一、Al-Ti-C对Al-Mg-Si合金组织和性能的影响（论文文献综述）
李强[1]（2021）在《微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制》文中认为通过向铝合金熔体中引入陶瓷颗粒对其凝固组织构型和析出动力学进行调控,可以显着提高铝合金的宏观力学性能。陶瓷颗粒的尺寸、种类以及添加方法是影响铝合金性能的关键因素。近年来,在传统的单一颗粒基础上,研究人员提出了混杂颗粒的概念（双尺度颗粒和双相颗粒）,研究表明混杂颗粒作为铝合金调控剂具有超越传统单一颗粒的晶粒细化效率和强韧化效果。另外,亚共晶铝硅合金是铝合金中最常用的一种铸造铝合金,然而传统的孕育颗粒或者增强颗粒容易引发严重的“毒化”问题,新型颗粒的设计与开发已经成为进一步提高铝硅系合金综合性能空间的关键因素。本文通过燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系以及Al-Ti-B体系中成功制备了双相微纳米TiCN-TiB2颗粒以及双尺度TiB2颗粒。以商业纯铝为模型,采用中间合金重熔稀释+超声辅助搅拌铸造技术对比分析了不同颗粒类型、尺寸等对商业纯铝凝固行为、微观组织和力学性能的影响;对比研究了内生微米、双尺度TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金晶粒细化和强韧化的影响规律;研究了双相TiCN-TiB2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金以及铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织和室温力学行为的影响规律。揭示了双相TiCN-TiB2颗粒、双尺度TiB2颗粒对铝硅系合金凝固行为、微观组织以及力学性能的影响规律及其机制。本文主要创新点如下:1)首次采用燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系中成功制备了内生双相微纳米TiCN-TiB2颗粒,并对比分析了不同颗粒类型、尺寸以及凝固条件对商业纯铝模型组织和室温力学性能的影响及其机制。i)揭示出微纳米颗粒可以显着降低α-Al的形核过冷度,再辉平台特征明显减缓,微纳米颗粒在凝固过程中可以作为α-Al的异质形核核心,提高形核率。在较高温度梯度下双相TiCN-TiB2颗粒仍然可以实现柱状晶向等轴晶的转变,形核潜力高于微米TiCN颗粒。ii)揭示出微纳米颗粒可以显着细化α-Al晶粒,并且随着陶瓷含量的增加,晶粒尺寸不断细化。发现微/纳米颗粒细化商业纯铝效率:内生颗粒强于外加颗粒,双相强于单相,纳米强于微米。揭示出微纳米颗粒的细化机制:微米颗粒比纳米颗粒形核潜力大,而纳米颗粒既可以作为α-Al的异质形核核心,又可以阻碍晶粒的生长;对于双相TiCN-TiB2颗粒则兼具微/纳米的优势,表现出了更高的晶粒细化效率。iii)揭示出外加纳米SiC和内生TiCn-Al3Tim颗粒可以显着提高商业纯铝的室温和高温强度,且随着颗粒含量的增加,强度不断提高,但同时塑性也不断降低;而外加微/纳米TiCN颗粒和内生TiCN-TiB2颗粒可以同时显着提高商业纯铝的室温强塑性。发现高含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温和高温拉伸性能,外加纳米SiC颗粒<内生TiCn-Al3Tim颗粒;发现微含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温拉伸性能,外加微米TiCN颗粒<外加纳米TiCN颗粒<内生TiCN-TiB2颗粒。iv)揭示出微纳米颗粒强化商业纯铝的机制:室温强化机制为热错配强化、纳米颗粒的奥罗万强化以及细晶强化;高温强化机制为纳米颗粒对晶界的钉扎以及对位错攀移的阻碍。2)采用燃烧合成中间合金+超声辅助搅拌铸造法技术制备了内生微米TiB2颗粒和微纳米TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金。研究并揭示了不同尺度TiB2颗粒对亚共晶Al-7Si-4Cu晶粒细化和强韧化的影响规律及其机制。i)发现调整Al-Ti-B体系中Al的含量可以成功制备出微米尺度和微纳米双尺度的内生TiB2颗粒。当Al为50 wt.%时,TiB2为微米颗粒（0.73μm）;Al为20wt.%时,TiB2为微纳米双尺度颗粒（20 nm～350 nm）。ii)揭示出内生双尺度TiB2颗粒可以同时显着提高Al-7Si-4Cu合金的强塑性,且比微米尺寸TiB2颗粒强韧化效率高。强化机制贡献强弱为:θ′析出强化、热错配强化、奥罗万强化以及细晶强化。塑性提高机制包括:初生α-Al晶粒和共晶Si颗粒的细化以及较小的TiB2颗粒尺寸。iii)发现与微米尺度颗粒相比,微纳米双尺度TiB2颗粒更显着细化初生α-Al枝晶和共晶Si。初生α-Al细化机制:亚微米TiB2颗粒促进α-Al的异质形核,而纳米TiB2颗粒可以有效抑制α-Al晶粒生长。共晶Si细化机制:α-Al晶粒细化使形成弥散分布枝晶间液相微区,对共晶Si生长的限制作用导致共晶Si细化;θ′析出相细化机制:TiB2颗粒在淬火过程中诱发几何必须位错的产生,促进θ’析出相的形核和弥散分布。3)揭示了纳米TiCN、内生双相TiCN-TiB2颗粒对T6热处理态Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织和力学性能的影响规律及其机制。i)揭示出燃烧合成法制备的纯净双相TiCN-TiB2颗粒在Al-10Si-0.7Mg合金中具有优异的高温稳定性和化学稳定性,而外加纳米TiCN颗粒和Al-Ti-B4C-BN体系熔体内反应法形成了大量针状或块状Al3Ti相。ii)揭示燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着细化Al-10Si-0.7Mg合金的初生α-Al和共晶Si结构。凝固过程中亚微米TiB2颗粒可以作为初生α-Al的异质形核核心,而纳米TiCN颗粒吸附在固/液界面前沿阻碍晶粒的生长,双重作用导致α-Al晶粒显着细化。另外,纳米TiCN颗粒可以作为共晶Si的异质形核核心,另外,初生α-Al的细化改变了空间构型,促进了共晶Si的细化。iii)揭示出燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着提高Al-10Si-0.7Mg合金的综合力学性能。晶粒的显着细化和共晶Si的长径比显着降低促进合金的塑性明显提高。在0.5 wt.%添加量下,强塑积从3354.7 MPa%显着提高到5433.4MPa%,增加了62.0%。4)成功设计出高强韧铸态Al-10Si-2.0Mg合金,研究并揭示了双相TiCN-TiB2颗粒以及低温稳定化处理对铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织和室温力学行为的影响规律及其机制。i)揭示出随着Mg含量增加,α-Al二次枝晶臂间距、共晶Si以及Mg2Si化合物显着细化,且强塑性同时提高。强度提高机制:固溶强化、溶质团簇、α-Al的细化。塑性提高机制:α-Al细化、共晶Si和Mg2Si的细化。ii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒显着细化铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织。α-Al显着细化77.4%,双相TiCN-TiB2颗粒诱导共晶Si颗粒表面形成高密度孪晶,促进了共晶Si的各向同性生长,导致共晶Si细化。iii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒可以同时提高铸态Al-10Si-2.0Mg合金强塑性,且低温稳定化处理可以进一步提高强度。TiCN-TiB2颗粒不仅提高了溶质原子的固溶度,而且加速了析出动力学。屈服强度和抗拉强度分别为184.3 MPa和296.2 MPa,且断裂应变仍然高达11.8%。强度提高机制:细晶强化、双相TiCN-TiB2颗粒引起的热错配强化和奥罗万强化以及GP区和pre-β’’纳米析出相强化;塑性提高机制:初生α-Al以及共晶Si颗粒的细化。
李涛涛[2]（2021）在《熔体中原位纳米晶对铝合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制》文中研究说明铝合金由于其具有质轻、比强度高等优点广泛用于汽车和航空航天等领域,也是目前应用最广的轻量化材料。铝合金的微观组织构型对于最终力学性能表现有着重要影响,但是目前主要的孕育剂或者变质剂仅能对部分组织产生影响,譬如,Al-Ti-B孕育剂和部分稀土元素仅能影响α-Al,P仅能影响初生Si颗粒,Sr和Sb仅能影响共晶Si组织,析出相形貌和尺寸调控则往往只能通过调整热处理工艺来实现。因此,探究一种可靠的组织调控剂来全面的调控铝合金初生相、共晶相以及热处理后析出相从而获得优质的组织构型是十分必要且有意义的。合金的凝固过程直接影响凝固组织、合金元素分布以及热处理后的析出相,对于潜在调控剂对凝固行为影响的理解和研究是合金组织细化和性能强化的基础。因此,建立凝固行为与凝固组织及力学性能之间的联系将是本文的研究重点。本文系统研究了Fe-B-Si非晶合金原位晶化形成的纳米晶对亚、过共晶Al-Si合金凝固行为及铸态组织的影响规律,建立了凝固行为与凝固组织的联系,揭示了原位纳米晶对Al-Si合金组织的调控机制。同时研究了原位纳米晶对Al-（Si）-Cu合金和Al-（Si）-Mg合金的凝固行为、铸态组织、晶间偏析及力学性能的影响规律,并揭示了原位纳米晶调控Al-Mg合金的组织调控机制和力学性能强化机制,为工业生产高强度铝合金提供重要实验依据和理论基础。本文的主要研究结果如下:1.揭示出原位微量纳米晶对铝合金凝固行为的影响。添加纳米晶提高了α-Al形核温度,Al-Si共晶反应温度、Al2Cu和Mg2Si形核温度;2.揭示出原位微量纳米晶对铝合金组织构型的影响。添加纳米晶显着细化了α-Al和Al-Si共晶组织,改善了Cu、Mg元素的晶间偏析并使得Al2Cu相Mg2Si相分布更加均匀,热处理后的θ’析出相和Mg2Si析出相也得到明显细化。3.揭示出原位微量纳米晶铝合金组织构型的调控机制:a)α-Al枝晶调控机制:纳米晶化相Fe2B与α-Al晶格匹配较好,可作为α-Al的异质形核核心,促进α-Al形核,更多异质核心使α-Al长大空间减小,晶粒长大受到了相邻细小晶粒的限制和未参与形核纳米晶化相的阻碍,α-Al晶粒细化;b)共晶硅调控机制:纳米晶化相Fe3Si和Fe2B可以作为共晶Si的异质形核核心促进了Al-Si共晶反应。Al-Si共晶组织的长大过程受到了更加细小的相邻晶粒的限制及未参与形核纳米晶化相的阻碍,共晶组织细化;c)析出相调控机制:纳米晶化相促进了Al2Cu相和Mg2Si相的形成,长大过程受到了更加细小的相邻晶粒的限制以及未参与形核的纳米晶化相的阻碍,Al2Cu相和Mg2Si相沿着晶界分布更加均匀,有利于固溶时在α-Al晶内元素均匀分布,后续时效时第二相更细小、弥散的析出。4.揭示出原位微量纳米晶显着强化了Al-（Si）-Cu和Al-（Si）-Mg合金,并揭示了其强韧化机制:a)纳米晶调控后显着强化了Al-Cu4、Al-Si7-Cu4、Al-Mg1和Al-Si7-Mg1合金。Al-Cu4合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了31.0%、24.7%、9.4%和33.2%;Al-Si7-Cu4合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了27.4%、24.7%、65.7%和130.0%;Al-Mg1合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了12.3%、5.7%、24.7%和32.1%;Al-Si7-Mg1合金的屈服强度、抗拉强度、断裂应变和强塑积分别提高了16.2%、14.2%、85.0%和131.2%;b)原位微量纳米晶调控Al-（Si）-Cu和Al-（Si）-Mg合金力学性能强韧化机制:i.强化机制:细晶强化和析出强化;ii.韧化机制:细晶组织晶粒协调变形和细小共晶Si减轻应力集中。
庚润[3]（2021）在《纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响》文中研究指明目前,已有研究指出纳米颗粒可以显着提高铸造铝合金的强塑性,并且与微米颗粒相比具有更好的强韧化效果。因此,纳米颗粒增强铝基复合材料在航空航天等领域具有潜在的应用前景。但高含量纳米颗粒存在易团聚难分散的瓶颈问题,一直没有得到很好的解决。导致纳米颗粒强化效果降低,甚至起到恶化作用,进而限制了纳米颗粒增强铝基复合材料的应用。塑性变形能够有效的改善纳米颗粒分布,并且变形量越大,效果越显着。冷轧工艺是工业生产铝合金薄板的主要加工方式,但目前还少见关于纳米颗粒对冷轧Al-Mg-Si合金板材的组织演变,力学性能及腐蚀行为的影响的研究。因此,通过塑性变形改善纳米颗粒分布,进一步改善和提高铝基复合材料板材的力学性能和耐腐蚀性能,具有重要的理论意义和工业化应用前景。本文采用“中间合金+搅拌铸造+冷轧制”法制备了纳米TiCp/Al-Mg-Si、纳米TiB2p/Al-Mg-Si和纳米(TiCp-TiB2p)/Al-Mg-Si冷轧板材;通过ARB工艺和CARB轧制工艺分别制备了单一Al-Mg-Si合金叠轧板材、单一3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料叠轧板材和“Al-Mg-Si合金+3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料（3.0-TiCp/M）”的复合叠轧板材和交互叠轧板材。研究了纳米单相TiCp、单相TiB2p和双相(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织演变和室温拉伸性能的影响规律;纳米TiCp和TiB2p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的加速腐蚀、电化学腐蚀和浸泡腐蚀性能的影响规律及作用机制;高含量纳米TiCp（3.0 wt%）、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相的层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制。