一、Al-Zn-Mg合金中η′,η析出相结构模型的分析（论文文献综述）
娄琦[1]（2021）在《Zn/Mg比对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响》文中进行了进一步梳理在航空航天研究中,作为结构材料的铝合金大多以2xxx系和7xxx系为主,当工作温度大于200℃时,2xxx系Al-Cu-Mg合金的力学性能大幅度降低,相比之下7xxx系Al-Zn-Mg-Cu合金的热稳定性更好。适当调整Al-Zn-Mg-Cu合金的Zn/Mg比,可以改善合金的综合性能,使其有望满足新一代高强铝合金的要求。本文设计了1.661、1.000和0.738三种Zn/Mg原子比的Al-Zn-Mg-Cu合金,在固溶及时效处理后,进行了维氏硬度测量和XRD物相分析,研究了Zn/Mg比对合金析出相形成及强韧化的影响。基于EET理论,本文分析了在不同Zn/Mg比条件下,合金时效硬化行为及析出相形核转变的微观机制。实验研究表明,Zn/Mg原子比为1.661的合金时效硬化水平最高,经XRD物相分析发现η（Mg Zn2）相衍射峰明显,但合金时效硬化曲线上下波动较大,24 h时硬度下降明显。Zn/Mg原子比为1.000的合金,η（Mg Zn2）相衍射峰不明显,合金的时效硬化水平较高,硬度曲线变化最稳定。Zn/Mg原子比为0.738的合金,经XRD物相分析观察不到η（Mg Zn2）相衍射峰的存在,合金的强度不如前两种合金。EET价电子计算表明,高Zn/Mg原子比下合金中Zn的含量更多,形成α-Al-Zn-Mg晶胞和α-Al-Zn-Mg-Zn-Al复合晶胞共同促进η相析出序列启动;中Zn/Mg原子比下,η相析出序列主要由α-Al-Zn-Mg晶胞启动;低Zn/Mg原子比下合金中Mg的含量更多,α-Al-Zn-Mg晶胞和α-Al-Mg-Zn-Mg-Al复合晶胞共同启动T相析出序列。η′和η相位于合金主滑移面{111}α-Al上,而T相主要在{100}α-Al面上析出,当位错在合金中遇到η′、η和T相时,运动阻力分别增加了207.30%、120.38%和36.81%。所以高和中Zn/Mg原子比的合金强度更高。从价电子结构看,η′相Zn-Al-Zn原子层中,Al原子与周围原子构成的共价键的键合力弱,远小于α-Al基体中最强键。Mg与Zn原子间的键合力大,Zn吸引Mg进入η′相中,并置换出η′相中的Al原子,完成η′相逐步向η相转变的过程。从界面关系来看,高Zn/Mg原子比下,η′/α-Al界面的电子密度差Δρ较大,在一级近似下不连续,但其原子组数σN多,说明在更高强度级别或更大应力下,η′/α-Al界面电子密度又呈连续状态;η/α-Al界面的电子密度差Δρ很大,在一级近似下不连续且σN少,界面间应力较大稳定性较差,合金的断裂韧性降低。低Zn/Mg原子比下,主要生成T相,加入Cu元素还会启动S相析出序列,T和S相与α-Al基体形成的界面的电子密度差Δρ都小,在一级近似下连续,界面稳定性好应力较小,与S相相比,T相的电子密度差Δρ更小。此外,T和S相的析出还会抑制粗大η相生成,提高合金的断裂韧性。
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》文中进行了进一步梳理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。
蒋新宇[3]（2021）在《Mn、Zr、Ti微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响》文中指出Al-Zn-Mg-Cu合金具有良好的力学性能,广泛应用于汽车制造和航空航天等领域。在Al-Zn-Mg-Cu合金中添加微量Mn、Zr、Ti可以细化铸态组织,抑制再结晶晶粒长大,进而提高合金强度和韧性。本文制备了分别添加微量Mn、Zr、Ti的Al-Zn-Mg-Cu合金,通过固溶时效处理、显微组织观察和硬度检测,分析了三种元素对合金组织与性能的影响。基于EET理论计算,分析了Mn、Zr、Ti对合金细晶强化、固溶强化和第二相强化影响的微观本质。研究表明,Al-Zn-Mg-Cu合金中加入微量Mn,对合金铸态组织的晶粒大小无明显影响,但合金的时效硬度有一定的提高。添加微量Zr,可以使合金二次晶尺寸明显减小,Zr添加量越多细化效果越好,而且可以缩短合金峰时效时间,并改变合金时效硬化行为。添加微量Ti,细化了合金的初始晶粒,部分树枝晶向等轴晶转变,合金的时效硬化水平也得到提高。合金熔体价电子结构计算结果表明,因成Al-Zr和Al-Ti键的原子间键合力较大,在Al-Zn-Mg-Cu合金熔体中优先形成Al-Zr和Al-Ti近程有序原子集团,为Al Zr相和Al Ti相的析出提供了成分和结构条件,促进了Al3Zr和Al3Ti形成。这两种相可作为α-Al初晶形成的异质形核基底,进而细化合金铸态的晶粒;因成Al-Mn键的原子间键合力较弱,在α-Al初晶枝晶间的共晶组织中形成Al6Mn相,因Al6（Mn,Fe）相的原子间键合力和稳定性大于Al6Mn相,故Al6Mn相可以吸附Fe原子,改变Fe在合金中的存在形式,减少粗大的Al Fe相形成,减弱Al Fe相对基体的割裂作用,进而提高了合金韧性。合金固溶体价电子结构计算结果表明,在Al-Zn-Mg-Cu合金基体固溶体中,Al-Mn原子间的键合力很弱,α-Al-Mn晶胞很少,故Mn的固溶强化很弱;Al-Zr和Al-Ti原子间的键合力较强,α-Al-Zr和α-Al-Ti晶胞可以稳定存在,故Zr、Ti的固溶强化作用较强。合金凝固过程中优先形成的Al3Zr和Al3Ti相,在合金塑性变形过程中对位错有较强的阻碍作用;共晶组织中的Al6Mn相熔点较高,固溶时难以溶入基体,故Mn的第二相强化作用较弱。界面价电子结构计算表明,（0 01）αA-//（00 1）L12-Al 3Zr和（0 01）αA-//（00 1）Al3Ti界面的电子密度和连续性好,电子密度差较小,故界面应力较小,有利于合金的韧性。（0 22）αA-//（00 6）Al3Ti界面的电子密度在更高级别下连续,电子密度差大,故界面应力大。
刘栓[4]（2021）在《微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制》文中研究说明陶瓷颗粒增强的铝合金具有更高的比强度和更广泛应用空间,在铝合金轻量化的研究中占有举足轻重的地位。相比于微米尺度颗粒而言,纳米尺度的陶瓷颗粒则更能发挥出颗粒增强体的优势。但纳米颗粒对高强的Al-Zn-Mg-Cu合金增强效应的研究却并不深入,多相纳米颗粒混杂增强下Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及力学性能的变化规律和机制需要进一步探讨分析。另外对于Al-Zn-Mg-Cu合金而言,合金往往要经过热变形和搅拌摩擦焊接来满足工业使用性能上的要求,但在纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形和搅拌摩擦焊接上的研究并不成熟,有待深入研究。因此,本文使用熔体内反应法制备了纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金,研究了纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为、热挤压成型及搅拌摩擦焊接过程中组织演变的规律及机制,揭示了纳米TiB2+TiC颗粒在不同热加工条件下提高Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制。本文的创新点如下:1)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及T6后合金力学性能的作用规律及影响机制:i)纳米TiB2+TiC颗粒凝固时作为α-Al的异质形核核心,并在固液界面前沿阻碍α-Al枝晶的生长,使得不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金铸态晶粒均得到稳定细化。同时还抑制了固液界面前沿溶质原子的传输扩散,从而降低了Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织中的元素偏析,使得元素在铸态晶粒中分布更加均匀,使得合金在常规热处理工艺下能达到更好的热处理效果。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入大幅增加了晶界面积,增加了溶质原子向晶内扩散的通道,使得固溶后元素分布更加均匀;且时效过程中金属基体与纳米颗粒之间的热错配形成大量的晶格缺陷,为析出相的形核提供形核位点和形核能,使得T6后Al-Zn-Mg-Cu合金析出相从97.13 nm减小到69.88 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入显着提高了铸造Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能,不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金的强度和塑性均同时提高。