一、连续冷却条件下半固态AZ91D镁合金组织及流变特性（论文文献综述）
杨钊[1]（2021）在《固相合成SCFs/AZ31镁基复合材料的组织演变及强化机制》文中研究表明镁基复合材料具有比强度高、硬度高和重量轻等优点,在交通运输、建筑工程等领域具有良好发展前景。目前,针对镁基复合材料的制备工艺,大量的研究工作都以液态法为主,存在着原材料利用率低、生产成本高、产生环境污染等问题,本文分别以固相合成工艺和半固态辅助固相合成工艺制备短切碳纤维增强AZ31镁基复合材料。研究了复合材料热压制、半固态等温处理和热挤压变形后的显微组织演变,以及挤压变形工艺、短切碳纤维含量及半固态等温处理工艺对复合材料力学性能的影响规律,探讨了短切碳纤维对α-Mg基体动态再结晶行为的影响,建立了复合材料的强化机制和动态再结晶晶粒尺寸与β-Mg17Al12相对复合材料力学性能的协同强化效应模型。研究了短切碳纤维含量对复合材料微观组织和力学性能的影响,结果表明:短切碳纤维的加入促进α-Mg基体动态再结晶行为,细化动态再结晶晶粒尺寸,并作为载体承载作用在界面处的剪切应力,从而提高复合材料力学性能。当短切碳纤维含量为3 wt.%时,获得最优综合力学性能,屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为171 MPa,258 MPa和6.0%。短切碳纤维对α-Mg基体的强化作用主要源于载荷传递强化、细晶强化、热残余应力强化和Orowan强化机制。研究了挤压变形工艺对复合材料微观组织和力学性能的影响,结果表明:当挤压比为25:1,降低挤压温度有利于获得更细小的动态再结晶晶粒;当挤压温度为400°C,增大挤压比,复合材料在塑性变形过程中变形程度增加,变形热增大,促进新晶粒的形核与长大,动态再结晶的晶粒尺寸呈现先减小后增大的变化趋势。同时,随着挤压比由11:1增大到25:1,金属间化合物发生破碎和细化,随着基体的流动而分散开,可以起到限制晶粒长大的作用,提高复合材料的强度和塑性。对AZ31镁合金和复合材料挤压过渡段金相微观组织观察发现,两种材料受应变力的作用下动态再结晶晶粒逐渐增多,而复合材料中动态再结晶面积分数更大,动态再结晶晶粒更为细小。研究了预制坯料在等温处理过程中的组织演变,发现预制坯料经过等温处理后可以得到趋近于球状的固相颗粒和连续网状分布的二次凝固组织。对半固态坯料热挤压变形后,二次凝固组织中β-Mg17Al12相破碎成细小颗粒,与短切碳纤维在基体中共同成为第二相颗粒影响复合材料的微观组织和力学性能。同时,挤压态复合材料中发生了明显的动态再结晶行为。随着等温温度的提高和等温时间的延长,受α-Mg初始晶粒尺寸及β-Mg17Al12相含量的影响,动态再结晶晶粒尺寸呈现先减小后增大的趋势。在基体动态再结晶晶粒、短切碳纤维和β-Mg17Al12相的协同作用下,经过610°C下保温30 min的复合材料试样获得最优综合力学性能,屈服强度和抗拉强度分别达到了207 MPa及289 MPa,较无半固态等温处理复合材料相比,分别提高21.1%和12.0%。对复合材料动态再结晶晶粒尺寸、β-Mg17Al12含量与力学性能之间关系进行分析。结果表明:动态再结晶晶粒尺寸平方根的倒数与试样屈服强度呈一次函数正相关,具体拟合公式为:Re L=121.5+243.1d-1/2;β-Mg17Al12含量与试样屈服强度的拟合直线在β-Mg17Al12含量为1.6%时出现拐点。当β-Mg17Al12相面积分数为1.3%-1.9%时,复合材料屈服强度的预测公式为Re L=177.4+467.3A-145.7A2。
蒋傲雪[2]（2020）在《SiCp/AZ91D半固态挤压组织与性能的研究》文中提出镁合金作为轻质有色合金材料,它密度低质量轻,比强度比刚度好,因此它被广泛地应用在飞机、火箭、汽车等工业方面。近年来,一般的镁合金制件性能逐渐满足不了现代工业在使用上的要求,人们对镁合金的研究逐渐增多,而提高镁合金力学性能的一种比较普遍的增强方式就是向镁合金中加入增强相材料。目前关于颗粒增强镁基合金复合材料的研究有很多,最常见的增强相有应用广泛的陶瓷颗粒和金属及金属间化合物。人们通常采用陶瓷颗粒增强镁基复合材料,它们密度低,强硬度高,具有高的弹性模量和高的热稳定性,但它也具有一系列缺点,比如润湿性差,延展性低,与镁基体不好共熔等等。其中SiC陶瓷颗粒与镁熔体具有较高的润湿性和稳定性,所以SiC是目前最受关注的镁基复合材料增强相。因此镁基复合材料的发展趋势倾向于对镁基复合材料的成形过程进行进一步的加工处理,比如挤压、热处理等,进而优化并提高镁基复合材料的组织与性能。因此,本研究通过半固态机械搅拌的方法将SiC增强颗粒加入AZ91D铸造镁合金中,再通过近液相线保温法得到复合材料的半固态坯料,然后通过半固态触变挤压和热处理的方法来提高镁基复合材料的组织和性能。此次试验探究了半固态挤压制备及固溶时效处理工艺对SiCp/AZ91D镁基复合材料的增强机理,优化镁合金微观组织,进而提高AZ91D的综合力学性能,并筛选出综合力学性能相对良好的SiCp/AZ91D镁基复合材料。本次半固态挤压镁基复合材料的研究结果如下:（1）经近液相线保温+半固态挤压的AZ91D镁合金的显微组织及强度硬度和塑性与铸态相比尤为良好。这是由于半固态温度下的挤压提高了镁合金的致密度,并降低了晶粒尺寸,而且高的挤压温度导致镁合金组织中析出了大量的点状的Mg17Al12第二相,这些因素共同作用,优化了镁合金的组织进而提高了镁合金的性能。（2）经半固态机械搅拌+近液相线保温+半固态挤压的SiCp/AZ91D（5wt.%,10wt.%,15wt.%）镁合金复合材料,其强度和韧性在刚开始时下降,但硬度急剧增加。随着SiC的继续加入,复合材料材料的强度又开始回升并不断增加,而它的则塑性继续下降,硬度则继续增加。这是由于SiC带入的气孔杂质等缺陷使材料的强度有所降低,但随着SiC含量的增加,促进了Mg17Al12相的形成,并且其组织晶粒进一步细化,导致SiC的增强作用开始凸显,其强度开始回升。另外,SiC的加入导致产生的Mg2Si脆性相与SiC共同作用使材料硬度大大增加,塑性大大下降。（3）经固溶时效热处理后,半固态挤压的AZ91D镁合金的挤压组织继续发生再结晶,晶粒圆整细化,晶粒内部充满了细小的Mg17Al12相,材料的强度、硬度、塑性大大提高。575℃挤压的AZ91D经固溶时效处理后,强度达到最大285MPa,伸长率达到13.36%,硬度达到102HV。（4）经固溶时效处理后,SiCp/AZ91D镁基复合材料的显微组织与力学性能大幅度提高,它的强硬度被Mg17Al12相层片状析出相和SiC的加入共同提高;它的塑韧性被Mg17Al12相的层片状析出相和点状析出相的共同作用促进。575℃挤压的15wt.%SiC/AZ91D经固溶时效处理后,强度达到最大242MPa,伸长率达到2.3%,硬度达到132.26HV。
肖然[3]（2020）在《Ca对AZ91-Ce镁合金流变挤压铸造微观组织与力学性能的影响》文中研究表明镁合金作为最轻的金属工程材料,具有很多优点,被广泛应用在很多领域。特别是AZ91合金,作为目前开发最为成功、应用最为广泛的镁合金,它具有良好的铸造性能和耐腐蚀性能。但目前该合金在熔炼过程中易氧化燃烧,限制了其进一步推广应用。因此,提高AZ91合金的阻燃性,已成为一个亟待解决的问题。Ca是镁合金中合适的阻燃合金元素,和Ce联合加入阻燃效果较单一加入时好。但考虑到Ce元素价格昂贵,不应加入过多的Ce元素,本文向AZ91中添加了1%的Ce。Ca元素的添加虽然可以提高合金的阻燃性,但当Ca含量超过1%时,合金的力学性能迅速恶化。因此迫切需要找到一种方法,在保证优良阻燃性能的同时,提高AZ91-Ce-Ca合金的力学性能。气体搅拌法制备半固态浆料可以得到细小均匀的非枝晶初生相组织。挤压铸造采用的是一种低速、高压充型铸造方法,可以获得力学性能比较好的铸件。基于此,把AZ91-1Ce最为本文的基合金,首先研究了不同的Ca元素对重力铸造AZ91-1Ce-x Ca合金的微观组织、力学性能和阻燃性的影响,优化出Ca的含量为2%,保证其阻燃性。接下来研究如何提高AZ91-1Ce-2Ca合金的力学性能,重点研究了气体搅拌法制备半固态浆料组织及挤压和流变挤压下该合金的微观组织和力学性能,并对比了流变挤压铸造和挤压铸造两种不同铸造工艺。本文首先研究了Ca元素对重力铸造AZ91-1Ce-x Ca镁合金的力学性能和阻燃性的影响,阐明了Ca元素对合金阻燃性和力学性能影响的机制。相比于AZ91-1Ce合金,AZ91-1Ce-1Ca合金第二相量含量整体增加且细化,但随着Ca含量的继续增加,铸态组织中的第二相主要由粗大的网状Al2Ca组成,Al2Ca相厚度增加且大小分布不均。当Ca含量由0增加到3%时,AZ91-1Ce-x Ca合金的力学性能先增加后减小,当Ca含量为1%时,合金屈服强度、抗拉强度和延伸率达到最大分别为124MPa、195MPa、3.2%。随着Ca含量的增加,AZ91-1Ce-x Ca合金的燃点逐步提高,当Ca含量为2%时,其燃点为801?C,相比于AZ91-1Ce的燃点为597?C,提高了34.2%。结合阻燃性和力学性能这两方面,考虑到AZ91的熔炼通常在700～800?C之间进行,优化出AZ91-1Ce-x Ca合金中Ca的含量为2%。然后研究了AZ91-1Ce-2Ca合金半固态浆料制备,阐明了工艺参数对半固态制备的影响规律。研究表明,吹气速率的提高有利于浓度场和温度场的均匀分布和增加了异质形核核心,有利于大量形核,α-Mg初生相由树枝晶向球形颗粒状转变,尺寸不断减小,但吹气速率过大会导致初生相分布不均。另外,浇铸温度的降低和搅拌速率的增加也会使得半固态浆料组织初生相圆整度和体积分数不断提高,晶粒尺寸减小。因此,优化出的制浆工艺参数为:吹气速率为6L/min,浇铸温度587?C,搅拌速率为120r/min。接着研究了挤压铸造工艺参数对AZ91-1Ce-2Ca合金微观组织和力学性能的影响,并阐明了其影响规律。压力的增加能提高合金的过冷度和热传导率,在一定范围内提高了其过冷度,利于形核,随着压力的增大,合金的微观组织不断细化,力学性能整体提高。适当的降低浇铸温度可以降低铸件收缩过程中产生的缺陷,使合金组织得到细化,致密性提高,力学性能得到提高。在本文中,优化的挤压铸造工艺参数为:压力为130MPa,浇铸温度为600?C,此时AZ91-1Ce-2Ca合金的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为113.2MPa、142.9MPa和1.7%。最后研究了流变挤压铸造工艺参数对AZ91-1Ce-2Ca合金微观组织和力学性能的影响规律,并与挤压铸造进行了对比,阐明了其机制。随着压力的增大,流变挤压铸造合金微观组织不断细化,力学性能提高,其中压力对相图影响所带来的促进形核作用仅仅对剩余液相的形核会有作用,对初生相的形核是没有作用的。浇铸温度的降低和搅拌速率的增加也会让合金的微观组织得到细化,力学性能得到提高,但是搅拌速度对晶粒尺寸的影响表现在半固态制浆阶段。其中,优化的流变挤压铸造工艺参数为:压力为130MPa,浇铸温度为587?C,搅拌速率为120r/min,此时AZ91-1Ce-2Ca合金的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为130.1MPa、189.1MPa和2.4%。通过比较挤压铸造和流变挤压铸造可以得到,同等压力下,流变挤压铸造晶粒尺寸明显小于挤压铸造晶粒尺寸,力学性能大于挤压铸造力学性能。最后结果表明,在AZ91-1Ce合金中加入2%的Ca,并对AZ91-1Ce-2Ca合金进行流变成型（压力为130MPa,浇铸温度为587?C,搅拌速率为120r/min,吹气速率6L/min）,既保证了其阻燃性又提高了其力学性能。