本论文的创新点如下:1)揭示出单相纳米TiCp﹑TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si基体合金铸态和冷轧制+T6热处理态组织和室温力学性能的影响规律及机制:i)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化Al-Mg-Si基体合金铸态α-Al晶粒和冷轧制+T6热处理态的α-Al再结晶晶粒尺寸。细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。铸态α-Al晶粒细化主要归因于纳米TiCp作为α-Al结晶的形核异质核心和纳米TiB2p阻碍α-Al枝晶生长;ii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化β"析出相,细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。β"析出相细化的主要原因是晶粒细化促进固溶原子的均匀扩散,导致β"析出相多处均匀析出,使β"析出相尺寸减小;iii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)分别提高Al-Mg-Si合金板材的抗拉强度和屈服强度,20 MPa和13 MPa;34 MPa和29 MPa;49 MPa和59 MPa。强化效果由高到低的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。强化机制主要有如下三个方面:1β"析出相细化;2α-Al再结晶晶粒细化;3纳米TiCp和纳米TiB2p阻碍位错运动,促进位错增殖;2)揭示出纳米TiCp和纳米TiB2p在加速腐蚀、电化学腐蚀、浸泡腐蚀中对Al-Mg-Si基体合金冷轧板材的钝化效果、晶间腐蚀（IGC）和抗腐蚀性能的影响规律及机制:i)发现在加速腐蚀﹑电化学腐蚀和浸泡腐蚀条件下,抗腐蚀性能由高到低的顺序为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;ii)揭示出在3.5 wt%Na Cl水溶液中存在周期性腐蚀行为,IGC是影响腐蚀行为的主要因素。在第一周期存在两个腐蚀阶段。阶段I:首先形成Al2O3钝化膜,腐蚀现象开始,随后IGC导致腐蚀加重,直至Al2O3钝化膜脱落,达到腐蚀失重最大值;阶段II:又开始形成Al2O3钝化膜,腐蚀失重减轻。随着IGC发生,Al2O3钝化膜开裂、剥落,但同时有新的Al2O3钝化膜生成。待Al2O3钝化膜剥落速率大于生成速率时,阶段II结束,开始了另一个腐蚀周期;iii)揭示出晶界处第二相数量越多,IGC越严重;Al-Mg-Si合金冷轧板材添加纳米TiCp减少晶界处第二相数量,提高抗IGC能力。晶界处第二相数量由少到多的顺序依次为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;iv)揭示出Al2O3钝化膜致密性受如下两个方面因素影响。1是晶粒尺寸越小,越均匀,越易形成连续完好的Al2O3钝化膜;2是晶界处第二相数量越少,微电偶越少,IGC越轻微;3)揭示出纳米TiCp、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制:i)揭示出单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度分别比复合材料初始冷轧板材的RD和TD方向的强度提高50MPa,63 MPa和106 MPa,109 MPa。但其RD和TD方向上的屈服和抗拉强度的各向异性分别为56 MPa和46 MPa,均匀延伸率分别下降3.9%和3.1%;ii)揭示出与单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材相比,3.0-TiCp/M复合叠轧板材的RD方向均匀延伸率从4.2%提高到7.4%;TD方向屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别从380 MPa、431 MPa和5.0%提高到443 MPa、501MPa和6.4%。但其RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度的各向异性分别为112 MPa和103 MPa;iii)揭示出复合叠轧板材的强塑性提高主要归因于:复合材料层细小的β″析出相、弥散分布的纳米TiCp和细小的动态再结晶晶粒对位错产生的交互耦合作用,提高了板材强塑性;iv)首次采用CARB工艺消除了3.0-TiCp/M复合叠轧板材的强度各向异性。CARBi板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和3 MPa;CARBii板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和4 MPa;v)揭示出纳米TiCp在板材旋转90°叠轧和界面剪切力作用下,在空间分散趋于弥散,均匀化;构建出纳米TiCp层状弥散分布,双尺寸晶粒和β″析出相均匀层状分布新构型。vi)揭示出采用CARB两种工艺获得强塑性各向同性的机制主要归因于:纳米TiCp层状弥散分布、双尺寸晶粒与β″析出相的均匀层状分布构型,使板材的组织与性能均一化。本研究为提高变形铝合金的强塑性、各向同性和耐腐蚀性能提供了新的途径,为开发出具有优异、各向同性室温力学性能及耐腐蚀的纳米颗粒增强铝基复合材料轧制板材提供了实验依据和技术及理论参考。
姜坤[4]（2021）在《TCB及AlN对亚共晶Al-Si-Mg合金晶粒细化及强化行为的研究》文中认为亚共晶Al-Si-Mg系铝合金因其密度小、比强度高、优异的耐蚀及导电导热性能,被广泛应用于航空航天、交通运输等领域。然而,该系合金凝固组织中的α-Al晶粒异常粗大,易出现缩松、“雪花斑”等铸造缺陷,严重损伤合金的力学性能。因此,从根本上解决Al-Si-Mg系合金的晶粒细化难题,改善材料的强韧性刻不容缓。基于此,本文将抗Si致细化“中毒”的Al-TiCB晶种合金（简称TCB晶种合金）以及含有纳米AlN颗粒的Al-Si-AlN晶种合金（简称ASN晶种合金）,应用于Al-Si-Mg合金中。通过细晶强化及纳米颗粒第二相强化的方法,调控合金组织,制备细晶高强Al-Si-Mg合金。在此基础上,以Al-Si-Mg合金为基体,以AlN和Si3N4为增强相,原位合成（AlN+Si3N4）/Al-7Si-xMg复合材料,进一步提高了合金的力学性能。本文的主要工作如下:（1）TCB晶种合金对ZL114A铝合金凝固组织及力学性能的调控TCB晶种合金中含有大量弥散、高效、稳定的形核质点,能够发挥抗Si“中毒”的作用,故本文选择Al-Si-Mg系合金的代表性牌号ZL114A作为研究对象,以期通过引入TCB晶种合金,实现α-Al晶粒细化,改善共晶Si分布,并最终提高ZL114A合金的力学性能。试验结果表明:向ZL114A铝合金中分别添加0.3%、0.6%、1.0%TCB晶种合金后,α-Al平均晶粒尺寸由1224 μm分别细化至186 μm、122 μm和116 μm;经T6热处理,合金的屈服强度分别由265 MPa提升至295 MPa、300 MPa、330 MPa,分别提高了 11.3%、13.2%、24.5%;抗拉强度分别由 325 MPa提升至 347 MPa、358 MPa、370 MPa,分别提高了 6.8%、10.2%、13.8%。（2）ASN晶种合金对ZL114A铝合金组织及力学性能的影响AlN弹性模量高、热稳定性好,是一种优质的增强相,在铝合金中可充分发挥第二相粒子强化的作用,提高合金的力学性能。ASN晶种合金中富含大量的纳米AlN颗粒,向ZL114A铝合金中添加1.0%ASN晶种合金后,合金的α-Al平均晶粒尺寸由926 μm细化至245 μm,且部分共晶Si的形貌由层片状转变为珊瑚状。T6热处理后,该合金的布氏硬度由107.8 HBW提升至127.4 HBW,抗拉强度和屈服强度分别由325 MPa、240 MPa分别提升至390 MPa、345 MPa,延伸率由12.8%降低至12.0%。（3）高强（AlN+Si3N4）/Al-7Si-xMg合金材料的研究为制备高强Al-Si-Mg合金新材料,向该合金中引入了纳米AlN与亚微米Si3N4增强相。同时调控了合金中Mg元素的含量,并结合挤压变形及热处理工艺,进一步优化合金的微观组织与力学性能。试验结果表明:提高Mg元素含量,合金的布氏硬度、屈服强度以及抗拉强度呈现先升高后降低的趋势,而延伸率逐渐下降;当Mg元素含量为1.0%时,合金的力学性能最佳,其布氏硬度可达143.8 HBW,屈服强度、抗拉强度及断后总延伸率分别为405 MPa、491 MPa、5.8%。
张鹏居[5]（2021）在《Al（-Ti）-C-B晶种合金对6201铝合金导电、导热和力学性能的影响及机制》文中研究说明由于我国铜资源较匮乏且原材料成本较高,目前“以铝节铜”成为导体材料行业趋势。铝合金作为导体材料具有成本较低、密度低、铸造性能好、热膨胀系数低、比强度高以及比导电率高等优点,且在相同载流量下,铝导线的重量仅为铜的一半,采用铝合金电缆取代铜缆,可以减少铁塔数量,降低安装成本。此外,随着现代电子信息技术及制造技术的快速发展,电子系统及设备向着大规模集成化、小型化、轻量化及高功率等方向发展,这无疑给电子系统及设备的散热带来了严峻挑战。因此,进一步提高铝合金材料导电、导热以及力学等综合性能,不论是对节约能源还是经济效益方面均具有十分重要的意义。本文以工业用6201铝合金为研究对象,通过Al（-Ti）-C-B晶种合金引入第二相粒子A13BC、TiCx与AlB2相,对6201铝合金性能进行调节,促使合金导电导热性能与强度同时提升。本文的主要研究内容如下:（1）微纳米Al3BC晶种对6201铝合金性能的影响通过添加微纳米Al-12Si-4Al3BC晶种合金,向6201铝合金中引入Al3BC粒子,并通过探索调整热处理工艺,使得6201铝合金力学性能明显提升,平均抗拉强度可达到355 MPa,平均屈服强度达到300 MPa,对比6201原始合金,抗拉强度与屈服强度分别提高了 10.9%、13.2%。研究表明在变形过程中A13BC粒子有效阻碍位错运动,提高了合金变形抗力,在第二相粒子强化与热处理强化共同作用下6201合金强度明显提高,并且6201铝合金导电率变化不大,即基本维持导电性能情况下使得力学性能大幅提高。（2）Al-8B-2C晶种合金对6201铝合金性能的调控通过向6201铝合金中添加Al-8B-2C晶种合金以引入Al3BC粒子及AlB2相,可使得6201铝合金的导电、导热性能与力学性能均有所提高。探究了挤压态6201铝合金的最佳热处理方案以及晶种合金最佳添加量,使得原始成分合金的导电率达到54.99%IACS,同时强度保持在327 MPa。发现当Al-8B-2C晶种添加量为2%时,6201铝合金的热导率可达210.02 W/m·K,较原始成分合金提升了 22.5%。除此之外,通过Al-8B-2C晶种合金的调控,使得6201合金在200℃下的屈服强度与抗拉强度可达245 MPa与250 MPa,且延伸率也有所提高。研究表明,在热挤压过程中,Al3BC粒子也很好地抑制了 6201合金的动态再结晶,保证合金有较好的塑性。此外,A13BC粒子起颗粒增强效果同时,AlB2相对合金起到“净化”作用使得杂质元素以沉淀相形式去除,改善了合金基体晶格缺陷,减少了电子在传输过程中的散射,提高了合金的导电、导热性能。（3）Al-Ti-C-B及Al-1.5B中间合金对6201铝合金性能的影响将Al-Ti-C-B中间合金加入到6201铝合金熔体中以引入TiB2以及TiCx粒子,对6201铝合金起到很好的细化效果。通过Al-Ti-C-B协同Al-1.5B中间合金对6201铝合金性能调控处理后,其强度最高可达330 MPa,导电率最高可提升至52.7%IACS,相对于原始成分合金可以提高10.4%。
纪振威[6]（2021）在《TiC-TiB2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织和力学性能的影响》文中进行了进一步梳理铸轧工艺生产铝合金板带材具有流程短、能耗低、投资成本低、自动化程度高等优点,但是由于其独特的生产工艺,导致铸轧板材中心偏析严重、组织均匀性差,严重制约其在高端铝板带材生产领域的应用。因此,本文以Al-Mn-Si合金为研究对象,引入TiC-TiB2颗粒来细化晶粒、增强组织均匀性、消除中心偏析,进一步提高Mn、Fe等合金元素固溶度,促进Mn元素在退火过程中的脱溶析出,得到高体积分数、尺寸细小、分布均匀的含Mn析出相,从而调控再结晶退火后的晶粒组织、提高Al-Mn-Si合金的力学性能。本文的主要研究结论如下:（1）TiC-TiB2颗粒显着细化铸轧Al-Mn-Si合金晶粒,对表层晶粒的细化效果远大于中心晶粒。铸轧Al-Mn-Si合金的晶粒呈现表层粗大、中心细小的特征,加入TiC-TiB2颗粒后晶粒尺寸分布变均匀,表层和中心晶粒的平均尺寸差距减小。（2）TiC-TiB2颗粒可以消除铸轧Al-Mn-Si合金的中心偏析,影响相选择,促进Mn元素的固溶。铸轧Al-Mn-Si合金会形成以α-Al（Mn,Fe）Si和Si为主的中心偏析,空白样的α-Al（Mn,Fe）Si含量更高;加入TiC-TiB2颗粒后,α-Al晶粒大量形核并分割铝熔体,降低中心处铝液中Mn、Si元素含量,共晶反应发生偏移,形成以Si为主的分散均匀的共晶组织,降低α-Al（Mn,Fe）Si的比例。（3）TiC-TiB2颗粒可以细化含Mn析出相的尺寸、提高其体积分数、增强析出相分布均匀性,抑制在长时间退火后析出相的粗化。加入0.6 wt%TiC-TiB2颗粒后,在400°C等温退火24 h,薄板析出相的体积分数提高0.04%,表层析出相的平均尺寸细化9.9%;厚板析出相的体积分数提高0.78%,表层析出相的平均尺寸细化32.5%。空白样的析出相分布呈现表层细密、中心稀疏的特征,加入TiC-TiB2颗粒后,表层和中心析出相的数量密度差距明显减小。（4）TiC-TiB2颗粒促进铸轧Al-Mn-Si合金退火后再结晶,提高再结晶组织均匀性。铸轧板材中心处含有粗大的第二相粒子（>1μm）,可以诱发再结晶形核。无论是否添加TiC-TiB2颗粒,在再结晶退火过程中,铸轧板材中心处总是先发生再结晶,且中心的晶粒尺寸大于表层。（5）加入TiC-TiB2颗粒后,铸轧Al-Mn-Si合金的力学性能得到提高。室温拉伸结果显示:加入TiC-TiB2颗粒后,薄板的屈服强度从119.6 MPa提高到141.3MPa,均匀延伸率从4.1%提高到5.4%;厚板的屈服强度从79.0 MPa提高到92.9MPa,均匀延伸率从7.2%提高到10.1%。高温拉伸结果显示:加入TiC-TiB2颗粒后,薄板的屈服强度从59.7 MPa提高到65.1 MPa,厚板的屈服强度从51.7 MPa提高到63.9 MPa,增幅分别为9.0%、23.6%。
