一、Effect of low temperature melt on solidification structure of A356 alloy with melt thermal treatment（论文文献综述）
郑瀚森[1]（2021）在《高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究》文中研究说明层状复合材料保持了单一组元材料的优点且克服了各自组元材料的不足,具有更优异的综合性能和广泛的工业应用前景。近年来,轨道交通、航空航天、国防军工等领域制动系统轻量化日趋迫切,开发结构功能一体化、短流程低成本制备技术,研制高强耐磨层状铝基复合材料制动部件,实现以铝代钢,具有重要的理论意义和应用价值。本论文以有工程应用背景的制动毂为研究对象,设计了外层耐磨层为SiCp/A357铝基复合材料、内层为7050高强铝合金材料的PAMC/Al层状复合材料制动毂;建立了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合流变铸造仿真模型;采用模拟仿真与实验研究相结合的方法,发展了高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻成型新技术;研究了工艺参数对组织与性能的影响规律,揭示了异种材料固液复合机理,实现了层状复合材料的固液复合,制备了结构功能一体化的高强耐磨层状铝基复合材料铸件。本文的主要研究结果如下:（1）通过模拟仿真与实验验证,研究了流变模锻工艺参数对7050高强铝合金铸件成型性与缺陷的影响。研究表明:铸造热节存在于制动毂轮辐和轮辋交界处,浇铸温度升高、成型比压降低和模具温度升高均会使热节存在时间上升;优化后的流变工艺参数为浇铸温度660℃、成型比压100 MPa、模具温度200℃,7050铝合金制动毂铸件成型良好,无缩孔缩松缺陷。（2）研究了电磁均匀化熔体处理及微合金化对7050高强铝合金流变模锻制动毂铸件组织与性能的影响。研究表明:对7050铝合金熔体施加电磁均匀化熔体处理及0.15 wt.%Sc微合金化处理后,流变模锻7050高强铝合金制动毂铸件组织明显细化,力学性能显着提升,与普通液态模锻相比,平均晶粒尺寸从136.9 μm降低至42.7 μm,抗拉强度由559MPa提升至597MPa,屈服强度由464MPa提升至518MPa,延伸率由6.1%提升至13.7%。（3）通过模拟仿真与实验研究,优化了耐磨环的结构参数,研究了固液复合铸造工艺关键参数对固液结合界面的影响,揭示了实现良好界面结合的规律:确保熔体与耐磨环表面润湿,耐磨环表面需产生一定程度的重熔并与熔体产生熔合结合,且熔合结合处液相共晶区尽量窄。本文实验条件下获得良好界面结合的工艺为:采用化学法去除表面氧化层,耐磨环结构参数为厚度5 mm、高度60 mm,耐磨环预热温度为200℃,加压前等待时间10 s。（4）分析表征了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液结合界面的组织形貌、元素分布、相组成及其力学性能。结果表明,固液界面耐磨环表层组织由细晶区、球化区和枝晶区构成;固液界面SiCp/A357铝基复合材料层存在约250 μm厚的过渡层,界面处存在大量T相和Mg2Si相;T6热处理后固液界面处T相消失生成了新相W相;经过T6热处理后,固液界面处维氏硬度从121.5 HV提升至172.0 HV,界面剪切强度由83.3 MPa提升至124.6 MPa,相比铸态提高了约50%。（5）在上述研究基础上制备了外径470 mm、高度120 mm的大型PAMC/Al层状复合材料制动毂铸件。铸件组织呈细小等轴晶,宏观偏析程度较小,固液界面结合良好。铸件经T6热处理后的力学性能为:轮辋轴向抗拉强度582MPa,屈服强度512 MPa,延伸率7.9%;轮辐的径向抗拉强度590MPa,屈服强度530MPa,延伸率6.4%;轮辐的径向抗剪强度304 MPa。摩擦性能为:摩擦系数0.5776,磨损率3.99×10-7 cm3/（N.m）。台架试验验证结果良好,性能优异,具有较好的工业应用前景。
