一、Zn-Al合金半固态挤压成型试验研究（论文文献综述）
李培亮[1]（2021）在《高锌含量Mg-Zn-Al-Cu-Mn系列合金组织与力学性能研究》文中指出镁合金由于高的比强度、比刚度,易回收等特点,在交通、航空航天与3C等领域得到广泛应用。但镁合金易燃、塑性差和耐腐蚀性差等缺点,限制了镁合金的发展。通过合金成分设计与优化,提高镁合金基础性能,发展新型镁合金系列牌号,是镁合金发展和应用的基础,因此设计优化新型高强镁合金一直是镁合金研究领域的热点和主题之一。本论文在制备了高锌含量Mg-xZn（x=6,8,10,12wt.%）二元合金和Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn新型镁合金基础上,重点研究合金在铸态、热处理、半固态等温热处理以及挤压变形状态下的组织、力学性能和断裂行为,为研制高性能镁合金提供实验和理论依据。Mg-xZn（x=6,8,10,12wt.%）合金随着Zn含量的提升,晶粒尺寸先变小后变大,在Zn含量为10%时晶粒最小,达到78μm左右。Mg-xZn合金组织由α-Mg和Mg Zn2相组成,合金组织中的Mg Zn2相形态与分布随着Zn含量的升高由点状弥散性分布逐渐变为长条状半连续和连续聚集分布,导致合金在拉伸变形时,抗拉强度和延伸率随着Zn含量的提升,逐渐降低。Mg-xZn（x=6,8,10,12wt.%）合金固溶处理后合金组织中Mg Zn2相部分固溶于基体之中,剩余部分Mg Zn2相残留在组织中;固溶处理后合金抗拉强度与延伸率随着Zn含量提高逐渐降低。Mg-xZn合金具有一定的固溶强化和时效强化效果,固溶处理后抗拉强度和延伸率随着Zn含量的升高而逐渐下降,Mg-6Zn合金固溶处理后抗拉强度最高,达到288.6 MPa。相对于铸造合金与固溶处理态,Mg-xZn合金经双极时效处理后拉伸强度显着提高,其中Mg-10Zn合金时效处理后抗拉强度相对于固溶处理状态提高到334.6 MPa,提高了28.25%。Mg-10Zn合金在半固态等温热处理过程中,随着半固态处理温度提高,初生相形貌逐渐球化,圆整度提高,同时重熔液相体积分数升高并更加连续,当温度升到610℃时,样品直接完全重熔液化,二次凝固后形成树枝晶。在Mg-10Zn镁合金的基础上,实验制备了新型Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn镁合金,合金铸态微观组织呈现出典型粗大的树枝晶形貌,微观组织由枝晶状初生相α-Mg和枝晶内与枝晶间分布的Al8Mn5、Mg32（Al,Zn）49及τ（Mg Zn Cu）相组成。合金经固溶处理后,合金元素微观偏析程度减弱,枝晶形貌消失,Mg Zn Cu和Mg32（Al,Zn）49发生分解被固溶到基体中,数量显着减少,而块状Al8Mn5相由于高的热稳定性基本没有发生分解与消溶。Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金经过固溶后,抗拉强度与延伸率均上升,分别达到292.6 MPa和20.64%,提高了21.14%和70.58%;时效后合金基体过饱和固溶体析出细小第二相,提高了抗拉强度,而延伸率下降,分别达到336.9 MPa和11.2%。Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金经过610℃保温90 min半固态处理后,半固态组织是由初生α1-Mg、α2-Mg和灰色共晶相组织构成。α2-Mg和灰色Mg32（Al,Zn）49、Mg Zn Cu、Al8Mn5相分布在α1-Mg周围,α2-Mg中的Zn含量要高于初生α1-Mg。半固态处理后Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金坯料具有更好的变形能力。Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金经固溶处理后可以实现在225℃的低温挤压,挤压棒材表面良好。合金挤压过程中发生动态再结晶,晶粒尺寸均低于10μm,出现明显的流线型组织,组织中出现大量大尺寸第二相分布,同时在基体中形成大量细小的析出相颗粒。随着挤压温度的升高,Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金抗拉强度逐渐下降,在225℃时,抗拉强度最高,达到357.8 MPa;而延伸率随着挤压温度的上升,规律与抗拉强度相同,在225℃时,延伸率最好,达到23.8%。Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn挤压合金具有显着的时效强化效应,未半固态处理坯料挤压棒材和半固态处理坯料挤压棒材时效后抗拉强度上升,延伸率下降,分别达到365.2 MPa、360.2 MPa和16.32%、17.36%。时效后会析出挤压前均匀化后过饱和固溶体中的第二相,这些第二相会提高合金的抗拉强度,但延伸率会略微下降。
郝欣为[2]（2021）在《高强度高刚度镁基层合板的制备及组织性能研究》文中研究表明镁合金因其轻质、减震性好等优点,广泛应用于航空航天、交通运输以及电子通讯等领域。然而,许多构件,如飞机蒙皮、汽车覆盖件等,在要求材料轻质的同时,也要求其具有足够的强度和刚度。单一镁合金板难以满足高强度和高刚度的要求,严重限制了其进一步的应用。本文分别选用不锈钢和碳纤维作为复合增强体,制备两类高强度高刚度镁基层合板:首先选取强度刚度较高的304奥氏体不锈钢（ASS）为外层覆板,选取1060铝合金为过渡层板,通过热轧制备了兼具轻质和高强度高刚度优点的层合板;其次选取碳纤维作为增强相,通过热压制备了冶金结合的碳纤维增强镁基层合板。在此基础上,对所制备层合板的组织结构、力学性能以及变形和断裂机制进行了研究。本文通过采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）观察分析层合板的层界面和各组元板的微观组织结构,采用X射线衍射仪（XRD）分析层合板的物相组成,采用电子背散射衍射（EBSD）分析层合板的织构,采用电子万能拉伸试验机测定层合板的力学性能,通过扫描电镜下的原位拉伸和原位弯曲试验观察层合板的变形和断裂过程,研究了层合板在退火过程中基板、外层覆板、过渡层板及界面的组织演变规律,分析了层合板在静态载荷下的断裂机制,建立了退火过程中反应扩散层生长的理论模型,阐明了层合板力学性能与微观组织之间的关系。利用热轧法制备了单道次下压量为27%、39%以及四道次总下压量为64%的ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板,并对下压量为39%的层合板在200℃、300℃和400℃下进行1 h的退火处理。结果表明,200℃退火1 h后能够有效消除层合板的加工硬化。退火后层合板界面结合良好,未出现反应扩散层,表现出最好的综合力学性能:抗拉强度和抗拉刚度分别达到355 MPa和67 GPa。与原始镁板相比,分别提升了45%和46%;弯曲强度和弯曲刚度分别达到766.4 MPa和21.9GPa。与原始镁板相比,分别提升了96%和78%。表面覆盖不锈钢板的镁基层合板,其弯曲强度和刚度的提高比单向拉伸强度和刚度的提高更明显,更适用于对弯曲强度和刚度有较高要求的覆盖件、壳体件的制造。300℃退火1 h后层合板Mg/Al层界面处生成连续分布的Mg17Al12和Al3Mg2反应扩散层。退火态层合板中AZ31组元板均显示（0001）基面织构。随着退火温度的升高,AZ31组元板中变形织构组分减少,再结晶织构组分增多,基面织构强度降低。1060组元板主要以变形织构为主。200℃和300℃退火1 h后的1060组元板织构组分相同,主要由<111>纤维织构、铜型织构和s织构组成。当退火温度达到400℃时,1060组元板织构类型发生变化,铜型织构和s织构转向<100>纤维织构。ASS组元板在轧制过程中变形程度较低,呈现出较弱的轧制织构。退火后的织构组分主要有γ-fiber织构、<110>纤维织构和Brass织构等。200℃退火后出现了少量的Cube织构,300℃退火后出现了少量的Goss织构,最终在400℃退火后转变为Brass织构。400℃退火后,Mg/Al层界面处反应扩散层中的Al3Mg2层厚度为32.5μm,Mg17Al12层厚度为17μm。反应扩散层晶粒均为平行于横截面法线方向的柱状晶,且以大角度晶界为主,其中Al3Mg2层晶粒更加狭长。Al3Mg2层和Mg17Al12层织构散漫,强度较低。随着退火温度的升高,Mg/Al反应扩散层金属间化合物的生长符合抛物线规律,金属间化合物厚度呈指数函数增长。Al3Mg2层的扩散系数要大于Mg17Al12层的扩散系数,即Al在Mg中的扩散速率要快于Mg在Al中的扩散速率。而Al3Mg2的反应扩散层长大激活能低于Mg17Al12的反应扩散层长大激活能,表明退火过程中Al3Mg2层的生长速率高于Mg17Al12层。