李文杰[4]（2019）在《铝硅合金半固态流变压铸成形工艺及机理研究》文中认为铝合金半固态流变压铸成形技术在材料成形领域具有广阔的应用发展前景。而铝合金半固态浆料的制备、转移和成形是该技术的三个关键环节。当前主流的搅拌式制浆法搅拌强烈,晶粒球度较好,但浆料组织的宏观均匀性较差,并且由于散热缓慢,晶粒较为粗大。而当前主流的流动式制浆法浆料组织宏观均匀性好,并且由于散热快,晶粒较为细小,但搅拌不够强烈,微观均匀性差,晶粒球度较差。为了获得晶粒较细、圆度较好且宏微观组织较为均匀的半固态浆料,本研究创新性自主开发了“流动+搅拌”半固态浆料制备装置。通过转盘的旋转驱动浆料作离心运动,并通过固定在转盘上的搅拌柱对运动中的浆料进行强烈搅拌。本文提出,铝硅合金熔体在非流动与搅拌条件下的结晶过程是初生α-Al相柱状枝晶的生长和相邻柱状枝晶间相互干扰导致枝晶解体的综合过程。球晶的形成是结晶过程中相邻枝晶臂生长方向相互干扰的结果,这种干扰直接发生在枝晶形成过程之中,而不是之后。本研究通过对A356合金在1000℃/s的快速冷却条件下凝固组织的观察发现,相邻平行柱状枝晶主干间距d与柱状枝晶主干宽度t之间的比值逐渐增大时,柱状枝晶主干之间的枝晶臂和球晶组织逐渐发生演变,此外,相邻非平行柱状枝晶的端部或交汇处组织也发生一定的形态转变,均产生了规律性分布的球晶,从而证实了上述观点。由于在非流动与搅拌凝固条件下也能产生细小的球晶,可见球晶的形成并不完全依赖于流动与搅拌条件。本文认为,球晶的两种形成机制,枝晶剪切破碎机制和大量形核机制,在各自不同的条件下都可以成立,而并非相互排斥。不同的流动或搅拌条件对铝硅合金凝固过程中微观组织的形成有着不同的影响,流动或搅拌速度越高,枝晶剪切破碎机制的作用效果越弱,大量形核机制的作用效果越强。本研究在自主开发的“流动+搅拌”半固态浆料制备装置上开展了A356合金与ADC12合金的半固态浆料凝固实验。通过对A356合金和ADC12合金在流动与搅拌之后的水淬凝固组织的观察均发现,在流动与搅拌条件下,随着合金熔体流动与搅拌速度的增大,加强了熔体的散热效果,促进熔体同时形核而细化晶粒,而对于晶粒形态的影响,由于浆料内部的温度场和物质场经历了宏观均匀性向微观均匀性的转变,在浇注温度为620℃、结晶器温度为300℃、搅拌柱组数为4组条件下,当转盘转速低于600r/min时,随着转盘转速的提高,受到枝晶剪切破碎机制的影响越大,熔体内部紊乱程度逐渐增大,晶粒的圆度逐渐变差,而当转盘转速高于600r/min时,随着转盘转速的提高,熔体内部微观均匀程度逐渐增大,枝晶的形成逐渐受到抑制而倾向于大量形核,晶粒圆度逐渐变好。这一实验现象与上述观点吻合。将“流动+搅拌”半固态浆料制备装置应用于半固态流变压铸成形实验,并在同一副压铸模具上完成了液态压铸工艺与半固态流变压铸工艺的比较。A356合金的半固态浆料制备工艺参数为:浇注温度620℃、结晶器温度300℃、转盘转速1400r/min、搅拌柱组数4组;ADC12合金的半固态浆料制备工艺参数为:浇注温度590℃、结晶器温度200℃、转盘转速1400r/min、搅拌柱组数4组。压铸工艺参数均为:比压68MPa、射速2m/s、模温250℃。测试与分析结果显示,半固态流变压铸工艺对铸件显微组织均匀度与液态压铸工艺相比均有明显的提升,尤其是晶粒的平均直径均匀度。半固态流变压铸工艺对A356合金液态压铸试样铸态显微组织平均直径均匀度的优化率达54.7%,对A356合金液态压铸试样T6热处理态显微组织平均直径均匀度的优化率达50.3%,对ADC12合金液态压铸试样铸态显微组织平均直径均匀度的优化率达42.2%,对ADC12合金液态压铸试样T6热处理态显微组织平均直径均匀度的优化率达36.7%。半固态流变压铸工艺对铸件抗拉强度、断后伸长率以及硬度值与液态压铸工艺相比均有明显的提升,尤其是断后伸长率。半固态流变压铸工艺对A356合金液态压铸试样铸态断后伸长率优化率达56.4%,对A356合金液态压铸试样T6热处理态断后伸长率优化率达37.5%,对ADC12合金液态压铸试样铸态断后伸长率优化率达31.3%,对ADC12合金液态压铸试样T6热处理态断后伸长率优化率达50.0%。
袁圆[5]（2019）在《挤压-剪切工艺对AZ31镁合金组织与性能的影响研究》文中认为挤压-剪切工艺（简称ES）是将传统挤压与等径角挤压（ECAE）相结合的大变形加工技术。半固态挤压剪切工艺则是将半固态成形与挤压-剪切工艺结合起来的新开发的变形加工技术,该工艺综合了ES以及半固态成形工艺的优势,使加工难度降低,材料成形性能提升,组织与性能得到进一步优化。本文首先以课题组成熟的研究结果为基础,优化挤压剪切模具,之后通过DEFORM-3D挤压模拟,和AnyCasting浇注模拟,探究浇注以及挤压过程中的规律。在模拟理论的基础上选择不同剪切内角的挤压剪切模具（无转角、150°、135°）后,进行3组实验,分别是350℃常规挤压、450℃常规挤压、以及半固态挤压实验。本文选用铸态AZ31镁合金作为实验材料。通过AnyCasting进行AZ31镁合金浇注模拟,得到熔体温度-时间曲线,为后续半固态挤压参数提供理论支撑;DEFORM-3D进行挤压模拟,研究挤压过程的成形载荷、等效应变、速度场规律。后续进行常规挤压以及半固态挤压实验,并对挤压得到的棒材进行显微组织观察、显微硬度测试和拉伸性能实验,通过X射线衍射仪和扫描电子显微镜进行宏观织构测定和拉伸断口分析以及微观织构分析。结合模拟结果,探究剪切转角、挤压温度对常规挤压的影响,剪切转角对半固态挤压的影响,半固态挤压组织演变规律,以及对比半固态挤压与常规挤压,探究半固态挤压晶粒细化、织构弱化、改善组织性能不均匀性的作用。最终得到以下结果:AnyCasting浇注模拟表明,在浇注时间t=18±2s时,凝固率为80±5%,铸件中心部分存在少量液态,心部温度约为580±10℃,可以此作为半固态挤压成形的初始态浆料。DEFORM-3D挤压模拟表明,成形载荷随着剪切内角减小而增加,剪切内角越小,最终稳定的成形载荷越大,材料顺利挤出也越困难;等效应变随着转角的添加而增大,并且剪切内角越小,棒材累积的等效应变也越大,外侧等效应变差值越大,变形不均匀性增加;流速受转角的影响规律是,在通过常规挤压区时,有无转角,两侧流速都基本一致,而在等通道转角区,无转角时,材料中部流速最快,随着剪切转角加入,外侧材料流速大于内侧,随着剪切转角减小,流速差先增大再减小,最终两侧流速趋于一致;温度对成形载荷的影响是,降低温度,最大成形载荷增加,材料顺利挤出也越困难。剪切转角对350℃常规挤压的影响为,随着剪切转角加入,动态再结晶更充分,晶粒细化,剪切内角由150°减小至135°,晶粒进一步细化,但组织不均匀性增加;硬度提高,当剪切内角由150°减小至135°,硬度略有增加,同一剪切内角下,从内侧L至外侧R硬度先降低再升高,且内侧L硬度低于外侧R,135°时硬度不均匀性更明显;屈服强度上升1525MPa,抗拉强度上升1015MPa,延伸率下降13%,150°剪切内角下的综合力学性能最优,屈服强度237.5MPa、抗拉强度299.2MPa、延伸率11.3%。挤压温度对常规挤压剪切的影响为,与350℃相比,挤压温度升高至450℃后,显微组织为长大晶粒与未被吞噬小晶粒并存,晶粒尺寸明显增大,平均硬度小于350℃下的平均硬度,与350℃的基面织构强度相比,450℃基面织构强度显着下降,屈服强度、抗拉强度均下降,延伸率上升,并且同一横截面上组织与硬度分布依然不均匀;在450℃下,转角加入,抗拉强度下降。剪切转角对半固态挤压的影响为,引入剪切转角后,晶粒得到明显细化,剪切内角由150°减小至135°,晶粒略微长大,内外侧与中部M的组织差异不大,内侧L与外侧R组织无明显差异性;各区域硬度值均上升,135°与150°的平均硬度值基本持平,整体来看硬度分布较均匀;（0002）基面织构强度上升3-4;棒材屈服强度上升2040MPa,抗拉强度上升1020MPa,延伸率下降23%,150°剪切内角下的综合力学性能最优,屈服强度222.2MPa、抗拉强度308.5MPa、延伸率9.6%。对比半固态挤压以及350℃、450℃常规挤压的组织性能后发现,半固态挤压各区域为均匀细小组织,均匀性明显优于常规挤压,并且与450℃常规挤压相比,半固态晶粒细化效果明显,与350℃常规挤压相比,在加入转角后,半固态挤压也有一定程度晶粒细化效果;半固态挤压与350℃常规挤压硬度值较接近,均明显大于450℃常规挤压,半固态挤压下棒材横截面内侧L、中部M、外侧R硬度值无明显差异,硬度分布更加均匀;不同工艺下的横截面（0002）基面织构强度不同,半固态挤压更能有效弱化AZ31镁合金棒材的（0002）基面织构;对比不同工艺下拉伸性能发现,半固态挤压在组织上的细化以及基面织构的弱化有利于提高材料性能。