李强[2]（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》文中研究说明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。
刘栓[3]（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》文中提出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。
闫鹏宇[4]（2021）在《过共晶铝硅合金的蛇形通道复合制备与组织性能控制》文中研究指明过共晶铝硅合金因其低密度、低热膨胀性、高耐磨性而广泛应用于汽车、拖拉机、摩托车、船舶等装备中,但粗大的初生硅和针片状的共晶硅严重地削弱了其力学性能和机加工性能。由于常用的初生硅细化剂和共晶硅变质剂之间会发生化学反应,互相削弱各自的作用,因此,同时充分细化初生硅和有效变质共晶硅十分困难。本文采用纯铜质蛇形通道复合Sr或Sb处理工艺制备半固态浆料,试图同时充分细化初生硅和有效变质共晶硅,并采用半固态流变压铸硅含量分别为17wt.%、22wt.%和28wt.%的过共晶铝硅合金,系统地研究了纯铜质蛇形通道处理、变质剂种类和加入量、浆料制备温度以及硅含量对半固态浆料和流变压铸试样的微观组织演化和力学性能、耐磨性的影响。本文取得以下主要结果。实验发现,利用纯铜质蛇形通道复合Sr、Sb处理工艺可以同时实现过共晶铝硅合金初生硅的充分细化和共晶硅的有效变质,突破了生产过共晶铝硅合金铸件几十年来面临的充分细化初生硅的同时有效变质共晶硅的技术难题,为过共晶铝硅合金铸件的力学性能和其他性能的进一步改善提供了良好的基础。纯铜质蛇形通道工艺可以充分细化过共晶Al-Si合金中的初生硅。蛇形通道内壁的激冷作用促进初生硅的形核,并在后续熔体的冲刷下,初生硅颗粒连续增殖,实现细化。Sr或Sb元素的添加仅轻微地增大了初生硅颗粒的平均尺寸,但作用微乎其微。浆料制备温度为660℃时,A390铝合金浆料中初生硅的平均等效圆直径由60.2 μm细化至25.2μm。随着硅含量的提高,初生硅的细化受到轻微削弱,浆料制备温度为775℃时,Al-22SiM和Al-22Sip合金浆料中的初生硅的平均等效圆直径由75.1 μm分别细化至28.0 μm和29.7μm;当浆料制备温度为830℃时,Al-28Si合金浆料中的初生硅的平均等效圆直径由166.8 μm细化至63.2 μm。Sr虽然通过毒化异质形核质点抑制过共晶铝硅合金中初生硅的形核,但对蛇形通道细化初生硅的影响甚微。Sr可将共晶硅由粗大的针片状有效变质为细小的纤维状,类似于Sr在亚共晶铝硅合金中的变质效果。当Sr加入量分别为0.02 wt.%和0.09 wt.%时,即可将A390铝合金和Al-22Sip合金的半固态浆料中的共晶硅完全变质为纤维状。杂质含量较低的合金更有利于共晶硅的有效变质。在Al-22SiM合金浆料中,Sr加入量增至0.12wt.%,共晶硅仍无明显变质;而在较高纯度的Al-28Si合金浆料中,0.03 wt.%的Sr即可将共晶硅有效变质。Sr主要通过毒化异质形核质点、降低固液界面能和增加硅原子跨越固液界面所需的激活能对初生硅和共晶硅产生影响。