原位拉伸试验结果表明,没有金属间化合物层的层合板在裂纹萌生前出现明显的整体颈缩现象。对于有金属间化合物层的层合板,断裂最早发生在金属间化合物层,然后发生分层。当金属间化合物层厚度较小时（～9μm）,初始裂纹平行于层界面;当金属间化合物层的厚度较大时（～45μm）,初始裂纹垂直于层界面。原位弯曲试验结果表明,弯曲变形过程中,外层不锈钢覆板比中心镁合金基板承受更大的弯曲应力,能够较好的保护镁板。裂纹在镁合金层内部扩展较为缓慢的两个主要原因是:首先,裂纹最先在Mg/Al界面处产生,但强结合Mg/Al界面能促进载荷在层板间的有效传递。不锈钢层和镁合金层同时发生塑性变形,界面处的应力集中可以通过镁合金层和不锈钢层的协调变形而得到释放。因此裂纹钝化,在后续加载过程中停止扩展。其次,退火后镁合金层的塑性变形能力提高。镁合金层通过局部塑性流动,形成塑性区,消耗能量,提高了裂纹扩展所需的能量门槛,阻碍了裂纹的扩展。这些均有益于层合板强度的提高。此外,本文分别以AZ91粉末和锌铝合金作为中间熔合剂,热压制备了碳纤维增强镁合金层合板。结果表明,AZ91粉末在585℃下能够充分浸润碳纤维,但较高的成形温度导致碳纤维与基体中的铝元素发生了界面反应,不利于提高层合板整体力学性能。而锌铝合金可以在较低温度下充分浸润碳纤维,降低了高温下金属/碳纤维界面反应生成大量脆性碳化物的倾向。同时,锌铝合金能够与镁合金组元板实现良好的冶金结合。与原始镁板相比,层合板的抗拉强度和弹性模量分别提升了103%和41%。微观组织分析表明,Mg/Zn-Al层界面处存在厚度为6.8μm的连续分布的Mg Zn2析出相。Cf/Zn-Al界面处产生了一层厚度为62.95 nm的Al2O3反应层。该反应层阻止了热压过程中脆性碳化物的产生,起到了保护碳纤维的作用。碳纤维的断裂特征为纤维束的整体拉出,表明碳纤维与Zn-Al合金之间存在适度的界面结合。
刘崇亮[3]（2020）在《Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn（wt.%）稀土镁合金半固态组织演变及变形行为研究》文中指出镁合金作为21世纪最轻的绿色金属工程材料,由于其较小的密度,较高的比强度和比刚度,轻量化效果显着、价格稳定及易于机械加工等优点,已广泛应用于轨道交通、3C电子等领域。半固态成形是一种介于固态成型和液态成型之间,有巨大的商业潜力的高效短流程成形技术,但是,目前镁合金的半固态成形技术研究和应用均非成熟,尤其是对高性能的稀土镁合金更是如此。因此,研究Mg-RE系稀土镁合金半固态浆料制备技术对于加快稀土镁合金的应用和半固态技术的发展具有重要的意义。本论文以Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn稀土镁合金为研究对象,从材料的原始组织分析、电磁感应加热法和应变诱导激活法（SIMA法）制备半固态坯料到等温压缩变形行为,系统地研究了不同半固态工艺参数下坯料的组织和性能演变规律。实验研究发现,电磁感应加热制备坯料时,加热功率和温度对半固态坯料组织均匀性有很大的影响。加热温度和功率高于610℃和4.10 k W时,坯料外表面液化现象严重。对比发现分段电磁感应加热处理可以制备出组织较佳的半固态坯料,即先用4.10k W的功率加热到540℃,再用2.05 k W的功率加热到610℃,该工艺下坯料的心部组织的晶粒尺寸和液相率分别为60.6μm和0.33。室温压缩试验表明,感应加热处理后晶粒尺寸的长大和急冷得到的液相导致坯料的屈服强度和抗压强度降低,延伸率增加明显,并且随着感应加热功率的增加,抗压强度和延伸率都在小范围内的减小。SIMA法制备半固态坯料时,等温温度、时间和预变形量影响着材料的半固态坯料组织性能。随着等温温度和时间的增加,固相颗粒的圆整度和组织中的液相率不断增加,接近于理论值,固相颗粒尺寸也在增大。经过冷压缩预变形后的挤压态合金在等温半固态处理时,其半固态组织参数明显优于未预变形态。较好的SIMA法工艺为:冷压缩预变形量为2%,610℃下等温处理30 min,此时的液相率为0.4,固相颗粒接近球状,形状系数为0.84,晶粒尺寸为91.3μm。晶粒粗化模型（LSW模型）结果表明,挤压态合金晶粒的粗化系数远小于商用AZ系合金,半固态加工性能更好。对比感应加热半固态坯料组织,分段电磁感应加热处理后,固相颗粒的晶粒尺寸由于加热时间短,要小于SIMA法坯料,但是前者的固相颗粒的晶粒形状,液相率和组织均匀性均不如后者。等温压缩试验表明,合金在半固态温度压缩变形时,由于液相的出现,变形机制由热变形的高温塑性变形机制变为固-液混合流动机制,其真应力-应变曲线的第三阶段由于液相的脱落导致剩余固相继续发生塑性变形使得应力回升。通过建立对应的高温变形本构方程,计算得到半固态温度区间的流变激活能（564.086 KJ/mol）高于热变形（359.258 KJ/mol）,应力指数低于后者,这是晶界滑移机制主导合金在半固态温度区间变形所致。
肖然[4]（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》文中指出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。
朱超[5]（2019）在《颗粒增强铝基复合材料超声钎焊焊缝组织细化工艺及机理》文中认为超声复合钎焊利用超声空化及声流效应改善陶瓷颗粒与钎料间的润湿性,实现在大气环境下无钎剂钎焊SiCp/Al-MMCs。超声空化效应可破碎焊缝中枝晶,提高接头力学性能,但其力学性能受限于钎料性能,常难以应用于强度要求高的结构中。为了突破传统超声复合钎焊连接SiCp/Al-MMCs的局限性,本文对50 vol.%SiCp/6061Al的超声复合钎焊,提出了在液态钎料凝固过程中施加二次超声的方法。利用超声空化及声流效应在不同钎料固液相比下作用效果的不同,来探究窄间隙内超声激励对半固态下晶粒细化的作用机制,以达到细化焊缝晶粒,提高接头力学性能的目的。选用Zn-Al钎料时,发现在钎料冷却至半固态时施加二次超声可实现α-Al相的进一步细化,使焊缝中SiC颗粒与α-Al相分布均匀,大幅提高接头的力学性能,接头剪切强度最高可达245.17 MPa,较未施加二次超声时提高了65%。选用Sn-Zn钎料时,超声的空化效应将焊缝中产生的富Zn相打碎细化,声流效应促进了母材中铝元素向焊缝中的溶解扩散。随着超声作用时间的增长,富Zn相的数量、尺寸都逐渐降低,焊缝中有更多的α-Al相析出,剪切强度最大为74.17 MPa,较未施加二次超声时提高60%。但过长的二次超声作用会造成钎料的雾化,致使焊缝中钎料未填满,严重影响接头力学性能。本研究结合焊缝的显微组织、断口形貌、力学性能的分析,揭示了二次超声作用对窄间隙内钎料微观组织结构作用机制,实现了对焊缝中显微组织的控制,提高钎焊接头力学性能。
肖静[6]（2019）在《电子封装用颗粒增强铝基复合材料半固态压力钎焊研究》文中进行了进一步梳理高体分比AlSiC复合材料具有高比强度、高比刚度、高导热以及热膨胀系数可调等优点,是一种理想的电子封装材料。然而,由于目前尚无成熟的针对AlSiC复合材料的连接工艺,该材料在实际工程应用中受到很大限制。因此,开发AlSiC同质以及异质材料的连接工艺和技术是高体分比AlSiC复合材料规模化应用的关键。本文在国内外现有的连接工艺基础上针对AlSiC复合材料的特性,创新性地提出了一种全新的AlSiC同质及异质材料连接技术,即半固态压力钎焊技术。通过设计钎料成分,并对钎焊过程中钎料的微观组织演变规律与压缩变形行为以及钎料与母材在界面上的相互作用、母材表面氧化膜的破碎机制和接头界面冶金结合机理进行系统研究,最终获得了最优的工艺方法和工艺参数,并通过验证表明了该技术的可行性。设计制备了退火态和轧制态的Zn-Al-Cu合金钎料。通过半固态保温处理,研究了钎焊过程中两种钎料的球晶组织转变过程,并阐明了两种钎料球晶组织的演变机制。研究了钎料初始状态、加热温度和保温时间对球晶组织的影响规律,发现相比于退火态钎料,轧制态钎料经半固态保温处理后获得的球晶组织更细小、均匀,晶粒球形度更高,并且在392℃,保温20min时,钎料中固相晶粒的形状因子最高,固相晶粒的体积分数为63%。通过热压缩实验研究了两种钎料的半固态压缩变形过程,并通过对钎料应变-应力曲线和压缩变形组织的分析,得到了钎料半固态压缩变形行为的变化规律。对于轧制态钎料,382℃时变形主要以固相晶粒的滑动机制为主;随着温度的升高,钎料初始变形以液-固相混合流动或液相流动机制为主,随后转变为以固相晶粒的滑动机制为主。对于退火态钎料,由于枝晶相互穿插和交错,钎料变形困难,应变较轧制态钎料显着降低。确定了压缩变形过程中,钎料与母材在界面上表现为压缩-挤压和摩擦-剪切的混合作用,而钎料固相率、固相晶粒形状因子、加热温度、保温时间及钎料初始状态是影响这两种作用的主要因素。