一、高纯化对Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金性能的影响（论文文献综述）
潘艳林[1]（2021）在《新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计及组织性能研究》文中研究指明传统5000系Al-Mg合金因具有优异的耐蚀性、可焊性、成形性以及相对较高的比强度而广泛应用于车辆和船舶工业,但其强度属于中等强度,不能满足航空工业的需求。7000系Al-Zn-Mg（-Cu）合金和2000系Al-Cu合金因其高强韧性而广泛应用于航空领域,但其可焊性存在一定不足,特别是其在传统熔化焊接过程中容易开裂,因而限制了合金的进一步发展,合金的焊接性能亟需解决。此外,Al-Zn-Mg（-Cu）系和Al-Cu系合金在峰时效（T6）状态下耐腐蚀性能较差,其耐腐蚀性能也需要进一步提升。新型Al-Mg-Zn合金通过合理的成分设计及工艺优化使合金的强度提高至500MPa左右,且在峰时效状态下合金的抗晶间腐蚀性能大幅提升。此外,通过在Al-5.1Mg-2.0Zn合金中添加少量的Cu元素（Cu元素质量分数≤0.5wt%）发现,少量Cu的添加可以起到烤漆硬化的作用;通过Zn、Cu的复合添加以及优化时效工艺,深入分析了 Cu元素对合金析出行为的影响并揭示了合金的强化机制和腐蚀机制。因此开发新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu是未来多用途高性能铝合金的发展趋势,这也对合金的综合性能提出了更高要求。本研究在时效析出型Al-Mg-Zn合金中添加少量Cu元素,通过合理的成分设计,调控合金元素Zn和Cu的含量,制备了（Zn+Cu）/Mg≤1.50的新型Al-Mg-Zn-Cu合金,在成分上显着区别于传统2000、5000以及7000系铝合金。研究主要通过硬度测定、差热分析、金相观察、扫描和透射组织表征等分析方法对Al-Mg-Zn-Cu合金的组织性能进行深入分析,具体对合金的力学性能、焊接热裂敏感性、腐蚀性能以及断裂韧性等进行深入研究,阐明设计合金的强韧化机制,影响合金焊接热裂敏感性的因素以及腐蚀机制等内容。研究结果表明,新型Al-Mg-Zn-Cu合金主由T-Mg32（Al,Zn,Cu）49相强化,通过常规固溶时效处理至T6态,合金抗拉强度约为570MPa,屈服强度约为500MPa,且合金保持较高的延伸率约为14%。Al-Mg-Zn-Cu合金T6态强度与7075-T6合金相当,且设计合金的比强度较高。进一步的,通过引入形变强化,充分发挥T相析出强化效应以及形变硬化,优化合金的制备工艺,制备得到超高强Al-Mg-Zn-Cu合金,合金抗拉强度高达746MPa,屈服强度高达696MPa,且延伸率约为8%。在优化Al-Mg-Zn-Cu合金制备工艺的同时研究了 T6态合金的焊接热裂敏感性、腐蚀性能和断裂韧性,研究表明T6态合金的焊接热裂敏感性优于7075合金,热裂敏感性与合金有效凝固区间、凝固末期液相分数、糊状区宽度以及所受内应力相关;基于SKK判据,考虑了合金冷却速率、糊状区宽度、二次枝晶间距以及焊接凝固阶段应力等因素的影响,建立了适用于铝合金焊接的热裂判据,当热裂敏感性HCS大于1时,合金发生热裂;反之,热裂不会发生。合金抗晶间腐蚀性能研究表明,合金晶间腐蚀性能主要由晶界析出相的连续性决定;对合金断裂韧性的研究表明,合金断裂韧性与合金的晶界析出相、PFZ宽度以及再结晶分数等相关。并通过高温回归与形变热处理工艺相结合获得综合性能优良的铝合金,兼具强韧性、腐蚀性能以及可焊性。这些研究结果将为时效析出强化型Al-Mg-Zn-Cu合金的成分设计、板材制备、微观结构设计与组织性能调控、焊接性能提升、腐蚀性能以及断裂韧性改善等方面提供指导。
翟凤龙[2]（2021）在《Sm合金化对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微观组织及性能影响》文中研究指明随着航空航天事业的快速发展,对Al-Zn-Mg-Cu-Zr系超高强铝合金的性能要求不断提高,对开发新型合金的渴求愈加强烈。虽然Al-Zn-Mg-Cu-Zr系合金具有高的综合力学性能,但在腐蚀介质和应力环境下服役时其剥落腐蚀及应力腐蚀开裂较为严重。为了解决此问题,本文设计并研究了一种新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sm合金,意在同时提高合金的强度和耐蚀性。本文系统的研究了Sm含量对铸态Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金显微组织影响;优化了Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的均匀化工艺和变形工艺;深入研究了Sm含量对挤压态合金再结晶行为、析出行为以及室温、高温力学性能和腐蚀性能的影响;揭示Sm添加对合金的强化机理和耐蚀机理。最后,优化最优成分合金固溶工艺,研究时效工艺对最优成分合金显微组织、力学性能及耐蚀性的影响。获得如下研究结果:Sm添加可使铸态Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金显微组织显着细化,当Sm含量为0.3%时,晶粒尺寸最小为108μm。此外,Sm添加降低了晶界处第二相含量,同时形成Al10Cu7Sm2相。晶粒细化归因于Sm元素引起的成分过冷以及晶界处形成Al10Cu7Sm2相对晶粒生长的抑制作用。合金经预处理后析出大量的Al3Zr相。均匀化后合金中低熔点的η相溶入基体,形成少量的S（Al2Cu Mg）相,而高熔点的Al23Cu Fe4和Al10Cu7Sm2相在均匀化过程中不能被消除,Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的最优均匀化工艺为400°C×10 h+470°C×24 h。利用线性回归法计算出Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的变形激活能为182.762 k J/mol,确定热变形的本构方程。构建Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金的热加工图,确定最优热加工工艺参数:变形温度为360°C～440°C,应变速率为0.001s-1～0.01s-1和变形温度为430°C～450°C,应变速率为0.13s-1～1s-1。热压缩组织分析显示,变形温度低于420°C时,合金仅发生动态回复;变形温度为450°C时,合金已有动态再结晶产生。Sm合金化可改善Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金挤压态组织,挤压过程中形成的亚微米级Al10Cu7Sm2相可抑制再结晶。Sm可促进合金中η’相的形核,提高η’相的弥散度,抑制了η’相向η相转变,同时Sm可粗化晶界析出相以及减小晶界无析出带宽度。Sm合金化可提高Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金的力学性能和腐蚀性能,Sm的最优添加量为0.3%。Sm添加主要通过细化晶粒、强化亚结构和提高η’相的弥散度提高合金强度。Sm合金化后合金纤维组织细化、晶界析出相粗化和晶界无析出带变窄等微结构特征降低Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr合金的腐蚀敏感性。固溶处理可消除Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm挤压后残余的η和S相,但Al23Cu Fe4和Al10Cu7Sm2相不溶解。T6态Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金具有较高的强度,但耐蚀性相对较差;而合金经T74处理后强度牺牲较大,但具有较强的晶间腐蚀、剥落腐蚀和应力腐蚀抗力;RRA时效工艺可使合金在强度损失较小的情况下获得较好的耐蚀性。Al-6.7Zn-2.6Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.3Sm合金经最优热处理工艺处理后抗拉强度为723 MPa、屈服强度为674 MPa、延伸率为9.8%、晶间腐蚀深度68μm、剥落腐蚀等级PB、慢应变速率拉伸的断裂最大强度和断裂时间分别为658 MPa和24700 s。
王世钧[3]（2020）在《添加稀土镧和铈对2024铝合金组织及性能的影响》文中研究说明2024铝合金是航空航天领域中应用最为广泛的轻质硬铝材料之一。科技的快速发展要求铝合金具有更高的强度及优异的综合性能,所以对2024铝合金强化机理方面的研究具有实际意义。本实验通过在2024铝合金中添加不同含量的稀土La（镧）和Ce（铈）,研究稀土元素对2024铝合金组织及性能的影响规律及作用机制。结果表明,相对于未变质2024铝合金,稀土变质合金的晶粒尺寸更小,强度、硬度更高,耐腐蚀性能较好。0.6wt.%Ce变质合金的抗拉强度最高（可达612MPa）,比未变质合金高31.9%,延伸率略有提高（为16.1%）。稀土变质合金的耐腐蚀性比未变质2024铝合金的耐腐蚀性有所提高,其中0.6wt.%La变质合金的耐腐蚀性能最佳。变质合金性能改善的主要原因有以下几个方面:变质合金的α-Al枝晶更细小,合金内部含有更多的晶界,有利于提高合金的抗拉强度;晶界处和晶粒内形成了Al-RE金属间化合物,这些化合物在晶界处起到钉扎位错的作用,在晶粒内可能起到促进晶粒形核的作用;稀土变质合金中的S纳米析出相更为细小弥散,使位错运动受到更大的阻碍,这就需要施加更高的应力才能驱动位错,从而使合金得到强化,而较粗大的T相为脆性相,在应力下容易产生断裂而形成裂纹源,变质合金中的T相数量减少,对合金的不利因素也随之降低,使合金得到强化;稀土与2024铝合金中的硅和铁等杂质元素形成化合物,降低其与基体的电极电位差,降低了点蚀发生的趋势;还可以使表面组织更加稳定与致密,有效延缓腐蚀的发生。以上实验数据为研发高强韧2024铝合金和改善合金的耐腐蚀性能提供了理论研究数据。
邓运来,张新明[4]（2019）在《铝及铝合金材料进展》文中研究指明本文概述了中国铝及铝合金材料产业与高强铝合金技术发展现状。重点介绍了高强铝合金研发及其材料制备技术的重要进展,为铝材产业、铝合金科技的持续发展提供新的思路。