Sb加入量的增加导致初生硅形核温度先升后降,超过临界值后,富Sb金属间化合物将先于初生硅形核,对毒化异质形核质点有一定作用,但这种毒化作用很有限。富Sb金属间化合物（AlSb和Mg3Sb2）不能作为初生硅异质形核质点。Sb通过改变初生硅的实际生长过冷度和阻塞初生硅生长的活性位置来改变初生硅的生长速率。Sb可以细化共晶硅,但不能将共晶硅变质为纤维状。Sb加入量达到0.10 wt.%时,A390铝合金浆料中的共晶硅即可充分细化。Sb通过改变液相结构促进Si原子偏聚,进而促进共晶硅的形核。纯铜质蛇形通道复合Sr或Sb处理制备半固态浆料,经流变高压压铸后,初生硅的平均等效圆直径进一步降低,共晶硅变质良好,流变压铸试样的力学性能明显提高。过共晶铝硅合金的断裂方式为准解理断裂,Sr或Sb的添加均不改变其断裂方式。复合Sr变质处理的条件下,当Sr加入量为0.02wt.%,浆料制备温度为700℃时,流变高压压铸A390铝合金中初生硅的平均等效圆直径为15.8μm,得到最优的力学性能,铸态抗拉强度为258±6 MPa,提高了 23%;铸态断后伸长率为0.66±0.05%,提高了 65%。当Sr加入量为0.12 wt.%,浆料制备温度为795℃时,流变高压压铸Al-22Sip铝合金中初生硅的平均等效圆直径为18.2μm,得到最优的力学性能,铸态抗拉强度为255±3 MPa,提高了 38%;铸态断后伸长率为0.46±0.01%,提高了 64%。Sr加剧了流变压铸试样中的宏观偏析,抑制α-Al环的形成倾向,使暴露在液相中的初生硅表面成为共晶硅形核的基底。吸附在初生硅生长台阶上的Sr被截留在初生硅内,导致初生硅颗粒开裂倾向增加。过共晶铝硅合金的磨损方式主要为磨粒磨损、黏着磨损和氧化磨损,随着Sr加入量的增大,磨粒磨损逐渐占据主导。在Al-22Sip合金中,Sr加入量为0.06wt.%时,合金试样的摩擦系数最低,约为0.29±0.02。复合Sb变质处理的条件下,当Sb加入量为0.30 wt.%,浆料制备温度为680℃时,流变高压压铸A390铝合金中初生硅的平均等效圆直径为16.9μm,得到最优的力学性能,铸态抗拉强度为257±6 MPa,提高了 24%;铸态断后伸长率为0.52±0.04%,提高了 44%。初生硅内的富Sb化合物是初生硅解理断裂的裂纹源。
洪鑫[5]（2021）在《电磁搅拌电流突变及不同水淬温度对半固态铝合金初生相形貌的影响》文中认为电磁搅拌技术因其搅拌过程中不易卷入气体,无接触式的搅拌不会污染金属熔体的优点,操作简单方便的同时能较为简易地改变金属的流动状态进而改善金属的金相组织而受到广泛的关注和应用。其中电磁搅拌的两大参数:电流和频率,对铝合金浆料的搅拌状态以至于后期凝固形成的金属组织相貌有着至关重要的影响。在电磁搅拌的过程中对搅拌效果影响较为明显的搅拌电流进行突变,进而引发搅拌状态发生突变,该情况下对熔体中现存枝晶是否产生了二次破碎以及枝晶碎块在受到由于洛伦磁力发生突变而产生的急剧性流动和旋转对合金凝固成型及最终微观形貌的影响的相关研究还未曾考虑,与此相对应的电磁频率还未进行探索。同时,对半固态A356铝合金熔体进行保温完毕后,不同温度下水淬对其初生相的形貌是否产生影响还未曾研究。对此,本课题借以将计算机技术与实验相结合的方式,探究电磁搅拌参数之一的电流值发生突变的情况下,半固态铝合金熔体中电磁场、温度场和流场的变化情况,以及确定与之对应的最佳电磁搅拌频率;保温结束的半固态铝合金熔体在不同水淬温度下温度场的变化情况,以及对初生相形貌的影响规律。探究了在同一搅拌频率下,不同的搅拌电流突变值对磁感应强度、电磁力和温度,以及铝合金熔体中流速的影响;同时探究在同一搅拌电流值突变情况下,不同电磁搅拌频率对铝合金熔体中磁感应强度和电磁力的影响。