通过系统工艺实验研究了AlSiC/AlSiC的半固态压力钎焊工艺,实现了AlSiC/AlSiC的冶金连接。发现相比于退火态钎料,轧制态钎料钎焊时氧化膜破除效果好,接头强度高;在392℃,10MPa时,接头界面上基本无氧化膜残留,接头剪切强度达110MPa,约为AlSiC母材强度的82%;继续升高焊接温度,钎料的固相率降低,母材表面氧化膜破除效果减弱,接头强度下降。此外,随着母材中SiC增强相含量的增加,母材表面Al合金基体和氧化膜比例降低,破膜难度下降,破膜效果提升。针对氧化膜破除效果对焊接温度较为敏感的问题,提出了一种连续升温的半固态压力钎焊优化工艺。通过研究连续升温过程中钎料的压缩变形行为,揭示了母材表面氧化膜的破碎机制。连续升温过程中钎料中固相晶粒会逐渐发生球化,并不断重复聚集和解聚过程,从而对母材表面施加较强的压缩-挤压和滑动-摩擦作用,使母材表面氧化膜逐渐破碎;当大量的液相出现后,液相在挤出过程中会对母材表面产生一定的冲刷作用,能够进一步剪切和剥离已破碎的氧化膜。优化工艺下,接头剪切强度随温度的升高先增加后趋于稳定,392℃后剪切强度基本保持在100MPa左右。通过系统工艺实验研究了AlSi/AlSi的半固态压力钎焊工艺。发现对AlSi/AlSi直接进行半固态压力钎焊时,AlSi母材和钎料表面连续氧化膜难以去除;当采用SiC颗粒辅助的半固态压力钎焊方法后,通过SiC颗粒的挤压作用能够成功破碎表面氧化膜,实现AlSi/AlSi的可靠连接。当SiC颗粒粒径为1μm,沉积量为3g/m2时,接头剪切强度为68MPa;继续增加颗粒沉积量至4g/m2时,界面上SiC颗粒堆积致密,钎料难以完整渗入颗粒间隙,导致颗粒层出现孔洞缺陷,接头强度降低。当颗粒粒径为5μm时,沉积量为16g/m2的情况下,钎料仍然能够完整的渗入颗粒层中,接头强度可达92MPa;断裂发生在SiC颗粒层与钎料的连接界面处,SiC颗粒层与钎料界面处残余应力较高是接头沿界面断裂的主要原因。通过SiC颗粒辅助半固态压力钎焊工艺成功实现了AlSiC/AlSi异种材料的连接,接头强度最高可达80MPa,较无SiC颗粒辅助钎焊接头有显着提高。对AlSiC管壳与AlSi连接层进行了SiC颗粒辅助半固态压力钎焊,钎焊接头具有较高的焊合率,但气密性还不能满足封装要求。对AlSiC水冷板进行了半固态压力钎焊,钎焊接头结合紧密,满足封装水密性要求。
苏雪[7]（2020）在《AZ91D/6061双金属复合界面组织及热力学分析》文中认为目前,双金属复合材料发展较快,其中镁/铝复合材料应用较为广泛,在汽车、航空航天等方面应用较多。然而,由于镁合金易腐蚀易氧化,致使难以控制复合界面组织与性能,不利于镁/铝复合材料的塑性加工与性能提升,因此有必要对镁/铝复合界面进行深入的理论与工艺研究。另外,半固态金属与固态、液态金属之间的复合是双金属复合的研究热点之一,特别是半固态显微组织的“液相”在固态金属与液态金属的影响作用下,其界面组织演变与成分分布。利用固/液复合浇铸工艺,制备AZ91D/6061复合铸锭,研究了半固态组织的“液相率”对复合界面组织形态的影响,重点研究了界面处金属间化合物的形成与元素扩散机制。结果表明:利用Procast软件对复合浇铸过程进行模拟优化,确定最佳浇铸温度为760℃。利用Thermo-calc热力学及Dictra动力学模块,对镁/铝复合界面进行计算热力学和扩散动力学分析,AZ91D镁合金在凝固过程中会形成Al12Mg17相,6061铝合金会析出Mg2Si等合金第二相。通过Midema模型计算,Al3Mg2和Al12Mg17相的标准生成焓分别为:-0.40137 k J/mol、-0.4321 k J/mol;由此可知,在凝固过程中Al12Mg17将优先于Al3Mg2析出。利用Dictra动力学模块对复合界面合金元素扩散过程进行计算分析,Al原子的扩散激活能Q为1.32×102 k J/mol、Mg原子的扩散激活能Q为1.22×102 k J/mol,Mg原子的扩散速率大于Al原子,则AZ91D镁合金半固态坯料中“液相”组织的Mg原子会快速扩散到复合界面处,与液态6061合金的Al原子相结合优先形成单相组织:Al12Mg17相。另外,计算获得了Al、Mg原子的扩散系数与浓度、迁移距离之间的关系式为:对镁/铝复合铸锭进行了组织与成分分析:AZ91D/6061双金属复合界面的组织构成为:α-Mg基体、Al3Mg2与Al12Mg17相,AZ91D镁合金仍保持半固态组织。复合界面相析出、原子扩散的热力学与动力学计算结果,揭示了固/液复合铸造AZ91D/6061双金属复合的结合机制为:以液态金属熔蚀凝固结合固态金属为主、半固态金属坯料“液相”区域的合金原子优先扩散迁移至界面并析出第二相为辅。图46幅;表4个;参81篇。
王冰[8]（2019）在《挤压铸造准晶增强Mg-Y-Zn镁合金材料工艺及性能研究》文中研究表明镁合金具有密度小,弹性模量大,散热好,消震性好,耐有机物和碱的腐蚀性能好等优点。然而由于其强度较低,限制了其应用。因此,含稀土元素的镁准晶由于其高强度和抗蠕变性能而变得越来越受到人们的关注。大部分稀土元素在镁中有比较大固溶度,具有良好的固溶强化、沉淀强化作用。因此,在国防、航空、航天和汽车等领域有着巨大的发展前景。挤压铸造是一种先进的近净成形方法,它的特点是在成形过程中,金属液在压力的作用下凝固并产生一定的塑性变形,挤压铸造可以有效地减少铸件内部的缩孔、缩松缺陷,获得晶粒细小、组织致密、力学性能高的铸件。本文采用挤压铸造法（squeeze casting）,以Mg-Y-Zn合金为研究对象,制备了Mg-x Y-6xZn和Mg-Y-xZn合金,研究了挤压铸造参数、合金成分以及热处理对合金微观组织、力学性能和准晶I相形成影响,本文的主要内容如下:（1）采用了挤压铸造法制备了Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金,模具温度和保压时间分别为200℃和20s。分别在挤压压力为100MPa的情况下,浇铸温度为680℃、700℃和720℃下和浇铸温度700℃的情况下,挤压压力为50MPa、100MPa和150MPa对两种合金进行了研究;实验研究发现,Mg95.1Y0.7Zn4.2合金和Mg93Y1Zn6合金在改变挤压压力和浇铸温度的情况下,都不会改变合金中相的组成,均为α-Mg和准晶I相。改变挤压压力和浇铸温度,都会改变合金中晶粒的分布以及尺寸。随着浇铸温度的升高,合金的微观组织晶粒发生了变大的现象,由连续的网状结构转变为不连续分布。增大挤压压力和浇铸温度,Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金的硬度、抗拉强度和伸长率均先增大后减小。当浇铸温度为700℃、挤压压力为100MPa时,Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金的硬度、抗拉强度和伸长率最好,它们分别为76.5HV、215.7MPa、6.7%和79.3HV、221.9MPa和5.2%;Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金的断口形貌包括解理面、撕裂棱组成,呈现出准解理断裂的特征;因此在本实验中,应选择浇铸温度为700℃和挤压压力为100MPa作为合适的挤压铸造参数。（2）Mg-Y-Zn合金的Y、Zn比为1:6,挤压铸造参数为挤压压力100MPa和浇铸温度700℃。Mg-xY-6xZn合金的微观组织主要由灰色α-Mg基体和黑灰色的片状共晶组织晶界所组成,随着Y、Zn含量的增加合金中的共晶组织（α-Mg+I-phase）随之增多。随着Y、Zn含量的增加,Mg-x Y-6x Zn合金的抗拉强度和伸长率发生了先增大后减小的趋势,当Y含量为1at.%时,合金的抗拉强度和硬度最大为221.9MPa和79.3HV,当Y含量为0.7at.%时,合金的伸长率最大为6.7%。合金中的共晶组织的成分的Y、Zn原子比接近于1:6,被确认为是α-Mg+I-phase。合金中的花瓣状组织具有五次旋转对称,且它的成分为32.69at.%Mg、9.85at.%Y和57.46at.%Zn,Mg、Y、Zn原子比接近于准晶相的3:1:6,确定为准晶I-Mg3Y1Zn6相。Mg93Y1Zn6合金的断口形貌呈现出准解理断裂特征,其他三种合金断口形貌呈现出解理断裂特征。（3）Mg-Y-x Zn合金中相的形成是由Y、Zn原子比决定的,Y、Zn原子比为1:5时,合金中形成α-Mg、I-phase和Mg-Y相;Y、Zn原子比为1:6时,合金中形成α-Mg和I-phase;Y、Zn原子比为1:7或1:8时,合金中形成α-Mg、I-phase和Mg7Zn3相。随着Zn含量的增加,合金的抗拉强度和伸长率先增大后减小。当Zn含量为6at.%时,合金的硬度、抗拉强度和伸长率最大为79.3HV、221.9MPa和5.2%。Mg94Y1Zn5和Mg93Y1Zn6合金断口呈现准解理断裂特征,Mg92Y1Zn7和Mg91Y1Zn8合金断口呈现脆性断裂特征。（4）对挤压铸造Mg93Y1Zn6合金在400℃下保温20小时,然后在200℃保温8小时进行了研究分析,合金的微观组织由α-Mg相和准晶I相组成,晶界变得更加连续,合金的晶粒尺寸变大。合金的硬度降低,抗拉强度和伸长率均有所提高,但是提高的幅度都不是太大,分别为78.1HV、225.1MPa和7.4%。（5）挤压铸造Mg93Y1Zn6合金在500℃下保温4小时和550℃下2小时,合金的晶粒平均尺寸显着增大,在α-Mg基体中出现了近球形的I相。500℃×4h下合金的力学性能为228.9MPa和10.6%,550℃×2h下后合金的力学性能为225.1MPa和11.1%,伸长率提升幅度明显。Mg93Y1Zn6合金在500℃×4h固溶处理后进行200℃×10h时效处理后合金的硬度显着增大,此时的抗拉强度和伸长率分别为279.6 MPa和6.9%,与挤压铸造合金的力学性能提升幅度分别为:26.0%和32.7%。