段涛涛[7]（2020）在《高强韧铸造亚共晶Al-Si-Cu合金成分和组织调控及固相连接》文中提出Al-Si-Cu合金是当前工业领域应用最为广泛的铝合金。由于其密度低、比强度高、热膨胀系数低以及耐腐蚀好等优点常作为一类功能材料,被应用于发动机缸体、汽缸盖以及底盘等零部件中,并且近年来对于Al-Si-Cu合金的强韧化的需求日益增多,引发了研究人员的持续关注;同时随着近年来具有仿生结构的功能性铝合金的应用越来越广泛,对此类合金固相连接的需求也随之增多。这使得有关Al-Si-Cu合金的成分优化、变质以及对其实现高质量的固相连接的研究具有重大的实际意义。然而,各种微量元素对亚共晶Al-Si-Cu合金组织凝固行为的影响仍不清楚,并缺乏通过微合金化方法开发的高强韧铸造Al-Si-Cu合金,同时对于Al-Si-Cu合金的组织调控剂也需要进一步研究以实现全面组织调控及细化。另外现今的铸造铝合金强度较低,塑性不足,无法满足搅拌摩擦连接的需求。因此亟待通过成分优化设计以及多重组织同时调控的方法开发出一种高强韧的铸造亚共晶Al-Si-Cu,并对其实现固相连接。本文研究了微量合金元素对亚共晶Al-Si合金液固转变和显微组织的影响规律,探究了Fe BSi非晶晶化后产生的原位纳米晶对多元亚共晶Al-Si合金多重组织调控以及强韧化规律;通过合金成分优化及纳米晶调控处理的协同作用得到高强韧亚共晶铝硅铜合金。并通过搅拌摩擦连接的方式实现了对该高强韧铸造铝合金的固相连接并揭示其强韧化机制;得出以下主要结论:1.揭示出微量Mg、Ti、Sb元素对亚共晶Al-Si-Cu合金组织细化的作用机制及对合金力学性能的影响规律。1)发现在基体合金中添加微量Mg为α-Al形核提供成分过冷实现枝晶细化并能改善共晶硅形貌;当添加0.3 wt.%Mg时,室温和高温下拉伸性能最佳;其中室温屈服、抗拉强度、延伸率及断裂应变达到301 MPa、451MPa、6.7%和8.6%;高温屈服、抗拉强度达到157 MPa及175 MPa,但延伸率及断裂应变降为13.1%及16.3%。2)发现添加Ti后α-Al获得较大的形核过冷度,有利于Al3Ti为合金体系提供更多异质形核核心,实现晶粒细化;同时,添加Ti之后,合金的屈服强度小幅提高而塑性提高到9.1%。3)发现Sb能够为共晶组织形核提供更大过冷度,同时会附着在Si相的周围阻碍其生长,添加Sb有利于Si相形核数目增多及形貌转变;在添加0.1 wt.%Sb后,合金的屈服强度、极限抗拉强度提高到334 MPa、480MPa,延伸率及断裂应变达到6.8%和8.9%。4)揭示出亚共晶Al-Si-Cu合金最佳优化方式为;添加0.3 wt.%Mg和0.1wt.%Sb,其强化机制为:α-Al枝晶显着细化,细晶强化作用显着以及θ’析出相和Mg2Si析出相形成第二相强化作用;同时尺寸细化和形貌球化的共晶硅有效地钉扎晶界并减少裂纹萌生,从而使合金强塑性同时提高。2.揭示出原位纳米晶对亚共晶多元Al-Si-Cu合金中多层次微观组织的细化规律及作用机制;并揭示出纳米晶调控对该合金力学性能影响规律及其强韧化原理。1)发现亚共晶Al-Si-Cu合金经过原位纳米晶调控处理20 min后同时实现了对α-Al、共晶硅以及两种析出相（θ?和β-Mg2Si）的形貌改善以及尺寸细化。细化机制为:Fe2B纳米晶化相与α-Al具有极低的晶格错配度,能够作为α-Al的异质形核核心促进其形核;同时Fe2B及Fe3Si晶化相纳米晶附着在固液界面周围阻共晶相生长,实现枝晶和共晶硅形貌改善及组织细化。2)原位纳米晶调控在一定程度上提高合金强度、极大地改善合金塑性并显着提升合金的静态韧度。揭示原位纳米晶调控处理铝合金的强韧化机制为:调控处理后α-Al尺寸明显减小,细晶强化效果明显;调控处理后使得θ’与β-Mg2Si析出相细化并均匀分布于基体中,对位错的阻碍作用增强,第二相强化作用显着;同时共晶硅形貌改善有效减少了裂纹萌生及应力集中。3.以成分优化及纳米晶调控处理后的亚共晶铝硅铜合金为基体,实现了铸造亚共晶Al-Si-Cu合金的固相连接,优化出最佳连接工艺参数并揭示了固相连接对连接接头微观组织和力学性能的作用机制:1)揭示出搅拌摩擦连接后基体合金中不同连接区域组织变化规律。热影响区晶粒粗化并且共晶硅长大;热机影响区晶粒被拉长,部分晶粒发生动态回复,共晶硅分布趋于一定的方向性;焊核区晶粒发生动态再结晶呈现出规则细小的等轴晶组织,同时细小的共晶硅均匀分布于基体中。另外连接接头处的θ’以及β-Mg2Si析出相发生一定程度的长大,分别增大72.9%及65.4%。2)揭示出搅拌摩连接后拉伸性能变化规律及其作用机制。经过搅拌摩擦连接后接头强塑性降低并在热影响区出现断裂。其原因为,焊接热影响区内晶粒粗化,细晶强化作用降低;同时θ’以及β-Mg2Si析出相尺寸增大数量减少,第二相强化作用减弱。当连接参数为1200 rpm和75 mm/min时,接头达到最佳屈服和极限抗拉强度,280 MPa和400 MPa,达到母材的84.8%以及83.3%;同时延伸率及断裂应变为5.5%和7.6%。3)揭示出搅拌摩连接后接头显微硬度规律及其作用机制。经过搅拌摩擦连接后在连接横截面上显微硬度值呈现“W”状分布,其中热影响区硬度最低,母材区硬度最高,焊核区硬度值低于热机影响区;其原因为:热影响区晶粒最为粗大,细晶强化降低,硬度便最低;母材区的析出相细小而弥散分布对位错阻力最大,硬度最高;焊核区析出相长大,第二相强化的作用降低令其硬度值低于热机影响区。其中连接参数为1200 rpm和75 mm/min时,搅拌摩擦连接后接头区域具有最高显微硬度。
姚凌凤[8]（2020）在《汽车减震器用6061铝合金挤压材的晶粒尺寸调控与性能优化研究》文中提出由于温室效应和能源短缺等世界性问题日趋严重,采用高强轻质合金代替传统钢材以实现汽车轻量化是大势所趋。6061铝合金因其具有较低密度、中等强度、良好的塑性和耐腐蚀性而被广泛应用于汽车零部件的制造。热挤压是6061铝合金常用的成形方法之一,挤压材的晶粒尺寸对其使用性能及服役寿命有重要影响。本文以汽车减震器用6061铝合金挤压材为研究对象,主要从熔铸、挤压和热处理工艺等方面展开研究,探索挤压材晶粒尺寸调控和性能优化的方法。首先,研究Al-5Ti-1B、Al-5Ti-1B-10RE和Al-5Ti-0.2C三种细化剂对6061铝合金铸态组织和力学性能的影响,并与企业减震器用6061合金铸锭做对比;其次,采用上述铸锭进行热挤压试验,分析挤压温度对挤压材微观组织和力学性能的影响规律;最后,研究了热处理工艺对合金组织和性能的影响,并选取企业减震器用T6态试样和本研究中T6态合金棒材进行耐腐蚀性能对比。熔铸研究结果显示,添加RE细化剂和C细化剂的6061铝合金铸锭的晶粒尺寸明显小于企业铸锭。其中RE细化剂的细化效果最佳,铸锭平均晶粒尺寸最小,约为100.9μm;力学性能最佳,抗拉强度和伸长率分别为164 MPa和15.8%,较企业铸锭分别提高了27.2%和42.4%。热挤压实验结果表明,6061铝合金挤压棒材的平均晶粒尺寸随挤压温度的升高不断增大;同一挤压温度下,RE铸锭挤压棒材平均晶粒尺寸最小,且铸锭在400℃挤压的晶粒尺寸最为细小（32.1μm）,这是由于铸锭的晶粒尺寸对热变形过程中的动态回复和再结晶会有影响,铸锭晶粒尺寸较小的合金,更容易获得均匀细小的挤压态组织。铸锭经挤压成形后力学性能均得到显着提高,相同挤压温度下的RE铸锭挤压棒材具有更优异的力学性能,在500℃挤压的合金棒材抗拉强度达到最大值（222 MPa）,此时棒材伸长率为24.4%,综合性能比实物样品有显着提高。热处理实验研究表明,减震器样品经550℃×80 min固溶后,在160℃×10 h硬度达到时效峰值,受β〞析出相的强化作用,其抗拉强度为328 MPa,伸长率为11.8%。对不同细化剂作用的T6态棒材进行晶粒统计,发现400℃挤压成形的RE挤压棒材平均晶粒尺寸最小（47μm）,综合性能最佳,抗拉强度和伸长率分别为345 MPa和23.2%,较T6态减震器试样分别提高了17.7%和46.6%。腐蚀结果表明,腐蚀产物主要为Al（OH）3,晶粒尺寸越大,晶间腐蚀深度越大;实物样品的抗晶间腐蚀性能最差,晶间腐蚀最大深度达512μm;而RE挤压试样的抗晶间腐蚀性能显着改善,最大腐蚀深度减少至241μm。
高瑜阳[9]（2019）在《微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能》文中提出与单相单一微米、单一纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料相比,双相微纳米混杂尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料表现出更优异的室温拉伸性能、耐磨损性能和抗疲劳性能。在众多陶瓷颗粒增强相中,内生TiCp和TiB2p具有与α-Al晶格匹配度好,与Al基体界面结合强度高,不与Al基体反应生成有害界面产物等优点。目前,在熔体内反应法和混合盐反应法等内生法制备的双相TiCp-TiB2p增强铝基复合材料中存在易产生反应物的残留,不能有效地调控TiCp-TiB2p尺寸,TiCp-TiB2p尺寸较大（>0.5μm）,且易团聚等不足,不利于TiCp-TiB2p强化效果的充分发挥。因此,探索和研究通过新的内生方法制备微纳米尺度TiCp-TiB2p增强铝基复合材料的制备技术,研究内生微纳米尺度TiCp-TiB2p对铝基复合材料室温、高温性能的影响规律及作用机制,对进一步提高铝基复合材料的室温、高温性能和拓展其工业应用范围具有重要的学术意义和实际应用价值。本文（1）首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术制备了原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了内生高质量分数微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强度、高温强塑性和耐磨粒磨损性能的影响规律及作用机制;（2）首次采用微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si中间合金+搅拌铸造+热挤压技术制备了微量（0.05 wt.%、0.1 wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/AlCu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了微量微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si合金室温和高温拉伸性能、室温疲劳性能和高温蠕变行为的影响规律及作用机制。本文主要创新点如下:1)首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术,成功制备出原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)发现采用Al-Ti-B4C体系原位合成TiCp和TiB2p时,随着生成的TiCp-TiB2p质量分数的增加,纳米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比下降,亚微米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比增加。40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料中的纳米和亚微米尺度TiCp-TiB2p的百分比分别为3.0%和95.6%。ii)揭示出40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度和抗拉强度在本研究中最高,分别为569 MPa和704 MPa,分别比基体合金（327 MPa、466 MPa）提高了242 MPa和238 MPa,但断裂应变（2.9%）比基体合金（11.5%）降低了8.6%。复合材料室温强度提高的机制为:热错配强化、载荷传递强化、Orowan强化和更加细小的θ′析出相强化。iii)揭示出内生微纳米尺度TiCp和TiB2p同时显着提高了Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强度与塑性。在573 K温度下,40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为141 MPa、164 MPa和31.2%,分别比基体合金（88 MPa、95 MPa和25.5%）提高了60.2%、72.6%和22.4%。复合材料高温强塑性提高的机制主要为:（a）微纳米尺度TiCp和TiB2p对α-Al晶界的钉扎和对位错运动的阻碍作用;（b）更加细小的θ′析出相的强化作用。iv)揭示出在不同Al2O3砂纸粒度（40μm、23μm、13μm）和不同外加载荷（5 N、15 N、25 N）下,内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的相对耐磨性比基体合金明显提高,其中40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料在砂纸粒度13?m和外加载荷5 N下的相对耐磨性比基体合金提高了4.17倍。复合材料耐磨粒磨损性能的提高主要归因于:内生微纳米尺度TiCp和TiB2p削弱了磨粒的刺入与犁削。2)首次采用中间合金+搅拌铸造+热挤压技术成功制备出微量（0.05wt.%、0.1wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)揭示出在凝固过程中,微纳米尺度TiCp和TiB2p可以作为α-Al晶粒的有效异质形核核心,从而细化了α-Al晶粒;在热挤压和T6热处理过程中,微量微纳米TiCp-TiB2p促进了α-Al晶粒的再结晶形核,并通过钉扎晶界作用抑制了再结晶晶粒的长大。Al-Cu-Mg-Si基体合金、0.05 wt.%和0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-CuMg-Si复合材料中细小α-Al再结晶晶粒（2.6-5.0μm）的百分比分别为29.1%、44.9%和46.0%;在T6热处理的固溶处理过程中,α-Al晶粒尺寸的减小缩短了Cu、Mg、Si原子向α-Al晶内的扩散距离,促进了Cu、Mg、Si原子在基体中的均匀分布,从而在时效处理时析出了尺寸更小,数量更多,分布更加均匀的θ′和Q′析出相。