王昀立[5]（2019）在《Si对Al-Zn-Mg合金组织及性能影响的研究》文中研究说明Al-Zn-Mg合金因具有比强度高,挤压成型性能优异,焊接性能良好等优点,其挤压型材广泛应用于高速列车车体。然而,高速列车的服役环境较为复杂多样,在环境介质的作用下Al-Zn-Mg合金可能发生应力腐蚀开裂（SCC）,导致失效,对高速列车长时间服役的安全可靠性造成极大的威胁。Si是Al-Zn-Mg合金中杂质元素之一,在高速列车车体用型材的成分中对Si含量严格控制。研究发现,从抗应力腐蚀能力方面考虑,Si含量并非越低越好。为优化Al-Zn-Mg合金中Si的控制范围,本文系统研究了Si对Al-Zn-Mg合金（7B05）微观组织、力学性能及耐腐蚀性能的影响,揭示了Si影响应力腐蚀的作用机理,并依据挤压参数的优化结果,开展了控Si型高速列车车体用Al-Zn-Mg合金横梁型材的工业规模生产,对相关的研究结果进行了工业化验证。全文主要的研究内容和结论如下:1.研究了 Si对铸态Al-Zn-Mg组织及凝固过程的影响。结果表明:随Si含量由<0.01升高至0.38 wt.%,Al-Zn-Mg合金凝固区间增宽,晶粒尺寸增大。在凝固过程中Si会造成微米级初生富Si相Mg2Si和α-Al（Fe,Mn）Si相的形成。2.研究了Si对Al-Zn-Mg合金均匀化处理及热挤压过程的影响。结果表明:合金在均匀化处理过程中可析出纳米相α-Al（Fe,Mn）Si,它们能有效地钉扎晶界,抑制热挤压过程中再结晶的发生。Si含量较低时,均匀化过程析出的纳米相α-Al（Fe,Mn）Si数量相对较少,对晶界的钉扎能力有限,合金发生较为严重的再结晶及晶粒异常长大;当Si达到一定的含量（≥0.10 wt.%）时,合金在均匀化处理时形成的纳米相α-Al（Fe,Mn）Si数量出现成倍增长,再结晶得到有效抑制,混晶组织消失,组织均匀性显着提升。3.研究了Si对Al-Zn-Mg合金人工时效过程及峰值时效态合金力学性能的影响。结果表明:Si含量为0.25和0.38 wt.%时,峰值时效态的合金中形成了相当数量尺寸较大的纳米MgZn2/Mg2Si复合析出相,和<0.01Si、0.06Si及0.10Si合金相比,其强度降低。但由于再结晶得到有效抑制,组织均匀性较高,疲劳极限提高,且分散性显着下降。4.研究了 Si对峰值时效态合金耐腐蚀性能的影响。结果表明:随Si含量升高,峰值时效态合金抗晶间腐蚀、剥落腐蚀及应力腐蚀的能力均呈上升趋势。重点关注的高Si含量合金抗应力腐蚀能力的提高,主要的机理包括:再结晶得到有效抑制.大角晶界分数较低,使峰值时效态合金晶界析出相间距较大,起决定性作用;初生Mg2Si相及时效过程中纳米MgZn2/Mg2Si复合析出相的形成均会消耗一定的Mg元素,使峰值时效态合金晶界无析出带内自由Mg含量较低,降低了晶界氢脆的可能性,有利于降低应力腐蚀敏感性。5.研究了挤压工艺包括挤压比及挤压温度对不同Si含量Al-Zn-Mg合金组织及相关性能的影响。结果表明:随挤压比由10增大至35,峰值时效态合金室温拉伸强度明显提高,塑性降低。由于挤压比增大,变形量和温升提高,有利于动态再结晶;而冷速也同时增大,冷却时间缩短,有利于抑制静态再结晶。因此,合金再结晶分数呈先上升后下降趋势。挤压比22下合金再结晶分数较高,从而耐腐蚀性能较差。随挤压温度由420升高至480℃,合金再结晶分数增大,峰值时效态合金室温拉伸强度及耐腐蚀性能降低。0.10Si合金组织和相关性能受挤压工艺的影响均显着小于0.06Si合金。6.针对峰值时效态合金,综合考虑室温拉伸强度和应力腐蚀敏感性,可将合金中Si含量优化控制在0.10～0.15 wt.%区间。完成了控Si型Al-Zn-Mg合金横梁型材的工业化生产,型材各项力学性能及抗应力腐蚀能力均满足应用要求。通过控制Si含量提高Al-Zn-Mg合金抗应力腐蚀能力较常规应力腐蚀抑制措施具有适用性、经济性和可操作性。
李海超[6]（2018）在《喷射沉积Al-Zn-Mg-Cu合金成分优化及热加工组织调控》文中认为基于喷射沉积技术的深过冷及快凝特性,所制备的Al-Zn-Mg-Cu系列合金在航空航天等领域具有广泛的应用前景。目前关于喷射沉积高合金化Al-Zn-Mg-Cu系合金的研究已取得不少成果,但在成分优化、组织调控等方面尚存在不足。本文基于相图热力学计算方法进行合金成分设计,并采用喷射沉积技术制备了高合金化的Al-Zn-Mg-Cu系列合金,系统地研究了合金成分在制备过程（喷射制坯、致密化、热处理）中对合金组织、相组成以及主要性能的作用规律及机制,建立了合金成分-组织-性能之间的对应关系,之后,对优化成分合金进行了锻造成形实验,着重分析了合金在变形过程中的应力应变行为以及缺陷形成机理。上述研究对于开发具有自主知识产权的新合金体系、推进喷射沉积高合金化Al-Zn-Mg-Cu系合金的工程应用具有十分重要的意义。热力学计算结果显示:Zn/Mg比值是决定Al-Zn-Mg-Cu系合金析出相类型的最关键因素。当Zn/Mg>4.5时,随Cu元素含量的增加,合金中只存在η（Mg Zn2）和θ（Al2Cu）相;当Zn/Mg<4.5时,随着Cu元素含量的增加,合金中出现T（Al2Mg2Zn3）和S（Al2Mg Cu）相。对不同成分沉积态合金组织的观察表明:喷射沉积特殊的凝固条件导致共晶反应时残余液相匮乏,晶界组织呈现两相分离的离异共晶形态;受溶质扩散速度差异的影响,沉积态合金的凝固路径向低Cu方向偏移,但仍发生liquid→α（Al）+η（Mg Zn2）共晶反应;所有合金中由液相反应生成的共晶析出相均为η（Mg Zn2）相,晶内第二相的数量主要由Mg元素含量决定,而晶界第二相的尺寸和数量由（Mg+Cu）总含量决定;在合金中加入微量Sc元素,与Zr复合形成Al3（Sc Zr）初晶粒子,不仅可以细化晶粒,还能通过异质形核细化晶界离异共晶组织。雾化熔滴与沉积层的固液状态是决定沉积态合金孔隙形成与分布的关键因素。热等静压过程中,坯锭的致密化分为塑性变形阶段与蠕变扩散阶段;最佳热等静压致密化工艺为温度465/4h→485/h,压力130MPa,处理后沉积坯致密度达到99.9%以上,合金组织保持各向同性。合金经热挤压致密化后存在明显的组织各向异性,闭合孔隙与第二相沿挤压方向呈链状分布,形成弱势面;高Mg含量合金热挤压后第二相的数量更多,随着合金中Sc元素含量的增加,热挤压组织中第二相的尺寸逐渐减小,且弥散程度逐渐增加,合金组织得到进一步的细化。经双级固溶处理后合金中第二相大部分回溶到基体,低Mg含量合金更易进入α（Al）单相区。在120℃时效,合金的硬化曲线呈现双峰特征。高Mg含量在时效过程中GP区的脱溶驱动力增大,使形核率增加;当合金中Cu元素含量较高时,可以有效地阻止析出相的粗化与转变,有利于维持合金的峰时效状态。峰时效态合金中的主要析出相为η′相,厚度为23nm;随Mg含量提高,合金晶内析出相体积分数显着增加,晶界析出相面积分数增大,合金的强度增加而塑性降低;Cu元素含量对合金晶内析出相尺寸以及体积分数影响不明显。对于高Mg含量合金,提高Cu含量会增加粗大未溶晶间第二相的数量,进而促进沿晶断裂发生,使合金塑韧性进一步降低。具有中等Zn/Mg比以及Cu含量的合金具备最优异的综合力学性能:抗拉强度811MPa,屈服强度778MPa,延伸率6.8%。在合金中添加微量的Sc元素,产生大量细小的二次Al3（Sc Zr）相粒子,起到稳定合金亚结构的作用,同时提高合金的力学性能与抗蠕变性能。采用数值模拟方法研究了成形速度与成形温度对模锻件成形过程的影响,确定最佳成形速度区间为1.0mm/s3.0mm/s,最佳成形温度为430℃。根据目标构件的尺寸形状特征以及预制坯料状态的不同进行了成形方案设计,并在最佳变形参数范围制备了盘类合金锻件。其中热等静压坯料在自由镦粗过程中受到二次拉应力作用,坯料边缘产生严重的裂纹;当热挤压坯料高径比较大时,容易发生流线的折叠和涡流等缺陷,且流线分布不均导致锻件力学性能的各向异性。经过热处理,包套镦粗+模锻方案所得锻件具备最佳力学性能并满足成形性要求:锻件盘底径向抗拉强度727MPa,屈服强度690MPa,延伸率5.0%;切向抗拉强度735MPa,屈服强度693Mpa,延伸率6.3%;双方向断裂韧性均高于30MPam1/2。
吴嫦慧[7]（2018）在《应力时效对7075铝合金组织和性能的影响》文中研究指明时效成形技术适应了国际上飞机机体制造领域朝着低成本、高性能方向发展的要求,为机翼等壁类零件的低成本制造提供了一个全新的思路。同时,也适应了我国关于大飞机关键技术研发的背景,在航空、航天领域具有广阔的应用前景。本文在理论和实验的基础上,以典型的高性能航空用7075-T651铝合金为研究对象,利用OM、XRD、SEM+EDS、TEM+HRTEM等微观检测方法,探究应力时效的特征以及外加应力状态对时效成形的铝合金组织和性能的影响,探讨了应力时效的形成机制。通过无应力时效和时效成形对比研究,获得了应力时效的特征,分析了应力时效成形效果和性能的影响。结果表明,铝合金板件应力时效时外加应力的存在对合金的金相组织、粗大第二相Al23CuFe4和弥散相Al18Cr2Mg3（E相）的大小和形态影响不大;外加应力的存在主要对合金的时效强化相产生影响,一方面外加应力促进析出相的形成,另一方面引起了析出相的长大,同时促进了晶界析出相的生长和不连续性,增大了晶无析出带的宽度。时效成形中外加应力的作用不仅仅表现在取向效应上,它还有利于析出相的非均匀形核。初始应力的引入有利于改善合金时效成形构件的成形效果,但是时效成形后的强度略有降低,而塑性在一定程度上有所提高。通过不同弯曲半径下时效成形构件组织和性能的对比研究,得到了铝合金不同应力水平对铝合金应力时效性能的影响。结果表明,随着预弯曲半径增加（变形程度越小）,合金的强度越高,延伸率越小,塑性降低。预弯曲半径增大对合金的金相组织影响不大。随着变形程度的增大,合金内晶内析出相的弥散度越高、平均尺寸越大,呈现明显的η相长大粗化特征,晶界析出相的尺寸也增大,晶界无沉淀析出相宽度越大。通过时效成形构件拉压两侧组织和性能的对比研究,发现时效成形后合金在相同应力水平下合金拉、压侧力学性能表现出明显差异,受压应力侧合金的屈服强度、抗拉强度和延伸率均大于受拉应力侧合金的,但是合金的延伸率增加不大。透射电镜分析表明,造成这样性能差异的原因可能是拉、压应力促进了较大尺寸的η相和杆状η相的长大和粗化,且拉应力的促进作用比压应力显着。