微量双相纳米颗粒增强铸造Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制为细晶强化、热错配强化和奥罗万强化,其中奥罗万强化起到主要的强化作用。2)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的组织演变规律及力学性能提高的强化机制:i)双相纳米TiB2+TiC颗粒通过钉扎效应抑制了热挤压过程中合金晶界和位错的运动,使得Al-Zn-Mg-Cu合金保持均匀化时的细化状态,并积攒了更高的变形能量,使得变形态和T6热处理后的晶粒中均萌发出了更多的结晶晶粒。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒细化合金晶粒组织并抑制元素偏析,使得热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金中T6热处理后弥散析出相和GP区析出相分布更加均匀,并降低了PFZ的宽度,PFZ尺寸从26 nm减小到了16 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒加入后Al-Zn-Mg-Cu合金的热挤压板材的屈服强度从653 MPa提高到了681 MPa,抗拉强度从708 MPa提高到了738MPa,断裂应变从12.16%减小到了10.21%,有着更佳的力学性能。微量双相纳米颗粒提高Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的主要强化机制为:细晶强化、位错强化、析出强化,并以析出强化为主。3)发现焊接热输入对搅拌摩擦焊接接头宏观形貌有着显着影响,揭示出双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头在热处理前后组织及力学性能的变化规律和作用机制:i)在0.3 mm轴肩压下量、600 rpm/min旋转速度和100 mm/min的行进速度下Al-Zn-Mg-Cu合金的可以实现宏观质量良好且美观的搅拌摩擦焊道。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入使得Al-Zn-Mg-Cu热挤压板材的搅拌摩擦焊接接头不同区域的组织均得到了不同程度的晶粒细化,且由于纳米颗粒的钉扎效应,阻碍了热处理过程中焊核区和前进侧TMAZ晶界的扩展,热处理后焊接接头的组织也得到有效的细化。iii)双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的搅拌摩擦焊接接头的显微硬度更高,热处理后焊接接头抗拉强度提高了15.6%。微量纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接接头的强化机制为细晶强化、位错强化和析出强化,其中析出强化承担主要的强化效果。
付多辉[5]（2021）在《7055铝合金非等温时效析出行为及其对性能的影响》文中研究指明本文以商用7055铝合金棒材为实验材料并对其进行了多向自由镦粗和固溶处理;利用透射电镜（TEM）、差示量热分析（DSC）、X射线衍射（XRD）等手段,结合一系列宏观性能测试测试重点研究了7055铝合金材料在非等温时效工艺下的显微组织及综合性能变化;同时,通过析出热动力学分析设计并改进了升降温一体的复合型非等温时效,使得合金力学性能得到了显着提升的同时极大地缩短了时效时间,提高了时效效率。以下为本文主要研究内容及结论:1)升温时效后的合金综合性能达到T74时效水平,力学性能方面与T6时效仍有一定差距。通过TEM观察发现,升温过程中合金能够在短时间内析出了大量尺寸细小的η’相;这些η’相在时效后期会开始粗化并向η相发生转变。升温时效的晶界处断续分布着尺寸粗大的晶界析出相且晶界无析出带（PFZ）宽度较大,材料的电导率相比T6时效有大幅度提升。升温时效下合金内部析出序列为SSS→GP区→η’相→η相。2)升温时效过程依然包含形核、长大与粗化这几个过程;与传统时效相比,析出相的形核速率随温度的升高急速上升并在达到峰值后迅速下降;在高温环境下,溶质原子扩散速率随温度呈指数上升,极大地加速了析出相生长的同时也导致了析出相粗化现象的过早出现,新相难以获得足够稳定的生长环境;限制了析出相体积分数的上升。3)升温时效下合金晶内析出相尺寸细小但尺寸分布区间较大,时效强化机理包含模量强化、共格应变强化和Orowan强化于一体;相比T6时效更为均匀的晶内析出相尺寸分布和更高的体积分数,该状态下的析出强化效果仍可进一步提高。4)结合理论分析结果设计了快速升温至较低温度的复合非等温时效工艺,该工艺下合金综合性能相比升温时效有了进一步提升。合金电导率维持不变的前提下获得了与T6时效相当甚至高于T6时效的力学性能。H40-175℃-C20状态合金综合性能最优:抗拉强度达到723MPa,屈服强度为660MPa,延伸率为11.5%,合金电导率为34.4%IACS;该时效工艺用时5.625h,极大缩短了时效时间。5)复合时效升温阶段合金内部快速析出大量细小的η’相,这些尺寸细小的析出相在降温过程中迅速长大,而持续下降的时效温度有很好地抑制了析出相的粗化;同时,时效后期的低温环境又为新相的析出创造了更为有利的环境,促进了二次析出的产生。该工艺的析出序列为:SSS→GP区→η’相→GP区→η’相。
朱庆岩[6]（2020）在《Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）变形铝合金室温与低温低周疲劳行为》文中研究表明Al-Zn-Mg-Cu系合金是一种典型的可时效硬化合金,通常以轧制、挤压和锻造的加工方式制备,因其具有较高强度和较低密度的特点,广泛应用于航空航天和交通运输的关键结构件中。铝合金的性能可以通过适当的合金化、塑性加工、热处理以及三者间相结合加以控制。随着现代工业的快速发展以及对轻量化设计的需求,对作为结构材料的铝合金性能提出了更高的要求,通过热挤压产生的晶粒细化可以显着的提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的力学性能。而在实际中,许多的应用,如飞机框架和车身结构,在服役过程中会受到交变载荷的作用,最终导致疲劳损伤,普遍认为疲劳断裂是工程结构件的主要断裂形式之一。为了保证结构件在使用中的安全性,需要对疲劳性能进行更深入的研究。然而,Sc作为改善铝合金性能最有效的元素之一,其对铝合金低周疲劳性能的影响却鲜有报道。此外,对铝合金在不同环境条件下循环变形性能的研究也较少,且主要集中在高温和氢脆环境下。众所周知,在高空环境或在某些地区和季节里,结构件的工作温度可能低于零下,这样的温度环境会对结构件的疲劳和断裂性能产生影响。显然,了解含Sc的Al-Zn-Mg-Cu系合金在低温下的低周疲劳性能是很有必要的,也可以为这些合金的抗疲劳设计和合理使用提供理论依据。因此,本文研究了挤压变形Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金在室温和低温（0℃、-20℃、-40℃）环境下的组织和低周疲劳行为,确定了Sc元素和温度对合金组织和低周疲劳性能的影响。显微组织观察结果表明,Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金中主要的析出相是GP区和η’相,Sc元素的加入可以在α-Al基体中形成豆瓣状的Al3（Sc,Zr）粒子。该粒子表现出良好的热稳定性,对位错和亚晶界起着重要的钉扎作用,并且能够使合金在经过T6处理后仍保持挤压态的微观组织结构。室温拉伸试验表明,Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金呈现出相似的时效强化趋势,这与时效析出序列有关。通过晶界强化和Al3（Sc,Zr）粒子造成的弥散强化的共同作用,在相同时效时间条件下,含Sc合金的抗拉强度和屈服强度均有显着提高,但断裂伸长率相对较低。低温拉伸试验表明,随着温度的降低,两种合金的抗拉强度和屈服强度均有所提高、断裂伸长率有所降低。拉伸断口表面观察表明,在室温下,两种合金的断裂模式主要是韧性断裂;随着温度的降低,表出现韧脆混合型的断裂特征。室温和低温低周疲劳试验结果表明,随施加总应变幅值的不同,两种合金可以表现出不同的循环应力响应行为。对于T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金,在0.4%和0.5%应变幅下,循环应力响应行为在整个疲劳变形过程中表现为循环稳定的特征;在0.6%～0.8%应变幅下,一般表现为初始的循环稳定,随着循环次数的增加,出现循环硬化,在疲劳变形后期出现循环软化。对于T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金,在0.4%～0.8%的应变幅下,合金在所有温度下均表现出稳定的循环应力响应行为。在相同温度和总应变幅值的条件下,Sc的加入可以显着提高合金在循环变形时所需的应力;随着温度的降低,两种合金的循环应力幅值都有所增加。