茆继美[6]（2017）在《流变压铸与挤压铸造AZ91-2Ca-1.5Ce镁合金微观组织和力学性能研究》文中提出镁合金因密度小、比强度和比刚度高等优势而在汽车和航空航天等领域具有广阔的应用前景。特别是AZ91合金是应用最广泛的压铸镁合金,其拥有良好的铸造性能,但其也面临两大关键问题,一是熔炼过程中极易氧化燃烧,产生夹杂;二是合金力学性能不高。因此,提高AZ91合金的力学性能,已成为一个亟待解决的问题。一方面,添加Ca和Ce能够显着提高AZ91合金的起燃温度,避免熔炼过程中的氧化燃烧,同时Ce作为稀土元素能够有效细化晶粒,产生耐高温的强化相,提高合金力学性能。另一方面,气体搅拌法制备半固态浆料可以得到初生相分布均匀,晶粒细小且圆整的半固态组织,促进铸造过程中熔体的相互滑动,同时初生相还能提高最终铸件的力学性能。基于此,本文以AZ91-2Ca-1.5Ce合金为研究对象,重点研究了气体搅拌法制备半固态浆料组织及流变压铸合金的微观组织和力学性能,并与流变挤压铸造工艺进行了对比研究。本文首先对AZ91-2Ca-xCe合金中Ce含量进行了优化,研究了不同Ce含量对液态金属型铸造合金微观组织和力学性能的影响,阐明了Ce元素对于组织细化,产生强化作用的机制。随着Ce含量的不断提高,合金晶粒尺寸越来越小,组织得到细化,合金力学性能不断提高,AZ91-2Ca-1.5Ce合金相较于AZ91-2Ca-0.5Ce合金,抗拉强度、屈服强度和延伸率分别提高了33%、33%和59%。之后探索了气体搅拌工艺参数对AZ91-2Ca-1.5Ce合金半固态浆料组织的影响规律。研究表明,随着吹气速率由2L/min提高到8L/min,初生相α-Mg相由最初的树枝状转变为蔷薇状或球状,而初生相颗粒的尺寸由70.88μm下降到35.54μm,而形状因子（圆整度）则由0.46提高到0.71,初生相所占的比例则几乎不变,约10%左右。另外,在吹气速率不变的情况下,随着浇铸温度由593°C降低到587°C,初生相尺寸和形状变化不大,而初生相占比逐渐增大,由5.55%提高到38.08%。然后重点对比研究了液态压铸和流变压铸AZ91-2Ca-1.5Ce合金的微观组织和力学性能。随着浇铸温度由585oC提高到595oC,流变压铸合金组织中初生α-Mg相由树枝状转变为蔷薇状或球状,初生相尺寸和比例也逐渐变小,力学性能则呈现为先升高后降低;随着压射速度的由2m/s提高到4m/s,初生相尺寸不断降低,第二相趋于均匀分布,力学性能也不断升高;随着压力由67MPa提高到73MPa,合金组织变化不明显,而力学性能提升幅度不大。当浇铸温度为590oC,压射速度为4m/s,压力为73MPa时,流变压铸AZ91-2Ca-1.5Ce合金的组织中初生相尺寸细小且圆整,组织中第二相均匀弥散分布,此时力学性能最好,抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为206MPa、173MPa和2.5%。随着浇铸温度从640oC提高到700oC,液态压铸合金组织不断细化、同时α-Mg相枝晶臂减少,第二相也趋于均匀分布;同时,抗拉强度和延伸率不断提高,屈服强度则几乎不变。当浇铸温度为700oC时,抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为191MPa、157MPa和1.7%。流变压铸合金的力学性能高于液态压铸,原因在于对于流变压铸过程,浇铸温度主要影响了合金熔体的冷却速率、初生相的形貌与占比和第二相的分布;更高的压射速度可以使得成型过程缩短,使合金组织更加紧密;随着压力的提高,一方面,促进凝固潜热的传递,提高冷却速率,同时也使得合金组织中的缺陷减少。最后,为了比较不同流变成型AZ91-2Ca-1.5Ce合金组织性能的差异,本课题开展了不同工艺参数下挤压铸造与流变挤压铸造AZ91-2Ca-1.5Ce合金的组织与性能试验。在流变挤压铸造条件下,在120MP压力下,当浇铸温度为593°C时,合金的力学性能最好,抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为170.9MPa、98.5MPa和3.6%。液态挤压铸造合金,当浇铸温度为600°C时,压力为120MPa时,合金的力学性能最好,此时抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为169.5MPa、99.3MPa和3.4%。结果显示,挤压铸造与流变挤压铸造AZ91-2Ca-1.5Ce合金峰值强度差异并不明显。最终结果表明,流变成型工艺能够有效提高压铸合金的力学性能。同时,流变压铸合金的力学性能要优于流变挤压铸造合金的力学性能。通过比较流变压铸与流变挤压铸造合金的微观组织可以发现,流变压铸AZ91-2Ca-1.5Ce合金中,组织更加均匀,初生相尺寸、形貌更加统一,第二相尺寸相较于流变挤压铸造合金更加细小。此外,流变挤压铸造合金中,第二相偏聚严重,这是由于流变挤压铸造合金过程中,持续时间长,冷却速率慢,导致初生相长大,从而溶质原子大量排到固液界面前沿,最后形成第二相造成的。流变压铸与流变挤压铸造合金的拉伸断裂方式不同,流变压铸合金断口中存在大量韧窝,为韧性断裂;而流变挤压铸造合金的断口中一方面存在着少量微裂纹,同时断口中可见撕裂棱和解理面,为解理断裂。
张扬[7]（2015）在《流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学行为研究》文中研究表明镁合金作为最轻的金属结构材料,具有密度低、比强度和比刚度高、电磁屏蔽性能好和易于回收等优点,符合当前社会对材料轻量化和绿色环保的要求,在航空航天、汽车、电子等领域表现出广阔的应用前景和强劲的发展势头。Mg-Al系合金的Ca合金化是目前发展低成本耐热镁合金的一个重要方向,Ca的添加能够显着改善Mg-Al系合金的耐热性能,并且具有很好的阻燃效果。但与此同时,Ca的加入会导致Mg-Al系合金的室温力学性能出现严重恶化,这大大限制了Mg-Al-Ca系合金的实际应用。因此,提高Mg-Al-Ca系合金的室温力学性能,解决Ca的添加带来的耐热性能、阻燃效果与室温力学性能之间的矛盾,已成为一个亟待解决的问题。挤压铸造是一种先进液态成型技术,既能够细化晶粒,又能够减少铸件中的缺陷。半固态成形技术则综合了液态成型和塑性加工的长处,被认为是21世纪最具发展前途的金属成形技术之一。半固态流变挤压铸造技术可以看成是半固态流变成形和挤压铸造的结合,同时具备了两者的优点,能显着提高合金的力学性能,是一种很有潜力的新成形技术。但是现有的流变挤压铸造研究集中于铝合金中,关于镁合金还没有研究。Mg-Al-Ca系合金的流变挤压铸造成形研究,有望大幅度提高合金的力学性能,并为镁合金半固态流变成形技术的开发和应用提供理论和实验依据。本文以AZ91-Ca合金为研究对象,采用差示扫描量热仪（DSC）、X射线衍射仪（XRD）、光学显微镜（OM）、带能谱分析（EDX）的扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等分析手段,首次研究了采用气泡搅拌制备AZ91-2wt.%Ca（AZX912）合金半固态浆料,系统研究了挤压铸造AZ91-1wt.%Ca（AZX911）合金和流变挤压铸造AZX912合金的微观组织和室温拉伸性能,对比研究了不同铸造工艺AZX912合金的高温力学行为,并进一步研究了热处理对流变挤压铸造AZX912合金的影响,从理论上分析了合金的细化机制、强化机理、压缩蠕变机制和半固态初生相的形核和生长机制。通过研究不同压力和浇注温度下挤压铸造AZX911合金的微观组织和室温拉伸性能,探明了挤压铸造工艺参数的影响规律。阐明了压力对AZX911合金的细化机理,压力升高一方面改善了凝固传热,提高了冷却速率,另一方面提高了AZX911合金液相线,使过冷度增大,促进了形核。共晶点的移动带来了第二相含量的增加。温度一定时,随压力增大,异质形核率vIhe先升高后降低,并推导出在压力为时,异质形核率vIhe达到最大值。揭示了近液相线铸造中蔷薇晶的形成机制,低过热度浇注时熔体整体过冷、大量形核后,相邻晶粒相互作用,抑制了枝晶生长。为了实现半固态浆料的快速高效制备,提出采用气泡搅拌法制备AZX912合金半固态浆料的方法与技术原型,并开发出实验装置。实验证明,这一方法能在30s内制备出α-Mg初生相平均颗粒尺寸小于50μm、平均圆整度大于0.7的AZX912合金半固态浆料。阐明了气泡搅拌制备半固态浆料过程中α-Mg初生相的形核和生长机制:气泡搅拌过程中,α-Mg初生相在熔体中直接形核生成,其生长形貌取决于气体流量,随气体流量增大,搅拌强度和紊流强度逐渐增大,α-Mg初生相的形貌呈现从枝晶到蔷薇晶再到球状晶的演变。考虑Ar气同时作为搅拌介质和冷却介质存在,首次构建了反映初生相形貌的形状因子fi与气体流量G关系的模型: 其中R0为无气泡搅拌条件下的初始凝固速率,A和B为常数;揭示了α-Mg初生相形状因子F与气体流量G之间的关系:,这一拟合结果与实验数据吻合得比较好。采用气泡搅拌制备半固态浆料与流变挤压铸造复合成形方法,实现了AZX912合金α-Mg相和第二相的细化。揭示了半固态浆料质量和压力对流变挤压铸造AZX912合金微观组织和室温拉伸性能的影响规律,获得了最佳工艺参数组合,当气体流量、浇注温度和压力分别为6L/min、596℃和120MPa时,AZX912合金达到最佳室温力学性能,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到110.2MPa、177.9MPa和3.3%。基于复合材料结构模型,阐明了半固态浆料质量对流变挤压铸造AZX912合金力学性能的影响规律。研究发现,半固态浆料制备工艺参数中,浆料浇注温度对流变成形合金的力学性能影响最大。阐明了流变挤压铸造AZX912合金的凝固行为,凝固过程包含两个非连续阶段,第一阶段为α-Mg初生相的形成和演变,第二阶段为半固态浆料在压力和低温模具作用下的快速凝固。对比研究了三种铸造工艺制备AZX912合金的高温力学行为。在25200℃范围内,流变挤压铸造样品均表现出最佳的拉伸性能,挤压铸造次之,重力铸造最差。在50100MPa和150200℃范围内,挤压铸造样品的压缩蠕变性能最佳,重力铸造次之,流变挤压铸造最差。流变挤压铸造样品晶粒尺寸最小,容易发生晶界滑移,与重力铸造相比,挤压铸造样品中更高的第二相含量为位错的湮灭和晶界迁移或滑动提供了更大的阻碍。揭示了合金的压缩蠕变机制,在200℃和50100MPa范围内,三种铸造工艺制备AZX912合金的蠕变应力指数n在7.98.4这一很小的范围内波动,属于Ⅲ类蠕变,这一蠕变过程受非基面位错运动的控制,在100MPa和150200℃范围内,三种铸造工艺制备AZX912合金的蠕变激活能Q在118145k J/mol这一范围内变化,随蠕变温度的升高,存在蠕变类型的变化,从受空位扩散控制的位错攀移回复的Ⅱ类蠕变转变为受非基面位错运动的控制的Ⅲ类蠕变。为进一步提高流变挤压铸造AZX912合金的性能,研究了固溶和时效处理对其微观组织和室温拉伸性能的影响规律。410℃固溶过程中,β-Mg17Al12相固溶进入基体,未溶解的Al2Ca相形貌改善,延伸率显着提高。225℃时效过程中,β-Mg17Al12相不断析出,在96h达到时效峰值,其中连续析出占主导地位。基体中经时效析出的β-Mg17Al12相有很好的强化作用,但对塑性的负面作用显着。