结果显示,在同一搅拌频率下,随着电磁搅拌电流突变幅值的增大,铝合金熔体受到的磁感应强度、流速和电磁力不断增大,当电流值由2A突变至6A时,磁感应强度、流速和电磁力达到最大值,随着电磁搅拌电流突变幅值的不断增大,浆体内的温度场由于电磁力的作用,分布越来越均匀;同一搅拌电流突变幅值下,随着电磁搅拌频率的增大,铝合金熔体受到的磁感应强度和电磁力出现先增大后减小的现象,其中,搅拌频率为25Hz时,磁感应强度和电磁力达到最大值。初生相形貌当电磁搅拌突变参数为:电流由2A突变至6A,频率为25Hz时,达到最佳。此时,初生相的平均等积圆直径为117.9μm,形状因子为0.71。研究了上述得出的在最佳电磁搅拌突变参数的基础上,在30℃、50℃、70℃、90℃水温下进行水淬对熔体中温度场及初生相形貌的影响。结果显示,四种水温下,A356铝合金熔体的温度下降都很快,但随着水温从30℃、50℃、70℃到90℃依次递增,熔体温度下降速度呈现减缓的趋势,30℃时熔体温度下降最快,90℃时熔体温度下降最慢;随着水温的上升,铝合金熔体的初生相形貌出现先优化后恶化的现象,其中当水淬温度为70℃时,初生相形貌达到最佳,此时的平均等积圆直径为114.4μm,形状因子为0.74。
肖悦辉[6]（2021）在《复合处理对A356铝合金导热与性能影响研究》文中研究指明随着新能源汽车行业的快速发展,电控、电池、电机（简称:三电系统）作为新能源汽车的核心组件日趋轻量化、集成化和精密化,高功耗的电气系统对承载结构材料导热性能也提出了更高的要求。与传统钢材相比,铝合金具有比强度高、导热性能良好、密度小等优点,是新能源汽车三电系统结构件的理想材料。同时,液态成型因具有产品尺寸精度高、金属液利用率佳、充型平稳、致密度高等优点,成为当前新能源汽车行业薄壁复杂结构件重要生产工艺之一,特别是低压铸造工艺具备较高的充型和补缩能力,完美的符合了薄壁复杂壳体结构件的制作工艺需求。本文针对新能源汽车三电系统结构件需求,在A356铸造铝合金基础上,探索通过在Sr/B变质处理基础上通过Sm添加及时效处理提高其导热性能与力学性能的途径;其次,在复合处理材料优化基础上,以薄壁板试样为实验对象,对薄壁板试样液态成型金属模具及工艺进行优化;然后,对优化后的材料液态成型性能进行了研究,探索影响薄壁板试样组织、导热及力学性能的影响因素。主要工作与结果如下:（1）以铸态Sr/B变质A356铝合金为研究对象,研究变质元素Sm和低温时效处理对合金组织、导热与力学性能的影响,优化出导热性能与力学性能都较佳的变质A356合金。结果表明:随Sm元素添加量的逐步增大,合金的力学性能呈先增大后减小的变化趋势,同时热导率呈小幅度的下降趋势。当Sm添加量为0.6wt.%时,铸态Sr/B复合变质A356铝合金的变质效果最好,合金晶粒细化效果明显,拉伸性能显着提升,抗拉强度和伸长率分别为203.7MPa和8.4%,此时合金的热导率为159 W/（m·K）;对铸态Sr/B复合变质A356铝合金进行适当的低温时效处理,合金中将析出部分固溶于基体中的溶质原子,降低晶格畸变,显着提升材料的导热性能,随时效处理时间的延长,铸态Sr/B复合变质A356铝合金热导率呈增长的趋势,拉伸性能呈小幅度下降的趋势,当时效处理10h时,合金的热导率为196.7 W/（m·K）,同时合金的抗拉强度为180.5MPa、伸长率为3.2%。相比商用A356铝合金,其抗拉强度和热导率得到显着提升。（2）在前期研究基础上,采用有限元分析方法,对A356铝合金薄壁板试样低压铸造成型模具及工艺进行了优化。分析所得最优的低压铸造工艺参数为:升液压力40k Pa,升液速度50 mm/s,充型压力50 k Pa,充型速度115 mm/s,保压压力70 k Pa,保压增压速度5k Pa/s,金属液温度700℃,铸型温度450℃。