一、Al-Sc二元合金动态再结晶研究（论文文献综述）
张洪敏[1]（2021）在《新型混晶结构Al-Mg基合金力学性能与热稳定性机制研究》文中研究表明节能减排是时代发展下的必然要求及材料科学发展的整体趋势,交通运输和航空航天等领域对高性能、轻量化材料的需求促进了铝合金的发展。其中,低密度Al-Mg合金成本低、比强度高、抗腐蚀能力强,在现代工业应用中扮演着极其重要的角色。但是,Al-Mg合金强度很难与钢材媲美。高浓度Mg可有效降低铝合金层错能,在合适的热力耦合加工下利于晶粒细化至亚微米级甚至纳米级,显着提高合金强度。然而,均匀细晶Al-Mg合金强度在大幅度提高的同时,其塑性通常大大降低。并且,高固溶Al-Mg合金室温成型性差,难以满足复杂冲压零件的生产需求。对比,高温超塑性成型技术能够实现铝合金零部件的近终型加工,显着提高生产效率。但是,二元Al-Mg合金由于组织热稳定性差,在高温退火或变形过程中极易发生粗化,导致超塑性组织控制难。前期研究证实,制备混晶组织有利于同时提高Al-Mg合金强度和塑性。其中,溶质Mg晶界偏聚及弥散纳米第二相（Al3Sc和Al3（Sc,Zr））不仅可大幅提高铝合金力学性能,还能有效改善组织热稳定性。然而,目前溶质晶界偏聚对Al-Mg合金热稳定性的研究仅限于静态退火实验上,其对混晶结构Al-Mg合金高温拉伸性能及超塑性的影响机制尚不清楚;纳米第二相能否进一步调控Al-Mg合金混晶组织,进而实现室温强塑性及组织热稳定性可控,需要继续深入研究。针对上述研究现状及存在问题,本文以高固溶Al-7Mg基合金为对象,先后采用等通道转角挤压（equal-channel angular pressing,ECAP）及短流程衬板控轧（hard-plate rolling,HPR）制备Al-7Mg及Al-7Mg-Sc-Zr合金,主要结论如下:（1）研究了混晶结构Al-7Mg合金高温拉伸性能及超塑性变形机制。采用ECAP制备出由纳米晶、超细晶及微米级粗晶组成的混晶结构Al-7Mg合金。该混晶结构Al-7Mg合金在573 K、1×10-3 s-1拉伸时断裂延伸率高达～523%。这是由于拉伸初期粗晶内发生的连续动态再结晶（continuous dynamic recrystallization,CDRX）协调变形;在拉伸后期,随均匀细晶组织形成,细晶区晶界滑移（grain boundary sliding,GBS）成为超塑性变形主导机制。（2）揭示了混晶结构Al-7Mg合金中细晶高热稳定性机制。经历573 K近1.5 h拉伸后,形成均匀细晶组织（～3.6μm）,表明合金具有较高热稳定性。这主要是由于:（i）溶质Mg偏聚有效降低晶界能并拖拽晶界;（ii）Al3Mg2钉扎晶界,一定程度上抑制晶粒长大和（iii）高储存能粗晶在拉伸时优先发生CDRX,降低周围细晶长大驱动力。（3）阐明了短流程HPR Al-7Mg-Sc合金混晶组织形成机制。混晶组织形成与不同取向晶粒稳定性有关。HPR变形中,超细/细晶更易在<001>//ND和<111>//ND取向粗晶晶界处形成。并且,提高纳米Al3Sc析出相体积分数利于位错积累,提高DRX驱动力,同时,可有效钉扎晶界,抑制晶粒长大,促使更多更细小的超细/细晶形成。（4）探究了弥散纳米Al3Sc析出相对HPR Al-7Mg-Sc合金室温及高温拉伸性能的影响机制。Al-7Mg-0.4Sc合金的屈服强度～482 MPa、抗拉强度～520MPa和延伸率～8%,明显高于二元Al-7Mg合金。混晶组织、弥散纳米Al3Sc析出相及高密度位错的协同作用促进Al-7Mg-0.4Sc室温强塑性同时提升。当≥250 ℃拉伸时,Al-7Mg-0.4Sc合金由于具有高密度位错,更易发生DRX,软化明显,导致屈服强度反而低于Al-7Mg。（5）揭示了高Sc/Zr比HPR Al-7Mg-0.3Sc-0.1Zr合金高强塑性机制。其屈服强度～548 MPa、抗拉强度～605 MPa,远高于低Sc/Zr比Al-7Mg-0.1Sc-0.3Zr合金,但二者具有相似延伸率,均为～10%。高Sc/Zr比合金的优异强塑性主要源于多尺度非均匀组织协同作用。混晶组织、高密度纳米Al3（Sc,Zr）、位错及Mg-Zr-位错团簇均利于强度提升。粗晶与Al3（Sc,Zr）及溶质-位错团簇的共同作用提高了合金加工硬化能力,促进较高延伸率。（6）研究了低Sc/Zr比Al-7Mg-0.1Sc-0.3Zr合金具有较高的微观组织热稳定性机制。相较于高Sc/Zr比合金,Al-7Mg-0.1Sc-0.3Zr在≥400 ℃退火时具有较高微观组织热稳定性,源于:（i）高温退火促进Al3（Sc,Zr）弥散析出和（ii）Al3（Sc,Zr）外壳中高的Zr浓度降低Al3（Sc,Zr）粗化动力学。因此,大量弥散Al3（Sc,Zr）有效钉扎位错和晶界,延缓再结晶并抑制晶粒粗化。
唐锴[2]（2021）在《稀土微合金化Al-Zn-Mg-Cu合金均匀性调控与变形中的微结构演变》文中认为Al-Zn-Mg-Cu合金密度小、比强度高、韧性好和焊接性能优异,自问世以来一直得到广泛关注和深入研究。通过改变主要合金元素和调整热处理工艺的方法改善Al-Zn-Mg-Cu合金组织和性能已经研究非常成熟。微合金化成为进一步改善铝合金组织、提高其力学性能的最有前途的方法。文章通过添加0.2wt%的钪制备微合金化Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金,对合金进行均匀化退火和等径角挤压（ECAP）变形处理,研究合金铸态、均匀化后的组织的转变与合金元素分布和变形后的晶粒、位错变化和第二相析出特征。首先在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中添加0.2wt%Sc制备合金,发现添加0.2wt%Sc有助于抑制枝晶偏析,减少非平衡共晶组织,细化铸态晶粒尺寸至55～80μm（占整体75%）。双级均匀化处理该合金后发现:晶界处分布的大量T（Al Zn Mg Cu）相在465℃下保温24小时后完全转化为S（Al2Cu Mg）相,温度提高到480℃保温24小时后,晶界处的S相消失,此时Zn、Mg、Cu元素在合金内部均匀分布,但仍有部分Cu元素由于少量的杂质相（Al7Cu2Fe）的存在而在晶界残留。均匀化后晶界出现粗大析出相（GBP）和宽度较大的无沉淀析出带（PFZ）,合金内部析出大量弥散分布的尺寸约为40nm的L12型Al3Sc相,与α-Al基体保持完全共格,这些析出的第二相钉扎在晶界处或充当异质形核核心促使晶粒的长大并阻碍晶粒的粗化,使得平均晶粒尺寸达到40μm。与铸态下的硬度143.5HV相比,均匀化后的合金硬度达到181.2HV,提升了26%。ECAP变形导致试样出现难变形区与严重变形区。难变形区内晶粒尺寸基本不发生改变,但在晶界处残留较大的化合物。严重变形区内晶粒被明显压短,与均匀化处理后的晶粒相比,一道次变形后（90°转角挤压）的晶粒长轴基本不变而短轴缩短56%,呈现椭圆状;二道次变形后（按Bc路径进行）的晶粒短轴较一道次平均缩短31%,呈现柳叶片状且晶间粗大化合物明显减少。经过两道次的变形后合金晶粒内部析出尺寸为25nm圆球状的Al3（Sc,Zr）相、Al3Zr相、棒状η′相和η相,这些析出相弥散分布,对晶界和位错具有较强的钉扎作用,抑制晶粒的粗化和变形过程中的回复再结晶。此外,在ECAP的变形下合金内部位错密度不断累积,晶界取向小角度晶界占比减小,而大角度晶界占比增多,出现波浪条纹状位错集中在第二相之间,这些位错呈现为伯氏矢量大小相同但方向相反的异号位错。同时观察到多个亚晶或位错胞结构组成的大晶粒,具有极高的位错密度,部分析出相的内部产生不同深度的影纹和不同结构的层错,使之呈现网状分布。以上研究为后续的时效处理奠定基础,可为稀土化铝合金的综合性能提升提供一定的理论和技术支持。