在低周疲劳寿命方面,在总应变幅相同的情况下,T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金的低周疲劳寿命随着温度的降低而减少。相同温度下,两种合金的低周疲劳寿命曲线相交,与Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金相比,Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金在较低应变幅下的低周疲劳寿命更长,而在较高应变幅下的低周疲劳寿命较短。在所有温度和总应变幅下,两种合金的塑性应变幅和弹性应变幅与载荷反向周次的关系分别服从Coffin-Manson和Basquin公式。基于滞回能理论,推导出温度与低周疲劳寿命之间的关系。疲劳断口表面观察表明,在所有温度和总应变幅下,两种合金的疲劳裂纹均以穿晶方式萌生于疲劳样品表面,并以穿晶方式扩展,温度不会对疲劳裂纹的萌生和扩展方式产生影响。疲劳断口附近的微观组织结构观察表明,T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金在室温和低温低周疲劳加载条件下的循环塑性变形机制为平面滑移机制。对于Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金,在较低应变幅下,疲劳变形区中存在大量的位错碎片;在较高应变幅下,位错组态表现为位错缠结。对于Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金,在较低应变幅下,位错组态主要表现为位错阵列;在较高应变幅下,不同方向的位错阵列间可以相互作用、形成位错网络。
刘飞[7]（2020）在《变形铝合金晶体取向与微裂纹萌生扩展的原位电子显微学研究》文中研究说明由择优取向或多尺度第二相导致的组织不均匀性,是变形铝合金发生断裂失效的重要原因。为研究晶体取向和多尺度第二相对微裂纹萌生与扩展的影响规律,选取两种典型的变形铝合金为研究对象,分别为无第二相的高塑性1060铝合金和有第二相的高强度Al-Zn-Mg-Cu合金,采用原位电子背散射衍射、原位及非原位透射电镜等检测手段,结合迹线分析和Schmid因子计算,在微纳米尺度下研究了上述合金微裂纹萌生与扩展的内在机理和影响因素。研究所采用的1060铝合金具有立方织构和铜型织构,平均晶粒尺寸为24.6μm。结果表明,晶体取向对合金的变形行为和微裂纹萌生与扩展均有重要影响。变形过程中,取向为铜型织构的晶粒比立方织构的晶粒更容易变形。采用Sachs、Talyor和反应应力模型对样品表面42个晶粒的取向转动行为进行了对比和讨论,表明初始取向和激活滑移系数目是影响取向转动行为的重要因素。激活单滑移时,晶体取向转动方向不变。而且,激活单滑移具有最大Schmid因子（决定于晶体取向）时,取向转动方向与Sachs模型预测的结果一致。由变形不均匀或开裂导致的应力集中可以诱发晶粒激活多滑移,从而使晶粒取向转动方向发生改变。对开裂晶粒滑移系的Schmid因子和裂尖应力分布进行了计算,表明裂尖发射位错属性及其所在激活滑移系决定于裂尖应力场,当位错从裂尖发射后,裂尖应力场对已发射位错的影响逐渐减弱,宏观加载应力对已发射位错的影响逐渐增强。1060铝合金中的微裂纹主要以界面脱粘方式在晶界、滑移带和少数杂质颗粒处萌生,沿{111}滑移面穿晶扩展,包括连续扩展和不连续扩展两种形式。其中,连续扩展时,裂尖发射位错数量少于不连续扩展。不连续扩展过程包括纳米孔洞在裂尖无位错区内形成、长大,然后与主裂纹连通合并;其过程往往伴随有断裂面的改变,如Z字形裂纹。大角晶界可使裂尖钝化,促使裂尖激活多滑移,诱发裂纹扩展路径改变,有利于降低裂纹扩展速率和提高断裂韧性。裂尖钝化导致应力强度因子升高,为纳米孔洞的形成提供了驱动力,而薄化区内的和裂尖周围的无序区为纳米孔洞的形成提供了空位来源。研究采用的Al-Zn-Mg-Cu合金由多尺度第二相颗粒和<001>与<111>晶粒簇组成,平均晶粒尺寸为6.38μm。多尺度第二相包括亚微米和微米级结晶相(Al9Fe0.7Ni1.3与Mg Zn2相),几十纳米的Mg Zn2析出相,几纳米到十几纳米的Al3Zr弥散相和η析出相,以及几纳米的η′析出相。结果表明,第二相的尺寸以及所在位置对微裂纹萌生和扩展具有重要影响。在尺寸方面,第二相尺寸越大,越容易萌生微裂纹。纳米级颗粒（Al3Zr、η′相及η相）对微裂纹扩展路径影响有限,但这些相通过位错切过机制增加了位错运动阻力,从而提高了微裂纹扩展抗力。在位置方面,晶界第二相(Al9Fe0.7Ni1.3与Mg Zn2)颗粒以界面脱粘或颗粒断裂方式成为微裂纹萌生的主要位置,提高了合金断裂敏感性。而亚微米晶内析出相（Mg Zn2）有助于基体均匀滑移,避免了微裂纹在集中的滑移带中萌生。同时,该相促使微裂纹扩展方向偏转,有利于提高合金的断裂强度和降低裂纹扩展速率。Al-Zn-Mg-Cu合金在变形过程中,<001>晶粒簇比<111>晶粒簇更容易变形。其断裂方式主要为沿晶断裂,存在少量穿晶断裂。大量第二相沿晶界分布、晶粒簇间的变形不协调是合金沿晶断裂的主要原因。沿晶断裂中,裂纹沿着<111>晶粒簇内的晶界或晶粒簇之间的界线扩展。而穿晶断裂中,裂纹在晶粒中的扩展路径取决于应力加载方向和激活滑移系的共同作用。
刘莉[8]（2020）在《铝合金Sc、Zr微合金化效应与微观机理》文中进行了进一步梳理针对现代装备研制对高强耐蚀铝合金的应用需求,引入微合金化并进行相应的工艺方法设计,旨在阐明Sc、Zr微合金化对Al-Zn-Mg-X系合金多尺度的微观组织和性能的影响,实现合金的强韧性和耐腐蚀性能的协同优化。在该背景下,本文首先基于Al-Sc-Zr-（Er）合金特征析出行为的表征,系统分析了热处理工艺、合金成分和变形对合金微观组织和性能的影响,揭示微合金化效应。在此基础上,针对高强耐蚀铝合金的研制要求,将Sc、Zr微合金化引入到新型Al-Zn-Mg-Cu合金中,制备了一系列Al-Zn-Mg（-Cu）-Sc-Zr合金和相应的热加工、热处理工艺,并对合金的组织演化、力学性能和耐腐蚀性能进行系统研究。研究基于晶粒、第二相、合金元素分布和析出相等特征组织的演化行为的表征及分析,系统揭示了Sc、Zr微合金化影响Al-Zn-Mg系合金组织形成、演化及性能响应的规律和机理。采用TEM和3DAP对Al-Sc-Zr（-Er）合金时效过程中微观组织进行表征,组织演化结果表明:Al-Sc-Zr合金时效时先形成球形Al3Sc相,随后Zr在Al3Sc相外面析出,形成以富Sc层为核心、富Zr层为外壳的具有核壳结构的Al3（Sc,Zr）析出相。Al-Sc-Zr-Er合金时效时则先形成Al3Er相;随着时效的进行Sc和Zr依次析出,形成核心富Er、内壳富Sc、外壳富Zr,具有双核壳结构的Al3（Sc,Zr,Er）析出相。在300℃时效时,Al-Sc-Zr合金主要析出Sc,Al-Sc-Zr-Er合金则主要析出Er和Sc,Zr在400℃时效时才析出,在双级时效过程中Sc、Zr和Er均析出。Al-ScZr（-Er）合金单级和双级时效下的时效硬化结果表明:单级时效时Al-Sc-Zr合金峰值硬度随时效温度的升高而降低,达到峰时效的时间随温度的升高而提前;Al-ScZr-Er合金在400℃比300℃时效时有更快的时效硬化响应和更高的峰值硬度。双级时效能进一步提高Al-Sc-Zr（-Er）合金的力学性能,Al-0.06Sc-0.23Zr（wt.%）和Al-0.07Sc-0.2Zr-0.11Er（wt.%）合金经过300℃/25 h+400℃/50 h双级时效处理后,峰值硬度均达到552 MPa。对比含Er和不含Er合金的组织与性能变化结果可知:Er的添加能提高Al-Sc-Zr合金的显微硬度并影响其时效析出行为;Er添加使析出相形核率增加,加速合金的时效硬化响应、促进Sc和Zr的析出;DFT计算证实这主要是由于Er-Er,Er-Sc和Er-Zr原子间强烈的相互作用和Er较高的扩散系数加速了溶质原子析出。Al-Sc-Zr合金经固溶时效后具有较高的电导率,是极具潜力的耐热铝合金导线材料。热挤压、冷拉拔和固溶时效处理结合的工艺能显着提升合金的力学性能和电导率,经热挤压+冷拉拔+双级时效工艺处理的Al-0.06Sc-0.23Zr（wt.%）合金性能匹配最佳,抗拉强度194 MPa和电导率61%IACS。Sc和Zr微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金的微观组织有较大的影响。结果表明:添加Sc、Zr的合金中会形成微米级的初生Al3（Sc,Zr）相和纳米级的次生Al3（Sc,Zr）相,初生Al3（Sc,Zr）相能显着细化铝合金的晶粒组织;次生Al3（Sc,Zr）相能强烈钉扎位错,阻碍位错和亚晶界迁移,抑制再结晶。Al3（Sc,Zr）相会影响主合金元素的分布:部分Zn会富集到Al3（Sc,Zr）相的富Zr层并替代析出相中的Al,且随时效的进行富集加剧。Mg和Cu原子在时效早期趋于富集到Al3（Sc,Zr）相的富Zr层,但随时效至过时效会从析出相往基体扩散。