黄文先[8]（2014）在《超声原位镁基复合材料制备及流变成形研究》文中研究说明随着人们节能与环保意识的增强，镁合金作为最轻的金属结构材料之一，越来越受到青睐。颗粒增强镁基复合材料是近年来发展起来的新材料。其制备方法按颗粒来源分为外加法和原位法。原位法与传统外加法相比具有增强颗粒尺寸小、界面无污染、热稳定性好、制备成本低等优点。近年来，用超声波对金属熔体进行处理，超声波在熔体内传播时，会产生声流效应和声空化效应，其在改变物质的一些物理、化学和生物特性，改善颗粒与熔体间的润湿性、迫使颗粒在熔体中均匀分散等方面发挥重要作用，该项技术被广泛应用于复合材料的制备。半固态成形作为一种新型材料加工技术主要有触变成形和流变成形两种，与触变成形相比，流变成形技术具有工艺流程短、设备简单、生产成本低、节能环保等优点。本文采用超声原位法制备了Al2Y/AZ91镁基复合材料，并对该复合材料进行了流变成形研究。主要研究内容及成果如下：从热力学和动力学两方面着手，分析AZ91合金中原位生成Al2Y的可能性及外部因素对反应的影响。计算了Mg-Al-Y三元合金的混合焓、过剩熵与过剩自由能，建立了原位合成Al2Y的动力学模型，推导了动力学方程。在AZ91镁合金中加入Mg-Y中间合金，生成Al2Y增强相，研究了稀土Y的加入量和超声工艺参数对增强相及材料显微组织的影响规律。对熔体施加超声后，生成的复合材料显微组织相对基体明显细化，α-Mg晶粒变小，数量有所增加，β-Mg17Al12相由断续的骨骼状逐渐变为断续的短链状或颗粒状。随着超声功率和超声时间的增加，Al2Y在熔体内均匀分布，数量也明显增加，而且变的细小。Y的含量小于3％时，Al2Y颗粒没有团聚现象。超声法制备了Al2Y/AZ91镁基复合材料半固态浆料，研究不同超声工艺参数对镁基复合材料半固态浆料组织的作用规律，揭示了镁基复合材料半固态组织在超声场作用下的形成机理。超声法制备的复合材料半固态浆料的微观组织随着超声启振温度变化而变化，在Al2Y/AZ91镁基复合材料近液相线（温度600℃）时导入超声波，超声振动60s后，初生晶粒细小、圆整，半固态浆料的平均晶粒直径为75μｍ，平均形状系数为0.7。研究超声原位Al2Y/AZ91镁基复合材料流变性能，根据实验数据拟合结果，建立了超声原位Al2Y/AZ91镁基复合材料半固态浆料流变模型。Al2Y/AZ91镁基复合材料半固态浆料的表观粘度随Al2Y的体积分数及固相分数的增加而增大。在固相分数小于0.23时，表观粘度增加的速度比较缓慢，而固相分数大于0.23后增加的速度相对较快。在相同实验条件下，随着超声功率的增加，复合材料半固态浆料的表观粘度ηmmc逐渐降低。在模拟软件二次开发平台上，对Al2Y/AZ91镁基复合材料的流变成形进行模拟，对半固态镁基复合材料的充型及凝固过程进行分析讨论，对铸造缺陷进行了分析预测。利用超声振动法制备Al2Y/AZ91镁基复合材料半固态浆料，进行镁基复合材料的流变成形实验。研究不同工艺参数对镁基复合材料力学性能的影响，为镁基复合材料的推广和应用提供实验依据与理论基础。
徐岩[9]（2014）在《往复镦—挤变形镁合金半固态组织及触变成形性研究》文中研究说明镁合金具有密度小、比强度高、比刚度大等诸多优点,因此在航空航天、汽车、电子通讯等领域具有广泛的应用前景。但因其具有的密排六方（Hexagonal Closed-Packed,简称HCP）晶体结构和较少的滑移系,使传统的镁合金在低温和室温条件下塑性变形困难,铸造镁合金的应用也因成形工艺的局限性而受到限制。但半固态金属成形技术的出现克服了铸造和锻造的不足,能够实现高性价比镁合金零件的生产,成为镁合金工业化应用的实用技术。半固态坯料的制备是半固态成形技术成败的关键所在,而应变诱导熔化激活法（Strain-Induced Melt Activation,简称SIMA法）成为极具工业应用前景的半固态坯料制备方法。鉴于现有制备半固态坯料的SIMA法存在的预变形坯料形状改变严重和组织不均匀等不足,本文提出了一种基于往复镦-挤（Repetitive Upsetting-Extrusion,简称RUE）大变形制备镁合金半固态坯料的新SIMA法。该方法具有工艺简便、易实现大变形、能保持坯料原有形状尺寸、材料利用率高等优点。其基本过程是:利用RUE形变实现镁合金材料的大应变诱导变形,使第二相充分碎化的同时,基体相也得到一定程度的细化,然后通过合理的半固态等温热处理,得到具有组织细小、球化程度好的半固态球晶化组织。本文围绕RUE大变形制备金属半固态坯料的新SIMA法,以AZ61和AZ91D镁合金为对象,系统地开展了镁合金半固态坯料制备与触变成形性的研究。借助等温热压缩模拟实验,建立了镁合金热变形的本构模型,提供了铸态AZ61和AZ91D镁合金变形安全性判据的热变形加工图,建立了两种镁合金材料在等温形变过程中的动态再结晶动力学方程;通过RUE工艺数值模拟与试验研究,揭示了镁合金RUE变形过程的组织演变规律;通过研究RUE镁合金半固态等温热处理过程中的组织演变规律,阐明了半固态组织球晶化的主要影响因素与微观机制,建立了RUE变形与等温处理工艺参数的协调匹配关系,提出了RUE镁合金半固态组织形态的控制原理与方法;对RUE镁合金进行了半固态触变压缩实验,分析了触变压缩过程中流变曲线的特征及液相的流动规律,探讨了变形参数对流变曲线和压缩变形微观组织的影响规律;通过筒型件触变成形工艺试验及制件的组织性能研究,阐明了半固态坯料制备与触变成形工艺条件对最终制件组织性能的影响规律。通过本文的研究,确立了一条制备高质量镁合金半固态坯料的实用化技术。解决了相关的基础科学问题,突破关键工艺技术难点,掌握了工艺规律,为该工艺的推广应用及工艺参数优化奠定基础,对丰富半固态加工方法与理论、促进半固态加工技术进步、拓展镁合金应用领域和推动镁合金工业发展,均具有极其重要意义。
李亚庚,毛卫民,朱文志,杨斌,朱达平[10]（2013）在《连续冷却条件下半固态7075铝合金的流变性能》文中研究指明通过差示扫描量热法确定半固态7075铝合金温度与固相分数的关系,采用Couette型同轴双筒流变仪研究连续冷却状态下半固态7075铝合金浆料的表观黏度及其影响因素。结果表明:在连续冷却条件下,当剪切速率（）不变时,冷却速率（v）越大,半固态7075铝合金浆料的表观黏度（ηa）越大;当冷却速率一定时,剪切速率越大,相同温度时半固态7075铝合金浆料的表观黏度越小。对半固态7075铝合金浆料的表观黏度与冷却速率、剪切速率及固相分数（fs）的关系进行数值拟合,为半固态7075铝合金成形的计算机模拟提供了依据:当剪切速率=61.235 s-1时,ηa=（0.21+0.18v）exp（3.99fs）;当冷却速率v=4℃/min时,ηa=2.23exp（3.87）exp（-0.01fs）。
二、连续冷却条件下半固态AZ91D镁合金组织及流变特性（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、连续冷却条件下半固态AZ91D镁合金组织及流变特性（论文提纲范文）
（1）固相合成SCFs/AZ31镁基复合材料的组织演变及强化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 碳纤维增强镁基复合材料 |
| 1.1.1 镁及镁合金的特点与应用 |
| 1.1.2 镁合金中的动态再结晶行为 |
| 1.1.3 镁合金动态再结晶的影响因素 |
| 1.1.4 碳纤维的特点与复合材料中的应用 |
| 1.2 碳纤维增强镁基复合材料制备工艺及研究现状 |
| 1.2.1 液相合成制备碳纤维增强镁基复合材料 |
| 1.2.2 固相合成制备碳纤维增强镁基复合材料 |
| 1.2.3 半固态成形工艺制备金属基复合材料 |
| 1.3 本论文选题意义及主要研究内容 |
| 1.3.1 选题意义 |
| 1.3.2 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 AZ31 镁合金屑 |
| 2.1.2 短切碳纤维 |
| 2.2 试验模具及设备 |
| 2.2.1 挤压模具设计及加工 |
| 2.2.2 试验主要设备 |
| 2.3 试验工艺过程及技术路线 |
| 2.3.1 固相合成工艺 |
| 2.3.2 半固态辅助固相合成工艺 |
| 2.4 显微组织与结构分析 |
| 2.4.1 光学显微组织观察 |
| 2.4.2 扫描电镜显微组织分析 |
| 2.4.3 透射电镜分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 SCFs含量对复合材料微观组织和性能的影响与强化机制 |
| 3.1 短切碳纤维含量对复合材料微观组织与力学性能的影响 |
| 3.1.1 不同短切碳纤维含量复合材料的组织演变 |
| 3.1.2 不同短切碳纤维含量复合材料的力学性能及断裂行为分析 |
| 3.2 SCFs/AZ31 镁基复合材料强化机制分析 |
| 3.2.1 载荷传递强化机制 |
| 3.2.2 细晶强化机制 |
| 3.2.3 热残余应力强化机制 |
| 3.2.4 奥罗万强化机制 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 SCFs/AZ31 镁基复合材料固相合成组织演变与性能表征 |
| 4.1 球磨混合屑料的组织表征 |
| 4.2 预制坯料的组织表征 |
| 4.3 热挤压对复合材料组织与性能的影响 |
| 4.3.1 不同挤压温度下复合材料的组织演变 |
| 4.3.2 不同挤压温度下复合材料的力学性能及断裂行为 |
| 4.3.3 不同挤压比下复合材料的组织演变 |
| 4.3.4 不同挤压比下复合材料的力学性能及断裂行为 |
| 4.4 短切碳纤维对复合材料的晶粒细化机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 等温处理条件下镁基复合材料组织特征与性能调控 |
| 5.1 预制坯料和半固态坯料组织表征 |
| 5.2 等温处理条件下复合材料组织演变 |
| 5.2.1 等温温度对复合材料动态再结晶晶粒及β相的调控 |
| 5.2.2 等温时间对复合材料动态再结晶晶粒及β相的调控 |
| 5.3 动态再结晶晶粒尺寸对复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 β-Mg_(17)Al_(12)相对复合材料力学性能的影响 |
| 5.5 晶粒尺寸、β-Mg_(17)Al_(12)相的协同强化机制研究 |
| 5.6 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 |
（2）SiCp/AZ91D半固态挤压组织与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3 金属基复合材料半固态成形工艺 |
| 1.3.1 流变成形 |
| 1.3.2 触变成形 |
| 1.4 金属基复合材料半固态坯料的制备方法 |
| 1.4.1 机械搅拌法 |
| 1.4.2 超声振动搅拌法 |
| 1.4.3 应变激活法 |
| 1.4.4 喷射铸造法 |
| 1.4.5 半固态等温处理法 |