陈显明,范莹莹[3]（2020）在《含Sc铝合金中Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)第二相粒子研究进展》文中研究表明介绍了多元体系下含Sc铝合金中Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)第二相粒子的研究进展。Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)第二相粒子是含Sc铝合金性能得以提升的关键。Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)相在凝固时作为晶粒非均质形核中心,使枝晶影响被弱化或消除,铸态晶粒获得细化;Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)还会在铝合金热变形和热处理过程中弥散析出,从而抑制再结晶晶粒的形核与长大,使合金的再结晶温度得以提升,并钉扎位错和亚晶界,阻碍位错移动和亚晶界迁移与合并,从而提高合金强度等。多元合金体系下,Al3(Scx,M1-x)粒子的形核长大过程比Al3Sc粒子复杂得多,在绝大多数情况下很难简单套用LSW模型进行理论预测。并对Al3(Scx,M1-x)粒子的形核长大研究方法进行了总结,其中计算方法是研究Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)第二相粒子形核长大的一种行之有效的方法。
刘莉[4]（2020）在《铝合金Sc、Zr微合金化效应与微观机理》文中指出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。
孔亚萍[5]（2020）在《Zr/Er微合金化及大塑性变形Al-Fe合金组织和性能研究》文中研究说明Al-Fe合金因其良好的导电性、强度和抗蠕变性能,在电缆行业中得到了广泛应用。然而,在材料服役过程中,粗大硬脆的含铁相周围容易产生应力集中,引发裂纹,从而降低合金性能。改善含铁相负面影响最常见的方法是使用稀土变质剂改善其形貌、尺寸,从而提高Al-Fe合金性能。然而,常用稀土变质剂（La和Ce）除对Al基体和含铁相有变质作用外,其本身与Al反应生成粗大的Al-Re共晶组织,该共晶组织对合金性能不利。在Al合金中添加Zr和Er,不仅能细化晶粒、变质第二相,还能够形成高温稳定相Al3M,提高合金强度的同时保持合金良好的电导率。此外,大塑性变形可以保持铝合金良好电导率的同时提高合金强度。因此研究Zr、Er微合金化及大塑性变形对Al-Fe合金强度和电导率的协调作用对开发Al-Fe合金导体材料有重要意义。本论文通过在Al-0.4Fe合金中添加Zr和Er,分析Zr和Er单独添加和复合添加对合金组织、电导率和力学性能的影响,并选择Al-Fe-Zr-Er合金进行大塑性变形,分析大塑性变形对合金组织和性能的影响。通过硬度、电导率和室温拉伸等性能测试结合扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电子显微镜（TEM）、高分辨透射电子显微镜（HRTEM）和原子分辨率的高角环形暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）等组织表征手段,系统研究了:（1）Zr和Er微合金元素对Al-0.4Fe合金组织和性能的影响;（2）高压扭转（HPT）变形对Al-0.4Fe-0.15Zr-0.25Er合金组织和性能的影响;（3）等通道挤压（ECAP）变形对Al-0.4Fe-0.1Zr-0.2Er合金组织和性能的影响;（4）大塑性变形Al-Fe-Zr-Er合金中纳米结构缺陷表征及形成机理研究。得到如下研究结论:（1）Al-0.4Fe合金中添加Zr元素,在凝固过程中可以形成细小的Al3Zr颗粒,作为异质形核点,提高合金凝固形核率,达到细化晶粒的作用。Er不能细化晶粒,因为Al3Er相在凝固后期形成。Zr和Er都可以对Al3Fe相起到变质作用,使针状的Al3Fe相变成细小的短棒状和颗粒状。（2）Al-0.4Fe合金中添加Zr和Er可提升合金抑制再结晶能力。Zr的抑制再结晶效果优于Er,当Zr和Er同时添加,由于形成热稳定Al3（Zr,Er）相,可以有效钉扎位错运动,从而使其抑制再结晶能力更优。Zr和Er的添加可以提高合金硬度和强度,轻微降低合金的电导率。冷轧后的A3合金（Al-0.4Fe-0.2Er）具有最佳强度和电导率的匹配,屈服强度为145 MPa,断裂延伸率为8%,电导率为61.2%IACS。（3）HPT变形能够有效细化合金晶粒,当HPT变形0.25、0.5和1圈时,样品中心到边缘变形是不均匀的,HPT变形5圈后,整个样品变形均匀,合金晶粒由变形前的40μm细化到600 nm。HPT变形的Al-0.4Fe-0.15Zr-0.25Er合金,硬度随着变形量的增大而增加,在等效应变为12时得到硬度峰值约60 HV。继续增大变形量,合金硬度稍微降低,在变形5圈以后达到平稳值约50 HV。（4）HPT变形诱导Al3（Zr,Er）颗粒分解回溶到Al基体中,产生含有高密度缺陷的过饱和固溶体。这种过饱和固溶体可使Al3（Zr,Er）在150°C低温析出,该析出温度远低于传统热处理铝合金中Al3（Zr,Er）的析出温度（300°C以上）。（5）ECAP变形能够有效地细化Al-0.4Fe-0.1Zr-0.2Er合金的晶粒,ECAP变形4道次后,得到微米级晶粒和纳米晶粒共存的混合组织,并发生一定程度的动态回复和再结晶。ECAP变形的Al-0.4Fe-0.1Zr-0.2Er合金,硬度和强度随着变形量的增大而增加,延伸率和电导率则是先降低后增加。ECAP变形4道次的合金得到最佳综合性能:屈服强度为183 MPa,延伸率为16%,电导率为51.3%IACS。（6）在HPT和ECAP变形的Al-Fe-Zr-Er合金中,含有层错和多层层错叠加而成的纳米孪晶等纳米结构缺陷。层错来自于0°螺型全位错分解产生两个Shockley不全位错。同样的层错叠加在一起形成纳米孪晶。这些纳米结构缺陷具有一定的热稳定性,400°C退火后依然存在。由于层错和变形孪晶对全位错的钉扎作用,导致纳米孪晶附近存在全位错。（7）在ECAP变形的Al-Fe-Zr-Er合金中观察到“Z”字型孪晶,相邻孪晶所在的不同{111}面夹角为109.5°,这是由不同{111}面上层错两端的Shockley不全位错相遇并相互作用生成1/3[110]不可动位错锁造成的。