另外,Sc、Zr添加对Al-Zn-Mg-Cu合金时效过程中晶内和晶界析出相有较大的影响。结果表明:Sc、Zr添加会促进合金中η’相的形核,提高η’相的数量密度;促进η’相向η相转变,相同时效状态下,含Sc、Zr的合金晶内析出相的尺寸和体积分数大于不含Sc、Zr的合金;Sc、Zr添加使析出相中Zn含量升高,Cu含量降低。Sc、Zr添加对晶界析出相的分布有较大的影响,含Sc、Zr的合金晶界析出相分布更弥散、晶界无析出带宽度更窄。Sc、Zr微合金化能显着提高Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能,经120℃/24 h时效后Al-6.48Zn-2.20Mg-1.64Cu-0.18Sc-0.16Zr（wt.%）合金屈服强度达到614 MPa,此时合金屈服强度提升约106 MPa,强度提升效果最佳。Sc和Zr添加主要通过细晶强化、Al3（Sc,Zr）相弥散强化和影响η’/η相析出强化三种方式提高合金强度,其中弥散强化效果最显着。120℃时效时Sc、Zr添加所带来的强度提升明显高于160℃时效时。合金中Zn含量升高时,Sc、Zr微合金化提升强度的效果减弱。Sc、Zr添加及Cu的去除能显着提升合金的点蚀、剥落腐蚀和应力腐蚀抗力,主要归因于微合金化使第二相/基体、晶界析出相/基体的电位差降低,以及消除了含Cu第二相的去合金化作用、并弱化了微观电偶效应;Sc、Zr微合金化后合金晶粒细化、晶界沉淀相弥散分布和晶界无析出相宽度变窄等微结构特征对降低Al-Zn-Mg合金腐蚀敏感性也有助益。Al-6.54Zn-2.26Mg-0.23Sc-0.13Zr（wt.%）合金T74（120℃/6h+160℃/24h）态试样具有最佳的点蚀、剥落腐蚀和应力腐蚀抗力。Sc、Zr添加能显着提高Al-Zn-Mg-Cu合金T6（120℃/24h）态样品的应力腐蚀抗力,使其在保持T6态试样较高强度的同时有良好的应力腐蚀抗力。Sc、Zr微合金化会显着影响Al-Zn-Mg系合金晶粒、第二相及沉淀相三个尺度上的微观组织结构演化过程,进而影响其力学性能和耐腐蚀性能。本文引入Sc、Zr微合金化的Al-6.48Zn-2.20Mg-1.64Cu-0.18Sc-0.16Zr（wt.%）合金经适当热加工、热处理后,兼具高的强度和低的局部腐蚀敏感性,综合性能优于同状态7050合金,是极具潜力的高强耐蚀铝合金。
高敏杰[9]（2020）在《微合金元素掺杂对Al-Zn-Mg-Cu合金中金属间化合物的影响》文中提出Al-Zn-Mg-Cu合金中因所含合金元素种类较多,会形成多种金属间化合物,这些析出相不仅会影响合金的微观组织,对合金性能也有着很大的影响。近年来向Al-Zn-Mg-Cu合金中添加微量元素是合金强韧化的重要途径,添加的微量元素可能会进入合金相中形成掺杂相进而影响合金的整体性能,目前微量元素的添加对合金中中间相的稳定性及力学性能的影响尚不明确。本文则主要通过第一性原理计算和实验方法相结合的手段研究微合金元素对几种金属间化合物材料性能的影响。本文利用基于密度泛函理论的第一性原理方法,重点计算了微量合金元素Zr、Ti或Nb的掺杂对Al-Zn-Mg-Cu中θ（Al2Cu）、S（Al2CuMg）、η（MgZn2）相以及Ti或Nb的掺杂对L12结构Al3Zr相的稳定性和力学性质的影响,来对微量元素的添加对高强铝合金中相影响的相关理论计算进行补充,同时为设计高强铝合金中的微量元素的添加种类和含量提供理论指导。并通过实验研究了Al-Zn-Mg-Cu合金中Zr、Ti的存在形式,与计算结果结合分析。主要得到以下结论:Zr或Ti掺杂的θ、S、η相的形成能随着掺杂原子含量的增加而降低,掺杂相的结构稳定性逐渐增加。而Nb元素掺杂θ、S、η相的形成能均升高,相稳定性减弱。Zr、Ti对S、η相的掺杂使得析出相的各弹性模量增大的同时各相异性值有所减小可能对合金起到增强作用。Ti、Nb掺杂L12结构时,体系的形成能随掺杂原子浓度的增加先线性减小后增加,在一定浓度范围内,Ti、Nb掺杂均使L12亚稳相的稳定性增强,有利于提高L12-Al3Zr亚稳相的稳定性。Ti、Nb掺杂具有D023结构的Al3Zr平衡相时,随着掺杂浓度的增加体系的形成能均呈线性增加,对应的相稳定性减弱。Ti掺杂Al3Zr相的杨氏模量E增加,各向异性值减小。向合金中复合添加Zr、Ti,发现两种元素会与Al结合生成L12结构和D023结构的AlZrTi复杂三元化合物,与计算结果相符。另通过实验结果表明Ti在L12-Al3Zr掺杂使得相晶格常数变大,与理论计算结果相符,Ti更容易占据L12相中Al原子的位置。此项发现为纠正长期以来认为Ti在L12-Al3Zr相中占据Zr位的说法提供了理论依据。
李欢欢[10]（2020）在《7075铝合金车身构件热冲压变形行为及组织性能演变规律研究》文中进行了进一步梳理节能减排法规的日趋严格,对汽车轻量化提出了更高的要求。铝合金作为一种典型的轻质材料,具有高比强度和良好的结构性能,能有效减轻重量,同时保证汽车安全性要求。但铝合金在室温下成形性差、回弹严重,导致其在汽车车身结构件中的应用有限。铝合金热冲压成形技术是实现汽车轻量化的先进制造技术,利用材料高温状态下具有良好的塑性,可一次整体成形出复杂曲面结构件,同时利用模内淬火结合后续时效热处理进一步调控零件性能,获得高强度高精度构件。针对传统热冲压成形工艺周期长的特点,本课题提出了一种生产周期能大大缩短的短流程高效热冲压成形工艺。本课题以7075铝合金为研究对象,研究了7075铝合金在不同热冲压成形工艺参数下的热变形行为,分析了热冲压成形件的组织和性能的演变规律,建立了能快速准确预测7075热冲压试件屈服强度的预测模型,为7075铝合金车身构件热冲压成形工艺的制定提供理论基础。采用Gleeble-3500热模拟试验机,研究了传统热冲压工艺条件下7075铝合金以不同变形温度（300℃～450℃）和不同应变速率(0.01 s-1～1 s-1)的热拉伸变形行为,并与短流程高效热冲压工艺条件下7075铝合金在不同变形温度（200℃～350℃）和不同应变速率(0.01 s-1～1 s-1)的热拉伸变形行为进行对比和分析,同时建立了准确描述两种热变形行为的本构模型。传统热冲压工艺条件下材料随着变形温度的升高（300℃～450℃）,断裂延伸率逐渐降低;在短流程高效热冲压工艺中,断裂延伸率随着变形温度的升高（200℃～350℃）而升高。通过OM、SEM、TEM和DSC等分析测试方法,研究了不同工艺参数（变形温度、应变速率、变形量、时效时间等）下传统热冲压变形和短流程高效热冲压变形的组织演变规律。在传统热冲压变形和短流程高效热冲压变形中仅发生了动态回复,未发生动态再结晶,晶粒组织大小在不同工艺条件下几乎无变化。在传统热冲压变形中,随着温度的升高（300℃～450℃）和应变速率的增大(0.01s-1～1 s-1),其断裂机制由韧性断裂逐渐转变为脆性断裂;对于短流程高效热冲压变形,随着变形温度升高（200℃～350℃）,断裂机制由脆性断裂逐渐演变为韧性断裂。热变形的引入促进了时效析出相的析出,热变形中不同变形量下η’析出相均比η析出相的析出激活能大。采用单轴热拉伸实验方法,研究了热冲压变形工艺参数对7075铝合金热冲压成形试件力学性能的影响规律。对于传统热冲压工艺,在不同变形量下,成形件的维氏硬度和屈服强度随着时效时间的延长（0～28 h）,呈现先升高,达到峰值后缓慢下降的趋势。对于短流程高效热冲压工艺,成形件的维氏硬度和屈服强度随变形温度的升高逐渐降低,而应变速率和变形量对成形件的维氏硬度和屈服强度影响很小。基于相变动力学和材料学知识,建立了7075铝合金热冲压变形工艺参数与成形件屈服强度之间的数学关系模型。屈服强度预测数据与实验数据吻合度较高,证明了所建立屈服强度预测模型的准确性。采用BP（Back Propagation,BP）人工神经网络和遗传算法（Genetic Algorithms,GA）相结合的方法,基于上述7075铝合金热冲压变形行为及组织性能演变规律的研究结果,对7075铝合金B柱热冲压成形工艺参数进行了优化。分别得到了适合于传统热冲压和短流程高效热冲压成形的优化工艺参数,在此成形工艺条件下,能制造出成形质量良好、性能满足要求的7075铝合金B柱,实现了对7075铝合金车身构件热冲压的成形性能和力学性能的调控。研究结果表明,两种热冲压成形方式均能适用于结构较复杂、强度要求较高的汽车车身构件。传统热冲压成形工艺的优点是可以不限定坯料的状态,成形件的强度高,缺点是成形周期过长;短流程高效热冲压可大大缩短生产周期、效率高,缺点是成形件的强度较传统热冲压成形有所降低。
二、Al-Zn-Mg合金中η′,η析出相结构模型的分析（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-Zn-Mg合金中η′,η析出相结构模型的分析（论文提纲范文）
（1）Zn/Mg比对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外研究概况 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金的合金化 |
| 1.3.1 主要合金元素的作用 |