ii)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时提高了Al-Cu-Mg-Si合金的室温强度与塑性。0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为310 MPa、471 MPa和22.8%,分别比基体合金（278MPa、435 MPa和19.0%）提高了32 MPa、36 MPa和3.8%。复合材料室温强塑性同时提高的机制主要为:细晶强化、θ′、Q′析出相强化和纳米尺度TiCp-TiB2p的Orowan强化。iii)揭示出微量微纳米TiCp-TiB2p的加入明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的抗疲劳性能。0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的疲劳极限强度为125 MPa,比Al-Cu-Mg-Si基体合金的95 MPa提高了31.6%。复合材料室温抗疲劳性能的提高主要归因于:（a）α-Al晶粒细化:一方面使晶粒取向变得更加复杂,抑制了疲劳裂纹源的萌生;另一方面使疲劳裂纹扩展路径更加曲折,从而降低了疲劳裂纹扩展速率。（b）微纳米TiCp-TiB2p和更加细小的θ′和Q′析出相阻碍了裂纹尖端位错的滑移,导致疲劳裂纹扩展速率降低。iv)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的高温强度和塑性。在493 K下,0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为279 MPa、366 MPa和10.6%,分别比基体合金（255 MPa、318 MPa和8.5%）提高了24 MPa、48 MPa和2.1%。v)揭示出微量（0.05wt.%）微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入有效地提高了Al-Cu-MgSi基体合金蠕变发生的表观激活能和门槛应力,进而提高了抗高温蠕变性能。在473 K温度和220 MPa外加应力条件下,0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料发生蠕变断裂的时间（21.4h）比Al-Cu-Mg-Si基体合金发生蠕变断裂的时间（2.5h）延长了18.9h。在473 K温度和140 MPa外加应力条件下,AlCu-Mg-Si基体合金的稳态蠕变速率是0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的7.9倍。vi)揭示出微量微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性和抗高温蠕变性能提高的机制主要为:（a）尺寸更加细小的θ′和Q′析出相的析出强化;（b）分布在晶界处的微纳米尺度TiCp-TiB2p对晶界的钉扎作用;（c）晶内分布的微纳米尺度TiCp-TiB2p对位错运动的阻碍作用。本论文所取得的成果为开发和制备具有高的室温和高温力学性能、室温疲劳性能和高温抗蠕变性能的微纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料提供了新的技术思路、实验依据和理论参考。
杨化冰[10]（2019）在《铝熔体中TiCx的微结构调控及其对铝合金强韧化机理的研究》文中提出晶粒细化是铝合金材料重要的强化方式,而且能够同时提高合金的塑性和加工成形性能。TiC与α-Al的晶格类型相同、晶格参数接近,可以作为α-Al的形核衬底、细化晶粒。但目前对TiC细化机理的研究还不充分,使得Al-Ti-C中间合金的细化效果不稳定。形核界面调控是提高细化效果的关键,TiC是一种非化学计量比的化合物,其化学式可表示为TiCx（0.48≤x≤0.98）,x值的可变性为界面调控提供了可能。另外,晶粒细化对铝合金力学性能的提升幅度有限,TiCx还可以作为第二相粒子进一步强化铝合金,而第二相粒子的强韧化效果通常受粒子尺度、构型等因素的影响。基于此,本文对TiCx的x值、粒子尺度和构型三方面进行调控,研究其对铝合金的强韧化行为。（1）值与形核能力的相关性（x值调控）试验表明,TiCx的x值是影响Al-Ti-C中间合金细化效果和细化衰退的关键因素,当粒子尺寸及添加量等参数相同时,x值越小,细化效果越好,而且抗衰退能力越强。进一步研究发现,将Al-Ti-C中间合金加入铝熔体中进行晶粒细化时,TiCx粒子周围会形成富Ti区,熔体凝固过程中,在富Ti区的作用下α-Al在TiCx粒子表面形核;而无富Ti区时,α-Al难以形核。热力学研究表明,TiCx在720℃的铝熔体中是不稳定的,会通过向铝熔体中释放Ti原子的方式发生自身的演变:TiCx→TiCy,0.48≤x<y≤0.92;而释放出的Ti原子促进了其表面富Ti区的形成,从而有利于α-Al的形核;而且,x值越小,TiCx释放Ti原子的热力学驱动力越大。因此,x值越小,细化效果越好、抗衰退能力越强。在含Zr铝合金的细化过程中,熔体中的Zr原子向上述富Ti区偏聚,使形核界面的晶格错配度增大,形核率降低,即出现形核“Zr中毒”现象。TiCx与Zr发生化学反应的热力学驱动力（△G<0）是促使Zr向富Ti区偏聚的原因之一。第一性原理模拟研究发现,通过B元素掺杂TiCx,改变了该化学反应的热力学驱动力（△G>0）,从而减轻了 Zr的偏聚,使得B掺杂型TiCx具有良好的抗“Zr中毒”能力。（2）TiC纳米粒子对Al-Cu合金组织和性能的影响（粒子尺度调控）在晶粒细化的基础上,为了进一步提高铝合金的力学性能,对TiC的粒子尺度进行调控,原位合成了纳米级的TiC粒子,并研究了其对Al-Cu合金组织演变和力学性能的影响。（文中涉及TiCx的x值的相关问题时加下标x,否则不加,两种表示方法均代表碳化钛化合物。）采用熔体反应法制备了一种Al-14TiC中间合金,其中TiC粒子的平均尺寸为107 nm;将中间合金加入到Al-Cu二元熔体中,通过熔体铸造法制备了Al-4.5Cu-xTiC,x=0.5、1和1.5三种材料。发现TiC含量为0.5%时,粒子在基体中呈均匀分布;TiC含量增加到1.5%时,粒子呈晶内均匀分布和沿晶界聚集分布。通过拉伸性能测试发现,弥散分布的TiC纳米粒子对室温强度的贡献较大,而沿晶界分布时贡献较小;但两种分布状态对350℃的拉伸强度都有提升。这是因为室温下晶界较强,通过粒子进一步增强晶界,对合金强度的贡献较小;而在高温下,由于原子扩散速率加快,晶界较弱,通过粒子增强晶界有利于合金强度的提高。研究发现,TiC纳米粒子可以促进Al-Cu合金时效相的析出。180℃时效时,与A1-4.5Cu合金相比,Al-4.5Cu-1.5TiC的峰值时效时间由20h减少至12 h;而且,时效后基体中θ’相的尺寸减小、密度提高,从而增加了时效强化效果,Al-4.5Cu合金时效前后屈服强度的增量为84 MPa,Al-4.5Cu-1.5TiC的增量达到113 MPa。这主要是由于TiC与α-Al的热膨胀系数不同,在固溶淬火过程中合金内部存在应力,进而提高了基体中的位错密度,位错可以作为原子扩散的通道和时效相的形核位点;同时TiC/α-Al界面处的晶格畸变也促进了 θ’相的析出。（3）TiC纳米粒子构型设计及对2024铝合金的强韧化（构型调控）TiC纳米粒子对Al-Cu合金具有良好的强化效果,但是当粒子含量增多时,粒子聚集是难以避免的,这极大地弱化了粒子的强化效果,甚至带来负面影响。通过粒子的分布调控,进行微观组织构型设计,可以避免粒子聚集的负面影响,而且能够进一步提高强化效果。通过熔体铸造工艺制备了一种2024-1.5TiC复合材料,其中TiC纳米粒子沿晶界呈网状分布。网状构型可以明显提高材料的力学性能,与2024合金相比,其350℃的极限拉伸强度由105 MPa提高到151 MPa,而TiC纳米粒子在基体中随机分布的2024-1.5TiC复合材料的强度为118 MPa。研究发现,2024合金在拉伸过程中只有部分基体发生了变形,也即局部变形模式;而网状构型的约束作用使基体的变形模式由局部变形转变成整体变形,整体变形模式充分发挥了材料各部分的强化作用、避免了局部承载,从而有效提高了材料的高温强度。通过铸造和挤压工艺制备了一种2024-1.5TiC复合材料,TiC纳米粒子呈线状构型分布于基体中。线状构型能同时提高材料的室温强度和塑性,与2024合金相比,2024-1.5TiC的极限拉伸强度由430 MPa提高到550 MPa,延伸率由9.8%提高到15.5%。研究发现,TiC纳米粒子的引入使基体的平均晶粒尺寸由9.7 μm减小到6.8μm,有利于强度和塑性的提高。此外,变形过程中TiC线状区的变形量很小（宏观变形<1.5%）,而基体产生了明显的变形;因此,整个TiC线可以看做一个类似于短纤维的强化单元,由于TiC线的平均长径比达36.6,从而具有较高的载荷传递强化作用,使材料强度明显提高;而载荷传递强化在提高强度的同时,使基体所承受的应力仍处于较低的水平,“软”的基体能够释放裂纹尖端的应力集中、抑制裂纹扩展,使材料具有较高的塑韧性。
二、Al-Ti-C对Al-Mg-Si合金组织和性能的影响（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、Al-Ti-C对Al-Mg-Si合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
（1）微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.2.1.1 外加颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.2 内生颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.3 中间合金法制备颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.2 双尺度颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.3 混杂颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3 晶粒细化方式和机制的研究进展 |
| 1.3.1 化学孕育处理细化的研究进展 |
| 1.3.1.1 合金成分对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.1.2 孕育颗粒对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.2 铝合金晶粒细化理论研究进展 |
| 1.3.3 纳米颗粒细化机制的研究进展 |
| 1.3.4 亚共晶铝硅合金晶粒细化存在的问题 |
| 1.4 颗粒对铝合金中主要析出相的影响研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料的准备 |
| 2.2.1 基体合金的制备 |
| 2.2.2 中间合金的制备 |
| 2.2.2.1 外加颗粒中间合金预分散坯体的制备 |
| 2.2.2.2 内生颗粒中间合金的制备 |
| 2.2.3 中间合金重熔稀释+搅拌铸造制备复合材料 |
| 2.2.4 热分析 |
| 2.2.4.1 凝固温度采集 |
| 2.2.4.2 差热分析实验(DSC) |
| 2.2.5 萃取实验 |
| 2.2.6 热处理实验 |
| 2.2.7 电导率分析 |
| 2.3 样品微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相组织分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4 室温力学性能测试 |
| 2.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 不同微纳米颗粒对商业纯铝的微观组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.2.1 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝组织中的分散 |
| 3.2.2 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.2.3 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.3 内生双相TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.3.1 Al-30 vol.%(TiC_n-Al_3Ti_m)中间合金的制备及组织 |
| 3.3.2 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散 |
| 3.3.3 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.3.4 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝室温和高温力学性能的影响 |
| 3.4 外加微、纳米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织及力学性能的影响对比 |
| 3.4.1 纳米、微米TiCN颗粒预分散中间合金的制备 |
| 3.4.2 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.4.3 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝室温力学性能的影响 |
| 3.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织和力学性能的影响 |
| 3.5.1 内生Al-30 wt.%(TiCN-TiB_2)中间合金的制备及组织 |
| 3.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.5.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.5.4 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.6 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝细化和强韧化机制 |