同时运用有限元软件进一步分析了重力浇铸与低压铸造工艺对铝合金薄板件充型、凝固过程的影响。模拟分析结果如下,重力浇铸过程中铝液充型不平稳以及凝固时补缩不足,容易产生困气、缩孔等缺陷;而低压铸造过程中铝液充型平稳且凝固时补缩充分,使得板件成型后整体质量高及缩孔缩松缺陷少。（3）基于所优化的复合处理A356铝合金组份和薄壁板试样成型工艺分析结果,进行了铝合金薄板重力浇铸与低压铸造实验,对比研究了两种成型工艺对铝合金薄板件充型和凝固结果的宏观影响,并对其组织与性能进行分析。结果表明,重力浇铸铝合金薄板存在成型工艺控制一致性较差问题,最终导致薄板卷气位置及表面浇注质量存在较大差异,板件合格率较低,实验样品一致性较差,薄板件近浇口与远浇口区域组织及性能存在较大差异,其中重力浇铸A356合金薄板近浇口与远浇口区域的平均晶粒尺寸分别为55μm、24μm;平均抗拉强度和平均伸长率分别为92.6MPa、115.3MPa、7.5%、13.7%;热导率分别为108.3W/（m·K）、124.5W/（m·K）。重力浇铸0.1B-0.15Sr-0.6Sm-A356合金薄板亦同样如此,近浇口与远浇口区域的平均晶粒尺寸分别为65μm、33μm;平均抗拉强度和平均伸长率分别为105.1 MPa、120.8MPa、8.3%、14.8%;热导率分别为127.8W/（m·K）、145.2 W/（m·K）。而低压铸造薄板件表面光滑,且无明显卷气、缩孔缩松等缺陷,工艺稳定性较好,薄板件近浇口与远浇口区域组织与性能变化较小,其中低压铸造0.1B-0.15Sr-0.6Sm-A356合金薄板近浇口与远浇口区域的平均晶粒尺寸分别为48μm、37μm;平均抗拉强度和平均伸长率分别为130.7 MPa、134.5MPa、13.0%、14.0%;热导率分别为129.3 W/（m·K）、132.7 W/（m·K）。低压铸造0.1B-0.15Sr-0.6Sm-A356合金薄板整体性能低于重力浇铸0.1B-0.15Sr-0.6Sm-A356合金薄板的主要原因为坩埚混料不均,合金变质效果不明显。
刘坤[7]（2021）在《铝合金半固态浆料的剪切/振动耦合亚快速凝固高效制备技术与设备》文中指出本文针对流变成形所需半固态非枝晶浆料的制备,综合考虑现有制备技术的优缺点,设计、搭建了剪切/振动耦合亚快速凝固制备半固态浆料的设备,以Al-8Si合金为研究对象,首先利用COMSOL Multiphysics软件对倾斜板上熔体的流场与温度场进行计算,然后以模拟所得工艺参数实验研究了剪切/振动耦合亚快速凝固工艺参数对半固态浆料的影响,主要结果如下:（1）设计、搭建的剪切/振动耦合亚快速凝固制浆平台,实现了剪切/振动一体化全自动控制,达到了高效率制备高质量半固态浆料的目的。（2）COMSOL Multiphysics模拟结果表明:Al-8Si合金熔体流经倾斜板过程中温度呈线性降低趋势,以流变成形通常应用的固相率为依据,得到合适的制备工艺参数:浇注温度为893K-933K;浇注速度为0.843 Kg/s-2.81 Kg/s;倾斜板的倾斜角度为25°-55°;倾斜板的长度为50 cm-60 cm。（3）实验结果表明:（1）倾斜板通入冷却水增强倾斜板的冷却能力、增加了凝固速率,有效细化了初生相颗粒,有利于获得初生相颗粒细小,圆整的半固态浆料,但固相率较高。（2）随着浇注温度的升高,因熔体的流动速率加快,所产生的剪切作用增强,浆料中初生相颗粒的尺寸减小,形状变圆整,且因冷却时间缩短,固相率减小,倾斜板上Al合金残余量也减少,但当温度超过913K时,因熔体流动速度过快,导致倾斜板作用于熔体的时间太短,一方面使初生相颗粒形成数量减少、尺寸增大,另一方面其形状也变得不规则。