| 1.3.2 微合金化元素的作用 |
| 1.4 Al-Zn-Mg-Cu合金的析出相 |
| 1.5 Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理 |
| 1.5.1 均匀化处理 |
| 1.5.2 固溶处理 |
| 1.5.3 时效处理 |
| 1.6 Al-Zn-Mg-Cu合金EET的研究现状 |
| 1.7 选题的目的与意义 |
| 1.8 本论文的主要研究内容 |
| 2 实验内容与研究方法 |
| 2.1 实验内容与方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验内容及方法 |
| 2.2 理论研究内容与计算方法 |
| 2.2.1 理论研究内容 |
| 2.2.2 理论计算方法 |
| 3 实验结果与分析 |
| 3.1 Zn/Mg比对Al-Zn-Mg-Cu合金时效硬化行为及析出相种类的影响 |
| 3.1.1 合金1 的时效硬化曲线及XRD衍射图谱 |
| 3.1.2 合金2 的时效硬化曲线及XRD衍射图谱 |
| 3.1.3 合金3 的时效硬化曲线及XRD衍射图谱 |
| 3.2 实验结果分析 |
| 4 Zn/Mg比对时效硬化行为及析出相形核影响的EET分析 |
| 4.1 合金固溶体价电子结构计算 |
| 4.1.1 α-Al相空间价电子结构 |
| 4.1.2 α-Al-Mg相空间价电子结构 |
| 4.1.3 α-Al-Zn相空间价电子结构 |
| 4.1.4 α-Al-Cu相空间价电子结构 |
| 4.1.5 α-Al-Mg-Cu相空间价电子结构 |
| 4.1.6 α-Al-Zn-Mg相空间价电子结构 |
| 4.1.7 α-Al-Zn-Cu相空间价电子结构 |
| 4.2 Zn/Mg比对合金固溶体及时效析出序列的影响 |
| 4.3 合金强化相价电子结构计算 |
| 4.3.1 η′相的价电子结构计算 |
| 4.3.2 η相的价电子结构计算 |
| 4.3.3 η′和η空间键络分析 |
| 4.3.4 S相的价电子结构计算 |
| 4.3.5 T相的价电子结构计算 |
| 4.4 Zn/Mg比对合金析出序列的影响 |
| 4.5 η′向η相转变的微观机制 |
| 4.6 合金强化相与基体界面的价电子结构计算 |
| 4.7 Zn/Mg比对合金相界面结构及合金韧性的影响 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（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）Mn、Zr、Ti微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝锌镁铜合金国内外研究概况 |
| 1.3 微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金的影响 |
| 1.3.1 主要合金元素的作用 |
| 1.3.2 微合金化元素的作用 |
| 1.4 微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织的影响 |
| 1.5 Al-Zn-Mg-Cu合金常用的热处理工艺 |
| 1.6 EET理论简述 |
| 1.7 选题的目的与意义 |
| 1.8 主要研究内容 |
| 2 实验内容与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验内容 |
| 2.2.1 合金的熔铸过程 |
| 2.2.2 合金的热处理 |
| 2.2.3 检测硬度 |
| 2.2.4 XRD检测 |
| 2.2.5 金相试样的制备 |
| 2.3 相空间价电子结构计算方法 |
| 2.4 相界面价电子结构计算方法 |
| 3 实验结果与分析 |
| 3.1 Mn对 Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织与时效硬化行为的影响 |
| 3.1.1 添加0.2%Mn对合金铸态组织与硬度的影响 |
| 3.1.2 Al-6.5Zn-2.4Mg-1.92Cu合金时效硬化曲线 |
| 3.1.3 Al-6.5Zn-2.4Mg-1.92Cu-0.2Mn合金时效硬化行为 |
| 3.2 Zr对 Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织与时效硬化行为的影响 |
| 3.2.1 Zr含量对合金铸态组织与硬度的影响 |
| 3.2.2 Zr含量对合金时效硬化行为的影响 |
| 3.3 Ti对 Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织与时效硬化行为的影响 |
| 3.3.1 Ti含量对合金铸态组织与硬度的影响 |
| 3.3.2 Ti含量对合金时效硬化行为的影响 |
| 3.4 Mn、Zr、Ti对合金铸态组织及时效行为影响的分析 |
| 4 Mn、Zr、Ti微合金化作用的EET分析 |
| 4.1 基体中固溶体的价电子结构 |
| 4.1.1 α-Al晶胞价电子结构计算 |
| 4.1.2 α-Al-Zn晶胞价电子结构计算 |
| 4.1.3 α-Al-Mg晶胞价电子结构计算 |
| 4.1.4 α-Al-Cu晶胞价电子结构计算 |
| 4.1.5 α-Al-Mn晶胞价电子结构计算 |
| 4.1.6 α-Al-Zr晶胞价电子结构计算 |
| 4.1.7 α-Al-Ti晶胞价电子结构计算 |
| 4.1.8 合金中二元固溶体晶胞价电子结构分析 |
| 4.2 Al_6Mn相的价电子结构 |
| 4.2.1 Al_6Mn相空间价电子结构 |
| 4.2.2 Al_6(Mn,Fe)相空间价电子结构 |
| 4.3 Al_3Zr相的价电子结构 |
| 4.3.1 DO_(23)型Al_3Zr相空间价电子结构 |
| 4.3.2 L1_2型Al_3Zr相空间价电子结构 |
| 4.3.3 Al_3(Zr,Ti)相空间价电子结构 |
| 4.4 Al_3Ti相的价电子结构 |
| 4.5 第二相粒子强化能力分析 |
| 4.6 第二相粒子键络分析 |
| 4.6.1 Al_6Mn相共价键络空间分布 |
| 4.6.2 DO_(23)型Al_3Zr相共价键络空间分布 |
| 4.6.3 L1_2型Al_3Zr相共价键络空间分布 |
| 4.6.4 Al_3Ti相共价键络空间分布 |
| 4.7 合金第二相与基体界面的价电子结构计算 |
| 4.7.1 L1_2型Al_3Zr/α-Al两相界面的价电子结构计算 |
| 4.7.2 Al_3Ti/α-Al两相界面的价电子结构计算 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 纳米颗粒增强铝基金属材料的制备方法 |
| 1.2.1 外加法 |
| 1.2.2 混合盐反应法 |
| 1.2.3 中间合金法 |
| 1.2.4 熔体内反应法 |
| 1.3 纳米颗粒对铝合金凝固过程及凝固微观组织影响的研究 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒与基体合金界面结合问题的研究 |
| 1.3.2 纳米颗粒对铝合金凝固组织影响机制的研究 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金析出相析出行为的影响 |
| 1.4 纳米颗粒对铝合金加工变形行为影响的研究 |
| 1.4.1 热变形后纳米颗粒的分布 |
| 1.4.2 纳米颗粒对铝合金热变形组织的影响 |
| 1.4.3 纳米颗粒对热变形铝合金热处理后组织与性能的影响 |
| 1.5 颗粒增强铝合金的搅拌摩擦焊接的研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头组织影响 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金材料的制备 |
| 2.2.1 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒的制备及分散 |
| 2.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材的制备 |
| 2.2.3 Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接板材的制备 |
| 2.2.4 Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理工艺 |
| 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 扫描电子显微镜及透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 显微硬度分析 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对铸造Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔体内反应颗粒的表征 |