王朝闻[9]（2019）在《流变成形对Al-Si-Fe-V合金组织和性能的影响研究》文中认为A380铝合金具有导热性好、便于机械加工、成形性好等特点。该合金含一定量的Fe元素,这些Fe元素会在合金中形成长针状富铁相,从而产生应力集中,会降低合金的力学性能。为了降低Fe对铝合金的有害影响,本文研究了V元素对富铁相的形貌影响,还研究了超声振动、搅拌、挤压成形对A380铝合金富铁相和合金力学性能的影响。研究结果表明,加入V元素后,A380铝合金的微观组织得到了一定程度的细化,长针状β-Fe相长度有所减小,这是由于加入V元素后,合金中生成了一种不规则块状Al Si VFe相,消耗了合金中的一部分Fe元素。在铸态和T6态条件下,合金的力学性能都呈先上升后下降的趋势,当V:Fe为1:1时,合金的力学性能达到最大,铸态时抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为为225MPa、207MPa和1.45%,比未加入V时分别提高了14.22%、18.97%和11.54%,T6态时抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为244MPa、226MPa和1.60%,比未加入V时分别提高了8.93%、18.33%和30.08%。在对含0.7%V的A380合金熔体单独施加超声振动后,超声振动的空化效应和声流效应使合金组织得到了明显细化,β-Fe相的平均长度由35μm减小到26μm,共晶Si的平均长度由27μm减小到20μm,合金的抗拉强度和伸长率比不施加超声的合金分别提高了4.00%和77.59%。在对含0.7%V的A380合金熔体单独施加搅拌后,β-Fe相的平均长度由35μm减小到26μm,共晶Si的平均长度由27μm减小到25μm,合金的抗拉强度和伸长率比不施加搅拌分别提高了1.33%和58.62%。在对含0.7%的A380合金施加超声/搅拌联合作用后,β-Fe相的平均长度由35μm减小到20μm,共晶Si的平均长度由27μm减小到18μm,合金的抗拉强度和伸长率比不施加联合作用的合金分别提高了8.00%和165.52%。在对A380合金熔体施加超声/搅拌联合作用后进行挤压成形,随着挤压压力的增加,合金组织细化变得愈加明显,在铸态条件下,当挤压压力为400MPa时,β相的平均长度为5μm,共晶Si的平均长度为4μm,抗拉强度和伸长率也达到最大值,分别为279MPa和5.87%,在T6态下,当挤压压力为400MPa时,抗拉强度和伸长率也达到最大值,分别为295MPa和8.16%。
高远[10]（2019）在《铜铝异种金属管磁脉冲-半固态复合辅助钎焊温度条件研究》文中指出政府建设资源节约型社会的导向和企业提高产品利润的需求,使得制冷设备中铜铝异种金属管代替部分铜管成为必然。如何获得高质量、低成本的铜铝管接头,是实现“铝代铜”的关键问题。非等径铜铝管钎焊过程中,钎料难以在母材表面有效铺敷。铝母材表面存在的致密氧化膜会阻碍冶金连接,使用钎剂去除氧化膜时容易造成气孔缺陷且产生的腐蚀性熔渣难以清除。通过对铜铝异种金属焊接方法的研究和对比,结合磁脉冲成形技术与半固态成形技术的优势,提出了磁脉冲-半固态复合辅助钎焊工艺。充分利用电磁成形、半固态成形和钎焊的复合优势,通过磁脉冲力驱动管件高速挤压半固态钎料,借助其固相颗粒对管壁的径向冲击和轴向剪切,去除母材表面氧化膜并细化钎缝组织,无钎剂实现管件钎料整体成形合并扩散连接,高效抑制层状脆性金属间化合物的生长,提升接头综合性能。该工艺首先采用磁脉冲预成型工艺将铜管-钎料、钎料-铝管间隙减小,实现钎料对于母材的有效接触。然后对预成型管件进行磁脉冲-半固态复合辅助钎焊,实现钎料与母材的无钎剂冶金连接。采用COMSOL建立了铜铝管感应加热有限元模型,发现钎料上下端温度差较大。探究了感应加热线圈内径、高度、电流频率对于温度场的影响,据此采用分段加热来降低钎料上下端温度的不均匀性。进行了不同温度参数条件的磁脉冲-半固态复合辅助钎焊实验,对得到的铜铝管接头进行了显微测试和力学测试,分析了温度条件对于接头的影响。试验结果表明,Zn-15Al钎焊温度390℃时没有足够的流动性,未能去除氧化膜。Zn-15Al钎焊温度410℃时,实现了良好的冶金连接;钎缝中ɑ相较为规则,CuZn5相呈花瓣状。Zn-22Al钎焊温度430℃时,同样无法去除氧化膜,但钎料与Cu母材实现了良好的冶金连接。Zn-22Al钎焊温度460℃时,接头冶金结合良好;CuZn5相呈网状,部分ɑ相呈粗大树枝状。Zn-22Al钎焊温度490℃时,接头中发现了脆性CuAl2相。温度影响钎料的固相率,不同固相率下氧化膜的去除效果不同。同时固相率过高时,钎料损失量较大可能导致出现钎料缺失。温度影响钎料对Cu母材的铺展性,温度较低时钎料与Cu母材难以实现有效冶金连接。温度提高Cu、Al元素扩散速度增大,导致CuZn5相和Al4.2Cu3.2Zn0.7三元相的生成。温度提高相的生长速度增大,CuZn5相由花瓣状转变为网状,ɑ相由球状转变为粗大树枝状。
二、Zn-Al合金半固态挤压成型试验研究（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、Zn-Al合金半固态挤压成型试验研究（论文提纲范文）
（1）高锌含量Mg-Zn-Al-Cu-Mn系列合金组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁和镁合金的概述 |
| 1.1.1 纯镁的特性 |
| 1.1.2 镁合金的特点 |
| 1.1.3 镁合金的应用 |
| 1.1.4 镁合金在应用发展中存在的问题 |
| 1.2 镁合金的合金化 |
| 1.2.1 常见合金元素的作用 |
| 1.2.2 Mg-Zn系镁合金的发展与现状 |
| 1.3 半固态成形技术 |
| 1.4 挤压成形 |
| 1.5 课题的来源、目的和内容 |
| 1.5.1 课题的来源背景 |
| 1.5.2 选题依据 |
| 1.5.3 课题研究内容 |
| 第2章 实验材料与过程 |
| 2.1 研究技术路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 合金的熔炼过程 |
| 2.4 挤压成形 |
| 2.5 半固态等温热处理 |
| 2.6 热处理 |
| 2.6.1 均匀化退火 |
| 2.6.2 固溶处理 |
| 2.6.3 人工时效处理 |
| 2.7 微观组织分析 |
| 2.7.1 金相组织观察 |
| 2.7.2 XRD |
| 2.7.3 SEM |
| 2.7.4 断口形貌 |
| 2.8 力学性能测试 |
| 2.8.1 拉伸性能测试 |
| 2.8.2 压缩性能测试 |
| 第3章 高锌含量Mg-xZn铸造合金组织与力学性能 |
| 3.1 Mg-xZn合金铸态组织与力学性能 |
| 3.1.1 Mg-xZn合金铸态显微组织 |
| 3.1.2 Mg-xZn合金拉伸性能 |
| 3.1.3 Mg-xZn合金断口形貌 |
| 3.2 Mg-xZn合金固溶处理后组织与性能 |
| 3.2.1 Mg-xZn合金固溶处理后显微组织 |
| 3.2.2 Mg-xZn合金固溶处理后拉伸性能 |
| 3.2.3 Mg-xZn合金固溶处理后断口形貌 |
| 3.3 Mg-xZn合金时效处理后组织与力学性能 |
| 3.3.1 Mg-xZn合金时效显微组织 |
| 3.3.2 Mg-xZn合金时效处理后拉伸性能 |
| 3.3.3 Mg-xZn合金时效处理后断口形貌 |
| 3.4 Mg-10Zn合金半固态等温热处理工艺优化与组织分析 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn铸造合金组织与力学性能 |