梁亚红[6]（2020）在《稀土改性Al-2Fe合金的结晶、微结构及塑性变形行为研究》文中指出铝-铁合金是一种兼顾耐热、耐腐蚀、抗氧化和耐磨损等性能的轻质结构材料,但其组织中存在的粗大的针状和棒状Al3Fe相会严重割裂基体,导致合金的力学性能特别是塑性变形能力降低,因而限制了其应用范围。目前多种技术手段如:多元合金化、快速凝固、粉末冶金和大塑性变形等被用于改善铝-铁合金的微观组织及性能,稀土改性技术的应用较少,也缺乏对稀土改性机理的深入研究。因此,本文针对Al-2wt.%Fe合金,采用轻重稀土（Ce和Er）变质,研究了稀土改性合金的结晶特性,分析了合金在结晶、均匀化退火以及塑性变形后的微结构演变及力学行为,深入探讨了稀土在该合金中的作用特点,对于阐明稀土改性铝-铁合金的机理以及促进稀土改性铝-铁合金的应用具有重要意义。通过对Al-2 wt.%Fe合金冷却曲线的分析发现,该合金的结晶过程为L→Al+Al3Fe,稀土元素的添加明显改变了合金的结晶特征值。添加富Ce混合稀土（0.1～0.7 wt.%）缩短了Al+Al3Fe共晶生长时间,但对Al+Al3Fe共晶开始形核温度影响较小。而随着Er添加量（0.1～0.7 wt.%）的增加,Al+Al3Fe共晶生长时间逐渐缩短,Al+Al3Fe共晶开始形核温度先升高后降低,当Er添加量为0.3 wt.%时,合金的共晶开始形核温度提高了约3℃。对二元合金系及三元合金系合金进行热力学计算可知,在熔炼温度820℃时,AlmCen和AlmErn相的形成焓低于Al3Fe相的形成焓,且均为负值,说明合金在液态时就存在着稳定的Al3Fe、AlmCen和AlmErn固体颗粒。两种稀土对Al-2 wt.%Fe合金结晶过程影响的差异在于:添加Er的合金形成的Al3Er固体颗粒可作为异质形核质点而增加α-Al的形核率,从而提高了合金Al+Al3Fe共晶开始形核温度。对稀土改性Al-2 wt.%Fe合金铸态组织的研究发现,稀土的添加能够有效地细化α-Al晶粒并减小Al3Fe片长度。富Ce混合稀土添加量为0.5 wt.%的合金α-Al平均晶粒尺寸和Al3Fe片的长度达到最小,比不添加稀土时分别减小54.6%和46%。此时,合金的抗拉强度和延伸率达到最高,与不添加稀土时相比分别提高了6.5%和23.5%。当富Ce稀土添加量增加到0.7 wt.%时,形成不均匀分布的Al+Al11Ce3共晶,恶化了稀土对α-Al晶粒的细化作用。添加0.5 wt.%Er的合金获得了更小的α-Al晶粒尺寸,其抗拉强度、延伸率和硬度为103.0MPa、23.4%和37.8HV,比不添加稀土时分别提高了12.8%、30.7%和17%。而Er添加量大于0.5 wt.%时,合金中形成分布不均匀的Al10Fe2Er相导致力学性能显着下降。分析了均匀化退火对两种稀土改性Al-2 wt.%Fe合金的影响,添加富Ce混合稀土合金中部分片状Al3Fe破断,而α-Al晶粒大小及相组成无明显变化。添加Er的合金晶界上分布的Al3Er部分溶入基体,同时在Al3Fe相周围形成了纳米级或微米级的Al10Fe2Er。Er添加量为0.7 wt.%和0.9 wt.%合金中的Al10Fe2Er尺寸比铸态时有所增加。均匀化退火后合金的强度、硬度下降,延伸率增加。添加量为0.5 wt.%的Er比富Ce混合稀土对合金性能的改善效果更好。研究了0.5 wt.%Er改性Al-2 wt.%Fe合金的热压缩变形行为。在变形温度为360～450℃、应变速率为0.01～10s-1条件下具有明显的稳态流变特征,表现出流变应力水平随变形温度的降低和变形速率的增大而提高的变化趋势,当温度高于420℃时应力降幅不明显。在低变形速率和高变形温度下,建立的本构方程和实验结果基本吻合。通过加工图获得的最佳加工工艺参数为:加工温度415～435℃,应变速率0.01～0.05s-1。探讨了合金在轧制变形后微结构的演变规律。冷轧变形量80%的Al-2 wt.%Fe合金中Al3Fe相长度比铸态下减小了约50%,添加0.5 wt.%Er的合金中Al3Fe分布更细小、更均匀。不同Er添加量的合金冷轧后晶粒主要取向分布在β取向线上的Brass、S和Copper取向,以及{115}<331>和{113}<332>取向,其中添加0.5 wt.%Er的Al-2wt.%Fe合金产生的各个织构组分体积分数均较低。冷轧状态下Er添加量为0.5 wt.%合金的抗拉强度、延伸率和硬度,比不添加Er时提高8.5%、36.5%和8.3%,抗拉强度和硬度比添加0.5 wt.%Er的铸态合金提高73.2%和28.5%,延伸率降低43.6%。分析了不同Er添加量冷轧合金在100℃及200℃时的力学性能,可知添加0.5 wt.%Er冷轧合金在两种温度下抗拉强度和弹性模量均为最高,Er添加量过多会形成大量的Al10Fe2Er而使Al3Fe和Al3Er减少,从而降低合金的高温拉伸性能。
余良波[7]（2020）在《铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究》文中研究说明铍铝合金（Be-Al）是具有优异的力学、热学、光学、机加性能的轻质合金且成本相对低,在航空航天、武器系统、高端民用技术等领域有着重要的应用。现有铍铝合金制备技术中,铸造具有相对简单的生产工艺、低成本和良好的近净成形能力,更适合大尺寸、复杂结构合金部件的制备,有利于进一步扩展铍铝合金的应用领域。铸造铍铝合金实质是一种金属基复合材料,表现为强化相铍与基体相铝构成的互相穿透的三维网状组织,铍相往往为发达的柱状枝晶,铝相填充铍枝晶臂间隙,合金较宽的凝固区间导致内部存在难以控制的缩松、孔洞及成分偏析,严重制约了铸造合金的力学性能及其工程应用。稀土元素钪（Sc）添加对铸造铍铝合金具有良好的组织改性和性能调控作用,Sc合金化结合快速凝固的协同作用有望解决铸造铍铝合金中发达的铍柱状枝晶和凝固缺陷等问题,有利于改性铸造铍铝合金微观组织并提升其综合性能。本文立足于综合性能较好的洛克铍铝合金成分（62Be-38Al,wt.%）,通过合金化设计,系统研究了 Sc添加对铸造铍铝合金微观组织及力学性能的调控规律,揭示了 Sc添加对铸造合金的组织改性与合金强化机理,阐明了合金断裂失效机制,设计并总结了优化的热处理制度,在合金热变形流变行为研究的基础上构建了合金本构关系与热加工图,结合0.4（Sc,Zr）、0.4Sc合金化与凝固速率的影响规律获得了具有良好微观组织、力学性能及铸造质量的铸造合金,初步获得的有价值的创新性结果包括:i)结合添加Sc及（Sc,Zr）的方式与快速凝固改性了铍枝晶组织并显着抑制了合金凝固缺陷,获得了铍相球形化程度较高、综合性能显着提高的合金;ii)首次获得了 Be13Sc相的生成热力学过程、Sc原子的扩散行为与合金本构方程,明确了第二相对合金凝固与断裂失效过程的具体影响规律,在纳米Al3Sc相的时效析出机制基础上获得了优化的合金热处理制度;iii)结合微观组织与力学性能分析阐明了凝固速率对铍晶粒微观组织、合金溶质原子分布、第二相形貌等的影响规律,揭示了合金凝固行为和组织形貌对熔体过冷度及凝固速率的高度敏感性。具体研究内容及结果如下:（1）研究了不同Sc添加量对合金组织与力学性能的影响,0.4 wt.%的Sc添加具有最优综合合金化效果。0.2 wt.%～0.4 wt.%的Sc添加减小合金中Be枝晶的一次主轴、二次枝晶臂长度及二次枝晶臂间距（SDAS）,合金维氏硬度、抗拉强度、延伸率及基体相微观力学性能逐渐增加;0.4 wt.%时Be相表现出类等轴晶微观形貌,具有最细化和均匀的Be晶粒,合金具有最高延伸率4.7%及较高抗拉强度;0.4 wt.%以上到3 wt.%范围Be相重新转变为粗大柱状枝晶,合金抗拉强度先增后减、延伸率大幅下降。（2）探究了第二相对合金凝固行为和组织演变的影响规律。铸造Be-Al-0.4Sc合金由（Be）、（Al）、Be13Sc及Al3Sc组成,后两者不作为凝固过程Be晶粒的有效形核质点。Be13Sc的标准Gibbs自由能为G0（Be13Sc,L）=-18536+12.125T,1350℃以下在液相中由一级反应自发生成。Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金进一步包含Be13Zr相,其中A13（Sc1-xZrx）取代了 Be-Al-0.4Sc合金中的Al3Sc相。纳米压痕表征结果表明合金中Be、Al相在压深约10 nm的首次pop-in现象与表面氧化膜的碎裂有关,复合第二相（SPs）的首次pop-in与其本征物性、晶体取向/结构和位错运动有关。基于压痕形貌定量分析实现了 Be相和SPs微观硬度的校正,获得SPs首次pop-in对应的临界切应力τmax（6.0 GPa）、临界形变量Zτmax（27.8 nm）和不全位错环半径Rd（2.7nm）。（3）阐明了 0.4Sc合金化及第二相与合金力学性能及动、静态断裂模式的内在联系。含Sc第二相具有最高微观硬度、弹性模量、屈服强度和最低塑性指数,0.4 wt.%Sc提高了合金抗裂纹形成能力但削弱了抗裂纹扩展能力。拉伸与冲击断口分析表明铸态合金具有Al相延性韧窝断裂与Be相脆性解理断裂的混合断裂模式。合金延伸率的降低与第二相形貌、分布及其微观力性有关:Be/Al界面处第二相断裂裂纹不扩散至基体中,Be晶粒内表面曲率半径较大的第二相对Be晶粒的变形及裂纹形核无不良影响,而存在小曲率半径的第二相在尖端形成应力集中区并作为Be的裂纹形核源。（4）揭示了纳米Al3Sc相的时效析出行为,总结了优化的铸造Be-Al-0.4Sc合金热处理制度。获得了 Sc在合金中的扩散激活能Q与合金均匀化动力学方程,优化的合金均匀化及时效热处理条件为:均匀化620℃/2h+室温淬火,时效400℃/2h+室温淬火。可将纳米Al3Sc相的时效析出过程分为四个阶段:（i）初生Al3Sc相颗粒形核、长大并粗化,在Al/Al3Sc界面处形成界面位错;（ii）次生Al3Sc相颗粒形核并沿垂直于Sc原子的负浓度梯度方向长大,其形貌主要由弹性自由能控制;（iii）基于Ostwald熟化机制,所有Al3Sc相颗粒持续粗化,次生Al3Sc相颗粒开始相互交汇;（iv）次生Al3Sc相颗粒沿<110>取向延长、沿<100>取向收缩以释放弹性自由能,形成特定的取向排列。不同热处理条件下Al3Sc析出相形貌、粒径及分布变化直接影响Al相的熔化与凝固相变过程。（5）研究了铸造Be-Al-0.4Sc合金热变形过程流变行为与组织演变规律。在不同温度（200℃～500℃）和应变速率（10-3 s-1～100 s-1）热压缩变形基础上获得了合金200℃、300℃和400℃时的应变速率敏感因子m值分别为0.0637、0.0632和0.0739,表明合金适于高温下的高应变速率变形加工。合金较高的应力指数n=14.319表明合金在高温下以位错攀移为主要变形机制。合金变形激活能Qd=470.8 kJ/mol表明0.4wt.%Sc合金化增大了合金中位错运动的阻力。合金高温变形时流变应力σ和变形温度T之间满足Arrhenius关系,合金变形是受热激活控制,峰值应力σ、温度T和应变速率ε的本构关系可用 lnZ=130.69+40.211n[sinh（0.00426σ）]和ε=e15.19[sinh（0.00426σ）]14.319 exp（-470800/RT）描述。热变形过程Be、Al基体相不发生动态再结晶而以动态回复为主。VIM铸造Be-Al-0.4Sc合金的最佳热加工窗口为 T=350℃～400℃、ε=10-2.5 s-1～10-2 s-1和 T=400℃～450℃、ε=10-1 s-1～1 00s-1。（6）明确了 0.4（Sc,Zr）合金化的有益效果,基于0.4Sc合金化及快速凝固实现了良好铸造质量的合金的制备。0.4（Sc,Zr）合金化将VAM铸造Be-Al-0.4Sc合金Be晶粒的SDAS从～12 μm降至～7.5 μm,Be相和第二相组织更均匀细化,提升了12.8%宏观硬度,Zr的加入提高了纳米Al3Sc相的热稳定性。实现了四种凝固速率100℃/s、102℃/s、103℃/s和104℃/s铸造Be-Al-0.4Sc合金的制备,提高凝固速率不改性Be晶粒的枝晶形貌,0.4Sc合金化显着弱化Be枝晶臂、细化Be晶粒及强化合金。0.4Sc将慢冷合金铸件孔隙率从6.32%降至1.86%,有效抑制了合金中试件毛坯裂纹、缩松、孔洞等凝固缺陷。0.4Sc与快速凝固（RSP）的协同作用合金孔隙率进一步降至0.11%,基本抑制了凝固缺陷的形成,同时有效地将常规铸造Be-Al合金热物性能提升至接近美国商用铸造Be-Al合金的水平。合金凝固行为和组织形貌对熔体过冷度及凝固速率高度敏感。
谷立东,应韬,杨剑英,李德江,曾小勤[8]（2020）在《变形及热处理对Al-Sc二元合金力学性能与导电性能的影响》文中指出研究了Al-x Sc（x=0、0.10%、0.45%、0.70%）合金在挤压变形、拉拔变形和热处理过程中的力学性能和导电性能的变化。结果表明,铸态Al-Sc二元合金的强度都随Sc含量的增加而增加,而电导率逐渐降低。挤压变形后,Al-Sc合金的晶粒均有所细化,屈服和抗拉强度大幅提升,塑性略有下降;拉拔变形后,加工硬化使各Al-Sc合金的强度进一步提高,伸长率大幅降至1%左右;经过400℃保温2 min+300℃保温150 min的热处理后,Al-Sc合金的伸长率大幅提升,纯铝和Al-0.1%Sc合金的强度降低,然而添加0.45%和0.70%Sc的合金强度却有所升高,这主要是由于热处理后含Sc第二相析出导致的。两种变形过程对Al-Sc合金电导率的影响很小,热处理可通过分解铝钪固溶体大幅提高Al-Sc合金的电导率。最终制备的Al-0.45%Sc合金屈服强度,伸长率和电导率分别为210 MPa,7.2%,34.8×106S/m,兼具良好的力学性能和导电性能。
仲建华[9]（2020）在《X2A66铝锂合金的高温变形性能和机制研究》文中研究指明为了解决机身重量大的问题,国内外的很多学者都将研究重点放在了开展整体机身壁板结构及其制造技术的研究,在研究期间设计出了很多机身壁板结构,其中最具代表性的是蒙皮加长桁焊接结构和胶接结构。而铝锂合金无余量整体挤压壁板结构和这些壁板结构相比,分散率低,质量可靠性高,抗老化,耐热性高,使用寿命长。X2A66作为我国自主研发的新型铝锂合金,与其它合金相比具有较低的密度以及较高的弹性模量,同时它还具有良好的加工成形性(极限抗拉强度最高可达510 MPa,同时延伸率高于8%,KIC可达30 MPa12以上)、高强高韧、耐腐蚀、热稳定性好等优良的性能,非常适合制造飞机整体壁板结构。由于机身挤压过程需要在高温条件下进行,因此分析高温变形对材料微观变形机制的影响对提升材料的成形性能具有十分重要的意义。本文研究了高温拉伸过程中X2A66铝锂合金的微观组织演变、高温拉伸性能和高温变形机制。通过熔炼和浇铸制备了X2A66合金,对得到的铸锭进行400℃/12 h+500℃/36 h双级均匀化处理,利用两辊可逆轧机制成厚度为3.0 mm的板材。利用拉伸试验机分别在300℃、350℃、400℃和450℃进行了拉伸至失效实验(10-2 s-1,10-3 s-1)和变化应变率实验(5.75×10-5 s-1～2.49×10-2 s-1),并利用光学金相显微镜和扫描电子显微镜对显微组织进行了观察和分析。实验数据表明,在10-2s-1、450℃以及10-3s-1、400℃和450℃条件下,X2A66合金的伸长率超过100%,最大伸长率为130.51%。合金的变形机制随着温度的变化发生了改变,由第二相粒子增强变为位错攀移蠕变。应力指数n随着温度的增加而降低,由12.75降到3.92。在伸长率超过100%的实验条件下,应力指数分别为n≈3.48和n≈3.04。蠕变激活能分别为Q=142.9 k J·mol-1和Q=131.9k J·mol-1。
