.1 试样在SBF中浸泡后的力学性能变化 |
| 6.4.2 拉伸断裂试样的断口形貌分析 |
| 6.5 微观组织变化对铸造Mg-Y-Nd合金腐蚀行为的影响 |
| 6.5.1 晶粒细化的影响 |
| 6.5.2 第二相的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 一、主要研究结论 |
| 二、本文主要创新点 |
| 三、后续工作建议 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| Ⅳ－2答辩委员会对论文的评定意见 |
（10）金属材料超塑性的研究进展（论文提纲范文）
| 1 金属超塑性的实现条件及影响因素 |
| 1.1 组织超塑性 |
| (1) 组织条件 |
| (2) 应变速率 |
| (3) 变形温度 |
| 1.2 相变超塑性 |
| 1.3 其他超塑性 |
| 2 超塑性变形机理 |
| 2.1 组织超塑性变形机制 |
| 2.1.1 扩散蠕变机理 |
| 2.1.2 晶界滑动机理 |
| 2.2 相变超塑性变形机制 |
| 3 超塑性研究的发展趋势 |
| 3.1 非理想组织材料的超塑性 |
| 3.2 低温、高应变速率超塑性变形 |
| 3.3 新型相变超塑性材料及其机制研究 |
| 4 结语 |
四、Investigation of Thermal-Cycling Transformation Superplasticity of As-Cast Zn-5Al-RE Alloy（论文参考文献）
- [1]Ti基非晶合金的脉冲激光焊接特性研究[D]. 郭亚楠. 辽宁工业大学, 2020(03)
- [2]搅拌摩擦加工Mg-9Li-1Zn系双相镁锂合金组织特征及力学性能研究[D]. 江雯. 重庆理工大学, 2020(08)
- [3]锆基非晶合金塑韧性与物性、结构不均匀性的关联性研究[D]. 王拓. 北京科技大学, 2019(02)
- [4]Mg-Zn-Zr-Yb合金热变形行为和微观组织演化研究[D]. 蒋威. 西南大学, 2018(01)
- [5]Sn基钎料钎焊Al合金界面结构设计及结合特性研究[D]. 郭卫兵. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [6]深冷处理和交变温循环对Mg-Li合金组织与性能的影响[D]. 武世峰. 哈尔滨工业大学, 2017(02)
- [7]碳钢与AZ系镁合金的交互作用[D]. 王玉容. 重庆大学, 2017(06)
- [8]形变诱导马氏体相变循环制备304不锈钢超塑性的研究[J]. 谢文玲,周顺勇,郭翠霞,李秀兰. 热加工工艺, 2017(02)
- [9]搅拌摩擦加工Mg-Y-Nd合金的组织演变、高温力学性能及体外腐蚀性能研究[D]. 曹耿华. 华南理工大学, 2016(02)
- [10]金属材料超塑性的研究进展[J]. 谢文玲,周顺勇,郭翠霞,李秀兰. 热加工工艺, 2014(20)