| 1.4.6 近液相线保温法 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料及制备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 半固态坯料的制备工艺 |
| 2.2.3 半固态坯料的半固态挤压成形工艺 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 半固态挤压模具设计 |
| 2.3.2 颗粒增强镁基复合材料的半固态挤压成形试验 |
| 2.3.3 固溶时效处理 |
| 2.4 材料组织测试 |
| 2.4.1 光学显微组织分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 SEM组织分析 |
| 2.4.4 EDS测试分析 |
| 2.4.5 EBSD分析 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.5.2 显微硬度测试 |
| 第3章 SiCp/AZ91D半固态坯料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态AZ91D显微组织与性能 |
| 3.3 SiCp/AZ91D半固态坯料的制备 |
| 3.3.1 SiCp/AZ91D复合材料成分及代号的设计 |
| 3.3.2 制备SiCp/AZ91D复合坯料半固态搅拌温度的确定 |
| 3.3.3 近液相线保温制备SiCp/AZ91D半固态坯料工艺 |
| 3.4 SiCp/AZ91D半固态坯料的显微组织 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 半固态挤压对 AZ91D及SiCp/AZ91D 复合材料组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 半固态挤压对AZ91D显微组织的影响 |
| 4.3 半固态挤压对AZ91D性能的影响 |
| 4.3.1 半固态挤压对AZ91D力学性能的影响 |
| 4.3.2 半固态挤压AZ91D镁合金拉伸断口形貌 |
| 4.3.3 半固态挤压对AZ91D显微硬度的影响 |
| 4.4 半固态挤压对SiCp/AZ91D复合材料显微组织的影响 |
| 4.5 半固态挤压对SiCp/AZ91D复合材料性能的影响 |
| 4.5.1 半固态挤压对SiCp/AZ91D复合材料力学性能的影响 |
| 4.5.2 半固态挤压SiCp/AZ91D复合材料拉伸断口形貌 |
| 4.5.3 半固态挤压对SiCp/AZ91D复合材料显微硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 热处理对挤压后AZ91D及 SiCp/AZ91D复合材料组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理对挤压后AZ91D显微组织的影响 |
| 5.3 热处理对挤压后AZ91D性能的影响 |
| 5.3.1 热处理对挤压后AZ91D力学性能的影响 |
| 5.3.2 热处理后挤压态AZ91D拉伸断口形貌 |
| 5.3.3 热处理对挤压后AZ91D显微硬度的影响 |
| 5.4 热处理对挤压后SiCp/AZ91D复合材料显微组织的影响 |
| 5.5 热处理对挤压后SiCp/AZ91D复合材料性能的影响 |
| 5.5.1 热处理对挤压后SiCp/AZ91D复合材料力学性能的影响 |
| 5.5.2 热处理后挤压态SiCp/AZ91D复合材料拉伸断口形貌 |
| 5.5.3 热处理对挤压后SiCp/AZ91D复合材料显微硬度的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）Ca对AZ91-Ce镁合金流变挤压铸造微观组织与力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁合金概述 |
| 1.2.1 镁的基本性质 |
| 1.2.2 镁合金细晶强化技术 |
| 1.2.3 镁合金的应用前景 |
| 1.3 阻燃镁合金研究概述 |
| 1.3.1 镁氧化原因分析 |
| 1.3.2 镁合金的阻燃方法 |
| 1.3.3 阻燃镁合金研究存在的问题与发展趋势 |
| 1.4 流变挤压铸造成型技术研究概况 |
| 1.4.1 半固态成型技术的工艺特点 |
| 1.4.2 流变成型技术发展概况 |
| 1.4.3 流变挤压铸造研究现状 |
| 1.5 本课题的研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 合金成分 |
| 2.3 制备方法 |
| 2.3.1 合金的熔炼 |
| 2.3.2 半固态浆料 |
| 2.3.3 挤压铸造和流变挤压铸造 |
| 2.4 显微组织观察与分析 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 XRD物相分析 |
| 2.4.3 SEM和 EDX分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 拉伸试验 |
| 2.5.2 阻燃性测试 |
| 参考文献 |
| 第三章 Ca对 AZ91-1Ce合金力学性能与阻燃性的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ca含量对重力铸造AZ91-1Ce合金微观组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 微观组织 |
| 3.2.2 力学性能 |
| 3.3 Ca含量对AZ91-1Ce合金阻燃性的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 AZ91-1Ce-2Ca合金半固态浆料气体搅拌制备研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 吹气速率的影响 |
| 4.3 搅拌速率的影响 |
| 4.4 浇铸温度的影响 |
| 4.5 非枝晶组织形成机理分析 |
| 4.6 工艺参数对半固态组织的影响分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 挤压铸造AZ91-1Ce-2Ca合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 压力对微观组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 挤压铸造的微观组织 |
| 5.2.2 挤压铸造的力学性能 |
| 5.3 浇铸温度对微观组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 挤压铸造的微观组织 |
| 5.3.2 挤压铸造的力学性能 |
| 5.4 分析讨论 |
| 5.4.1 压力的影响 |
| 5.4.2 浇铸温度的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 流变挤压铸造AZ91-1Ce-2Ca合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 压力对微观组织和力学性能的影响以及不同成型工艺对比 |
| 6.2.1 流变挤压铸造的微观组织和不同成型工艺微观组织对比 |
| 6.2.2 流变挤压铸造的力学性能和不同成型工艺的力学性能对比 |
| 6.3 浇铸温度对微观组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 流变挤压铸造的微观组织 |
| 6.3.2 流变挤压铸造的力学性能 |
| 6.4 搅拌速率对微观组织和力学性能的影响 |
| 6.4.1 流变挤压铸造的微观组织 |
| 6.4.2 流变挤压铸造的力学性能 |
| 6.5 分析讨论 |
| 6.5.1 流变挤压铸造凝固行为 |
| 6.5.2 压力的影响 |
| 6.5.3 搅拌速率的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的学术成果 |
（4）铝硅合金半固态流变压铸成形工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 本论文的研究背景及意义 |
| 1.2 铝合金半固态浆料组织形成机理国内外研究现状 |
| 1.2.1 枝晶的破碎机理 |
| 1.2.2 液相直接形核生成非枝晶的机理 |
| 1.3 铝合金半固态浆料制备工艺国内外研究现状 |
| 1.3.1 搅拌法 |
| 1.3.2 流动法 |
| 1.3.3 复合法 |
| 1.4 铝合金半固态流变压铸成形技术国内外研究现状 |
| 1.5 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法与装置 |
| 2.1 铝硅合金半固态流变成形原理 |
| 2.1.1 半固态流变成形过程与目标 |
| 2.1.2 半固态流变成形过程的固相率分配 |
| 2.1.3 半固态流变成形过程的浆料均匀性 |
| 2.1.4 半固态流变成形过程的冷却效率 |
| 2.2 半固态浆料制备实验装置设计与工艺分析 |
| 2.2.1 半固态浆料制备实验装置设计 |
| 2.2.2 半固态浆料制备工艺分析 |
| 2.3 实验材料的选取 |
| 2.4 本论文的研究技术路线与实验方案 |
| 2.4.1 技术路线 |
| 2.4.2 实验方案 |
| 2.5 半固态流变压铸成形实验方法 |
| 2.5.1 合金的熔炼 |
| 2.5.2 半固态浆料的制备 |
| 2.5.3 压铸成形 |
| 2.6 合金的热处理 |
| 2.6.1 A356合金的热处理 |
| 2.6.2 ADC12合金的热处理 |
| 2.7 试样的测试与分析 |
| 2.7.1 浆料凝固试样的测试与分析 |
| 2.7.2 压铸成形试样的测试与分析 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 铝硅合金半固态浆料制备实验结果与分析 |
| 3.1 A356合金半固态浆料制备实验结果与分析 |
| 3.1.1 非流动与搅拌条件下浇注温度/冷却介质对浆料组织的影响 |