| 3.6.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.3 不同冷速对复合材料微观组织的影响 |
| 3.6.3.1 不同冷速对陶瓷颗粒促进商业纯铝CET转变的影响 |
| 3.6.3.2 不同凝固速率对凝固行为的影响机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 双尺度TiB_2颗粒对亚共晶Al-Si-Cu合金的组织和力学性能的影响及其机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-TiB_2中间合金制备及组织 |
| 4.3 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金组织的影响 |
| 4.3.1 Al-7Si-4Cu合金的组织 |
| 4.3.2 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金α-Al枝晶的影响 |
| 4.3.3 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金共晶Si的影响 |
| 4.3.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金析出相的影响 |
| 4.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金力学性能的影响 |
| 4.5 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金凝固行为影响机制 |
| 4.6 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金的强韧化机制 |
| 4.7 本章结论 |
| 第5章 双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金时效行为和力学性能的影响 |
| 5.3 外加纳米TiCN颗粒中间合金法和熔体内直接反应法制备颗粒孕育处理对Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织的影响 |
| 5.3.1 中间合金法引入外加TiCN颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 熔体内直接反应法制备双相(TiCN-TiB_2)/Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4 燃烧合成法制备内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金力学行为的影响 |
| 5.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金凝固行为的影响和综合力学性能提高机制 |
| 5.5.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对凝固行为的影响 |
| 5.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对综合力学性能提高机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 添加第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织的影响 |
| 6.2.1.1 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中初生α-Al的影响 |
| 6.2.1.2 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中共晶Si的影响 |
| 6.2.1.3 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金Mg_2Si相的影响 |
| 6.2.2 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固行为的影响 |
| 6.2.3 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金室温力学性能的影响 |
| 6.2.4 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金强韧化机制 |
| 6.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固行为的影响 |
| 6.3.3 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金室温力学性能的影响 |
| 6.4 低温稳定化处理对孕育处理铸态Al-10Si-2.0Mg合金的组织和力学性能的影响 |
| 6.4.1 低温稳定化处理温度和时间优化 |
| 6.4.2 低温稳定化处理析出相分析 |
| 6.4.3 低温稳定化对力学性能的影响 |
| 6.4.4 微量TiCN-TiB_2颗粒及低温稳定化对力学性能的影响机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）熔体中原位纳米晶对铝合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 铝合金概况 |
| 1.2.1 铝合金分类 |
| 1.2.2 铝合金强韧化机制 |
| 1.3 铝合金凝固行为的研究 |
| 1.4 铝合金中初生相的调控及其对力学性能的影响 |
| 1.5 铝合金中共晶相的调控及其对力学性能的影响 |
| 1.6 铝合金中析出相的调控及其对力学性能的影响 |
| 1.7 纳米晶调控铝合金的研究 |
| 1.8 研究内容 |
| 第2章 试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 Fe-B-Si非晶调控剂及合金的制备 |
| 2.3 热处理实验 |
| 2.4 凝固曲线测定 |
| 2.5 合金显微组织观察 |
| 2.5.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.5.2 金相观察 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜观察(SEM) |
| 2.5.4 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.6 合金力学性能分析 |
| 2.7 实验流程 |
| 第3章 原位纳米晶对亚共晶 Al-Si_7和过共晶 Al-Si_(17)合金组织及凝固行为影响及机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Fe-B-Si非晶合金细化剂制备及分析 |
| 3.3 Fe-B-Si非晶合金晶化相与α-Al及 Si相晶格匹配关系 |
| 3.4 原位纳米晶对亚共晶Al-Si_7合金凝固行为及组织的影响 |
| 3.5 原位纳米晶对亚共晶Al-Si_7合金凝固行为及组织的影响 |
| 3.6 原位纳米晶对亚共晶 Al-Si_7合金和过共晶 Al-Si_(17)合金组织及凝固行为影响机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 原位纳米晶对Al-Cu_4和Al-Si_7-Cu_4合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位纳米晶对Al-Cu_4合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 4.3 原位纳米晶对Al-Cu_4合金力学性能的影响 |
| 4.4 原位纳米晶对Al-Si_7-Cu_4合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 4.5 原位纳米晶对Al-Si_7-Cu_4合金力学性能的影响 |
| 4.6 原位纳米晶对Al-Cu_4合金和Al-Si_7-Cu_4合金力学性能影响机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 原位纳米晶对Al-Mg_1和Al-Si_7-Mg_1合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 原位纳米晶对Al-Mg_1合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 5.3 原位纳米晶对Al-Mg_1合金力学性能的影响 |
| 5.4 原位纳米晶对Al-Si_7-Mg_1合金凝固行为及组织构型的影响 |
| 5.5 原位纳米晶对Al-Si_7-Mg_1合金力学性能的影响 |
| 5.6 原位纳米晶对Al-Mg_1合金和Al-Si_7-Mg_1合金力学性能影响机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（3）纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的制备技术 |
| 1.2.1 粉末冶金法 |
| 1.2.2 物理气相沉积法 |
| 1.2.3 搅拌铸造法 |
| 1.2.4 原位反应法 |
| 1.2.5 中间合金法 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料研究进展 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.2 非单一颗粒强化铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金的室温强化机制 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的腐蚀研究进展 |
| 1.4.1 铝合金的腐蚀类型 |
| 1.4.2 颗粒强化铝基复合材料的腐蚀 |
| 1.4.3 铝基复合材料的腐蚀机制 |
| 1.5 铝合金及铝基复合材料的叠轧研究进展 |
| 1.5.1 累积叠轧技术原理 |
| 1.5.2 铝合金及铝基复合材料叠轧板材的组织与性能 |
| 1.5.3 交互叠轧研究进展 |
| 1.5.4 叠轧过程中的强化机制 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 XPS测试分析 |
| 2.4 性能检测 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 电化学抗腐蚀性能测试 |
| 2.4.3 室温抗腐蚀性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 纳米TiC_p、TiB_(2p)和(TiC_p-TiB_(2p))增强Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备、组织和室温力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备及组织演变 |
| 3.2.1 内生纳米 TiC_p-Al中间合金和纳米 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.2.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料的铸态组织 |
| 3.2.3 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料在冷轧过程中的组织演变及析出相分布 |
| 3.2.4 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.3 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织影响及室温强化机制 |
| 3.3.1 纳米TiC_p对T6 处理后的Al-Mg-Si合金冷轧板材再结晶组织的影响 |
| 3.3.2 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金板才在二次冷轧中的位错增殖影响 |
| 3.3.3 纳米TiC_p的室温强化机制 |
| 3.4 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材与单相TiC_p、TiB_(2p)/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的组织与性能对比 |
| 3.4.1 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料及纳米TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.4.2 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料和TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料的铸态组织 |
| 3.4.3 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料,TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料和(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料的轧制组织 |
| 3.4.4 单相和双相Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.5 单相及双相纳米颗粒的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 纳米 TiC_p和纳米 TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的腐蚀行为的影响规律及机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 腐蚀样品的制备及腐蚀方法 |