康雷[8]（2018）在《7X50型铝合金淬火过程析出行为、温度场及应力场研究》文中指出7X50型超高强铝合金固溶淬火并时效处理后具有高比强度、高比刚度、韧性好、耐腐蚀等优点,常以大截面尺寸产品在航空航天、交通运输及武器装备等领域作为轻质高强结构材料广泛使用。随着航空航天领域所用结构件逐渐向大型化、整体化方向发展,产品的截面尺寸不断增加。由于该合金优异的综合性能与其析出特点密不可分,而固溶处理后的淬火冷却过程直接影响合金的析出特点,因此该过程是决定7X50型铝合金大截面尺寸产品性能的关键。近年来,通过优化淬火过程调控Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金性能的研究层出不穷,但有关淬火冷却过程合金非均匀析出行为的研究还不够系统,而且由于热电偶安装方法的局限,现有研究测定的淬火冷却过程温度场数据可能存在偏差,不能真实反映发生在淬火表面上的热交换情况。因此,本文针对不同淬火冷却过程对7X50型铝合金析出行为、淬火温度场及淬火应力场的影响,采用7050和7B50合金热轧板固溶处理后进行等温处理水冷、表面喷水淬火及室温空冷等不同方式的淬火冷却实验。绘制7050和7B50合金的Time-Temperature-Properties（TTP）曲线,研究其淬火敏感性;深入讨论等温过程对合金非均匀/均匀析出行为的影响;研究7B50合金的淬透程度,并采用淬火因子法预测该合金厚板喷水淬火-时效后的性能分布;通过自行设计、研发的改进型Jominy样品实测距淬火表面不同距离的冷却曲线并结合反传热原理计算得到7B50合金80 mm厚板表面喷水淬火时的综合换热系数曲线,并将该系数曲线作为传热边界条件,对厚板的在线淬火过程进行温度场-应力场-应变场耦合分析。研究结果表明:（1）采用等温处理后水冷态电导率数据能够真实反映7X50型铝合金等温过程的脱溶程度,由它绘制的7050合金TTP曲线的鼻尖温度为330℃,对应的孕育期为1.25 s;而采用等温处理水冷后T6峰时效态性能（电导率或硬度）数据绘制的7050合金TTP曲线,其鼻尖温度不变,对应的孕育期为0.62 s,有缩短趋势。（2）7X50型铝合金固溶处理后在180～400℃等温处理时,其析出转变分数超过60%之前,Johnson-Mehl-Avrami方程中的指数n始终接近1,表明合金在此温度区间等温时,析出相的形核机制和长大方式不变,均以经典形核方式脱溶析出,随后长大、粗化。（3）7X50型铝合金固溶处理后在180℃和200℃短时间等温停留,等温样品水冷态电导率低于固溶处理后直接水淬基准样品的淬火态电导率,而且等温样品自然时效态硬度也高于基准样品,表明在该温度区间短时间等温处理能促进析出强化产物的形成;等温水冷后自然时效态基体内除了非均匀析出的η平衡相,还有GP区和η’相等析出强化产物;合金水冷后自然时效到较高硬度时,析出强化产物的尺寸为3～5 nm。（4）本研究设计开发的改进型Jominy样品及其配套的实验设备,能精确测定喷水淬火过程距淬火表面不同距离处的冷却曲线,为预测和模拟合金厚板的淬火温度场、应力场及淬火时效后的性能分布奠定可靠的数据基础。（5）7B50合金由9℃冷却水表面喷水淬火并自然时效50天后的淬透深度为70 mm,此处对应的淬火敏感温度区间内的平均冷却速率为1.62℃·s-1;再进行T6峰时效处理后,其淬透深度为60 mm,对应的平均冷却速率为2.05℃·s-1。采用淬火因子法预测该合金厚板喷水淬火并T6峰时效处理后的硬度分布,得到距淬火表面距离小于65 mm时,预测硬度与实测硬度的最大偏差仅为2.7%,说明预测结果的精度较高。（6）7B50合金由固溶处理温度淬火冷却时,随着内部冷却速率逐渐降低,首先在晶界、亚晶界上发生非均匀脱溶析出,观察到该析出现象时对应的淬火敏感温度区间内的平均冷却速率高达981℃·s-1;其次在基体内的Al3Zr粒子上或位错附近非均匀脱溶析出,基体内出现以Al3Zr粒子为核心非均匀形核析出的现象,对应的平均冷却速率为 37.2℃·s-1。（7）基于改进型Jominy样品由483℃表面喷水淬火时精确测定的7B50合金样品内部的实测冷却曲线,通过反传热原理计算分别由20℃和9℃冷却水表面喷水淬火时的表面综合换热系数曲线,其变化规律为:综合换热系数在淬火开始0.4 s时达到峰值,分别为69 kW.m-2·K-1和135 kW·m-2·K-1,此时对应的淬火表面温度分别为160℃和80℃;峰值过后综合换热系数随淬火时间延长迅速下降。（8）7B50合金改进型Jominy样品固溶处理后由20℃冷却水表面喷水淬火初期,淬火表面中心处冷却曲线上出现“等温平台”现象,该平台对应的温度范围为160～170℃,持续时间约为3 s。淬火开始后极短时间内淬火表面上的热交换机制由核态沸腾阶段迅速过渡到强制对流阶段,是导致淬火表面中心处冷却曲线上出现“等温平台”现象的主要原因。（9）将20℃冷却水喷水淬火时获得的淬火表面综合换热系数曲线作为传热边界条件,采用温度场-应力场-应变场耦合模拟求解5000 mm长、1500 mm宽、80 mm厚的7B50合金热轧板由该温度冷却水喷淋淬火后的残余应力分布规律为:最大残余压应力出现在板材表面中心处,为σx=-313 MPa,σy=-283 MPa;最大残余拉应力出现在板材厚度心部,为σx=192 MPa,σy=127 MPa;距离板材淬火表面15 mm处,发生残余压应力向残余拉应力的转变。
贾伟杰[9]（2018）在《800 MPa级超强铝合金成分设计、制备技术及组织性能研究》文中认为Al-Zn-Mg-Cu系铝合金由于其高比强度、高韧、良好抗腐蚀性能等作为飞机结构件、汽车安全装置等零件材料而得到广泛应用。超强铝合金是永恒的研究课题,尤其是800 MPa强度级的超强铝合金,一直是研究学者所追求的目标。本文按照合金成分优化设计→热处理调控（固溶+时效）→变形加工各向异性的思路进行研究。研究了不同Zn/Mg、Cu/Mg对铸态铝合金淬透性与铝合金轧制材组织性能的影响,选取综合性能较优的合金成分（Al-11.2 Zn-3.0 Mg-1.3 Cu-0.2Zr）制备大尺寸超强铝合金挤压材。之后研究了6种固溶工艺和3种时效工艺对大尺寸超强铝合金挤压材组织与性能的影响,最后研究了热压缩-挤压材超强铝合金在最佳热处理工艺下的组织性能与各向异性。本文研究的组织与性能主要包括:晶粒、未溶相、位错、硬度、电导率、淬透性、力学性能及抗腐蚀性能。具体的研究工作和试验结论如下:（1）研究了不同Zn/Mg、Cu/Mg值对Al-x Zn-3.0 Mg-y Cu-0.2 Zr铝合金铸态淬透性与轧制材组织性能的影响,其中Zn/Mg值分别为:3.13、3.73、4.0;Cu/Mg值分别为:1.43、0.77;采用热处理工艺为:固溶（470 oC×2 h）+T6（121oC×24 h）时效。结果表明:对于铸态铝合金而言,增加Zn/Mg和Cu/Mg都会降低合金的淬火敏感性,验证了合金的淬透性与原子半径差总和呈负相关关系,即合金原子半径差总和越大,合金淬透性越差。对于轧制材铝合金而言,增加合金的Zn/Mg值,会促进合金再结晶及晶粒长大。适当增加合金中Zn/Mg值会起到强硬化作用,如Cu/Mg值为0.77时,当Zn/Mg值从3.13升高到3.73时,硬度提高了8.8 HV,强度提高了49.268 MP,但是Zn/Mg值升高到4.00时,硬度和强度反而降低。此外,增加Zn/Mg会降低合金的抗晶间腐蚀性能和抗剥落腐蚀性能。增加Cu/Mg值,会促进合金再结晶及晶粒长大,有利于提高合金韧性和抗晶间腐蚀性能,但是会降低合金的强度、硬度及抗剥落腐蚀性能。（2）研究了大尺寸超强铝合金挤压材（理论设计成分Al-11.2 Zn-3.0 Mg-1.3Cu-0.2 Zr）在6种多步升温强化固溶工艺和T6（121 oC×24 h）;T76（121 oC×5 h+153 oC×16 h）;T7X（121 oC×5 h+133 oC×16 h）3种时效工艺下的组织性能。结果表明:随着固溶温度的升高和固溶时间的增加,合金中未溶相不断减少,在G3（450 oC×2 h+460 oC×2 h+472 o C×2 h）固溶工艺以后减少缓慢,而合金的再结晶程度和晶粒尺寸不断增大;硬度在G3固溶工艺下达到最大值,而电导率都呈现降低的趋势。合金在T6、T76、T7X时效处理后的强度值呈现先上升后下降的趋势,都在G3、G4（450 oC×2 h+460 oC×2 h+470 o C×2 h+475 oC×2 h）固溶工艺下达到最大值,而延伸率是逐渐降低的。此外,随着固溶温度的升高和固溶时间的增加,合金的抗晶间腐蚀性能提高,抗剥落腐蚀性能先升高后下降,并在G3、G4固溶处理下出现最佳值。因此,本试验中强度最高的热处理工艺为:G3固溶+T7X时效,此时合金的抗拉强度为827.9MPa、断后伸长率为8.1%、晶间腐蚀最大深度为126.9μm、剥落腐蚀为EA级。并对该热处理工艺下合金的淬透性进行了研究,其单端淬透深度仅为35.145 mm。（3）研究了热压缩-挤压-固溶（G3）-时效（T7X）下超强铝合金的组织性能及各向异性。结果表明:铝合金挤压材经过热压缩处理后,金相微观组织存在明显的差异性（Y方向晶粒:等轴状,X和Z方向晶粒:带状）,内部位错仅在X方向得到保留,而合金的硬度和电导率之间差异不大。另外,合金的拉伸性能也存在明显的各向异性,Z方向的抗拉强度相对于Y方向提高了约122MPa,而延伸率提高了157%。合金的抗腐蚀性能上也存在各向异性,Z方向的抗晶间腐蚀性能最好,腐蚀深度为167.46μm;而Y方向的抗剥落腐蚀最好,仅发生轻微的起皮现象,剥落腐蚀等级为PC级。本文创造性的验证了合金原子半径差总和与淬透性之间的内在联系,实现了合金成分、微结构（未溶相、金相、位错）、热处理与性能之间的有效调控,并利用常规工艺制备出了800 MPa级超强铝合金材料。
孙健[10]（2017）在《高强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形行为及组织性能的研究》文中研究表明本文系统地研究了Al-11.0Zn-（2.3-3.6）Mg-（0.4-1.5）Cu（wt.%）系列高强铝合金的热变形行为及组织演化规律,建立了合金的加工图,同时研究了高强铝合金挤压板材不同时效状态下的组织性能。主要研究内容包括:利用Gleeble-1500D热模拟试验机研究了五种合金的热变形行为,建立了热变形本构方程和加工图,给出高强铝合金适宜的加工窗口;利用EBSD和SEM分析技术研究了高强铝合金热变形过程中的组织演化规律;测试了高强铝合金挤压板材不同时效工艺下的力学性能,利用TEM表征了合金在不同时效工艺下的微观组织,分析了其强化机理。研究表明,高强铝合金在热压缩过程中主要经历四个阶段:加工硬化阶段、动态软化阶段、稳态流变阶段以及继续加工硬化阶段。考虑应变补偿的本构方程可以很好地预测合金的流变行为;高强铝合金适宜的加工窗口为变形温度为360℃420℃,应变速率为0.003s-10.03s-1。主合金元素含量对流变行为有明显影响,随着Mg含量的降低,流变失稳区缩小,能量耗散峰值减小;随着Cu含量的降低,失稳区扩大,能量耗散系数峰值区域向高温低应变速率区收缩;在应变速率较高的区域存在流变失稳区,随着应变量的增加,流变失稳区扩大至整个变形温度范围内,能量耗散系数峰值随着应变的增加而增加;高强铝合金流变失稳的形式是产生微观裂纹,在安全区能量耗散系数的变化与η相（Mg Zn2）的回溶有关。热变形过程中组织分析结果表明,随着变形温度的升高,动态再结晶组织相对含量增加;随着应变速率的升高,动态再结晶组织和亚晶组织相对含量减少。高强铝合金热变形过程中的主要软化机制为动态回复,兼有少量动态再结晶。合金中的Mg、Cu含量对亚晶组织的相对含量影响较小,对再结晶组织的相对含量影响较大。再结晶组织相对含量随Mg含量的降低而减少,随Cu含量的降低而增加。高强铝合金挤压板材不同时效工艺下的性能测试和组织表征结果表明,高强铝合金的主要强化相为η`相,在时效初期会形成一定量的GP区和η`相,随着时效时间的延长,η`相尺寸增大,数量密度升高,时效后期部分η`相转变为η相。经过110℃/8h+145℃/4h时效处理后,7#（Al-11.55Zn-2.05Mg-2.05Cu-0.09Zr-0.22Sc）合金σ0.2为745MPa,σb为755MPa,δ为8.6%,可获得良好的强塑性匹配。