| 3.1.2 流动与搅拌条件下浇注温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.3 流动与搅拌条件下结晶器温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.4 流动与搅拌条件下转盘转速对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.5 流动与搅拌条件下搅拌柱组数对半固态浆料组织的影响 |
| 3.1.6 析出相的EDS检测结果与分析 |
| 3.1.7 半固态浆料制备正交实验与分析 |
| 3.2 ADC12合金半固态浆料制备实验结果 |
| 3.2.1 非流动与搅拌条件下浇注温度/冷却介质对浆料组织的影响 |
| 3.2.2 流动与搅拌条件下浇注温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.3 流动与搅拌条件下结晶器温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.4 流动与搅拌条件下转盘转速对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.5 流动与搅拌条件下搅拌柱组数对半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.6 析出相的EDS检测结果与分析 |
| 3.2.7 半固态浆料制备实验的正交分析 |
| 3.3 半固态浆料制备实验结果分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 铝硅合金半固态流变压铸成形实验结果与分析 |
| 4.1 A356合金半固态流变压铸成形实验结果与分析 |
| 4.1.1 铸态试样金相分析 |
| 4.1.2 铸态试样力学性能分析 |
| 4.1.3 热处理态试样金相分析 |
| 4.1.4 热处理态试样力学性能分析 |
| 4.2 ADC12合金半固态流变压铸成形实验结果与分析 |
| 4.2.1 铸态试样金相分析 |
| 4.2.2 铸态试样力学性能分析 |
| 4.2.3 热处理态试样金相分析 |
| 4.2.4 热处理态试样力学性能分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 铝硅合金半固态流变压铸成形机理与工艺路线 |
| 5.1 铝硅合金液态凝固组织形成机理 |
| 5.1.1 液态凝固过程枝晶的形成机理 |
| 5.1.2 液态凝固过程球晶的形成机理 |
| 5.2 铝硅合金半固态浆料组织形成机理 |
| 5.2.1 单纯搅拌式制浆机理 |
| 5.2.2 单纯流动式制浆机理 |
| 5.2.3 “流动+搅拌”式制浆机理 |
| 5.2.4 流动与搅拌对半固态浆料组织的影响 |
| 5.2.5 半固态浆料组织形成机理的演变规律 |
| 5.3 铝硅合金半固态浆料制备工艺路线及原理 |
| 5.3.1 半固态浆料的制备目标 |
| 5.3.2 单纯搅拌式制浆工艺路线及原理 |
| 5.3.3 单纯流动式制浆工艺路线及原理 |
| 5.3.4 “流动+搅拌”式制浆工艺路线及原理 |
| 5.4 铝硅合金半固态浆料转移工艺原理 |
| 5.5 铝硅合金半固态压铸凝固组织形成机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 进一步工作的方向 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的研究成果 |
（5）挤压-剪切工艺对AZ31镁合金组织与性能的影响研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁合金概述 |
| 1.2 变形镁合金晶粒细化方法及机制 |
| 1.2.1 液态工艺细化晶粒法 |
| 1.2.2 镁合金传统挤压及ECAP工艺 |
| 1.2.3 挤压剪切工艺 |
| 1.3 镁合金的动态再结晶 |
| 1.4 半固态成形技术 |
| 1.4.1 半固态金属成形工艺 |
| 1.4.2 半固态成形的特点及优势 |
| 1.4.3 镁合金半固态成形研究进展 |
| 1.5 课题研究内容、目的及意义 |
| 1.5.1 目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验内容 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验材料选取及模具优化 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 模具优化 |
| 2.3 AnyCasting铸造模拟 |
| 2.3.1 分析建模 |
| 2.3.2 参数设置 |
| 2.4 Deform-3D成形模拟 |
| 2.4.1 分析建模 |
| 2.4.2 参数设置 |
| 2.5实际实验 |
| 2.5.1常规挤压剪切实验 |
| 2.5.2半固态挤压剪切实验 |
| 2.6 显微组织分析 |
| 2.6.1 金相分析 |
| 2.6.2 晶粒度测定 |
| 2.6.3 宏观织构分析(XRD) |
| 2.6.4 扫描电镜(SEM) |
| 2.7 力学性能分析 |
| 2.7.1显微硬度实验 |
| 2.7.2 拉伸性能测试 |
| 2.8 本章小结 |
| 3 模拟结果 |
| 3.1 AZ31 镁合金AnyCasting铸造模拟 |
| 3.1.1 充型过程分析 |
| 3.1.2 凝固过程分析 |
| 3.2 Deform3D成形模拟 |
| 3.2.1 不同剪切内角下成形载荷变化 |
| 3.2.2 不同转角等效应变情况 |
| 3.2.3 不同转角挤压速度场情况 |
| 3.2.4 不同温度成形载荷变化 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 常规挤压剪切探究 |
| 4.1 不同转角下金相组织分析 |
| 4.2 不同转角下显微硬度分析 |
| 4.3 不同转角下拉伸性能测试 |
| 4.3.1 室温拉伸性能 |
| 4.3.2 拉伸断口分析 |
| 4.4 不同剪切内角下宏观织构分析 |
| 4.5 挤压温度对组织性能的影响 |
| 4.5.1 金相组织变化 |
| 4.5.2 显微硬度对比 |
| 4.5.3 拉伸性能对比 |
| 4.5.4 宏观织构变化 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 半固态挤压剪切研究 |
| 5.1 半固态挤压过程组织演变 |
| 5.2 不同剪切内角下金相组织分析 |
| 5.3 不同剪切内角下显微硬度分析 |
| 5.4 不同剪切内角下拉伸性能测试 |
| 5.5 不同剪切内角下宏观织构分析 |
| 5.6 半固态挤压剪切与常规挤压剪切的对比 |
| 5.6.1 显微组织对比 |
| 5.6.2 显微硬度对比 |
| 5.6.3 拉伸性能对比 |
| 5.6.4 织构对比 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（6）流变压铸与挤压铸造AZ91-2Ca-1.5Ce镁合金微观组织和力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁合金概述 |
| 1.2.1 镁合金合金化进展 |
| 1.2.2 镁合金快速凝固技术 |
| 1.2.3 镁合金的应用前景 |
| 1.3 AZ91 合金研究现状 |
| 1.4 半固态技术及流变成型工艺现状 |
| 1.4.1 半固态技术简介 |
| 1.4.2 半固态浆料的制备 |
| 1.4.3 流变成形工艺 |
| 1.4.4 半固态非枝晶组织的形成机制 |
| 1.5 本课题的研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 合金熔体制备 |
| 2.1.1 合金成分 |
| 2.1.2 合金的熔炼 |
| 2.2 制备方法 |
| 2.2.1 半固态浆料的制备 |
| 2.2.2 液态压铸及流变压铸合金的工艺 |
| 2.2.3 挤压铸造及流变挤压铸造合金的工艺 |
| 2.3 显微组织观察与分析 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 XRD物相分析 |
| 2.3.3 SEM分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸试验 |
| 参考文献 |
| 第三章 AZ91-2Ca-xCe合金成分优化及气体搅拌制备半固态浆料组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态合金微观组织、力学性能与断口分析 |
| 3.2.1 不同Ce含量下合金的微观组织 |
| 3.2.2 不同Ce含量下合金的室温力学性能 |
| 3.2.3 重力铸造AZ91-2Ca-xCe合金组织断裂行为 |
| 3.3 AZ91-2Ca-1.5Ce合金半固态浆料的微观组织 |
| 3.3.1 不同吹起速率下合金半固态浆料的微观组织 |
| 3.3.2 不同浇铸温度下合金半固态浆料的微观组织 |
| 3.3.3 非枝晶初生相的形成机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 流变压铸AZ91-2Ca-1.5Ce合金微观组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同浇铸温度下液态压铸合金的微观组织和力学性能 |
| 4.2.1 不同浇铸温度下液态压铸合金微观组织 |
| 4.2.3 不同浇铸温度下液态压铸合金的力学性能 |
| 4.3 不同浇铸温度下流变压铸合金的微观组织和力学性能 |
| 4.3.1 不同浇铸温度下流变压铸合金的微观组织 |
| 4.3.2 不同浇铸温度下流变压铸合金的力学性能 |
| 4.4 不同压射速度下流变压铸合金的微观组织和力学性能 |
| 4.4.1 不同压射速度下流变压铸合金的微观组织 |
| 4.4.3 不同压射速度下流变压铸合金的力学性能 |
| 4.5 不同压机压力下流变压铸合金的微观组织和力学性能 |
| 4.5.1 不同压力下流变压铸合金的微观组织 |
| 4.5.3 不同压力下流变压铸合金的力学性能 |
| 4.6 液态压铸与流变压铸合金的断裂行为 |
| 4.6.1 浇铸温度对液态压铸及流变压铸合金的断裂行为的影响 |
| 4.6.2 压射速度对流变压铸合金的断裂行为的影响 |
| 4.6.3 压力对流变压铸合金的断裂行为的影响 |
| 4.7 流变压铸合金的凝固过程 |