| 4.2.1 腐蚀样品的制备 |
| 4.2.2 加速腐蚀方法及溶液 |
| 4.2.3 电化学腐蚀及浸泡腐蚀方法和溶液 |
| 4.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的加速腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.3.1 最大腐蚀深度 |
| 4.3.2 加速腐蚀表面 |
| 4.4 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的电化学腐蚀行为影响规律.. |
| 4.4.1 极化曲线 |
| 4.4.2 阻抗性能测试 |
| 4.5 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的侵泡腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.5.1 耐盐水腐蚀的影响规律 |
| 4.5.2 耐盐水腐蚀形貌 |
| 4.6 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的钝化行为、晶间腐蚀的影响规律及腐蚀机制 |
| 4.6.1 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶粒形貌及其钝化行为的影响规律 |
| 4.6.2 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶界处第二相数量及晶间腐蚀的影响 |
| 4.6.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材腐蚀性能的影响机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 纳米TiC_p对Al-Mg-Si板材在复合叠轧过程中组织和室温力学性能的影响规律及其作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备﹑组织和力学性能 |
| 5.2.1 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备 |
| 5.2.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧初始板材的组织与力学性能 |
| 5.2.3 Al-Mg-Si基体合金和TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的组织与力学性能 |
| 5.3 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧复合板材的制备﹑组织和性能 |
| 5.3.1 复合叠轧板材的制备 |
| 5.3.2 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的微观组织 |
| 5.3.3 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的力学性能 |
| 5.3.4 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材中层状异质构型的强化机制 |
| 5.4 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织与性能的影响规律 |
| 5.4.1 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的不同交互叠轧工艺 |
| 5.4.2 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.3 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.4 不同交互叠轧工艺对纳米TiC_p空间分布的影响 |
| 5.5 不同交互叠轧工艺对 Al-Mg-Si合金+Ti Cp/Al-Mg-Si 复合材料复合叠轧板材的强度各向同性机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）TCB及AlN对亚共晶Al-Si-Mg合金晶粒细化及强化行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文创新点及主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Si合金晶粒细化意义 |
| 1.3 Al-Si合金晶粒细化的方法 |
| 1.3.1 化学细化 |
| 1.3.2 物理细化 |
| 1.3.3 温控细化 |
| 1.4 Al-Si合金中Si致细化“中毒”难题 |
| 1.5 Al-Si合金的变质处理 |
| 1.5.1 碱金属及碱土金属元素 |
| 1.5.2 稀土元素 |
| 1.5.3 复合变质 |
| 1.6 Al-Si合金的强化 |
| 1.6.1 固溶强化 |
| 1.6.2 细晶强化 |
| 1.6.3 形变强化 |
| 1.6.4 第二相粒子强化 |
| 1.7 本文的主要研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 研究思路与技术路线 |
| 2.2 试验用原材料 |
| 2.3 试验设备与合金制备 |
| 2.3.1 试验设备 |
| 2.3.2 合金制备过程 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 布氏硬度测试 |
| 2.4.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 电导率测试 |
| 2.5 试样制备与分析表征 |
| 2.5.1 金相组织分析 |
| 2.5.2 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.5.3 X射线衍射分析 |
| 2.5.4 偏光显微镜分析 |
| 2.5.5 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.5.6 光谱分析 |
| 第三章 TCB晶种合金对ZL114A铝合金晶粒细化及强化行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TCB晶种合金的物相分析 |
| 3.3 TCB晶种合金对ZL114A铝合金的晶粒细化行为 |
| 3.4 TCB晶种合金对ZL114A铝合金的强化行为 |
| 3.4.1 导电性能对比 |
| 3.4.2 TCB晶种合金对ZL114A铝合金拉伸性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 ASN晶种合金对ZL114A铝合金组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 ASN晶种合金 |
| 4.2.1 ASN晶种合金的组织形貌 |
| 4.2.2 AlN基本物理性质 |
| 4.3 ASN晶种合金对ZL114A铝合金组织结构的调控 |
| 4.4 ASN晶种合金对ZL114A铝合金性能的调控 |
| 4.4.1 ASN晶种合金对铸态下ZL114A铝合金力学性能的影响 |
| 4.4.2 ZL114A铝合金材料热处理工艺探索 |
| 4.4.3 ASN晶种合金对热处理后ZL114A铝合金力学性能的影响 |
| 4.4.4 ASN晶种合金对ZL114A合金导电性的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 高强(AlN+Si_3N_4) /Al-7Si-xMg合金的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 挤压变形对合金微观组织及力学性能的影响 |
| 5.2.1 挤压态(AlN+Si_3N4)/Al-7Si-xMg合金的微观组织 |
| 5.2.2 挤压态(AlN+Si_3N_4)/Al-7Si-xMg合金的力学性能 |
| 5.3 热处理对合金微观组织及力学性能的影响 |
| 5.3.1 热处理对(AlN+Si_3N_4)/Al-7Si-xMg合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 热处理对(AlN+Si_3N_4)/Al-7Si-xMg合金力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（5）Al（-Ti）-C-B晶种合金对6201铝合金导电、导热和力学性能的影响及机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝合金的发展及其应用 |
| 1.3 铝合金导体材料的应用现状及存在问题 |
| 1.3.1 铝合金导体材料的应用现状 |
| 1.3.2 铝合金导体材料存在的问题 |
| 1.4 铝合金的导电、导热机制及影响因素 |
| 1.4.1 金属的导电机制 |
| 1.4.2 金属的导热机制 |
| 1.4.3 铝合金导电率的影响因素 |
| 1.4.4 铝合金热导率的影响因素 |
| 1.5 铝合金的强化方式 |
| 1.5.1 固溶强化 |
| 1.5.2 细晶强化 |
| 1.5.3 加工硬化 |
| 1.5.4 第二相强化 |
| 1.6 本文的研究意义及主要内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 试验材料与合金样品制备 |
| 2.3.1 试验原材料 |
| 2.3.2 试验合金的制备 |
| 2.3.3 样品制备 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 导电率性能测试 |
| 2.4.2 布氏硬度测试 |
| 2.4.3 室温拉伸测试 |
| 2.4.4 高温拉伸测试 |
| 2.4.5 导热性能测试 |
| 2.4.6 比热测试 |
| 2.5 分析表征 |
| 2.5.1 光谱分析 |
| 2.5.2 金相显微镜 |
| 2.5.3 扫描电镜 |
| 2.5.4 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.5 X射线衍射仪 |
| 第三章 微纳米Al_3BC晶种对6201铝合金性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-12Si-4Al_3BC晶种合金与6201铝合金 |
| 3.2.1 Al-12Si-4Al_3BC晶种合金组织形貌 |
| 3.2.2 6201铝合金组织形貌 |
| 3.3 试验合金的制备 |
| 3.4 微纳米Al_3BC对6201铝合金性能的调控作用 |
| 3.4.1 热处理工艺的探索 |
| 3.4.2 对力学性能的影响 |
| 3.4.3 对导电性能的影响 |
| 3.4.4 影响机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Al-8B-2C晶种合金对6201铝合金性能的调控 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验合金的制备 |
| 4.3 Al-8B-2C晶种合金与6201铝合金 |
| 4.3.1 Al-8B-2C晶种合金组织形貌 |
| 4.3.2 挤压态6201铝合金组织形貌 |
| 4.4 Al-8B-2C晶种合金对挤压态6201铝合金性能的影响 |
| 4.4.1 热处理工艺的探索 |
| 4.4.2 对力学性能的影响 |
| 4.4.3 对力学性能的影响机制 |
| 4.4.4 对导电性能的影响 |
| 4.4.5 对导热性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 Al-Ti-C-B及Al-1.5B中间合金对6201铝合金性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al-Ti-C-B微纳米中间合金对6201铝合金性能的调控 |
| 5.2.1 Al-Ti-C-B中间合金组织形貌 |
| 5.2.2 Al-Ti-C-B中间合金对6201铝合金力学性能的影响及分析 |
| 5.2.3 Al-Ti-C-B中间合金对6201铝合金导电性能的影响机制 |
| 5.3 Al-1.5B中间合金对6201铝合金导电性能的调控 |
| 5.3.1 Al-1.5B中间合金组织形貌 |
| 5.3.2 Al-1.5B中间合金对6201铝合金导电性能的影响 |
| 5.4 Al-Ti-C-B协同Al-1.5B中间合金对6201铝合金性能的调控 |
| 5.4.1 Al-Ti-C-B协同Al-1.5B中间合金对6201铝合金力学性能的调控 |
| 5.4.2 Al-Ti-C-B协同Al-1.5B中间合金对6201铝合金导电性能的调控 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）TiC-TiB2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 3xxx系铝合金概述 |
| 1.2.1 3xxx系铝合金的特点及应用 |
| 1.2.2 3xxx系铝合金的强化方法 |
| 1.3 铝合金双辊铸轧工艺概述 |
| 1.3.1 双辊铸轧工艺的发展情况 |
| 1.3.2 双辊铸轧工艺的特点及其在铝板带材生产中的应用 |
| 1.3.3 铸轧铝合金组织与性能的研究进展 |
| 1.4 孕育处理对铝合金组织和性能的影响 |
| 1.4.1 铝合金晶粒细化工艺 |
| 1.4.2 铝合金细化用中间合金应用现状及其研究进展 |
| 1.4.3 铝合金孕育处理后的组织和性能变化 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验材料的制备与后续处理工艺 |
| 2.2.1 Al-Ti-C-B中间合金的制备与表征 |
| 2.2.2 钢模浇注铸锭的制备 |
| 2.2.3 铸轧板材的制备 |