| 3.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.3.1 TiC&TiB_2颗粒与Al相的晶格错配 |
| 3.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.4 熔体内原位内生TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织的影响 |
| 3.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织的影响 |
| 3.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金偏析行为的影响 |
| 3.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金析出行为的影响 |
| 3.5 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响及强化机制 |
| 3.5.1 熔体内 原位内 生纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的室温拉伸性能 |
| 3.5.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸断口形貌分析 |
| 3.5.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材组织的影响 |
| 4.2.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压态微观组织的影响 |
| 4.2.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金热处理后组织的影响 |
| 4.2.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金析出相的影响 |
| 4.3 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的影响及机制 |
| 4.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接工艺参数对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊道宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩压下量对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 搅拌头旋转速度和进给速度对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头组织的影响 |
| 5.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.4 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响及机制 |
| 5.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头显微硬度的影响 |
| 5.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头力学性能的影响 |
| 5.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊接接头的强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）7055铝合金非等温时效析出行为及其对性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及目的 |
| 1.2 7XXX铝合金发展历史 |
| 1.3 合金元素对高强度铝合金性能的影响 |
| 1.3.1 7XXX铝合金中的主要合金元素 |
| 1.3.2 微量元素对7XXX铝合金组织性能的影响 |
| 1.4 7XXX铝合金时效析出序列和析出相类型 |
| 1.4.1 7XXX铝合金时效析出序列 |
| 1.4.2 7XXX铝合金的主要析出相 |
| 1.5 7XXX铝合金时效热处理工艺 |
| 1.5.1 单级时效 |
| 1.5.2 双级时效 |
| 1.5.3 回归再时效 |
| 1.5.4 非等温时效 |
| 1.5.5 目前存在的问题 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验方法与材料制备 |
| 2.1 .实验材料制备流程 |
| 2.1.1 实验合金成分 |
| 2.1.2 均匀化处理 |
| 2.1.3 变形工艺 |
| 2.1.4 固溶时效处理 |
| 2.2 .组织与性能测试方法 |
| 2.2.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.2 差示量热分析(DSC) |
| 2.2.3 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.2.4 显微硬度测试 |
| 2.2.5 电导率测试 |
| 2.2.6 室温拉伸测试 |
| 第三章 升温时效对7055铝合金组织及性能的影响 |
| 3.1 升温时效对7055铝合金性能的影响 |
| 3.1.1 对合金显微硬度和电导率的影响 |
| 3.1.2 对合金强度及延伸率的影响 |
| 3.2 升温时效过程中合金析出行为研究 |
| 3.2.1 不同升温终止温度下合金的析出行为 |
| 3.2.2 不同升温速率下合金的析出行为 |
| 3.3 7055铝合金升温时效析出机理研究 |
| 3.3.1 形核阶段 |
| 3.3.2 长大阶段和粗化阶段 |
| 3.3.3 升温时效析出相对7055合金性能的影响 |
| 3.4 本章总结 |
| 第四章 7055铝合金升降温非等温时效研究 |
| 4.1 升降温时效对合金性能的影响 |
| 4.1.1 对合金显微硬度和电导率的影响 |
| 4.1.2 对合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.2 升降温时效中合金析出行为研究 |
| 4.2.1 升降温速率对合金析出行为的影响 |
| 4.2.2 降温过程中的析出行为研究 |
| 4.3 升降温时效中的显微组织对合金力学性能的影响 |
| 4.3.1 析出相尺寸分布和体积分数统计结果 |
| 4.3.2 合金在时效过程中的强度贡献值计算 |
| 4.4 本章总结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 全文总结 |
| 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（6）Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）变形铝合金室温与低温低周疲劳行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金研究概况 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的强化机制 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu合金的元素及作用 |
| 1.3.1 主要合金元素及作用 |
| 1.3.2 微量合金元素及作用 |
| 1.4 铝合金的加工与热处理 |
| 1.4.1 铝合金的塑性加工 |
| 1.4.2 铝合金的均匀化处理 |
| 1.4.3 铝合金的固溶处理 |
| 1.4.4 铝合金的时效处理 |
| 1.5 合金的疲劳行为 |
| 1.5.1 材料疲劳概述 |
| 1.5.2 铝合金的疲劳行为 |
| 1.6 本课题研究目的及主要内容 |
| 第2章 实验材料、方法及内容 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 铝合金的制备 |
| 2.3.2 铝合金的处理方式 |
| 2.3.3 铝合金的力学性能测试 |
| 2.3.4 微观组织结构观察与分析 |
| 第3章 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr(-0.2Sc)合金组织与拉伸性能 |
| 3.1 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr(-0.2Sc)合金的组织演变 |