二、高纯化对Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金性能的影响（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、高纯化对Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金性能的影响（论文提纲范文）
（1）新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计及组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述及研究内容 |
| 2.1 航空铝合金概述 |
| 2.1.1 国外航空铝合金的发展历程 |
| 2.1.2 国内航空铝合金的发展历程 |
| 2.2 Al-Mg-Zn合金 |
| 2.3 铝合金中合金元素的作用 |
| 2.3.1 主要合金元素Mg,Zn,Cu的作用 |
| 2.3.2 微量合金元素Mn,Cr,Ti等的作用 |
| 2.3.3 其他微合金化元素的作用 |
| 2.4 铝合金的强化机制 |
| 2.4.1 固溶强化 |
| 2.4.2 加工硬化 |
| 2.4.3 析出强化 |
| 2.4.4 晶界强化 |
| 2.5 铝合金的焊接性能 |
| 2.6 铝合金的腐蚀机制 |
| 2.6.1 点蚀 |
| 2.6.2 晶间腐蚀 |
| 2.6.3 剥落腐蚀 |
| 2.6.4 应力腐蚀 |
| 2.7 影响铝合金断裂韧性的因素 |
| 2.8 研究目的、内容和方案 |
| 2.8.1 研究目的和内容 |
| 2.8.2 研究方案 |
| 3 实验材料和方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 成分设计 |
| 3.2.2 熔炼铸造 |
| 3.2.3 均匀化热处理 |
| 3.2.4 铣面 |
| 3.2.5 热轧、再结晶退火及冷轧 |
| 3.2.6 固溶时效处理 |
| 3.2.7 性能测试 |
| 3.2.8 组织分析 |
| 4 新型Al-Mg-Zn-Cu合金制备工艺及力学性能 |
| 4.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计 |
| 4.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金板材制备 |
| 4.2.1 熔炼铸造 |
| 4.2.2 均匀化工艺探究 |
| 4.2.3 热轧工艺探究 |
| 4.2.4 冷轧工艺与再结晶退火工艺 |
| 4.2.5 固溶工艺探究 |
| 4.2.6 时效工艺优化 |
| 4.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金析出行为 |
| 4.3.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金力学性能 |
| 4.3.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金微观组织 |
| 4.3.3 合金成分、组织演变与力学性能之间的关系 |
| 4.4 新型Al-Mg-Zn-Cu合金力学性能优化 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 新型高强Al-Mg-Zn-Cu合金焊接性能 |
| 5.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金熔焊过程中的热裂行为 |
| 5.1.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金TIG焊接 |
| 5.1.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金非平衡凝固行为计算 |
| 5.1.3 改进T型装置模拟新型Al-Mg-Zn-Cu合金焊接试验 |
| 5.1.4 分析讨论 |
| 5.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金焊接热裂判据 |
| 5.2.1 改进T型模具模拟合金焊接结果 |
| 5.2.2 合金凝固路径计算 |
| 5.2.3 合金糊状区宽度计算 |
| 5.2.4 基于SKK判据建立适用于铝合金焊接的热裂判据 |
| 5.2.5 合金TIG焊接实验验证 |
| 5.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金焊接接头性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 新型高强可焊Al-Mg-Zn-Cu合金综合性能 |
| 6.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金腐蚀性能 |
| 6.1.1 晶间腐蚀 |
| 6.1.2 剥落腐蚀 |
| 6.1.3 晶界析出相及晶界特征 |
| 6.1.4 经过FTMT工艺优化后合金腐蚀性能 |
| 6.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金断裂韧性 |
| 6.2.1 新型Al-Mg-Zn-Cu合金断裂韧性 |
| 6.2.2 新型Al-Mg-Zn-Cu合金撕裂断口 |
| 6.2.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金断裂韧性的影响因素 |
| 6.2.4 经过FTMT工艺优化后合金断裂韧性 |
| 6.3 新型Al-Mg-Zn-Cu合金综合性能优化 |
| 6.3.1 加工工艺对Al-5.3Mg-4.0Zn-0.5Cu合金性能的影响 |
| 6.3.2 加工工艺对Al-5.3Mg-4.0Zn-0.5Cu合金组织的影响 |
| 6.3.3 分析讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）Sm合金化对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微观组织及性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的发展 |
| 1.2.1 国外Al-Zn-Mg-Cu系合金研发历程 |
| 1.2.2 国内Al-Zn-Mg-Cu系合金研究现状 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金强化研究 |
| 1.3.1 Al-Zn-Mg-Cu系合金的合金化研究 |
| 1.3.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的变形工艺研究 |
| 1.3.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金的热处理工艺研究 |
| 1.3.4 Al-Zn-Mg-Cu系合金高温力学性能研究 |
| 1.4 Al-Zn-Mg-Cu系合金的腐蚀行为 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验流程 |
| 2.2 成分设定及合金熔炼 |
| 2.2.1 合金成分 |
| 2.2.2 合金熔炼 |
| 2.3 试验方案 |
| 2.3.1 均匀化处理 |
| 2.3.2 热压缩 |
| 2.3.3 合金热变形 |
| 2.3.4 热处理工艺 |
| 2.4 显微组织及热力学分析 |
| 2.4.1 金相组织分析 |
| 2.4.2 X射线衍射物相分析 |
| 2.4.3 差热分析 |
| 2.4.4 扫描电镜及能谱分析 |
| 2.4.5 透射电镜分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸测试 |
| 2.5.3 腐蚀性能测试 |
| 第3章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金铸态组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Sm对 Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金铸态组织的影响 |
| 3.2.1 铸态Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金晶粒尺寸 |
| 3.2.2 铸态Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金显微组织 |
| 3.2.3 铸态显微组织TEM观察 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 细化机理 |
| 3.3.2 Sm元素与主元素之间的相互作用 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金均匀化工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 预处理合金显微组织分析 |
| 4.3 均匀化处理对合金组织影响 |
| 4.3.1 均匀化温度对合金显微组织影响 |
| 4.3.2 均匀化时间对合金显微组织影响 |