| 2.2.4 轧制及热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.4 电子背散射衍射分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 电导率测试 |
| 2.4.3 拉伸性能测试 |
| 第3章 TiC-TiB_2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织形成及其演变的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiC-TiB_2对铸轧板材合金元素固溶度的影响 |
| 3.3 TiC-TiB_2对铸轧板材铸态组织的影响 |
| 3.3.1 TiC-TiB_2对晶粒组织的影响 |
| 3.3.2 TiC-TiB_2对铸轧板材组织均匀性和初生第二相分布的影响 |
| 3.3.3 TiC-TiB_2对初生第二相形貌及其种类的影响 |
| 3.3.4 TiC-TiB_2对铸轧板材偏析的影响 |
| 3.4 TiC-TiB_2对铸轧板材表面裂纹的影响 |
| 3.5 TiC-TiB_2对铸轧板材退火后组织演变的影响 |
| 3.5.1 TiC-TiB_2对铸轧板材退火后初生第二相分布的影响 |
| 3.5.2 TiC-TiB_2对铸轧板材退火后初生第二相分布的影响 |
| 3.6 分析与讨论 |
| 3.6.1 TiC-TiB_2对不同板厚铸轧Al-Mn-Si合金晶粒组织的影响 |
| 3.6.2 TiC-TiB_2对不同板厚铸轧Al-Mn-Si合金中心偏析和初生第二相的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 TiC-TiB_2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金热处理析出、再结晶组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiC-TiB_2和辊缝宽度对铸轧板材应变状态的影响 |
| 4.3 TiC-TiB_2对铸轧板材热处理析出行为的影响 |
| 4.3.1 TiC-TiB_2对铸轧板材退火过程中析出相体积分数和硬度变化的影响 |
| 4.3.2 TiC-TiB_2对铸轧板材析出相的影响 |
| 4.4 TiC-TiB_2对铸轧板材再结晶组织的影响 |
| 4.5 TiC-TiB_2对铸轧板材力学性能的影响 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 TiC-TiB_2对析出行为和力学性能的影响 |
| 4.6.2 TiC-TiB_2对再结晶组织的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（7）高强韧铸造亚共晶Al-Si-Cu合金成分和组织调控及固相连接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 铸造Al-Si合金的组织细化及强韧化机制 |
| 1.2.1 Al-Si合金的微观组织结构 |
| 1.2.2 Al-Si合金的强韧化机制 |
| 1.2.3 优化Al-Si合金力学性能的方法 |
| 1.3 非晶合金的发展以及在铝合金中的应用 |
| 1.3.1 非晶的制备与发展 |
| 1.3.2 非晶在铝合金中的应用 |
| 1.4 铸造Al-Si合金固相连接的研究及发展现状 |
| 1.4.1 搅拌摩擦连接原理以及特点 |
| 1.4.2 铸造Al-Si合金搅拌摩擦连接的研究及发展现状 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 非晶合金的制备 |
| 2.2.2 亚共晶Al-Si-Cu合金的成分优化 |
| 2.2.3 Fe系非晶调控处理亚共晶Al-Si-Cu合金 |
| 2.2.4 热处理实验 |
| 2.2.5 铸造亚共晶Al-Si-Cu合金的连接工艺实验 |
| 2.3 实验样品的微观表征 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 实验样品的力学性能测试 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 高温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 连接接头显微硬度测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 亚共晶Al-Si-Cu合金的成分优化设计及其对液固转变和显微组织的影响规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 亚共晶铝硅合金中镁元素成分优化设计 |
| 3.2.1 不同Mg含量的亚共晶Al-7Si-4Cu合金的凝固组织分析 |
| 3.2.2 微量Mg优化对亚共晶Al-7Si-4Cu合金析出相的影响 |
| 3.2.3 不同Mg含量亚共晶Al-7Si-4Cu合金的力学性能分析 |
| 3.3 亚共晶铝硅铜镁合金中钛元素成分优化设计 |
| 3.3.1 不同Ti含量亚共晶Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的凝固组织分析 |
| 3.3.2 不同Ti含量亚共晶Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的力学性能分析 |
| 3.4 Sb元素对亚共晶铝硅铜镁合金凝固组织和力学性能的影响规律 |
| 3.4.1 Sb对 Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的微观组织及凝固行为影响 |
| 3.4.2 不同Sb含量Al-7Si-4Cu-0.3Mg合金的力学性能分析 |
| 3.5 Al-7Si-4Cu成分设计及其优化路径 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 原位纳米晶调控亚共晶Al-Si-Cu合金液固转变行为及对显微组织的影响规律 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 FeBSi非晶调控亚共晶铝硅合金的组织演变规律 |
| 4.3 FeBSi调控亚共晶铝硅合金的凝固行为及组织细化机理 |
| 4.4 纳米晶调控对亚共晶铝硅合金的力学性能的影响规律 |
| 4.5 纳米晶调控亚共晶铝硅合金的强化机制分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高强铸造铝硅铜合金的固相连接组织及强韧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固相连接对亚共晶铝硅合金组织形貌的影响 |
| 5.2.1 连接工艺参数对连接缝宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 搅拌摩擦连接对亚共晶铝硅合金微观组织的影响规律 |
| 5.3 搅拌摩擦连接连接接头力学性能研究 |
| 5.3.1 连接接头拉伸性能及断口形貌分析 |
| 5.3.2 连接接头显微硬度分布规律 |
| 5.4 固相连接影响铸造铝硅铜合金力学性能的作用机制 |
| 5.4.1 连接接头强塑性机理分析 |
| 5.4.2 连接接头显微硬度分布特征机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（8）汽车减震器用6061铝合金挤压材的晶粒尺寸调控与性能优化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 6000系铝合金挤压材在汽车中的应用 |
| 1.3 6000系铝合金挤压材研究与应用现状 |
| 1.3.1 6000系铝合金挤压技术及其在汽车制造中的应用 |
| 1.3.2 6000系合金挤压材的研究进展 |
| 1.4 6000系铝合金挤压工艺参数的选择 |
| 1.5 铝合金晶粒细化技术 |
| 1.6 6000系铝合金热处理工艺 |
| 1.6.1 均匀化处理 |
| 1.6.2 固溶淬火 |
| 1.6.3 时效处理 |
| 1.7 铝合金腐蚀 |
| 1.7.1 铝及铝合金腐蚀类型 |
| 1.8 课题研究意义及主要内容 |
| 1.8.1 课题的研究意义 |
| 1.8.2 课题的主要研究内容 |
| 1.9 课题来源 |
| 第二章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料及工艺路线 |
| 2.2 实验内容及方法 |
| 2.2.1 合金熔炼 |
| 2.2.2 均匀化处理实验 |
| 2.2.3 热挤压实验 |
| 2.2.4 热处理实验 |
| 2.3 组织分析与性能检测 |
| 2.3.1 差示扫描量热分析 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.3.3 光学金相显微组织分析 |
| 2.3.4 扫描电镜分析 |
| 2.3.5 EBSD分析 |
| 2.3.6 透射电镜分析 |
| 2.3.7 显微硬度测试 |
| 2.3.8 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.9 抗晶间腐蚀性能测试 |
| 第三章 晶粒细化剂对6061铝合金铸锭组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 细化剂的显微组织及XRD分析 |
| 3.3 细化剂对6061铸态显微组织的影响 |
| 3.4 实验合金铸态组织的元素分布与XRD分析 |
| 3.5 细化剂对铸态6061实验合金力学性能的影响 |
| 3.5.1 6061合金铸锭室温拉伸性能 |
| 3.5.2 6061合金铸锭室温拉伸断口 |
| 3.6 6061实验合金铸锭均匀化工艺确定 |
| 3.6.1 均匀化温度的确定 |
| 3.6.2 均匀化保温时间的确定 |
| 3.6.3 6061实验合金铸锭均匀化态的显微组织 |
| 3.6.4 均匀化处理后铸锭的室温拉伸性能 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 挤压温度对6061铝合金挤压材组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 6061铝合金减震器实物样品的组织与性能 |
| 4.2.1 6061铝合金减震器实物样品显微组织 |
| 4.2.2 减震器实物样品的力学性能 |
| 4.3 挤压温度对HM铸锭组织和性能的影响 |
| 4.3.1 挤压温度对HM铸锭显微组织的影响 |
| 4.3.2 HM挤压棒材的XRD分析 |
| 4.3.3 挤压温度对HM挤压棒材力学性能的影响 |
| 4.4 挤压温度对RE铸锭挤压棒材组织和性能的影响 |
| 4.4.1 挤压温度对RE铸锭挤压棒材微观组织的影响 |
| 4.4.2 RE挤压棒材的EBSD分析 |
| 4.4.3 挤压温度对RE挤压棒材力学性能的影响 |
| 4.5 挤压温度对C铸锭挤压棒材组织和性能的影响 |
| 4.5.1 挤压温度对C铸锭挤压棒材微观组织的影响 |
| 4.5.2 挤压棒材的EBSD分析 |
| 4.5.3 挤压温度对C铸锭挤压棒材力学性能的影响 |
| 4.6 减震器实物样品和挤压棒材组织与性能对比 |
| 4.6.1 晶粒尺寸对比 |
| 4.6.2 减震器实物样品和挤压棒材力学性能对比 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 热处理工艺对6061挤压材组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实物样品固溶+人工时效态的组织与力学性能 |
| 5.2.1 实物样品在线淬火+人工时效的组织和性能 |
| 5.2.2 实物样品固溶处理+人工时效曲线 |
| 5.2.3 实物样品固溶处理+人工时效的显微组织 |
| 5.2.4 实物样品固溶处理+人工时效的力学性能 |
| 5.3 挤压温度对T6态HM铸锭挤压棒材组织与性能的影响 |
| 5.3.1 挤压温度对T6态HM铸锭挤压棒材金相组织的影响 |
| 5.3.2 挤压温度对T6态HM铸锭挤压棒材拉伸性能的影响 |
| 5.4 挤压温度对T6态RE铸锭挤压棒材组织与性能的影响 |
| 5.4.1 挤压温度对T6态RE铸锭挤压棒材金相微观组织的影响 |
| 5.4.2 挤压温度对T6态RE铸锭挤压棒材拉伸性能的影响 |
| 5.5 挤压温度对T6态C铸锭挤压棒材组织与性能的影响 |
| 5.5.1 挤压温度对T6态C铸锭挤压棒材金相组织的影响 |
| 5.5.2 挤压温度对T6态C铸锭挤压棒材拉伸性能的影响 |
| 5.6 T6态减震器实物样品和T6态挤压棒材组织与性能对比 |
| 5.6.1 T6态减震器实物样品和T6态挤压棒材晶粒尺寸对比 |
| 5.6.2 T6态实物样品和T6态挤压棒材力学性能对比 |
| 5.7 T6态实物样品和T6态挤压棒材抗晶间腐蚀性能分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（9）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.1.1 固态法 |
| 1.2.1.2 液态法 |
| 1.2.2 微米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.2.1 颗粒表面改性 |
| 1.2.2.2 铝基体合金的合金化 |
| 1.2.2.3 制备工艺的改进与优化 |
| 1.2.3 纳米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.3.1 原位内生法 |
| 1.2.3.2 外加法 |
| 1.2.3.3 中间合金法 |
| 1.2.4 微纳米尺度颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5 双相颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5.1 双相微米尺度增强相 |
| 1.2.5.2 双相纳米尺度增强相 |
| 1.2.5.3 双相微纳米尺度增强相 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料室温、高温性能的研究 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料室温抗疲劳性能的研究 |