| 4.8 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 不同流变成形工艺对AZ91-2Ca-1.5Ce合金组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 挤压铸造与流变挤压铸造合金的微观组织和力学性能对比 |
| 5.3 不同流变成型工艺AZ91-2Ca-1.5Ce合金的组织和性能对比 |
| 5.4 不同流变成型工艺AZ91-2Ca-1.5Ce合金的断裂行为对比 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的成果 |
（7）流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁合金的性质、特点及应用 |
| 1.1.1 镁的基本性质 |
| 1.1.2 镁合金的特点 |
| 1.1.3 镁合金的应用前景 |
| 1.2 AZ91镁合金性能的改进 |
| 1.2.1 AZ91合金简介 |
| 1.2.2 阻燃 |
| 1.2.3 耐热 |
| 1.2.4 细化 |
| 1.3 半固态流变成形 |
| 1.3.1 半固态成形简介 |
| 1.3.2 半固态浆料制备方法 |
| 1.3.3 流变成形工艺 |
| 1.4 半固态非枝晶组织形成机理 |
| 1.4.1 强搅拌 |
| 1.4.2 弱搅拌 |
| 1.5 本课题的研究目的、意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 原材料 |
| 2.3 制备方法 |
| 2.3.1 合金熔炼 |
| 2.3.2 挤压铸造 |
| 2.3.3 半固态浆料制备 |
| 2.3.4 流变挤压铸造 |
| 2.3.5 热处理工艺 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 2.4.3 压缩蠕变行为测试 |
| 2.5 分析表征 |
| 2.5.1 热分析 |
| 2.5.2 光学显微分析 |
| 2.5.3 相组成分析 |
| 2.5.4 扫描电镜分析 |
| 2.5.5 透射电镜分析 |
| 参考文献 |
| 第三章 挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同压力下挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 3.2.1 微观组织 |
| 3.2.2 室温拉伸性能 |
| 3.3 不同浇注温度下挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能 |
| 3.3.1 微观组织 |
| 3.3.2 室温拉伸性能 |
| 3.4 分析讨论 |
| 3.4.1 压力的影响 |
| 3.4.2 浇注温度的影响 |
| 3.4.3 Ca元素的影响 |
| 3.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同气体流量下流变挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 4.2.1 半固态浆料微观组织 |
| 4.2.2 流变挤压铸造微观组织 |
| 4.2.3 室温拉伸性能 |
| 4.3 不同浇注温度下流变挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 4.3.1 半固态浆料微观组织 |
| 4.3.2 流变挤压铸造微观组织 |
| 4.3.3 室温拉伸性能 |
| 4.4 不同压力下流变挤压铸造AZ91-Ca合金的微观组织和力学性能 |
| 4.4.1 流变挤压铸造微观组织 |
| 4.4.2 室温拉伸性能 |
| 4.5 分析讨论 |
| 4.5.1 非枝晶初生相形成机理 |
| 4.5.2 流变挤压铸造的凝固行为 |
| 4.5.3 半固态浆料的影响 |
| 4.5.4 压力的影响 |
| 4.6 小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金微观组织和力学行为对比研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金的微观组织和室温拉伸性能 |
| 5.2.1 微观组织 |
| 5.2.2 室温拉伸性能 |
| 5.3 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金的高温拉伸性能 |
| 5.3.1 高温拉伸性能 |
| 5.3.2 断裂行为 |
| 5.4 不同铸造工艺制备AZ91-Ca合金的压缩蠕变行为 |
| 5.4.1 铸造工艺对压缩蠕变行为的影响 |
| 5.4.2 温度对压缩蠕变行为的影响 |
| 5.4.3 应力对蠕变行为的影响 |
| 5.5 分析讨论 |
| 5.5.1 微观组织差异 |
| 5.5.2 高温强化机理 |
| 5.5.3 蠕变机制 |
| 5.5.4 不同工艺制备AZX912合金蠕变行为的差异 |
| 5.6 小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 流变挤压铸造AZ91-Ca合金热处理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 固溶处理对流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 微观组织 |
| 6.2.2 室温拉伸性能 |
| 6.3 时效处理对流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 时效硬化曲线 |
| 6.3.2 微观组织 |
| 6.3.3 室温拉伸性能 |
| 6.4 分析讨论 |
| 6.4.1 固溶处理的作用 |
| 6.4.2 时效处理的作用 |
| 6.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论和创新点 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表学术论文和申请专利情况 |
| 学术论文 |
| 申请专利 |
（8）超声原位镁基复合材料制备及流变成形研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁基复合材料应用研究现状 |
| 1.2.1 镁基复合材料应用现状分析 |
| 1.2.2 原位颗粒增强金属基复合材料的制备方法 |
| 1.3 半固态金属成形技术 |
| 1.3.1 半固态浆料的制备方法 |
| 1.3.2 半固态金属成形工艺 |
| 1.3.3 半固态金属熔体表观粘度研究 |
| 1.3.4 半固态金属成形的数值模拟 |
| 1.4 高能超声在金属材料中的应用 |
| 1.4.1 高能超声在金属熔体中的基本作用原理 |
| 1.4.2 高能超声在金属基复合材料制备领域的应用 |
| 1.4.3 高能超声在金属材料半固态成形领域的应用 |
| 1.5 本文研究内容及意义 |
| 1.5.1 本文的研究内容 |
| 1.5.2 本文的研究意义 |
| 第二章 实验装置与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验装置 |
| 2.2.1 超声振动装置 |
| 2.2.2 流变成形设备 |
| 2.3 研究方法和研究路线 |
| 2.3.1 研究方法 |
| 2.3.2 研究路线 |
| 2.3.3 实验手段 |
| 2.4 样品表征及性能测试 |
| 2.4.1 样品表征 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 第三章 原位 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料热力学与动力学分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AZ91 基体中原位生成 Al_2Y 热力学分析 |
| 3.2.1 计算模型 |
| 3.2.2 计算结果与讨论 |
| 3.3 AZ91 基体中原位生成 Al_2Y 动力学分析 |
| 3.3.1 动力学模型的建立 |
| 3.3.2 动力学方程的建立 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 超声原位 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Y 对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料显微组织的影响 |
| 4.2.1 AZ91 镁合金显微组织 |
| 4.2.2 AZ91 镁合金加入 Y 后的显微组织 |
| 4.3 超声对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料显微组织的影响 |
| 4.3.1 超声对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料组织及 Mg17Al12相的影响 |
| 4.3.2 超声对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料中 Al_2Y 相的影响 |
| 4.4 超声对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料作用机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 超声 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料半固态浆料制备及机理分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 镁基复合材料半固态组织 |
| 5.3 超声工艺参数对复合材料半固态组织的影响 |
| 5.3.1 启振温度对半固态浆料微观组织的影响 |
| 5.3.2 超声时间对半固态浆料微观组织的影响 |
| 5.3.3 超声功率对半固态浆料微观组织的影响 |
| 5.4 超声镁基复合材料半固态组织演变机理 |
| 5.4.1 超声对初生晶粒形核的影响 |