| 3.1.1 合金的晶粒形貌变化 |
| 3.1.2 合金中的析出相 |
| 3.2 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr(-0.2Sc)合金的室温与低温拉伸性能 |
| 3.2.1 时效状态合金的室温拉伸性能和断裂行为 |
| 3.2.2 低温条件下合金的拉伸性能和断裂行为 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金室温与低温低周疲劳行为 |
| 4.1 合金的循环应力响应行为 |
| 4.2 合金的疲劳寿命行为 |
| 4.3 合金的滞回能分析 |
| 4.4 合金的循环应力-应变行为 |
| 4.5 合金的疲劳断裂行为 |
| 4.5.1 疲劳裂纹萌生区形貌 |
| 4.5.2 疲劳裂纹扩展区形貌 |
| 4.6 疲劳变形区的微观结构 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金室温与低温低周疲劳行为 |
| 5.1 合金的循环应力响应行为 |
| 5.1.1 循环应力响应行为 |
| 5.1.2 Sc对合金循环应力响应行为的影响 |
| 5.2 合金的疲劳寿命行为 |
| 5.3 合金的滞回能分析 |
| 5.4 合金的循环应力-应变行为 |
| 5.5 合金的疲劳断裂行为 |
| 5.5.1 疲劳裂纹萌生区形貌 |
| 5.5.2 疲劳裂纹扩展区形貌 |
| 5.6 疲劳变形区的微观结构 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）变形铝合金晶体取向与微裂纹萌生扩展的原位电子显微学研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 变形铝合金 |
| 1.1.1 变形铝合金分类 |
| 1.1.2 Al-Zn-Mg-Cu合金中的第二相及其对力学性能的影响 |
| 1.1.3 变形铝合金的织构及其对力学性能的影响 |
| 1.2 金属的断裂机制 |
| 1.2.1 断裂力学理论 |
| 1.2.2 微裂纹萌生 |
| 1.2.3 微裂纹扩展 |
| 1.3 电子显微镜原位拉伸技术及其应用 |
| 1.3.1 原位透射电镜技术 |
| 1.3.2 原位电子背散射衍射技术 |
| 1.4 本课题的研究意义及研究内容 |
| 第二章 实验合金、设备和方法 |
| 2.1 实验合金 |
| 2.2 实验技术路线图 |
| 2.3 实验方法及实验设备 |
| 2.3.1 组织结构分析 |
| 2.3.2 In-situ TEM |
| 2.3.3 In-situ EBSD |
| 2.3.4 特征面的迹线分析 |
| 第三章 1060 铝合金取向演变及微裂纹萌生与扩展的In-situ EBSD研究 |
| 3.1 1060铝合金微观组织与织构 |
| 3.2 1060 铝合金微裂纹萌生与扩展的In-situ EBSD观察 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 晶体转动行为 |
| 3.3.2 拉伸变形过程中的Schmid因子演变规律 |
| 3.3.3 滑移系和断裂面的迹线分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 1060 铝合金裂纹萌生与扩展的In-situ TEM研究 |
| 4.1 位错滑移的In-situ TEM分析 |
| 4.2 微裂纹的萌生 |
| 4.2.1 微裂纹萌生过程的In-situ TEM分析 |
| 4.2.2 微裂纹尖端位错组态及演变 |
| 4.3 微裂纹的扩展 |
| 4.3.1 晶内扩展 |
| 4.3.2 穿晶扩展 |
| 4.4 微裂纹尖端的Ex-situ TEM分析 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Al-Zn-Mg-Cu合金微裂纹萌生与扩展的In-situ EBSD研究 |
| 5.1 Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织与织构 |
| 5.1.1 微观组织 |
| 5.1.2 物相分析 |
| 5.1.3 织构分析 |
| 5.2 Al-Zn-Mg-Cu合金的In-situ EBSD观察 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 晶粒簇的Schmid因子分析 |
| 5.3.2 晶体取向对微裂纹萌生与扩展的影响 |
| 5.3.3 粗大第二相对微裂纹萌生与扩展的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Al-Zn-Mg-Cu合金微裂纹萌生与扩展的In-situ TEM研究 |
| 6.1 微裂纹萌生与扩展方式 |
| 6.2 晶界对微裂纹扩展的影响 |
| 6.3 晶内析出相对裂纹萌生与扩展的影响 |
| 6.4 析出相对微裂纹扩展的影响 |
| 6.5 分析与讨论 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间取得的科研成果 |
（8）铝合金Sc、Zr微合金化效应与微观机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 含Sc铝合金 |
| 1.2.1 含Sc合金的研究进展概述 |
| 1.2.2 Sc在铝合金中的存在形式及作用 |
| 1.2.3 Sc对铝合金组织和性能的影响 |
| 1.3 Zr在铝合金中的存在形式及作用 |
| 1.4 Er在铝合金中的存在形式及作用 |
| 1.5 复合添加Sc,Zr/Er对铝合金组织性能的影响 |
| 1.6 Al-Zn-Mg合金的微合金化 |
| 1.6.1 Al-Zn-Mg-X合金的发展 |
| 1.6.2 Sc与 Al-Zn-Mg系合金中合金元素的相互作用 |
| 1.6.3 Al-Zn-Mg-X合金的析出行为 |
| 1.6.4 Sc,Zr添加对Al-Zn-Mg合金性能的影响 |
| 1.7 本文选题意义及主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 研究思路 |
| 2.2 试验合金的制备 |
| 2.2.1 合金成分 |
| 2.2.2 合金的熔炼和铸造 |
| 2.3 合金的热处理工艺 |
| 2.4 性能测试方法 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 2.4.3 电导率测试 |
| 2.4.4 腐蚀性能测试 |
| 2.5 组织结构分析方法 |
| 2.5.1 金相组织观察 |
| 2.5.2 DSC试验 |
| 2.5.3 扫描电镜组织观察 |
| 2.5.4 透射电镜组织观察 |
| 2.5.5 三维原子探针分析 |
| 第3章 Sc,Zr和 Er微合金化效应与时效行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-Sc-Zr(-Er)合金时效过程中的组织性能演变 |
| 3.2.1 Al-Sc-Zr(-Er)合金均匀化处理 |
| 3.2.2 Al-Sc-Zr(-Er)合金时效析出行为 |
| 3.2.3 Al-Sc-Zr(-Er)合金时效硬化行为 |
| 3.2.4 Al-Sc-Zr(-Er)合金时效强化机制讨论 |
| 3.2.5 Er对 Al-Sc-Zr合金时效析出行为的影响 |
| 3.3 变形对Al-Sc-Zr合金组织性能的影响 |
| 3.3.1 热挤压对Al-Sc-Zr合金组织性能的影响 |
| 3.3.2 拉拔对Al-Sc-Zr合金组织性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Sc,Zr微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-Zn-Mg-Cu(-Sc-Zr)合金的显微组织 |
| 4.2.1 第二相 |
| 4.2.2 晶粒组织 |
| 4.3 Al_3(Sc,Zr)相及其对主合金元素的影响 |
| 4.4 Sc,Zr微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金时效析出行为的影响 |
| 4.4.1 120℃下的时效析出行为 |
| 4.4.2 160℃下的时效析出行为 |
| 4.5 Sc,Zr微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金时效力学性能的影响 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 Sc、Zr添加对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织的影响 |