| 4.4 均匀化动力学分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金热变形行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 流变应力行为及峰值应力摩擦修正 |
| 5.2.1 流变应力行为 |
| 5.2.2 峰值应力摩擦修正 |
| 5.3 本构方程建立 |
| 5.4 热加工图分析 |
| 5.4.1 材料热加工图的构建原理 |
| 5.4.2 材料热加工图分析 |
| 5.5 热压缩组织演变 |
| 5.5.1 不同应变速率下热压缩组织分析 |
| 5.5.2 不同变形温度下热压缩组织分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Sm合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金挤压态组织与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金组织影响 |
| 6.2.1 挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金剩余相分析 |
| 6.2.2 挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金固溶态组织分析 |
| 6.2.3 挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr-x Sm合金时效态EBSD分析 |
| 6.3 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金时效析出相影响 |
| 6.4 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金力学性能影响 |
| 6.4.1 时效硬化及室温拉伸力学性能 |
| 6.4.2 高温瞬时拉伸力学性能 |
| 6.5 Sm对挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金腐蚀性能影响 |
| 6.5.1 晶间腐蚀性能 |
| 6.5.2 剥落腐蚀性能 |
| 6.5.3 电化学腐蚀性能 |
| 6.5.4 应力腐蚀性能 |
| 6.6 分析与讨论 |
| 6.6.1 Sm对合金再结晶行为影响机理分析 |
| 6.6.2 Sm对合金析出行为影响机理分析 |
| 6.6.3 力学性能强化机制 |
| 6.6.4 高温性能强化机理 |
| 6.6.5 Sm对腐蚀行为影响机理 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 Sm合金化 Al-Zn-Mg-Cu-Zr热处理工艺优化 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 固溶工艺优化 |
| 7.3 不同时效工艺对合金性能影响 |
| 7.3.1 T6 时效过程中性能变化规律 |
| 7.3.2 T74 时效过程中性能变化规律 |
| 7.3.3 RRA时效工艺对合金性能影响 |
| 7.4 不同时效工艺过程中的组织演变 |
| 7.4.1 T6 时效过程中的组织演变 |
| 7.4.2 T74 时效过程中的组织演变 |
| 7.4.3 不同RRA工艺的组织分析 |
| 7.5 时效工艺对合金耐蚀性影响 |
| 7.6 分析与讨论 |
| 7.6.1 固溶处理对合金组织和性能的影响 |
| 7.6.2 时效工艺对合金力学性能影响 |
| 7.6.3 时效工艺对合金腐蚀性能影响 |
| 7.7 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 不足与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间完成的科研成果 |
| 致谢 |
（3）添加稀土镧和铈对2024铝合金组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 铝合金、2024铝合金及铝合金性能强化介绍 |
| 1.1.1 铝合金的性能及各类用途 |
| 1.1.2 2024铝合金介绍 |
| 1.1.3 铝合金的强化 |
| 1.2 稀土变质提高铝合金性能成果介绍 |
| 1.3 铝合金强韧性的国内外发展概况 |
| 1.3.1 高强韧变形铝合金的发展概况 |
| 1.3.2 高强韧铸造铝合金的发展概况 |
| 1.4 稀土变质提高铝合金强韧性的发展概况 |
| 1.5 铝合金的耐腐蚀性的研究 |
| 1.5.1 铝合金的局部腐蚀 |
| 1.5.2 2000系铝合金的应力腐蚀开裂 |
| 1.5.3 铝合金耐腐蚀性的研究概况 |
| 1.6 课题研究的主要研究内容及难点 |
| 1.6.1 课题研究的背景及意义 |
| 1.6.2 课题研究的主要内容 |
| 1.6.3 课题研究的技术难点及创新点 |
| 2 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料及合金成分 |
| 2.2 合金的熔炼 |
| 2.3 样品的表征 |
| 2.4 研究思路 |
| 2.5 实验方案 |
| 2.5.1 微观组织的观察分析 |
| 2.5.2 力学性能的测试 |
| 2.5.3 硬度的测试 |
| 2.5.4 腐蚀性能测试 |
| 3 稀土镧和铈对2024铝合金组织性能的影响 |
| 3.1 稀土镧和铈对2024铝合金组织的影响 |
| 3.2 稀土镧和铈对2024铝合金显微硬度的影响 |
| 3.3 稀土镧和铈对2024铝合金常温力学性能的影响 |
| 3.4 稀土铈在2024铝合金中的分布研究 |
| 3.5 稀土镧和铈变质2024铝合金的强韧化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 稀土镧和铈对2024铝合金腐蚀性能的影响 |
| 4.1 稀土镧和铈对2024铝合金耐盐水腐蚀的影响规律 |
| 4.2 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）Si对Al-Zn-Mg合金组织及性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高速列车车体用铝合金 |
| 1.1.1 高速列车车体用铝合金分类 |
| 1.1.2 Al-Zn-Mg合金在高速列车上的应用 |
| 1.2 Al-Zn-Mg合金简介 |
| 1.2.1 添加元素对Al-Zn-Mg合金的影响 |
| 1.2.2 Al-Zn-Mg合金的时效强化 |
| 1.2.3 Al-Zn-Mg合金的微观组织 |
| 1.3 Al-Zn-Mg合金的局部腐蚀与失效 |
| 1.3.1 A1-Zn-Mg合金局部腐蚀的分类 |
| 1.3.2 Al-Zn-Mg合金型材的应力腐蚀与失效 |
| 1.3.3 Al-Zn-Mg合金应力腐蚀的机理 |
| 1.3.4 Al-Zn-Mg合金应力腐蚀的影响因素 |
| 1.3.5 Al-Zn-Mg合金应力腐蚀的抑制措施及其不足 |
| 1.4 Al-Zn-Mg合金中杂质元素的控制 |
| 1.4.1 Al-Zn-Mg合金中杂质元素的存在形式 |
| 1.4.2 杂质元素对Al-Zn-Mg合金相关性能的影响 |
| 1.4.3 Al-Zn-Mg合金中杂质Si的控制 |
| 1.5 本论文的研究内容、目的及意义 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 实验材料的制备与时效处理 |
| 2.2 微观组织的表征 |
| 2.2.1 光学显微镜观察 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.2.3 透射电子显微镜观察 |
| 2.2.4 电子探针元素分布表征 |
| 2.2.5 三维原子探针分析 |
| 2.2.6 X射线衍射分析 |
| 2.3 物理特性分析 |
| 2.3.1 差示扫描量热仪分析 |
| 2.3.2 差热分析 |
| 2.4 力学性能测量 |
| 2.4.1 显微维氏硬度测量 |
| 2.4.2 室温拉伸性能测量 |
| 2.4.3 疲劳性能测量 |
| 2.5 腐蚀性能测试 |
| 2.5.1 晶间腐蚀实验 |
| 2.5.2 剥落腐蚀实验 |
| 2.5.3 应力腐蚀实验 |
| 2.5.4 均匀腐蚀实验 |
| 2.5.5 电化学实验 |
| 第3章 Si对Al-Zn-Mg合金组织的影响 |
| 3.1 Si对Al-Zn-Mg合金铸态组织的影响 |
| 3.2 Si对Al-Zn-Mg合金均匀化态组织的影响 |
| 3.3 Si对Al-Zn-Mg合金挤压态组织的影响 |
| 3.4 Si对不同挤压工艺下Al-Zn-Mg合金挤压态组织的影响 |
| 3.4.1 Si对不同挤压比下Al-Zn-Mg合金挤压态组织的影响 |
| 3.4.2 Si对不同挤压温度下Al-Zn-Mg合金挤压态组织的影响 |
| 3.5 分析与讨论 |
| 3.5.1 纳米相α-Al(Fe,Mn)Si的形成及其对晶界的钉扎作用 |
| 3.5.2 均匀化工艺对纳米相α-Al(Fe,Mn)Si析出行为的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Si对Al-Zn-Mg合金力学性能的影响 |
| 4.1 Si对Al-Zn-Mg合金时效硬化行为的影响 |
| 4.2 Si对不同挤压工艺下Al-Zn-Mg合金时效硬化行为的影响 |
| 4.2.1 Si对不同挤压比下Al-Zn-Mg合金时效硬化行为的影响 |
| 4.2.2 Si对不同挤压温度下Al-Zn-Mg合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.3 Si对Al-Zn-Mg合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.4 Si对不同挤压工艺下Al-Zn-Mg合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.4.1 Si对不同挤压比下Al-Zn-Mg合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.4.2 Si对不同挤压温度下Al-Zn-Mg合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.5 Si对Al-Zn-Mg合金疲劳性能的影响 |