（3）随着倾斜板倾斜角度的增大,与浇注温度的升高相似,因剪切力的增大,初生相颗粒尺寸减小,形状变圆整,固相率减小,但当超过45°后,由于熔体流经倾斜板的时间减短,初生相颗粒尺寸增大,且形状变的越不规则。（4）随着振动频率的增大,初生相颗粒的尺寸增大、形状变得不规则,固相率减小。原因是振动频率的增大,导致熔体与倾斜板的接触时间减小而使冷却作用减小,从而形核数量减少,初生相颗粒尺寸增大、固相率减小;再者,振幅减小,剪切作用减弱,所得初生相颗粒形状也变得越不规则。（5）随着浇注速度（即浇包倾转速度）的增大,熔体的流动速率增大,剪切作用加强,使初生相颗粒的尺寸减小、形状变圆整,固相率也随之减小,但当倾转速度超过1.405 Kg/s时,类似地,因流速过快导致倾斜板作用于熔体的时间太短,且倾斜板上熔体层太厚,浆料中初生相颗粒的尺寸增大、形状愈不规则。最后获得的最佳工艺参数为:浇注温度913K,倾斜板角度45°,振动频率60 Hz,浇注速度1.405 Kg/s,所得浆料中初生相颗粒的当量直径为32.45μm,形状因子为1.48。需要指出的是,当浇注速度为2.81 Kg/s,即在该工艺参数下,所得到浆料中初生相颗粒尺寸38.62μm、形状因子是1.66,即初生相颗粒也比较细小、圆整,且制浆效率高。
姜博[8]（2020）在《镁稀土对铝硅合金共晶组织及凝固行为影响机制》文中研究说明随着汽车及航空航天领域的快速发展,对轻量化的需求也越来越高,由于铝硅系合金具有较好的力学性能、耐腐蚀性以及耐磨性在轨道交通及航空航天领域得到了广泛的应用。但常规铸态铝硅合金的显微组织中存在大量粗大条片状共晶硅,显着的降低了铸件的力学性能,限制了铝硅合金的发展及应用。因此,改善共晶硅形貌和尺寸成为提升铸态铝硅合金性能的关键问题,而合金化和变质处理是解决该问题的两种有效手段。本文采用Mg-La和Mg-Gd两种中间合金对Al-Si-Cu铸造合金分别进行变质处理,采用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜以及X射线衍射等表征手段,研究了镁稀土添加量以及与压力作用对合金显微组织及力学性能的影响,阐明了 Mg-La和Mg-Gd中间合金变质处理前后共晶硅的形核及长大机制。对变质后的合金进行保温和多次重熔,研究了保温时间和重熔次数对合金成分、熔体吸气、显微组织以及力学性能影响规律。研究结果表明Mg-La和Mg-Gd两种中间合金对Al-Si-Cu合金中粗大共晶硅都具有显着的变质效果。当两种镁稀土添加量同为1.0wt.%时,共晶硅实现完全变质,经两种中间合金变质后抗拉强度分别为254.7MPa和262.6MPa,与未变质合金性能相比均提升20%以上。未变质共晶硅内部未发现孪晶条带,共晶硅的长大主要为台阶生长机制。经过1.0wt.%Mg-La中间合金变质处理后,共晶硅内部出现大量的单向孪晶条带和纳米团簇颗粒,部分纳米团簇颗粒偏聚并吸附在孪晶条带上,导致共晶硅的<112>生长速度下降,实现细化共晶硅的效果。1.0wt.%Mg-Gd中间合金变质的共晶硅内部出现高密度交互孪晶条带,且交互孪晶呈现70.5°夹角,此时共晶硅沿两个方向生长并呈现分枝现象,即共晶硅的纤维化生长。选取两种镁稀土的添加量同为1.0wt.%时,对合金熔体的吸气性和变质时效性进行研究,研究表明合金熔体经长时间保温和多次重熔都会增加熔体的吸气性并降低变质效果。添加Mg-La合金后铝合金熔体保温时间在0.5h时熔体的吸气量最低为0.15ml/100g,而添加Mg-Gd合金后在1h时吸气量最低为0.18ml/100g。随着重熔次数的增加熔体吸气性均呈现上升趋势。主要是由于活性稀土元素与氧结合形成稀土氧化物,降低了铝与氧结合的倾向,阻碍了气体寄生窗口的形成。