| 4.1 实验设计与工艺参数 |
| 4.2 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金显微组织 |
| 4.2.1 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金铸态显微组织 |
| 4.2.2 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金固溶处理后组织 |
| 4.2.3 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金时效组织 |
| 4.2.4 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金半固态处理显微组织 |
| 4.3 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金拉伸性能 |
| 4.4 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金断口形貌 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn挤压合金组织与力学性能的影响 |
| 5.1 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn挤压工艺 |
| 5.2 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn挤压合金微观组织 |
| 5.2.1 不同挤压温度下Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn挤压合金显微组织 |
| 5.2.2 半固态热处理Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金挤压后显微组织 |
| 5.3 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn挤压合金力学性能 |
| 5.3.1 未半固态处理Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金挤压合金力学性能 |
| 5.3.2 半固态热处理 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn 合金挤压后力学性能 |
| 5.4 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn合金挤压后时效处理组织 |
| 5.5 Mg-10Zn-1Al-0.5Cu-0.5Mn挤压合金时效处理后力学性能 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的主要研究成果 |
（2）高强度高刚度镁基层合板的制备及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 碳纤维增强金属层合板的研究进展 |
| 1.2.1 碳纤维 |
| 1.2.2 碳纤维增强金属基复合材料 |
| 1.2.3 碳纤维增强金属层合板的制备 |
| 1.3 金属层合板研究进展 |
| 1.3.1 金属层合板及其制备方法 |
| 1.3.2 轧制复合技术 |
| 1.3.3 镁基层合板研究进展 |
| 1.4 典型金属板材的织构 |
| 1.4.1 镁合金板材的织构 |
| 1.4.2 铝合金板材的织构 |
| 1.4.3 奥氏体不锈钢板材的织构 |
| 1.5 本文选题及研究内容 |
| 1.5.1 本文选题 |
| 1.5.2 本文研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料 |
| 2.2.1 原材料成分 |
| 2.2.2 原材料预处理 |
| 2.2.3 原材料的力学性能 |
| 2.3 性能测试与组织分析 |
| 2.3.1 金相组织观察(OM) |
| 2.3.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.3 扫描电子显微镜观察(SEM) |
| 2.3.4 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.3.5 纳米压痕 |
| 2.3.6 扫描电镜原位拉伸和弯曲实验(in situ tensile and bending test inSEM) |
| 2.3.7 室温拉伸性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板的制备及组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板的制备 |
| 3.3 不同退火温度层合板的微观形貌 |
| 3.4 不同退火温度层合板的织构演变规律 |
| 3.4.1 退火温度对镁组元板组织结构的影响 |
| 3.4.2 退火温度对铝组元板组织结构的影响 |
| 3.4.3 退火温度对不锈钢组元板组织结构的影响 |
| 3.5 退火温度对层合板层界面的影响 |
| 3.5.1 轧制态层合板界面 |
| 3.5.2 200℃退火态层合板界面 |
| 3.5.3 300℃退火态层合板界面 |
| 3.5.4 400℃退火态层合板界面 |
| 3.6 Mg/Al界面化合物生长规律的研究 |
| 3.6.1 反应扩散层尺寸测量 |
| 3.6.2 扩散系数的计算 |
| 3.7 本章小节 |
| 第四章 ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板的力学性能及断裂机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 层合板的拉伸性能 |
| 4.3 层合板的纳米压痕测试 |
| 4.3.1 加载-卸载曲线 |
| 4.3.2 压痕最大深度和残余深度 |
| 4.3.3 压痕硬度 |
| 4.3.4 板层位错密度 |
| 4.4 层合板的失效分析 |
| 4.4.1 原位拉伸 |
| 4.4.2 原位弯曲 |
| 4.4.3 断裂机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热压法制备碳纤维增强AZ31 层合板的组织结构和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的制备及组织性能研究 |
| 5.2.1 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的制备 |
| 5.2.2 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的组织结构 |
| 5.2.3 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的力学性能 |
| 5.3 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的制备及组织性能的研究 |
| 5.3.1 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的制备 |
| 5.3.2 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的组织结构 |
| 5.3.3 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 创新点及展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn（wt.%）稀土镁合金半固态组织演变及变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁合金现状及其应用 |
| 1.1.1 稀土元素的作用 |
| 1.1.2 高稀土含量镁合金的研究 |
| 1.2 半固态成形技术 |
| 1.3 半固态坯料制备方法 |
| 1.4 稀土镁合金变形行为和本构模型 |
| 1.5 课题研究意义与研究内容 |
| 1.5.1 课题研究意义 |
| 1.5.2 课题研究内容 |
| 1.5.3 课题研究技术路线 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验试样制备和工艺 |
| 2.3.1 电磁感应半固态工艺 |
| 2.3.2 SIMA法等温半固态工艺 |
| 2.3.3 压缩实验 |
| 2.4 测试与表征 |