王国军,路丽英,丛福官[10]（2019）在《含Sc变形铝合金的研究现状及其发展趋势探讨》文中指出简述了Sc在铝合金中的主要作用,重点介绍了含Sc铝合金的发展现状及制约其应用的主要因素,归纳了含Sc合金的主要应用情况,同时对含Sc铝合金的发展做了展望,并提出相应建议。
二、Al-Sc二元合金动态再结晶研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、Al-Sc二元合金动态再结晶研究（论文提纲范文）
（1）新型混晶结构Al-Mg基合金力学性能与热稳定性机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 铝合金室温强化机制 |
| 1.2.1 固溶强化和位错强化 |
| 1.2.2 晶界强化 |
| 1.2.3 析出强化 |
| 1.2.4 团簇强化 |
| 1.3 高强塑铝合金研究进展 |
| 1.3.1 强塑性同时提高策略 |
| 1.3.2 高强塑混晶结构Al-Mg合金研究进展 |
| 1.4 晶粒生长及热稳定性机制 |
| 1.4.1 晶粒生长热力学和动力学分析 |
| 1.4.2 热力学稳定机制 |
| 1.4.3 动力学稳定机制 |
| 1.5 高温超塑性研究进展 |
| 1.5.1 超塑性材料分类 |
| 1.5.2 超塑性变形机制 |
| 1.5.3 Al-Mg合金超塑性研究进展 |
| 1.6 本论文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验原材料及熔炼制备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 ECAP实验 |
| 2.2.2 轧制实验 |
| 2.2.3 拉伸性能测试 |
| 2.2.4 维氏显微硬度测试 |
| 2.2.5 微观组织表征 |
| 2.3 实验技术路线 |
| 第3章 等通道转角挤压高固溶Al-7Mg合金组织与超塑性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 ECAP Al-7Mg合金微观组织 |
| 3.2.1 混晶组织 |
| 3.2.2 溶质Mg原子分布 |
| 3.3 ECAP Al-7Mg合金室温及高温拉伸性能 |
| 3.4 混晶结构Al-7Mg合金高温拉伸过程中微观组织演变 |
| 3.4.1 微观组织 |
| 3.4.2 组织热稳定性分析 |
| 3.5 CDRX对超塑性变形作用机制分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 衬板控轧Al-Mg-Sc合金组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-7Mg和 Al-7Mg-Sc合金微观组织 |
| 4.2.1 初始材料微观组织 |
| 4.2.2 衬板控轧合金微观组织 |
| 4.2.3 晶粒取向和混晶组织形成机制分析 |
| 4.3 衬板控轧Al-7Mg和 Al-7Mg-Sc合金退火行为 |
| 4.3.1 微观硬度 |
| 4.3.2 高温退火过程中微观组织演变 |
| 4.4 室温及高温拉伸性能 |
| 4.5 Al_3Sc析出相对高温拉伸性能影响机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 衬板控轧Al-Mg-Sc-Zr合金组织与强塑性机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 挤压合金微观组织和室温拉伸性能 |
| 5.3 衬板控轧合金微观组织和室温拉伸性能 |
| 5.4 衬板控轧Al-7Mg-0.3Sc-0.1Zr合金高强塑性机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 衬板控轧Al-Mg-Sc-Zr合金组织热稳定性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 衬板控轧Al-7Mg-Sc-Zr合金退火行为 |
| 6.2.1 微观硬度演变 |
| 6.2.2 微观组织演变 |
| 6.3 退火态Al-7Mg-Sc-Zr合金微观硬度演变机制 |
| 6.4 高温退火过程中组织演变行为分析 |
| 6.4.1 再结晶行为 |
| 6.4.2 再结晶晶粒长大动力学 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（2）稀土微合金化Al-Zn-Mg-Cu合金均匀性调控与变形中的微结构演变（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu合金概述 |
| 1.2.1 国内外Al-Zn-Mg-Cu合金发展概况 |
| 1.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金成分分析 |
| 1.2.3 稀土Sc在高强Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中的存在机理 |
| 1.2.4 均匀化工艺简介 |
| 1.3 等径角挤压技术概述 |
| 1.3.1 ECAP国内外研究现状 |
| 1.3.2 ECAP变性原理 |
| 1.3.3 ECAP主要影响参数 |
| 1.3.4 ECAP的强化机理 |
| 1.4 课题来源、研究内容及其意义 |
| 1.4.1 课题来源 |
| 1.4.2 课题研究内容 |
| 1.4.3 课题研究意义 |
| 第二章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金实验材料制备 |
| 2.2.2 实验材料 |
| 2.2.3 合金熔炼与浇铸 |
| 2.3 实验工艺流程设计 |
| 2.3.1 铝合金均匀化处理 |
| 2.3.2 ECAP模具与工艺 |
| 2.3.3 有限元数值模拟 |
| 2.4 合金微观组织表征 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 差示扫描量热(DSC)分析 |
| 2.4.3 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.4.5 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.4.6 硬度测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 稀土微合金化Al-Zn-Mg-Cu合金均匀化研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 均匀化工艺设定 |
| 3.3 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金铸态试样微观结构分析 |