| 4.6 Si对不同挤压工艺下Al-Zn-Mg合金横截面硬度分布的影响 |
| 4.7 分析与讨论 |
| 4.7.1 时效双峰形成机理 |
| 4.7.2 Si对Al-Zn-Mg合金力学性能影响的机理 |
| 4.7.3 挤压工艺对Al-Zn-Mg合金横截面硬度分布影响的机理 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 Si对Al-Zn-Mg合金腐蚀行为的影响 |
| 5.1 Si对Al-Zn-Mg合金晶间腐蚀行为的影响 |
| 5.2 Si对不同挤压工艺下Al-Zn-Mg合金晶间腐蚀行为的影响 |
| 5.2.1 Si对不同挤压比下Al-Zn-Mg合金晶间腐蚀行为的影响 |
| 5.2.2 Si对不同挤压温度下Al-Zn-Mg合金晶间腐蚀行为的影响 |
| 5.3 Si对Al-Zn-Mg合金剥落腐蚀行为的影响 |
| 5.4 Si对不同挤压工艺下Al-Zn-Mg合金剥落腐蚀行为的影响 |
| 5.4.1 Si对不同挤压比下Al-Zn-Mg合金剥落腐蚀行为的影响 |
| 5.4.2 Si对不同挤压温度下Al-Zn-Mg合金剥落腐蚀行为的影响 |
| 5.5 Si对Al-Zn-Mg合金应力腐蚀行为的影响 |
| 5.6 Si对不同挤压工艺下Al-Zn-Mg合金应力腐蚀行为的影响 |
| 5.6.1 Si对不同挤压比下Al-Zn-Mg合金应力腐蚀行为的影响 |
| 5.6.2 Si对不同挤压温度下Al-Zn-Mg合金应力腐蚀行为的影响 |
| 5.7 Si对Al-Zn-Mg合金均匀腐蚀行为的影响 |
| 5.8 分析与讨论 |
| 5.8.1 Si对Al-Zn-Mg合金电化学特性的影响 |
| 5.8.2 Si对Al-Zn-Mg合金腐蚀行为影响的机理 |
| 5.8.3 挤压工艺对Al-Zn-Mg合金腐蚀行为影响的机理 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 控Si型Al-Zn-Mg合金型材的工业化生产 |
| 6.1 工业化生产工艺参数的制定 |
| 6.1.1 合金成分的设计 |
| 6.1.2 均匀化工艺的制定 |
| 6.1.3 热挤压工艺的制定 |
| 6.1.4 时效工艺的制定 |
| 6.2 控Si型Al-Zn-Mg合金的工业化生产流程 |
| 6.2.1 控Si型Al-Zn-Mg合金的熔铸 |
| 6.2.2 控Si型Al-Zn-Mg合金的均匀化处理 |
| 6.2.3 控Si型Al-Zn-Mg合金的热挤压 |
| 6.2.4 控Si型Al-Zn-Mg合金的时效处理 |
| 6.3 控Si型Al-Zn-Mg合金组织 |
| 6.3.1 控Si型Al-Zn-Mg合金铸态组织 |
| 6.3.2 控Si型Al-Zn-Mg合金均匀化态组织 |
| 6.3.3 控Si型Al-Zn-Mg合金挤压态组织 |
| 6.4 控Si型Al-Zn-Mg合金型材力学性能 |
| 6.4.1 控Si型Al-Zn-Mg合金型材时效硬化行为 |
| 6.4.2 控Si型Al-Zn-Mg合金型材室温拉伸性能 |
| 6.5 控Si型Al-Zn-Mg合金型材腐蚀行为 |
| 6.5.1 控Si型Al-Zn-Mg合金型材晶间腐蚀行为 |
| 6.5.2 控Si型Al-Zn-Mg合金型材剥落腐蚀行为 |
| 6.5.3 控Si型Al-Zn-Mg合金型材应力腐蚀行为 |
| 6.6 国内外工业化生产高速列车车体用Al-Zn-Mg合金型材的差异 |
| 6.6.1 国内外工业化生产高速列车车体用Al-Zn-Mg合金型材的成分差异 |
| 6.6.2 国内外工业化生产高速列车车体用Al-Zn-Mg合金型材的组织差异 |
| 6.6.3 国内外工业化生产高速列车车体用Al-Zn-Mg合金型材的性能差异 |
| 6.7 分析与讨论 |
| 6.7.1 控Si型Al-Zn-Mg合金表面粗晶层的形成原因及抑制措施分析 |
| 6.7.2 控制Si含量抑制Al-Zn-Mg合金应力腐蚀的优点 |
| 6.8 本章小结 |
| 第7章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 个人简介 |
（6）喷射沉积Al-Zn-Mg-Cu合金成分优化及热加工组织调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu合金的发展概况 |
| 1.2.1 国内外发展历程 |
| 1.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金的制备技术发展 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu合金的合金化 |
| 1.3.1 主合金化元素 |
| 1.3.2 微合金化元素 |
| 1.3.3 杂质元素 |
| 1.4 喷射沉积合金的致密化技术 |
| 1.4.1 喷射沉积合金的孔隙缺陷 |
| 1.4.2 喷射沉积合金的致密化变形工艺 |
| 1.5 Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理与力学性能 |
| 1.5.1 热处理工艺 |
| 1.5.2 时效析出动力学 |
| 1.5.3 力学性能的影响因素 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料制备及加工方法 |
| 2.2.1 相图热力学计算 |
| 2.2.2 沉积坯锭的制备 |
| 2.2.3 沉积坯锭致密化及成形实验 |
| 2.2.4 热处理实验 |
| 2.3 成分及微观组织分析 |
| 2.3.1 合金化学成分测定 |
| 2.3.2 合金组织分析 |
| 2.3.3 X射线衍射分析 |
| 2.3.4 热分析 |
| 2.3.5 小角X射线散射分析 |
| 2.4 合金性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 蠕变性能测试 |
| 2.4.4 断裂韧性测试 |
| 第3章 Al-Zn-Mg-Cu合金成分设计与凝固组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 相图热力学计算与成分设计 |
| 3.2.1 相图热力学计算原理 |
| 3.2.2 相平衡热力学计算 |
| 3.2.3 喷射沉积Al-Zn-Mg-Cu合金成分设计 |
| 3.3 主合金化元素配比对凝固组织的影响 |
| 3.3.1 微观组织形貌 |
| 3.3.2 第二相组成 |
| 3.4 微合金化元素SC对凝固组织的影响 |
| 3.4.1 Sc对沉积态合金晶粒度的影响 |
| 3.4.2 Sc对合金凝固组织的影响 |
| 3.5 冷却条件与合金成分协同作用分析 |
| 3.5.1 冷却条件对共晶组织形态的影响 |
| 3.5.2 沉积态合金凝固路径与组织调控 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 合金的致密化及致密态组织 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金中的孔隙 |
| 4.2.1 孔隙的形态 |
| 4.2.2 孔隙形成过程分析 |
| 4.2.3 孔隙形成数值模拟与验证 |
| 4.3 沉积态合金的热等静压致密化 |
| 4.3.1 热等静压对合金致密度及组织的影响 |
| 4.3.2 热等静压致密化过程分析 |
| 4.4 沉积态合金的热挤压致密化 |
| 4.4.1 热挤压对合金致密度及组织的影响 |
| 4.4.2 不同成分合金的热挤压组织 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 合金热处理过程的组织与相演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固溶组织与相 |
| 5.2.1 固溶组织 |
| 5.2.2 固溶动力学与残余相分析 |
| 5.3 合金时效析出行为 |
| 5.3.1 时效硬化特性 |
| 5.3.2 时效过程的相演变 |
| 5.3.3 成分对时效析出的影响 |
| 5.4 峰时效态合金分析 |
| 5.4.1 析出相形貌 |
| 5.4.2 析出相定量分析 |
| 5.5 合金性能 |
| 5.5.1 室温力学性能 |
| 5.5.2 合金蠕变性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 喷射沉积Al-Zn-Mg-Cu盘类构件终成形研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 致密态合金高温压缩变形行为 |
| 6.2.1 高温压缩应力-应变分析 |
| 6.2.2 高温压缩变形组织 |
| 6.3 致密态合金的锻造终成形 |
| 6.3.1 构件成形工艺分析与方案设计 |
| 6.3.2 变形工艺参数优化 |
| 6.4 构件缺陷形成分析 |
| 6.4.1 拉应力裂纹 |
| 6.4.2 锻造流线控制 |
| 6.4.3 组织与力学性能各向异性 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
（7）应力时效对7075铝合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金发展现状 |
| 1.3 时效成形研究现状 |
| 1.3.1 铝合金应力场对时效行为影响研究现状 |
| 1.4 Al?Zn?Mg?Cu系铝合金的组织 |
| 1.5 Al?Zn?Mg?Cu系铝合金时效成形强化机制 |
| 1.5.1 时效成形-成形理论 |
| 1.5.2 时效成形-相变理论 |
| 1.5.3 时效成形-时效强化机制 |
| 1.6 研究的主要内容 |
| 第2章 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方案和流程 |
| 2.3 试验设备和研究方法 |
| 2.3.1 试验设备 |
| 2.3.2 回弹率测试 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 2.3.4 金相组织观察 |
| 2.3.5 XRD分析 |
| 2.3.6 扫描电镜观察 |