| 2.4.1 差热分析法 |
| 2.4.2 XRD分析法 |
| 2.4.3 光学显微组织观察 |
| 2.4.4 SEM分析和EDS分析 |
| 2.4.5 半固态组织定量分析 |
| 2.4.6 合金压缩性能分析 |
| 第3章 电磁感应加热制备Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn(wt.%)镁合金半固态坯料 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn稀土镁合金显微组织 |
| 3.2.1 铸态合金显微组织 |
| 3.2.2 挤压态合金显微组织 |
| 3.3 半固态坯料的制备 |
| 3.3.1 电磁感应加热温度的影响 |
| 3.3.2 电磁感应加热功率的影响 |
| 3.3.3 分段感应加热的影响 |
| 3.4 电磁感应加热坯料力学性能分析 |
| 3.4.1 室温压缩力学性能 |
| 3.4.2 压缩试样断口分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn(wt.%)镁合金半固态SIMA法制备和力学行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 半固态等温处理组织演变 |
| 4.2.1 等温温度的影响 |
| 4.2.2 等温时间的影响 |
| 4.2.3 晶粒粗化模型分析 |
| 4.3 预变形量对合金半固态组织影响 |
| 4.4 SIMA法与感应加热法组织对比 |
| 4.5 Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn镁合金力学行为 |
| 4.5.1 350℃~450℃的真应力-应变曲线 |
| 4.5.2 550℃~580℃的真应力-应变曲线 |
| 4.5.3 本构方程拟合 |
| 4.5.4 方程精准度分析 |
| 4.5.5 变形激活能分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的成果 |
（4）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 |
（5）颗粒增强铝基复合材料超声钎焊焊缝组织细化工艺及机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 SiC颗粒增强铝基复合材料焊接研究现状 |
| 1.2.1 铝基复合材料的分类 |
| 1.2.2 SiC_p/Al-MMCs的熔化焊研究现状 |
| 1.2.3 SiC_p/Al-MMCs的固相焊研究现状 |
| 1.2.4 SiC_p/Al-MMCs的钎焊研究现状 |
| 1.3 超声复合钎焊的工艺研究现状 |
| 1.3.1 超声波激励液态钎料钎焊 |
| 1.3.2 超声波激励固态母材钎焊 |
| 1.4 课题研究的目的和意义及主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 钎料 |
| 2.2 试验设备及装置 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 试验前处理 |
| 2.3.2 试验过程 |
| 2.3.3 结果分析与测试 |
| 第3章 锌铝钎料凝固过程中窄间隙内焊缝组织演变及影响因素 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Zn-Al钎料凝固过程中超声激励对窄间隙内焊缝组织宏观形貌分析 |
| 3.2.1 不同二次超声处理温度时焊缝宏观形貌 |
| 3.2.2 不同二次超声作用时间焊缝宏观形貌 |
| 3.3 Zn-Al钎料凝固过程中超声激励对窄间隙内焊缝组织微观形貌分析 |
| 3.3.1 不同二次超声处理温度时焊缝微观组织形貌分析 |
| 3.3.2 不同二次超声作用时间焊缝微观组织形貌 |
| 3.4 焊缝组织晶粒细化机理 |
| 3.4.1 焊缝中晶粒的细化规律 |
| 3.4.2 超声效应对不同相态下焊缝组织演变的作用机理 |
| 3.4.3 凝固过程中超声晶粒细化机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 锡锌钎料凝固过程中窄间隙内焊缝组织演变及影响因素 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Sn-Zn钎料凝固过程中超声激励对窄间隙内焊缝组织宏观形貌分析 |
| 4.2.1 不同二次超声处理温度时焊缝宏观形貌 |
| 4.2.2 不同二次超声作用时间焊缝宏观形貌 |
| 4.3 Sn-Zn钎料凝固过程中超声激励对窄间隙内焊缝组织微观形貌分析 |
| 4.3.1 不同二次超声处理温度时焊缝微观组织形貌分析 |
| 4.3.2 不同二次超声作用时间焊缝微观形貌 |
| 4.4 焊缝组织作用机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 超声强化SiC_p/MMCs接头力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 显微硬度分析 |
| 5.2.1 Zn-Al基 SiC颗粒增强复合焊缝的显微硬度测试 |
| 5.2.2 Sn-Zn基 SiC颗粒增强复合焊缝的显微硬度测试 |
| 5.3 剪切强度分析 |
| 5.3.1 超声处理温度对接头剪切强度的影响 |
| 5.3.2 超声作用时间对接头剪切强度的影响 |
| 5.4 断口分析 |
| 5.4.1 以锌铝合金为钎料的超声复合钎焊接头断口分析 |
| 5.4.2 以锡锌合金为钎料的超声复合钎焊接头断口分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表(含录用)的学术论文 |
（6）电子封装用颗粒增强铝基复合材料半固态压力钎焊研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 电子封装材料概述 |
| 1.2.1 传统电子封装材料 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的连接 |
| 1.3.1 熔化焊 |
| 1.3.2 扩散焊 |
| 1.3.3 搅拌摩擦焊 |
| 1.3.4 钎焊 |
| 1.4 半固态金属的物理特性及半固态连接技术的应用 |
| 1.4.1 半固态金属的组织特征 |
| 1.4.2 半固态金属的压缩变形特性 |
| 1.4.3 半固态连接技术的应用 |
| 1.5 论文研究内容与研究方案 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 钎料 |
| 2.1.3 SiC颗粒 |
| 2.2 实验设备及方法 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.3 微观分析及性能测试 |
| 2.3.1 微观组织分析 |
| 2.3.2 性能测试 |
| 第三章 Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织演变与压缩行为研究 |
| 3.1 Zn-Al-Cu钎料初始微观组织 |
| 3.2 Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织演变研究 |
| 3.2.1 初始状态对Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织的影响 |
| 3.2.2 加热温度对Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织的影响 |
| 3.2.3 保温时间对Zn-Al-Cu钎料半固态球晶组织的影响 |
| 3.3 Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为研究 |
| 3.3.1 加热温度对Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为的影响 |
| 3.3.2 保温时间对Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为的影响 |
| 3.3.3 初始状态对Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形行为的影响 |
| 3.4 Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形机制及接触面上相互作用分析 |