| 3.4 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金均匀化试样微观结构分析 |
| 3.4.1 合金均匀化处理金相组织分析 |
| 3.4.2 合金均匀化处理SEM及能谱分析 |
| 3.4.3 合金均匀化处理TEM分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 稀土微合金化Al-Zn-Mg-Cu合金ECAP研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 ECAP中Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金破损分析 |
| 4.3 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金ECAP变形微观组织分析 |
| 4.3.1 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金ECAP变形金相与SEM分析 |
| 4.3.2 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金ECAP变形EBSD分析 |
| 4.3.3 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金ECAP变形XRD分析 |
| 4.3.4 Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金ECAP变形TEM分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（3）含Sc铝合金中Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)第二相粒子研究进展（论文提纲范文）
| 1 第二相粒子的应用研究 |
| 2 第二相粒子的形核长大过程研究 |
| 3 第二相粒子的形核长大研究方法论 |
| 4 结语 |
（4）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 |
（5）Zr/Er微合金化及大塑性变形Al-Fe合金组织和性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝合金导体材料研究现状 |
| 1.3 Al-Fe合金 |
| 1.3.1 Al-Fe导体材料的研究现状 |
| 1.3.2 Al-Fe导体材料存在的问题 |
| 1.4 合金元素对铝合金导体材料的影响 |
| 1.4.1 Ce、La |
| 1.4.2 Sc、Zr、Er |
| 1.4.3 Al_3M的基本性质及其对铝合金性能的影响 |
| 1.5 大塑性变形(SPD)对铝合金导体材料的影响 |
| 1.5.1 大塑性变形 |
| 1.5.2 大塑性变形对合金性能的影响 |
| 1.5.3 大塑性变形对合金微观组织的影响 |
| 1.6 课题的提出及主要研究内容 |
| 1.6.1 课题的提出 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热处理工艺和加工方法 |
| 2.2.1 热处理工艺及轧制变形 |
| 2.2.2 高压扭转变形(HPT) |
| 2.2.3 等通道挤压变形(ECAP) |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 电导率测试 |
| 2.3.2 硬度测试 |
| 2.3.3 拉伸性能测试 |
| 2.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.5 微观组织表征 |
| 2.5.1 金相分析 |
| 2.5.2 扫描电镜及能谱分析 |
| 2.5.3 EBSD测试及分析 |
| 2.5.4 透射电镜分析 |
| 3 Zr和 Er微合金元素对Al-0.4Fe合金组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 铸态合金微观组织表征 |
| 3.2.2 均匀化合金微观组织表征 |
| 3.2.3 冷轧和退火态合金微观组织表征 |
| 3.2.4 合金力学性能和电导率 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 Zr和 Er对 Al-0.4Fe合金细化、变质机理 |
| 3.3.2 Zr和 Er对 Al-0.4Fe合金力学性能的影响 |
| 3.3.3 Zr和 Er对 Al-0.4Fe合金电导率的影响 |
| 3.4 小结 |
| 4 高压扭转(HPT)变形对Al-0.4Fe-0.15Zr-0.25Er合金组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 合金微观组织表征 |
| 4.2.2 合金织构表征 |
| 4.2.3 合金硬度和电导率测试 |
| 4.2.4 变形合金中Al_3(Zr,Er)的低温析出 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 HPT变形对合金微观组织的影响 |
| 4.3.2 HPT变形对合金硬度的影响 |
| 4.3.3 HPT变形对合金电导率的影响 |
| 4.3.4 HPT变形合金中Al_3(Zr,Er)低温析出机理 |
| 4.4 小结 |
| 5 等通道挤压(ECAP)变形对Al-0.4Fe-0.1Zr-0.2Er合金组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 合金微观组织表征 |
| 5.2.2 合金力学性能测试 |
| 5.2.3 合金电导率测试 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 ECAP变形对合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 EACP变形对合金力学性能的影响 |
| 5.3.3 ECAP变形对合金电导率的影响 |
| 5.4 小结 |
| 6 大塑性变形Al-Fe-Zr-Er合金中纳米结构缺陷表征及形成机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 纳米结构缺陷表征 |
| 6.2.1 层错和纳米孪晶表征 |
| 6.2.2 位错表征 |
| 6.2.3 纳米孪晶的热稳定性 |
| 6.3 纳米结构缺陷形成机理分析 |
| 6.3.1 层错和纳米孪晶形成机理 |
| 6.3.2 全位错存在机理 |
| 6.3.3 “Z”字型孪晶形成机理 |
| 6.4 小结 |
| 7 结论、创新点及展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在攻读学位期间发表的论文目录 |
| B.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（6）稀土改性Al-2Fe合金的结晶、微结构及塑性变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铝-铁合金概述 |