| 5.4.2 超声对晶粒生长及枝晶的抑制作用 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 超声原位 Al_2Y /AZ91 镁基复合材料流变性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 工艺参数对复合材料表观粘度的影响 |
| 6.2.1 增强相体积分数对复合材料表观粘度的影响 |
| 6.2.2 固相分数对复合材料表观粘度的影响 |
| 6.2.3 超声功率对复合材料表观粘度的影响 |
| 6.3 超声原位 Al_2Y /AZ91 镁基复合材料流变模型的建立 |
| 6.3.1 超声对镁基复合材料半固态浆料表观粘度的作用机理分析 |
| 6.3.2 Al_2Y 体积分数与η mmc /η m之间的关系 |
| 6.3.3 基体材料表观粘度与超声功率和固相分数的关系 |
| 6.3.4 复合材料表观粘度模型 |
| 6.4 模型验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料流变成形数值模拟 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 流变成形模拟假设和基本方程 |
| 7.2.1 模拟假设 |
| 7.2.2 模拟所用的基本方程 |
| 7.3 流变成形数值模拟 |
| 7.3.1 模拟参数的确定 |
| 7.3.2 模拟与分析 |
| 7.4 流变成形实验验证 |
| 7.4.1 实验装置与材料 |
| 7.4.2 实验结果 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料流变成形性能研究 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验方案 |
| 8.3 流变成形件的显微组织 |
| 8.4 流变成形工艺参数对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 8.4.1 超声时间对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 8.4.2 成形压力对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 8.4.3 模具温度对 Al_2Y/AZ91 镁基复合材料力学性能的影响 |
| 8.5 本章小结 |
| 第九章 主要结论与展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（9）往复镦—挤变形镁合金半固态组织及触变成形性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁合金及其应用概述 |
| 1.2 半固态成形技术 |
| 1.2.1 半固态成形技术的起源与发展 |
| 1.2.2 半固态成形工艺特点 |
| 1.2.3 半固态成形的基本工艺方法 |
| 1.2.4 半固态成形技术的应用 |
| 1.3 半固态坯料的制备方法 |
| 1.3.1 机械搅拌法 |
| 1.3.2 电磁搅拌法 |
| 1.3.3 应变诱导熔化激活法 |
| 1.3.4 粉末冶金法 |
| 1.3.5 等温热处理法 |
| 1.3.6 超声振动法 |
| 1.3.7 倾斜冷却板法 |
| 1.4 课题提出及研究意义 |
| 1.5 课题的主要研究内容 |
| 第2章 材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 热压缩实验 |
| 2.2.2 显微组织观察 |
| 2.2.3 成分分析 |
| 2.2.4 物相分析 |
| 2.2.5 力学性能测试 |
| 2.3 实施方案与工艺路线 |
| 第3章 铸态镁合金的热压缩变形行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态镁合金的物相与初始组织 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 初始组织分析 |
| 3.3 真实应力-应变曲线 |
| 3.4 应力-应变关系本构模型 |
| 3.5 热成形加工图 |
| 3.5.1 加工图理论 |
| 3.5.2 加工图的绘制 |
| 3.5.3 AZ61镁合金的加工图分析 |
| 3.5.4 AZ91D镁合金的加工图分析 |
| 3.6 热变形动态再结晶行为及其数学模型 |
| 3.6.1 动态再结晶临界条件 |
| 3.6.2 动态再结晶动力学模型 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 RUE变形数值模拟与工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 RUE变形数值模拟 |
| 4.2.1 有限元模型的建立 |
| 4.2.2 金属流线的演变 |
| 4.2.3 等效应变分布 |
| 4.2.4 等效应变速率分布 |
| 4.2.5 等效应力分布 |
| 4.2.6 变形温度对等效应力的影响 |
| 4.2.7 变形量对等效应变的影响 |
| 4.3 试验材料及试验工装设计 |
| 4.3.1 RUE试验模具及工艺过程 |
| 4.3.2 RUE变形道次与累积应变 |
| 4.3.3 RUE变形温度 |
| 4.4 RUE变形试样的宏观形貌 |
| 4.5 RUE变形载荷 |
| 4.6 变形量对RUE镁合金微观组织的影响 |
| 4.6.1 变形量对AZ61镁合金微观组织的影响 |
| 4.6.2 变形量对AZ91D镁合金RUE微观组织的影响 |
| 4.7 变形温度对RUE镁合金微观组织的影响 |
| 4.7.1 变形温度对AZ61镁合金微观组织的影响 |
| 4.7.2 变形温度对AZ91D镁合金微观组织的影响 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 RUE镁合金半固态等温热处理组织演变规律与机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料和试验方法 |
| 5.2.1 试验材料和方法 |
| 5.2.2 半固态等温热处理温度区间 |
| 5.3 RUE镁合金半固态等温热处理组织特征及演变规律 |
| 5.3.1 RUE镁合金半固态等温热处理组织特征 |
| 5.3.2 RUE镁合金半固态等温热处理组织演变规律 |
| 5.4 RUE镁合金半固态等温热处理组织演变机理 |
| 5.4.1 α-Mg固相晶粒的分离机制 |
| 5.4.2 α-Mg固相晶粒球化的形成机理 |
| 5.4.3 α-Mg固相晶粒的熟化与合并长大机制 |
| 5.4.4 RUE镁合金半固态等温热处理组织演变模型 |
| 5.5 RUE变形对半固态等温热处理组织的影响 |
| 5.5.1 变形量对RUE镁合金半固态等温热处理组织的影响 |
| 5.5.2 变形温度对RUE镁合金半固态等温热处理组织的影响 |
| 5.6 半固态等温热处理对RUE镁合金半固态组织的影响 |
| 5.6.1 等温热处理温度对RUE镁合金半固态组织的影响 |
| 5.6.2 等温热处理时间对RUE镁合金半固态组织的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 RUE镁合金的半固态压缩触变特性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和实验方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 实验设备与方法 |
| 6.3 RUE镁合金半固态压缩应力-应变曲线 |
| 6.3.1 AZ61镁合金半固态压缩应力-应变曲线 |
| 6.3.2 AZ91D镁合金半固态压缩应力-应变曲线 |
| 6.4 RUE镁合金半固态压缩的微观组织 |
| 6.4.1 初始组织 |
| 6.4.2 半固态压缩组织观察的取样位置 |
| 6.4.3 AZ61镁合金半固态压缩的微观组织 |
| 6.4.4 AZ91D镁合金半固态压缩的微观组织 |
| 6.5 RUE镁合金半固态压缩变形机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 RUE镁合金的半固态触变成形 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验材料、工装设计及试验方法 |
| 7.2.1 试验材料 |
| 7.2.2 试验工装设计与试验方法 |
| 7.3 RUE镁合金半固态触变成形工艺参数 |
| 7.3.1 半固态等温热处理温度和时间 |
| 7.3.2 模具预热温度 |
| 7.3.3 润滑剂 |
| 7.4 RUE镁合金半固态触变成形制件的宏观分析 |
| 7.5 RUE镁合金半固态触变成形制件的微观组织与力学性能 |
| 7.5.1 AZ61镁合金半固态触变成形制件的微观组织与力学性能 |
| 7.5.2 AZ91D镁合金半固态触变成形制件的微观组织与力学性能 |
| 7.5.3 触变成形制件硬度的影响因素 |
| 7.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、连续冷却条件下半固态AZ91D镁合金组织及流变特性（论文参考文献）
- [1]固相合成SCFs/AZ31镁基复合材料的组织演变及强化机制[D]. 杨钊. 哈尔滨理工大学, 2021(01)
- [2]SiCp/AZ91D半固态挤压组织与性能的研究[D]. 蒋傲雪. 太原理工大学, 2020(07)
- [3]Ca对AZ91-Ce镁合金流变挤压铸造微观组织与力学性能的影响[D]. 肖然. 上海交通大学, 2020(01)
- [4]铝硅合金半固态流变压铸成形工艺及机理研究[D]. 李文杰. 南昌大学, 2019(01)
- [5]挤压-剪切工艺对AZ31镁合金组织与性能的影响研究[D]. 袁圆. 重庆大学, 2019(02)
- [6]流变压铸与挤压铸造AZ91-2Ca-1.5Ce镁合金微观组织和力学性能研究[D]. 茆继美. 上海交通大学, 2017(03)
- [7]流变挤压铸造AZ91-Ca合金微观组织和力学行为研究[D]. 张扬. 上海交通大学, 2015(02)
- [8]超声原位镁基复合材料制备及流变成形研究[D]. 黄文先. 南昌大学, 2014(05)
- [9]往复镦—挤变形镁合金半固态组织及触变成形性研究[D]. 徐岩. 哈尔滨工业大学, 2014(03)
- [10]连续冷却条件下半固态7075铝合金的流变性能[J]. 李亚庚,毛卫民,朱文志,杨斌,朱达平. 中国有色金属学报, 2013(12)