| 3.4.1 Zn-Al-Cu钎料半固态压缩变形机制 |
| 3.4.2 Zn-Al-Cu钎料与上下压头接触面上相互作用分析 |
| 3.4.3 接触面上相互作用的影响因素 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊研究 |
| 4.1 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊工艺研究 |
| 4.1.1 钎料初始状态和焊接温度对氧化膜破除和接头力学性能的影响 |
| 4.1.2 焊接压力对氧化膜破除和接头力学性能的影响 |
| 4.1.3 SiC增强相含量对氧化膜破除和接头力学性能的影响 |
| 4.2 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊工艺优化研究 |
| 4.2.1 半固态压力钎焊优化工艺及接头显微组织 |
| 4.2.2 优化工艺下母材表面氧化膜破除和接头形成过程研究 |
| 4.3 优化工艺下温度对AlSiC/AlSiC接头微观组织与力学性能影响 |
| 4.3.1 升温温度对接头微观组织的影响 |
| 4.3.2 升温温度对接头力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 AlSi/AlSi半固态压力钎焊研究 |
| 5.1 SiC颗粒辅助半固态压力钎焊方法的提出 |
| 5.2 AlSi合金表面SiC颗粒预置工艺研究 |
| 5.2.1 SiC颗粒在液相介质中超声分散研究 |
| 5.2.2 SiC颗粒在液相介质中沉积行为研究 |
| 5.3 SiC颗粒对AlSi/AlSi钎焊接头界面微观组织与性能的影响 |
| 5.3.1 颗粒粒径与沉积量对钎焊接头界面微观组织的影响 |
| 5.3.2 颗粒粒径与沉积量对钎焊接头力学性能的影响 |
| 5.4 AlSi/AlSi接头残余应力及接头强化机制 |
| 5.4.1 接头残余应力计算 |
| 5.4.2 SiC颗粒对接头强度的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 AlSiC/AlSi半固态压力钎焊工艺及应用研究 |
| 6.1 AlSiC/AlSi半固态压力钎焊工艺 |
| 6.2 AlSiC/AlSi半固态压力钎焊工程应用研究 |
| 6.2.1 典型构件形式及性能要求 |
| 6.2.2 焊接工艺及焊件性能检测 |
| 6.3 AlSiC/AlSiC半固态压力钎焊工程应用研究 |
| 6.3.1 典型构件形式及性能要求 |
| 6.3.2 焊接工艺及焊件性能检测 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
（7）AZ91D/6061双金属复合界面组织及热力学分析（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 引言 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁/铝双金属复合界面微观组织研究现状 |
| 1.2 复合材料凝固过程中的热力学计算 |
| 1.2.1 复合材料过程中凝固路径的热力学计算 |
| 1.2.2 复合材料过程中合金相形成的热力学计算 |
| 1.3 复合材料凝固过程中扩散动力学计算 |
| 1.4 本课题研究的目的、内容及意义 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 研究意义 |
| 1.5 可行性分析 |
| 第2章 AZ91D/6061双金属复合界面的热力学 |
| 2.1 AZ91D/6061双金属复合界面的相形成热力学 |
| 2.1.1 复合界面相形成的热力学 |
| 2.1.2 复合界面相标准生成焓 |
| 2.2 AZ91D/6061双金属复合界面的元素扩散动力学 |
| 2.2.1 合金元素扩散与复合界面宽度的关系 |
| 2.2.2 复合界面的合金元素扩散系数与激活能 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 AZ91D/6061双金属复合铸锭的界面组织与性能 |
| 3.1 试验材料与研究方法 |
| 3.1.1 试验材料 |
| 3.1.2 研究方法 |
| 3.2 试验结果与分析 |
| 3.2.1 固/液复合工艺参数对镁/铝复合铸锭缺陷影响 |
| 3.2.2 AZ91D镁合金半固态坯料的液相率对复合界面微观组织的影响 |
| 3.2.3 冷却速率对复合界面微观组织的影响 |
| 3.2.4 AZ91D/6061双金属复合铸锭的力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 AZ91D/6061双金属复合界面的凝固行为 |
| 4.1 AZ91D/6061双金属复合界面相的形成行为研究 |
| 4.2 AZ91D/6061双金属复合界面处元素扩散规律研究 |
| 4.3 AZ91D/6061双金属复合界面结合机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 导师简介 |
| 企业导师简介 |
| 作者简介 |
| 学位论文数据集 |
（8）挤压铸造准晶增强Mg-Y-Zn镁合金材料工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 镁的基本特性 |
| 1.1.2 镁合金的特点 |
| 1.1.3 镁合金的强化机制 |
| 1.1.4 镁及镁合金应用 |
| 1.2 准晶 |
| 1.2.1 准晶的研究和发展 |
| 1.2.2 准晶晶体学特征 |
| 1.2.3 准晶的合金系及其分类 |
| 1.2.4 准晶的特性及应用 |
| 1.3 准晶增强镁基复合材料 |
| 1.4 挤压铸造工艺 |
| 1.4.1 挤压铸造工艺原理 |
| 1.4.2 挤压铸造分类及工艺过程 |
| 1.4.3 挤压铸造工艺优点 |
| 1.5 研究现状 |
| 1.5.1 挤压铸造镁合金研究现状 |
| 1.5.2 Mg-Y-Zn镁合金研究现状 |
| 1.6 本文选题背景及意义 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验过程及制备方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及保护 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 Mg-Y-Zn合金的制备 |
| 2.5 热处理 |
| 2.5.1 普通热处理 |
| 2.5.2 高温热处理及时效 |
| 2.6 相组成及微观组织分析 |
| 2.6.1 光学显微镜分析(OM) |
| 2.6.2 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.6.3 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.6.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 显微硬度测试 |
| 2.7.2 拉伸性能测试 |
| 第3章 挤压铸造参数对Mg-Y-Zn合金的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金成分设计和选择 |
| 3.3 挤压铸造实验参数设计 |
| 3.3.1 浇铸温度设计 |
| 3.3.2 挤压压力设计 |
| 3.3.3 挤压铸造试验方案 |
| 3.4 挤压铸造Mg_(95.1)Y_(0.7)Zn_(4.2)镁合金的研究 |
| 3.4.1 浇铸温度对Mg_(95.1)Y_(0.7)Zn_(4.2)合金的影响 |
| 3.4.2 挤压压力对Mg_(95.1)Y_(0.7)Zn_(4.2)合金的影响 |
| 3.5 挤压铸造Mg_(93)Y_1Zn_6镁合金的研究 |
| 3.5.1 浇铸温度对Mg_(93)Y_1Zn_6合金的影响 |
| 3.5.2 挤压压力对Mg_(93)Y_1Zn_6合金的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 挤压铸造制备Mg-xY-6xZn合金的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金成分对挤压铸造Mg-xY-6xZn合金的影响 |
| 4.3 Mg-xY-6xZn合金中准晶相的形成及强化机制 |
| 4.3.1 合金中准晶相的形成 |