| 1.2 铝-铁合金组织和性能的改善措施 |
| 1.2.1 机械合金化 |
| 1.2.2 塑性变形 |
| 1.2.3 快速凝固 |
| 1.2.4 施加物理场 |
| 1.2.5 合金化 |
| 1.3 稀土改性铝-铁合金研究进展 |
| 1.4 稀土铝合金热力学计算的研究 |
| 1.5 研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料及制备工艺 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 熔炼及浇注 |
| 2.1.3 均匀化退火 |
| 2.1.4 轧制工艺 |
| 2.2 结晶过程的热分析 |
| 2.2.1 DSC分析 |
| 2.2.2 冷却曲线测定 |
| 2.3 热压缩变形试验 |
| 2.4 成分分析 |
| 2.5 显微组织及物相分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 常温及高温拉伸试验 |
| 2.6.2 维氏硬度 |
| 第三章 稀土对Al-2Fe合金结晶特性的影响 |
| 3.1 富Ce混合稀土对Al-2Fe合金结晶特性的影响 |
| 3.1.1 冷却曲线及组织分析 |
| 3.1.2 结晶特征值分析 |
| 3.1.3 结晶机理分析 |
| 3.2 Er对 Al-2Fe合金结晶特性的影响 |
| 3.2.1 冷却曲线及组织分析 |
| 3.2.2 结晶特征值分析 |
| 3.2.3 结晶机理分析 |
| 3.3 Al-Fe和 Al-RE合金的热力学分析 |
| 3.3.1 二元合金系热力学性质 |
| 3.3.2 Al_3Fe、Al_(11)Ce_3和Al_3Er相的形成能 |
| 3.3.3 讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 富Ce混合稀土对Al-2Fe合金组织及性能的影响 |
| 4.1 富Ce混合稀土对Al-2Fe合金组织的影响 |
| 4.1.1 铸态组织 |
| 4.1.2 均匀化退火态的组织 |
| 4.2 力学性能分析 |
| 4.3 富Ce混合稀土在Al-2Fe合金中的作用机理 |
| 4.3.1 对α-Al的细化作用 |
| 4.3.2 对Al_3Fe的变质作用 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 稀土Er对 Al-2Fe合金组织及性能的影响 |
| 5.1 Er对 Al-2Fe合金组织的影响 |
| 5.1.1 铸态组织 |
| 5.1.2 均匀化退火态的组织 |
| 5.2 力学性能分析 |
| 5.3 Er在 Al-2Fe合金中的作用机理 |
| 5.3.1 在铸态合金中的作用机理 |
| 5.3.2 在均匀化退火过程中的作用机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Er改性Al-2Fe合金的热压缩流变行为及热加工图 |
| 6.1 真应力应变曲线及热压缩变形行为分析 |
| 6.2 热压缩变形的本构方程 |
| 6.2.1 本构关系理论模型 |
| 6.2.2 本构方程参数确定 |
| 6.2.3 本构方程的建立 |
| 6.2.4 本构方程的验证 |
| 6.3 热加工图的建立 |
| 6.3.1 基于动态材料模型的热加工图理论 |
| 6.3.2 热加工图的数值运算 |
| 6.3.3 热加工图 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 Er改性Al-2Fe合金轧制变形行为的研究 |
| 7.1 热轧板的组织与织构 |
| 7.1.1 组织分析 |
| 7.1.2 织构分析 |
| 7.2 冷轧板的组织与织构 |
| 7.2.1 组织分析 |
| 7.2.2 织构分析 |
| 7.2.3 轧制变形织构的演变规律 |
| 7.3 力学性能及断口分析 |
| 7.3.1 常温力学性能及拉伸断口形貌 |
| 7.3.2 高温力学性能及断口附近组织 |
| 7.4 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
| 个人简历 |
（7）铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 物理量名称及符号表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Be及Be-Al合金的性质与应用 |
| 1.1.1 金属Be的基本性质 |
| 1.1.2 Be-Al合金的基本性质 |
| 1.1.3 Be-Al合金的制备与应用 |
| 1.1.4 铸造Be-Al合金的组织特点 |
| 1.2 铸造Be-Al合金研究现状 |
| 1.2.1 组织改性 |
| 1.2.1.1 合金元素的影响 |
| 1.2.1.2 熔体快速/准快速凝固的影响 |
| 1.2.2 合金热处理 |
| 1.2.3 力学模型与断裂机制 |
| 1.2.3.1 力学模型 |
| 1.2.3.2 断裂机制 |
| 1.3 合金元素的选择 |
| 1.4 本论文研究背景、内容与意义 |
| 1.4.1 研究背景与意义 |
| 1.4.2 研究目标与内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 合金熔炼 |
| 2.2.2.1 真空非自耗电弧熔炼 |
| 2.2.2.2 吸铸与单辊快淬 |
| 2.2.2.3 真空感应熔炼 |
| 2.3 合金热处理与热加工 |
| 2.3.1 热处理 |
| 2.3.2 热变形模拟 |
| 2.4 合金组织、成分与物相分析 |
| 2.4.1 金相显微组织分析(OM) |
| 2.4.2 晶粒尺寸分析 |
| 2.4.3 化学成分分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.4.6 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.4.7 飞行时间-二次离子谱分析(Tof-SIMS) |
| 2.4.8 X射线光电子能谱分析(XPS) |
| 2.4.9 原子力显微镜(AFM)分析 |
| 2.5 热分析 |
| 2.6 内部缺陷分析 |
| 2.7 性能分析 |
| 2.7.1 维氏硬度分析 |
| 2.7.2 纳米压痕分析 |
| 2.7.3 拉伸性能分析 |
| 2.7.4 电导率分析 |
| 2.7.5 冲击性能分析 |
| 第三章 VAM铸造Be-Al-xSc合金的组织与性能 |
| 3.1 实验过程及合金组成 |
| 3.2 合金微观组织演变 |
| 3.2.1 组织形貌分析 |
| 3.2.2 相组成 |
| 3.2.3 热分析 |
| 3.2.4 组织演变及热性能分析 |
| 3.2.4.1 第二相与Be基体的晶格错配度 |
| 3.2.4.2 Sc对Be-Al合金组织演变的影响 |
| 3.3 合金宏、微观硬度分析 |
| 3.3.1 维氏硬度分析 |
| 3.3.2 纳米压痕分析 |
| 3.3.3 室温拉伸性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 铸造Be-Al-0.4Sc合金组织、性能及热处理条件 |