| 4.6.2 Sc、Zr添加对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Sc,Zr微合金化对Al-Zn-Mg(-Cu)合金腐蚀性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Sc、Zr微合金化对Al-Zn-Mg(-Cu)合金电化学极化行为的影响 |
| 5.3 Sc、Zr微合金化对Al-Zn-Mg(-Cu)合金点蚀行为的影响 |
| 5.4 Sc、Zr微合金化对Al-Zn-Mg(-Cu)合金剥落腐蚀的影响 |
| 5.4.1 Al-Zn-Mg(-Sc-Zr)合金典型时效态剥落腐蚀行为 |
| 5.4.2 Al-Zn-Mg-Cu(-Sc-Zr)合金典型时效态剥落腐蚀行为 |
| 5.5 Sc、Zr微合金化对Al-Zn-Mg(-Cu)合金应力腐蚀性能的影响 |
| 5.5.1 Al-Zn-Mg(-Sc-Zr)合金慢应变速率拉伸性能及断口形貌 |
| 5.5.2 Al-Zn-Mg-Cu(-Sc-Zr)合金慢应变速率拉伸性能及断口形貌 |
| 5.6 分析和讨论 |
| 5.6.1 合金元素对合金腐蚀性能的影响 |
| 5.6.2 时效处理对合金腐蚀性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 附件 |
（9）微合金元素掺杂对Al-Zn-Mg-Cu合金中金属间化合物的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 7XXX系高强度铝合金国内外发展及研究概况 |
| 1.2 微合金元素对高强铝合金的影响及研究现状 |
| 1.3 7XXX系高强度铝合金中金属间化合物的研究概述 |
| 1.3.1 7XXX系高强铝合金中的主要强化相及其作用 |
| 1.3.2 7XXX系高强铝合金中间相的计算研究现状 |
| 1.4 第一性原理计算理论概述 |
| 1.4.1 基础理论及假设近似 |
| 1.4.2 密度泛函理论 |
| 1.5 论文研究内容及意义 |
| 第2章 计算方法及实验方案 |
| 2.1 计算方法 |
| 2.1.1 计算软件介绍 |
| 2.1.2 计算参数设置及要求 |
| 2.2 实验材料与研究方法 |
| 2.2.1 研究方案 |
| 2.2.2 样品制备 |
| 2.2.3 显微组织观察和定量表征实验 |
| 第3章 Ti、Zr、Nb掺杂θ、S、η相的结构和力学性质的第一性原理计算 |
| 3.1 结构模型构建 |
| 3.2 优先原子占位与相稳定性 |
| 3.3 微量元素掺杂对晶格常数的影响 |
| 3.4 微量元素掺杂对电子结构的影响 |
| 3.5 微量元素掺杂对力学性质的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ti、Nb掺杂Al3Zr相的第一性原理计算 |
| 4.1 计算方案 |
| 4.2 优先原子占位与相稳定性 |
| 4.3 力学性质 |
| 4.4 电子结构 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Zr、Ti元素在高强铝合金中存在形式的实验研究 |
| 5.1 实验结果 |
| 5.1.1 XRD图谱和SEM观察结果 |
| 5.1.2 TEM结果分析 |
| 5.2 理论计算与实验结果的讨论分析 |
| 5.2.1 Zr、Ti元素的存在形式 |
| 5.2.2 Zr、Ti的添加对合金中各种相晶格常数的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间参与的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（10）7075铝合金车身构件热冲压变形行为及组织性能演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题选题背景 |
| 1.2 铝合金热冲压成形工艺研究现状 |
| 1.3 铝合金热态变形行为研究现状 |
| 1.4 铝合金强度预测模型研究现状 |
| 1.5 课题来源、目的和意义 |
| 1.5.1 课题来源 |
| 1.5.2 课题研究目的及意义 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 7075 铝合金热冲压变形行为 |
| 2.1 热拉伸实验步骤 |
| 2.1.1 传统热冲压成形变形行为实验过程 |
| 2.1.2 短流程高效热冲压成形变形行为实验过程 |
| 2.2 传统热冲压变形行为 |
| 2.3 传统热冲压变形本构关系 |
| 2.4 短流程高效热冲压变形行为 |
| 2.5 短流程高效热冲压变形本构关系 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 7075 铝合金热冲压组织演变规律 |
| 3.1 微观组织分析测试方法 |
| 3.1.1 金相光学显微镜观察(OM) |
| 3.1.2 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 3.1.3 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 3.1.4 差示扫描量热分析(DSC) |
| 3.2 热冲压变形组织演变规律 |
| 3.2.1 传统热冲压变形晶粒组织变化 |
| 3.2.2 短流程高效热冲压变形晶粒组织变化 |
| 3.3 热冲压变形断裂行为 |
| 3.3.1 传统热冲压断口形貌分析 |
| 3.3.2 短流程高效热冲压断口形貌分析 |
| 3.4 7075 铝合金时效析出动力学 |
| 3.4.1 7075 铝合金热变形相变激活能 |
| 3.4.2 7075 铝合金热变形等温动力学 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 7075 铝合金热冲压构件屈服强度模型 |
| 4.1 硬度及室温拉伸性能测试 |
| 4.2 热冲压对成形后材料力学性能影响规律 |
| 4.2.1 传统热冲压变形对成形后材料力学性能影响规律 |
| 4.2.2 短流程高效热冲压变形对成形后材料性能影响规律 |
| 4.3 7075 铝合金热冲压成形屈服强度预测模型的建立 |
| 4.3.1 7075 铝合金热冲压的晶界强化 |
| 4.3.2 7075 铝合金热冲压的固溶强化 |
| 4.3.3 7075 铝合金热冲压的形变强化 |
| 4.3.4 7075 铝合金热冲压的析出强化 |
| 4.4 7075 铝合金热冲压成形屈服强度预测模型的验证 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 7075 铝合金汽车B柱热冲压成形工艺参数优化 |
| 5.1 7075 铝合金B柱热冲压成形仿真模型建立 |
| 5.2 铝合金B柱热冲压有限元模型的验证 |
| 5.3 基于BP/GA方法的铝合金B柱热冲压工艺参数优化 |
| 5.4 铝合金B柱热冲压工艺参数优化结果验证 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和专利 |
四、Al-Zn-Mg合金中η′,η析出相结构模型的分析（论文参考文献）
- [1]Zn/Mg比对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响[D]. 娄琦. 辽宁工业大学, 2021(02)
- [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]Mn、Zr、Ti微合金化对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响[D]. 蒋新宇. 辽宁工业大学, 2021(02)
- [4]微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制[D]. 刘栓. 吉林大学, 2021
- [5]7055铝合金非等温时效析出行为及其对性能的影响[D]. 付多辉. 合肥工业大学, 2021(02)
- [6]Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）变形铝合金室温与低温低周疲劳行为[D]. 朱庆岩. 沈阳工业大学, 2020(04)
- [7]变形铝合金晶体取向与微裂纹萌生扩展的原位电子显微学研究[D]. 刘飞. 内蒙古工业大学, 2020
- [8]铝合金Sc、Zr微合金化效应与微观机理[D]. 刘莉. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [9]微合金元素掺杂对Al-Zn-Mg-Cu合金中金属间化合物的影响[D]. 高敏杰. 燕山大学, 2020(01)
- [10]7075铝合金车身构件热冲压变形行为及组织性能演变规律研究[D]. 李欢欢. 武汉理工大学, 2020(01)