| 4.3.2 合金的强化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 挤压铸造制备Mg-Y-xZn合金的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金成分设计 |
| 5.3 合金成分对Mg-Y-Zn合金的影响 |
| 5.4 Mg-Y-x Zn合金中的相 |
| 5.5 合金中相的形成 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 热处理工艺对Mg-Y-Zn合金力学性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 普通热处理对挤压铸造镁合金的影响 |
| 6.3 高温固溶处理对Mg_(93)Y_1Zn_6合金的影响 |
| 6.4 时效处理对500℃固溶处理后合金的影响 |
| 6.5 准晶I相形成机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（9）流变成形对Al-Si-Fe-V合金组织和性能的影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 Fe元素对铝合金的有害影响及控制措施 |
| 1.2.1 Fe对铝合金性能的影响 |
| 1.2.2 控制铝合金中富Fe相的措施 |
| 1.3 搅拌细化合金研究现状 |
| 1.4 超声振动研究现状 |
| 1.4.1 超声振动的空化效应 |
| 1.4.2 超声波的声流效应 |
| 1.4.3 超声波的热效应 |
| 1.4.4 超声波的衰减效应 |
| 1.5 超声波在金属熔体中的应用 |
| 1.5.1 超声除气和去除夹杂物 |
| 1.5.2 超声处理改善合金组织 |
| 1.5.3 超声处理的缺陷以及改进方案 |
| 1.6 半固态流变挤压成型的研究现状 |
| 1.6.1 半固态流变成形技术 |
| 1.6.2 挤压铸造工艺 |
| 1.6.3 半固态挤压成形的研究现状 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验装置 |
| 2.2.1 超声振动制浆装置 |
| 2.2.2 机械搅拌装置 |
| 2.2.3 流变挤压成形设备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 熔炼工艺 |
| 2.3.2 超声振动试验方法 |
| 2.3.3 机械搅拌试验方法 |
| 2.3.4 半固态浆料的流变挤压成形 |
| 2.3.5 热处理工艺 |
| 2.4 显微组织分析和力学性能测试 |
| 2.4.1 金相组织观察及分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.4.3 室温拉伸性能 |
| 第3章 不同V含量对A380组织和性能的影响 |
| 3.1 合金成分与材料制备工艺 |
| 3.2 试验结果及分析 |
| 3.2.1 不同V含量对A380合金中富铁相的影响 |
| 3.2.2 不同V含量对A380合金力学性能的影响 |
| 3.2.3 V含量对A380富铁相的影响机理分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 超声振动和搅拌对含V的A380合金的作用 |
| 4.1 合金材料的设计与制备 |
| 4.2 试验结果及分析 |
| 4.2.1 超声对A380合金显微组织的影响 |
| 4.2.2 搅拌对A380合金显微组织的影响 |
| 4.2.3 超声/搅拌联合作用对A380合金显微组织的影响 |
| 4.2.4 超声、搅拌以及超声/搅拌联合作用对合金性能的影响 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 流变挤压对A380合金显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1 合金材料的设计与制备 |
| 5.2 流变挤压对A380合金显微组织的影响 |
| 5.3 流变挤压对A380合金力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 全文总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间已发表的论文 |
| 致谢 |
（10）铜铝异种金属管磁脉冲-半固态复合辅助钎焊温度条件研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 Cu/Al异种金属焊接研究现状 |
| 1.2.1 Cu/Al固相焊研究现状 |
| 1.2.2 Cu/Al钎焊研究现状 |
| 1.3 半固态技术研究现状 |
| 1.3.1 半固态理论研究 |
| 1.3.2 半固态应用研究 |
| 1.4 感应加热温度场模拟研究现状 |
| 1.5 课题研究意义及主要内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验母材 |
| 2.1.2 实验钎料 |
| 2.2 实验设备及装置 |
| 2.3 实验工艺及原理 |
| 2.3.1 磁脉冲-半固态辅助钎焊工艺 |
| 2.3.2 氧化膜去除原理 |
| 2.4 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.5 接头拉伸性能测试 |
| 第3章 温度场有限元模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 感应加热的数学模型 |
| 3.2.1 感应加热原理 |
| 3.2.2 电磁热转换过程 |
| 3.2.3 感应加热磁场数学模型 |
| 3.2.4 感应加热的温度场数学模型 |
| 3.3 铜铝管感应加热有限元模型的建立 |
| 3.3.1 几何实体的建立 |
| 3.3.2 材料及边界条件定义 |
| 3.3.3 多物理场耦合 |
| 3.3.4 网格划分 |
| 3.3.5 求解器选择 |
| 3.3.6 模型有效验证 |
| 3.4 感应加热有限元分析 |
| 3.4.1 感应加热管件的温度分布规律 |
| 3.4.2 线圈内径对温度场的影响 |
| 3.4.3 线圈高度对温度场的影响 |
| 3.4.4 电流频率对温度场的影响 |
| 3.5 感应加热工艺优化 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 磁脉冲-半固态复合辅助钎焊接头 |
| 4.1 相及相图 |
| 4.2 Al/Zn-15Al/Cu钎焊接头 |
| 4.2.1 接头宏观形貌 |
| 4.2.2 钎焊温度390℃接头 |
| 4.2.3 钎焊温度410℃接头 |
| 4.2.4 钎焊温度430℃接头 |
| 4.3 Al/Zn-22Al/Cu钎焊接头 |
| 4.3.1 接头宏观形貌 |
| 4.3.2 钎焊温度430℃接头 |
| 4.3.3 钎焊温度460℃接头 |
| 4.3.4 钎焊温度490℃接头 |
| 4.4 拉伸测试 |
| 4.5 本章总结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者攻读硕士学位期间研究成果 |
四、Zn-Al合金半固态挤压成型试验研究（论文参考文献）
- [1]高锌含量Mg-Zn-Al-Cu-Mn系列合金组织与力学性能研究[D]. 李培亮. 齐鲁工业大学, 2021(10)
- [2]高强度高刚度镁基层合板的制备及组织性能研究[D]. 郝欣为. 太原理工大学, 2021(01)
- [3]Mg-8Y-6Gd-1Nd-0.17Zn（wt.%）稀土镁合金半固态组织演变及变形行为研究[D]. 刘崇亮. 西南交通大学, 2020(07)
- [4]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)
- [5]颗粒增强铝基复合材料超声钎焊焊缝组织细化工艺及机理[D]. 朱超. 沈阳航空航天大学, 2019(04)
- [6]电子封装用颗粒增强铝基复合材料半固态压力钎焊研究[D]. 肖静. 国防科技大学, 2019(01)
- [7]AZ91D/6061双金属复合界面组织及热力学分析[D]. 苏雪. 华北理工大学, 2020(02)
- [8]挤压铸造准晶增强Mg-Y-Zn镁合金材料工艺及性能研究[D]. 王冰. 中北大学, 2019(02)
- [9]流变成形对Al-Si-Fe-V合金组织和性能的影响研究[D]. 王朝闻. 武汉工程大学, 2019
- [10]铜铝异种金属管磁脉冲-半固态复合辅助钎焊温度条件研究[D]. 高远. 武汉理工大学, 2019(07)