| 2.3.7 透射电镜观察 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 7075铝合金板材应力时效特征研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 时效成形回弹行为研究 |
| 3.2.1 试验结果 |
| 3.2.2 讨论和分析 |
| 3.3 无应力时效和时效成形的微观组织和性能 |
| 3.3.1 金相组织 |
| 3.3.2 第二相粒子 |
| 3.3.3 力学性能 |
| 3.3.4 断口形貌分析 |
| 3.3.5 讨论与分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 预弯曲半径对时效成形组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 预弯半径作用下试件应力分布 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.2 对微观组织的影响 |
| 4.3.3 断口分析 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 时效成形试件拉、压侧的力学性能和组织演变研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 时效成形试件的应力分布 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 力学性能 |
| 5.3.2 晶内析出相 |
| 5.3.3 晶界析出相 |
| 5.3.4 拉伸断口SEM分析 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论和展望 |
| 6.1 本文主要研究内容以及结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）7X50型铝合金淬火过程析出行为、温度场及应力场研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Al-Zn-Mg-Cu系合金发展概况及其在航空航天领域的应用 |
| 1.1.1 国外Al-Zn-Mg-Cu系合金发展历程 |
| 1.1.2 国内Al-Zn-Mg-Cu系合金发展历程 |
| 1.1.3 我国Al-Zn-Mg-Cu系合金研发工作的不足 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的合金化原理及其相组成 |
| 1.2.1 Al-Zn-Mg-Cu系合金的合金化原理 |
| 1.2.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金中的第二相 |
| 1.2.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金中的析出相 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金的淬火敏感性 |
| 1.3.1 Al-Zn-Mg-Cu系合金淬火敏感性和淬透性问题的由来 |
| 1.3.2 合金淬火敏感性的主要评价方法 |
| 1.3.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金淬火敏感性的影响因素 |
| 1.4 Al-Zn-Mg-Cu系合金淬火过程数值模拟概况 |
| 1.4.1 金属材料淬火过程的主要特点 |
| 1.4.2 淬火过程的温度场 |
| 1.4.3 淬火过程的应力场 |
| 1.4.4 淬火过程数值模拟的难点和问题 |
| 1.5 本研究的目的、意义及主要内容 |
| 1.5.1 本研究的目的与意义 |
| 1.5.2 本研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 主要研究思路 |
| 2.2 实验材料与样品制备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 样品制备及其热处理 |
| 2.3 新型精准测温端面喷水淬火样品的实验开发 |
| 2.4 样品性能测定和微观组织表征 |
| 2.4.1 电导率测定 |
| 2.4.2 硬度测定 |
| 2.4.3 金相(OM)微观组织观察 |
| 2.4.4 扫描电镜(SEM)微观组织观察 |
| 2.4.5 透射电镜(TEM)微观组织观察 |
| 第3章 淬火冷却过程对7050合金性能和析出行为的影响 |
| 3.1 等温处理和时效过程对7050合金性能的影响 |
| 3.1.1 等温处理对合金水冷态电导率的影响 |
| 3.1.2 等温处理对水冷并自然时效后合金电导率的影响 |
| 3.1.3 等温处理对水冷并T6峰时效后合金电导率的影响 |
| 3.1.4 等温处理对水冷并时效后合金硬度的影响 |
| 3.1.5 分析与讨论 |
| 3.2 等温处理水冷后不同时效状态性能数据绘制TTP曲线 |
| 3.2.1 采用等温水冷态电导率数据绘制TTP曲线 |
| 3.2.2 采用等温水冷后T6峰时效态性能数据绘制TTP曲线 |
| 3.2.3 分析与讨论 |
| 3.3 7050合金等温过程的相变动力学分析 |
| 3.4 不同制度等温处理时合金的析出行为 |
| 3.4.1 固溶处理后直接水淬样品自然时效态微观组织 |
| 3.4.2 等温处理水冷样品的金相形貌 |
| 3.4.3 等温处理水冷样品的TEM形貌 |
| 3.4.4 淬火敏感温度区间极短时间等温处理对析出行为的影响 |
| 3.4.5 分析与讨论 |
| 3.5 固溶处理后在较低温度、较长时间等温时合金的析出行为 |
| 3.5.1 较低温度等温处理对电导率和硬度的影响 |
| 3.5.2 较低温度等温处理对合金析出行为的影响 |
| 3.5.3 分析与讨论 |
| 3.6 连续冷却过程对合金析出行为的影响 |
| 3.6.1 不同方式冷却对合金性能的影响 |
| 3.6.2 不同方式冷却对合金析出行为的影响 |
| 3.6.3 分析与讨论 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 7B50合金过饱和固溶体等温析出规律及行为 |
| 4.1 等温过程过饱和固溶体分解对7B50合金性能的影响 |
| 4.1.1 等温处理对合金水冷态电导率的影响 |
| 4.1.2 等温处理水冷后的时效过程对合金电导率的影响 |
| 4.1.3 等温处理和时效过程对合金硬度的影响 |
| 4.1.4 分析与讨论 |
| 4.2 绘制7B50合金TTP曲线及等温过程相变动力学分析 |
| 4.3 不同制度等温处理合金析出行为的微观组织研究 |
| 4.3.1 固溶处理后直接水淬样品自然时效态微观组织 |
| 4.3.2 等温处理水冷样品的金相形貌 |
| 4.3.3 淬火敏感温度区间合金析出特点的TEM研究 |
| 4.3.4 分析与讨论 |
| 4.4 固溶处理后在较低温度、较长时间等温时的析出行为 |
| 4.4.1 较低温度等温处理对电导率和硬度的影响 |
| 4.4.2 较低温度等温时合金的析出行为 |
| 4.4.3 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 7B50合金喷水淬火过程淬透程度的分析与预测 |
| 5.1 表面喷水淬火过程的实测温度场 |
| 5.2 连续冷却过程合金性能、微观组织与冷却速率的对应关系 |
| 5.2.1 冷却速率对合金电导率和硬度的影响 |
| 5.2.2 淬火冷却速率对合金自然时效态微观组织的影响 |
| 5.2.3 表面喷水淬火时冷却速率与微观组织的对应关系 |
| 5.2.4 7B50合金淬透程度与微观组织的关系 |
| 5.3 7B50合金厚板喷水淬火-时效后硬度分布的预测 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 7B50合金喷水淬火过程表面换热系数及其温度场研究 |
| 6.1 铝合金淬火过程温度场模拟计算原理 |
| 6.1.1 热传导过程的控制方程 |
| 6.1.2 初始条件 |
| 6.1.3 边界条件 |
| 6.1.4 材料热物性参数的选择 |
| 6.1.5 相变潜热的处理 |
| 6.1.6 有限单元法反求表面综合换热系数的基本原理 |
| 6.1.7 非线性估算法 |
| 6.2 数值振荡问题 |
| 6.3 表面喷水淬火综合换热系数的计算 |
| 6.3.1 实验和建模过程简述 |
| 6.3.2 表面喷水淬火时的实测冷却曲线 |
| 6.3.3 7B50合金热物性参数随温度的变化关系 |
| 6.3.4 喷水淬火过程表面综合换热系数与淬火时间的关系 |
| 6.3.5 喷水淬火过程表面综合换热系数随表面温度的变化关系 |
| 6.4 室温空冷时表面综合换热系数的计算 |
| 6.4.1 改进型Jominy样品空冷实验过程简述 |
| 6.4.2 改进型Jominy样品室温空冷时的实测冷却曲线 |
| 6.4.3 改进型Jominy样品空冷表面换热系数的计算 |
| 6.5 喷水淬火和空冷过程改进型Jominy样品的温度场云图 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 7B50合金厚板喷淋淬火过程的应力场模拟研究 |
| 7.1 铝合金淬火过程应力场模拟计算原理 |
| 7.1.1 弹性轴对称问题的基本方程 |
| 7.1.2 热弹塑性问题及有关假定 |
| 7.1.3 屈服准则 |
| 7.1.4 应变强化规律 |
| 7.1.5 流动法则 |
| 7.1.6 弹塑性应力-应变关系 |
| 7.1.7 约束条件 |
| 7.1.8 材料力学性能参数的选定 |
| 7.2 7B50合金80mm厚板在线淬火过程的应力场模拟研究 |
| 7.2.1 在线淬火过程7B50合金80mm厚板有限元建模 |
| 7.2.2 7B50合金厚板在线喷淋淬火时的淬火应力和淬火变形 |
| 7.3 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
（9）800 MPa级超强铝合金成分设计、制备技术及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金发展概况及趋势 |
| 1.2.1 国外对Al-Zn-Mg-Cu系合金的研究历程 |
| 1.2.2 国内对Al-Zn-Mg-Cu系合金的研究历程 |