| 4.1 实验过程及合金成分 |
| 4.2 合金微观组织与相组成 |
| 4.3 合金力学性能 |
| 4.3.1 纳米压痕分析 |
| 4.3.2 室温拉伸性能与强化机制 |
| 4.3.2.1 拉伸力学性能与断口形貌 |
| 4.3.2.2 合金强化机制 |
| 4.3.3 拉伸断裂过程 |
| 4.3.4 合金冲击韧性 |
| 4.3.5 冲击断口形貌 |
| 4.4 Be-Al-0.4Sc合金热处理制度 |
| 4.4.1 均匀化热处理 |
| 4.4.2 均匀化动力学分析 |
| 4.4.2.1 均匀化扩散动力学方程 |
| 4.4.2.2 Sc原子扩散激活能Q |
| 4.4.3 时效热处理 |
| 4.4.3.1 等时时效 |
| 4.4.3.2 等温时效 |
| 4.4.4 Al_3Sc时效析出过程 |
| 4.4.5 热性能分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 铸造Be-Al-0.4Sc合金热压缩变形行为研究 |
| 5.1 铸造Be-Al-0.4Sc合金的高温流变行为 |
| 5.1.1 流变应力-应变曲线 |
| 5.1.2 应变速率和温度对峰值应力的影响 |
| 5.2 本构方程的建立 |
| 5.2.1 材料常数α |
| 5.2.2 应力指数n |
| 5.2.3 变形激活能Qd |
| 5.2.4 合金本构方程 |
| 5.3 热压缩Be-Al-0.4Sc合金组织分析 |
| 5.4 合金热加工图的构建与失稳分析 |
| 5.4.1 加工图理论 |
| 5.4.2 加工图的构建 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 0.4(Sc,Zr)合金化及凝固速率对铸造合金组织和性能的影响 |
| 6.1 实验过程及合金成分 |
| 6.2 铸造Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金组织与相组成 |
| 6.2.1 VAM合金微观组织与物相分析 |
| 6.2.2 VIM合金微观组织与物相分析 |
| 6.2.3 Be_(13)Sc的标准Gibbs自由能 |
| 6.3 铸造Be-Al-0.4Sc-0.4Zr合金微观力学性能 |
| 6.3.1 VAM合金微观力学性能 |
| 6.3.2 VIM合金微观力学性能 |
| 6.3.3 压痕分析与微观力学性能校正 |
| 6.4 凝固速率对铸造合金影响的初步研究 |
| 6.4.1 合金显微组织与性能 |
| 6.4.2 中试合金部件凝固缺陷与性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 展望 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A 读博期间学术成果与活动 |
| 附录B 单辊快淬甩带(临界)凝固速率估算 |
| 致谢 |
（8）变形及热处理对Al-Sc二元合金力学性能与导电性能的影响（论文提纲范文）
| 1 试验方法 |
| 2 试验结果及讨论 |
| 2.1 Al-Sc二元合金的显微组织 |
| 2.2 力学性能 |
| 2.3 导电性 |
| 3 结论 |
（9）X2A66铝锂合金的高温变形性能和机制研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 铝锂合金简介 |
| 1.1.1 铝锂合金概述 |
| 1.1.2 铝锂合金的发展及应用 |
| 1.1.3 合金元素在铝锂合金中的作用 |
| 1.2 铝合金高温变形软化机制 |
| 1.2.1 铝合金的动态回复 |
| 1.2.2 铝合金的动态再结晶 |
| 1.3 铝合金的高温变形机制 |
| 1.3.1 位错机制 |
| 1.3.2 扩散机制 |
| 1.3.3 晶界滑移机制 |
| 1.3.4 第二相粒子增强 |
| 1.4 铝锂合金中的主要析出相 |
| 1.5 课题研究背景 |
| 1.6 课题研究创新点 |
| 2.实验 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 铝锂合金的熔炼 |
| 2.2.1 原材料及熔炼设备 |
| 2.2.2 铝锂合金熔炼工艺 |
| 2.3 铝锂合金的轧制 |
| 2.3.1 双极均匀化处理 |
| 2.3.2 板材轧制 |
| 2.4 高温拉伸实验 |
| 2.4.1 拉伸试样的制备 |
| 2.4.2 拉伸至失效(EF)实验 |
| 2.4.3 变化应变率(SRC)实验 |
| 2.5 金相显微组织观察和断口扫描 |
| 2.5.1 金相显微观察 |
| 2.5.2 断口扫描 |
| 2.6 第二相粒子观察 |
| 2.6.1 拉伸至固定应变实验 |
| 2.6.2 透射电镜观察 |
| 3.X2A66铝锂合金高温拉伸性能及显微组织演变 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验结果分析及讨论 |
| 3.2.1 拉伸至断裂(EF)实验 |
| 3.2.2 高温拉伸变形中显微组织的变化 |
| 3.2.3 拉伸至固定应变实验 |
| 3.3 本章小结 |
| 4.X2A66铝锂合金高温拉伸变形机制 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验结果分析及讨论 |
| 4.2.1 高温变化应变率(SRC)实验 |
| 4.2.2 高温变形机制 |
| 4.3 本章小结 |
| 5.结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、Al-Sc二元合金动态再结晶研究（论文参考文献）
- [1]新型混晶结构Al-Mg基合金力学性能与热稳定性机制研究[D]. 张洪敏. 吉林大学, 2021(01)
- [2]稀土微合金化Al-Zn-Mg-Cu合金均匀性调控与变形中的微结构演变[D]. 唐锴. 合肥工业大学, 2021(02)
- [3]含Sc铝合金中Al3Sc/Al3(Scx,M1-x)第二相粒子研究进展[J]. 陈显明,范莹莹. 特种铸造及有色合金, 2020(09)
- [4]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)
- [5]Zr/Er微合金化及大塑性变形Al-Fe合金组织和性能研究[D]. 孔亚萍. 重庆大学, 2020(02)
- [6]稀土改性Al-2Fe合金的结晶、微结构及塑性变形行为研究[D]. 梁亚红. 内蒙古工业大学, 2020(01)
- [7]铸造Be-Al-Sc系合金设计制备与组织性能研究[D]. 余良波. 中国工程物理研究院, 2020
- [8]变形及热处理对Al-Sc二元合金力学性能与导电性能的影响[J]. 谷立东,应韬,杨剑英,李德江,曾小勤. 铸造技术, 2020(03)
- [9]X2A66铝锂合金的高温变形性能和机制研究[D]. 仲建华. 辽宁科技大学, 2020(02)
- [10]含Sc变形铝合金的研究现状及其发展趋势探讨[A]. 王国军,路丽英,丛福官. 2019年中国铝加工产业年度大会暨中国（邹平）铝加工产业发展高峰论坛论文集, 2019