| 1.3.1.1 颗粒增强铝基复合材料的疲劳断裂机理 |
| 1.3.1.2 颗粒增强铝基复合材料的疲劳性能 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的高温拉伸性能 |
| 1.3.3 颗粒增强铝基复合材料的抗高温蠕变性能 |
| 1.3.3.1 蠕变机制 |
| 1.3.3.2 颗粒增强铝基复合材料的抗蠕变性能 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.1.2 制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.2 实验用复合材料的制备 |
| 2.2.1 燃烧合成+热压+热挤压法制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.1.1 粉末冶金法制备Al-Cu-Mg-Si基体合金 |
| 2.2.1.2 燃烧合成+热压制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料 |
| 2.2.1.3 内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料的热挤压二次加工 |
| 2.2.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.2.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金的制备 |
| 2.2.2.2 内生微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si中间合金的制备 |
| 2.2.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的制备 |
| 2.2.2.4 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的热挤压二次加工 |
| 2.2.3 基体合金和复合材料的热处理 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温和高温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 蠕变性能测试 |
| 2.4.4 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.5 疲劳性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 燃烧合成+热压+热挤压法制备原位内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备、组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备与组织 |
| 3.2.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备 |
| 3.2.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料热压烧结态组织 |
| 3.2.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料挤压态组织 |
| 3.3 燃烧合成+热压+热挤压制备的内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能 |
| 3.3.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能 |
| 3.3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能 |
| 3.3.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料磨粒磨损行为 |
| 3.4 内生双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相TiC_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能对比 |
| 3.4.1 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织 |
| 3.4.2 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 3.4.3 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的磨粒磨损行为 |
| 3.5 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制和耐磨性改善机制 |
| 3.5.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强化机制 |
| 3.5.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强化机制 |
| 3.5.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料耐磨性改善的机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织和室温性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺与组织 |
| 4.2.1 中间合金+搅拌铸造制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺 |
| 4.2.2 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金组织的影响规律 |
| 4.2.3 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金 θ′和Q′析出相的影响规律 |
| 4.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温性能与强化机制 |
| 4.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温疲劳性能 |
| 4.3.2.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的S-N曲线 |
| 4.3.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料疲劳断口形貌分析 |
| 4.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制 |
| 4.3.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能提高的机制 |
| 4.3.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗疲劳性能提高的机制探讨 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温拉伸性能 |
| 5.2.1 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 5.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料析出相的高温稳定性 |
| 5.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性提高的机制 |
| 5.3 微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温蠕变行为 |
| 5.3.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的抗蠕变性能 |
| 5.3.2 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的蠕变机制 |
| 5.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（10）铝熔体中TiCx的微结构调控及其对铝合金强韧化机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文创新点和主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 TiC作为铝合金晶粒细化剂的应用 |
| 1.2.1 TiC在铝合金晶粒细化中的优势 |
| 1.2.2 Al-Ti-C细化剂制备技术的研究现状 |
| 1.2.3 TiC在铝熔体中的化学反应行为 |
| 1.2.4 α-Al形核机理和“Zr中毒”机理的研究现状 |
| 1.3 TiC作为铝基复合材料强化相的应用 |
| 1.3.1 铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 TiC增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.3 金属基复合材料的构型设计 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 研究思路和技术路线 |
| 2.2 试样制备方法 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 试验合金和复合材料的制备 |
| 2.2.3 细化剂细化效果的评定试验 |
| 2.3 试样的分析表征 |
| 参考文献 |
| 第三章 TiC_x的C/Ti化学计量比与形核能力的相关性 |
| 3.1 TiC_x的C/Ti化学计量比与细化效果之间的关系 |
| 3.1.1 TiC_x粒子在Al-Ti-C体系中的合成 |
| 3.1.2 TiC_x粒子对α-Al形核效率的研究 |
| 3.2 TiC_x对α-Al的形核机理及其在铝熔体中的演变规律 |
| 3.2.1 TiC_x对α-Al的形核机理研究 |
| 3.2.2 TiC_x在铝熔体中的演变及其对α-Al形核的影响 |
| 3.3 B掺杂型TiC_x抗“Zr中毒”机理的研究 |
| 3.3.1 B掺杂型TiC_x粒子的合成 |
| 3.3.2 B掺杂型TiC_x对含Zr铝合金的细化效果 |
| 3.3.3 B掺杂型TiC_x抗“Zr中毒”的机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 TiC纳米粒子对Al-Cu合金组织和性能的调控行为 |
| 4.1 TiC纳米粒子对Al-Cu合金微观组织和力学性能的影响 |
| 4.1.1 TiC纳米粒子的原位合成 |
| 4.1.2 Al-Cu-TiC复合材料的微观组织 |
| 4.1.3 Al-Cu-TiC复合材料的力学性能 |
| 4.2 TiC纳米粒子对Al-Cu合金时效行为的影响 |
| 4.2.1 TiC纳米粒子对Al-Cu合金峰值时效时间的影响 |
| 4.2.2 TiC纳米粒子促进Al-Cu合金强化相析出的机制 |
| 4.2.3 TiC纳米粒子对Al-Cu合金时效强化效果的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 TiC纳米粒子构型设计及对2024铝合金的强韧化 |
| 5.1 TiC纳米粒子网状构型对2024合金高温力学性能的影响 |
| 5.1.1 2024-1.5TiC复合材料中TiC纳米粒子网的构筑和表征 |
| 5.1.2 TiC纳米粒子网对2024-1.5TiC力学性能和变形行为的影响 |
| 5.1.3 2024-1.5TiC复合材料中TiC纳米粒子网的构筑机理分析 |
| 5.1.4 TiC纳米粒子网对2024-1.5TiC复合材料的强化机理分析 |
| 5.2 TiC纳米粒子线状构型对2024铝合金室温力学性能的影响 |
| 5.2.1 2024-1.5TiC中TiC纳米粒子线状构型的构筑和表征 |
| 5.2.2 TiC纳米粒子线状构型对2024-1.5TiC力学性能和变形行为的影响 |
| 5.2.3 TiC纳米粒子线状构型对2024-1.5TiC的强化机理分析 |
| 5.2.4 TiC纳米粒子线状构型对2024-1.5TiC的韧化机理分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
四、Al-Ti-C对Al-Mg-Si合金组织和性能的影响（论文参考文献）
- [1]微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制[D]. 李强. 吉林大学, 2021(01)
- [2]熔体中原位纳米晶对铝合金凝固行为、组织和力学性能影响及机制[D]. 李涛涛. 吉林大学, 2021(01)
- [3]纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响[D]. 庚润. 吉林大学, 2021
- [4]TCB及AlN对亚共晶Al-Si-Mg合金晶粒细化及强化行为的研究[D]. 姜坤. 山东大学, 2021
- [5]Al（-Ti）-C-B晶种合金对6201铝合金导电、导热和力学性能的影响及机制[D]. 张鹏居. 山东大学, 2021(12)
- [6]TiC-TiB2颗粒对铸轧Al-Mn-Si合金组织和力学性能的影响[D]. 纪振威. 吉林大学, 2021(01)
- [7]高强韧铸造亚共晶Al-Si-Cu合金成分和组织调控及固相连接[D]. 段涛涛. 吉林大学, 2020(11)
- [8]汽车减震器用6061铝合金挤压材的晶粒尺寸调控与性能优化研究[D]. 姚凌凤. 华南理工大学, 2020(02)
- [9]微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能[D]. 高瑜阳. 吉林大学, 2019
- [10]铝熔体中TiCx的微结构调控及其对铝合金强韧化机理的研究[D]. 杨化冰. 山东大学, 2019