| 1.2.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金发展趋势 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金组织与性能的关系 |
| 1.4 合金元素对于Al-Zn-Mg-Cu系合金组织性能的影响 |
| 1.4.1 主合金元素对合金组织性能的影响 |
| 1.4.2 微量元素对合金组织性能的影响 |
| 1.4.3 杂质元素对合金组织性能的影响 |
| 1.5 热处理工艺对Al-Zn-Mg-Cu系合金组织性能的影响 |
| 1.5.1 均质化退火处理对铝合金组织与性能的影响 |
| 1.5.2 固溶工艺对铝合金组织与性能的影响 |
| 1.5.3 时效工艺对铝合金组织与性能的影响 |
| 1.6 热变形对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金组织性能的影响 |
| 1.6.1 热压缩变形加工对合金组织性能的影响 |
| 1.6.2 热轧变形加工对合金组织性能的影响 |
| 1.6.3 挤压变形加工对合金组织性能的影响 |
| 1.7 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的各向异性 |
| 1.8 本文研究目的及内容 |
| 第二章 实验材料设计与制备及组织性能测试 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 合金材料制备 |
| 2.2.1 合金熔铸 |
| 2.2.2 均质化处理 |
| 2.2.3 合金材料变形加工 |
| 2.2.4 合金材料热处理 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 淬透性测试 |
| 2.3.2 硬度测试 |
| 2.3.3 电导率测试 |
| 2.3.4 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.5 抗腐蚀性能测试 |
| 2.4 组织分析 |
| 2.3.1 OM金相分析 |
| 2.3.2 SEM及EDS分析 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.3.4 DSC分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 Zn/Mg、Cu/Mg对Al-xZn-3.0Mg-yCu-0.2Zr铝合金铸态淬透性与轧制材 T6 态组织性能的影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.2.1 Zn/Mg、Cu/Mg对铸态铝合金淬透性的影响 |
| 3.2.2 Zn/Mg、Cu/Mg对铝合金轧制材微结构的影响 |
| 3.2.3 Zn/Mg、Cu/Mg对铝合金轧制材硬度与电导率的影响 |
| 3.2.4 Zn/Mg、Cu/Mg对铝合金轧制材拉伸性能的影响 |
| 3.2.5 Zn/Mg、Cu/Mg对铝合金轧制材抗腐蚀性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 热处理工艺对大尺寸超强铝合金挤压材组织性能的调控 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 铝合金挤压材DSC曲线分析 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 热处理工艺对铝合金挤压材微结构的影响 |
| 4.3.2 热处理工艺对铝合金挤压材硬度与电导率的影响 |
| 4.3.3 热处理工艺对铝合金挤压材拉伸性能的影响 |
| 4.3.4 热处理工艺对铝合金挤压材抗腐蚀性能的影响 |
| 4.3.5 铝合金挤压材的淬透性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 挤压-热压材超强铝合金组织性能及其各向异性研究 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 铝合金微结构各向异性分析 |
| 5.2.2 铝合金硬度与电导率各向异性分析 |
| 5.2.3 铝合金拉伸性能的各向异性分析 |
| 5.2.4 铝合金抗腐蚀性能的各向异性分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 全文工作小结 |
| 6.2 本文创新点 |
| 6.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
（10）高强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形行为及组织性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 高强铝合金的应用及发展概况 |
| 1.2.1 国外高强铝合金的发展概况 |
| 1.2.2 国内高强铝合金的发展概况 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金的合金化机理 |
| 1.3.1 主合金元素 |
| 1.3.2 微合金化元素 |
| 1.3.3 杂质元素 |
| 1.4 高强铝合金的热变形行为 |
| 1.5 高强铝合金的热处理工艺 |
| 1.5.1 均匀化 |
| 1.5.2 固溶处理 |
| 1.5.3 单级时效 |
| 1.5.4 双级时效 |
| 1.5.5 形变强化及处理方法 |
| 1.6 本课题主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 高温压缩实验 |
| 2.2.2 固溶处理 |
| 2.2.3 时效处理 |
| 2.3 力学性能测试方法 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 拉伸性能测试 |
| 2.4 微观组织结构表征 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 扫描组织观察 |
| 2.4.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4.4 电子背散射(EBSD)分析 |
| 2.5 示差扫描热(DSC)分析 |
| 第3章 高强铝合金热变形行为及加工图 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 真应力-真应变曲线 |
| 3.3 热变形本构方程的建立与验证 |
| 3.3.1 热变形本构方程的建立 |
| 3.3.2 热变形本构方程的验证 |
| 3.4 主合金元素对热变形行为的影响 |
| 3.5 加工图的构建与分析 |
| 3.5.1 应变量对加工图的影响 |
| 3.5.2 主合金元素含量对加工图的影响 |
| 3.5.3 加工图中典型区域的组织分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 高强铝合金热变形过程中的组织演化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热变形条件对微观组织的影响 |
| 4.2.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 4.2.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 4.3 高强铝合金热变形过程中的组织演化 |
| 4.3.1 变形温度对热变形过程中组织演化的影响 |
| 4.3.2 应变速率对热变形过程中组织演化的影响 |
| 4.3.3 主合金元素含量对热变形过程中组织演化的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 高强铝合金挤压板材组织性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 高强铝合金的固溶处理 |
| 5.3 单级时效下高强铝合金挤压板材的组织性能 |
| 5.3.1 单级时效下高强铝合金的硬化行为 |
| 5.3.2 单级时效下高强铝合金的拉伸性能 |
| 5.3.3 单级时效典型状态的组织特征 |
| 5.4 双级时效下高强铝合金挤压板材的组织性能 |
| 5.4.1 双级时效下高强铝合金的硬化行为 |
| 5.4.2 双级时效下高强铝合金的拉伸性能 |
| 5.4.3 双级时效典型状态的组织特征 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、高纯化对Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金性能的影响（论文参考文献）
- [1]新型高强韧可焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金成分设计及组织性能研究[D]. 潘艳林. 北京科技大学, 2021
- [2]Sm合金化对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微观组织及性能影响[D]. 翟凤龙. 哈尔滨理工大学, 2021(01)
- [3]添加稀土镧和铈对2024铝合金组织及性能的影响[D]. 王世钧. 内蒙古科技大学, 2020(06)
- [4]铝及铝合金材料进展[J]. 邓运来,张新明. 中国有色金属学报, 2019(09)
- [5]Si对Al-Zn-Mg合金组织及性能影响的研究[D]. 王昀立. 中国科学技术大学, 2019(08)
- [6]喷射沉积Al-Zn-Mg-Cu合金成分优化及热加工组织调控[D]. 李海超. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [7]应力时效对7075铝合金组织和性能的影响[D]. 吴嫦慧. 南昌航空大学, 2018(11)
- [8]7X50型铝合金淬火过程析出行为、温度场及应力场研究[D]. 康雷. 东北大学, 2018(01)
- [9]800 MPa级超强铝合金成分设计、制备技术及组织性能研究[D]. 贾伟杰. 江苏大学, 2018(03)
- [10]高强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形行为及组织性能的研究[D]. 孙健. 哈尔滨工业大学, 2017(01)