但由于保温与重熔过程中稀土与氧结合,熔体中有效变质元素含量降低,导致共晶硅的形核质点和抑制生长作用减弱,因此熔体经长时间保温和反复重熔后失去变质效果。采用挤压铸造工艺研究了镁稀土与压力的交互作用对共晶硅形貌及力学性能的影响规律,结果表明压力可以改变共晶硅的形貌及尺寸,随着压力的增加共晶硅尺寸减小;当压力为180MPa时添加Mg-La合金后的共晶硅平均尺寸仅为1.8μm,其抗拉强度和延伸率分别为287MPa和3.1%。同时金属液在压力的作用下凝固时,随着压力的增加,显微组织中的共晶硅趋于离散分布,两共晶硅的间距增加。根据共晶的J-H经典生长模型,引入压力参数,并在经典凝固理论的基础上建立了共晶硅在压力作用下的生长模型。在压力作用下,熔体中的未变质共晶硅原子扩散受到抑制,阻碍了固液界面台阶处溶质的富集,最优生长的<112>方向受到抑制,实现迟滞性生长并使共晶硅细化。经Mg-La和Mg-Gd变质处理后,压力的作用加剧了共晶硅内部纳米团簇颗粒形成,同时伴有夹角呈70.5°的交互孪晶,其长大方式主要为ⅡT机制。
赵军超[9]（2020）在《电磁搅拌工艺中坩埚形状对半固态铝合金组织影响的研究》文中提出电磁搅拌技术的发展历程虽然很短,但对合金熔体的凝固过程和凝固组织影响极大,且具有非接触、无污染和可控性强等优势与广阔的应用前景,在制造工业领域得到了广泛应用。把握电磁搅拌作用下半固态合金熔体的流动规律,研究其对合金凝固组织演变和组织细化的影响,对能否获得优质浆料并提高合金性能极为重要。本文通过实验与数值模拟相结合的方法,研究了电磁搅拌下非圆坩埚中合金熔体的电磁场、流场及温度场的分布情况,旨在阐明电磁搅拌参数和非圆坩埚长短轴比例参数对半固态A356合金的凝固过程和凝固组织的影响,为制备出性能优良的半固态A356浆料提供技术支撑。研究了非圆坩埚长短轴比例对半固态A356合金固-液相变的影响。随着坩埚长短轴比例的增长,长短轴端点处完全凝固所需时间越来越少,长轴端点处完全凝固所用时间比短轴少。且由于合金熔体内部热传导与热对流的影响,熔体的最高和最低温度都呈现出下降的趋势,下降的幅度较小,但熔体内的最高温度与最低温度的差值随着坩埚长短轴比例的增加而逐渐增大。当熔体完全凝固后,合金只进行热传导,此时合金的温降速度大幅度提高。研究电磁搅拌频率和电流强度对半固态A356合金内电磁场、流场和温度场的影响。非圆坩埚中长短轴上的最大电磁力随着不同的电流强度和电磁频率增加,在径向上逐步增大,到0.8-0.9倍的坩埚半径处的电磁力达到最大值,超过该距离后,电磁力又开始急剧降低。在搅拌时间一定的情况下,电磁频率为30Hz,电流强度为5A时,熔体内部的组织形貌达到最佳。此时,半固态合金初生相的平均等积圆直径为106.1μm,平均形状因子为0.72。在适当电磁频率和电流强度的研究基础上,研究非圆坩埚长短轴比例对半固态A356-Y合金的影响。随着坩埚长短轴比例的增加,长轴上的最大电磁力呈现出先上升后下降的趋势,而短轴上的最大电磁力则呈现出先下降后上升的趋势;当非圆坩埚长短轴比例为1.3时,长轴上的最大电磁力达到最大,而短轴上的最大电磁力达到较小值,合金熔体内的最大流速比其他比例下的最大流速都要大,且流速差值的变化规律整体上与长轴上的最大流速的变化趋势一致,整体上均呈现出先上升后下降的趋势,并且长短轴比例为1.3时熔体的流速差达到较大值。通过实验研究,获得了制备半固态A356合金浆料的适合的工艺参数:电流强度为5A,电磁频率为30Hz,坩埚长短轴比例为1.3。
李泽文[10]（2020）在《电磁搅拌方式对半固态铝合金中温度场和流场的影响》文中进行了进一步梳理铝合金熔体中施加电磁搅拌能明显的影响熔体的流动状态。但是,研究人员对半固态铝合金熔体流动的规律、温度场的分布情况以及铝合金熔体中溶质扩散的认识,还存在一些不足。而半固态铝合金凝固时的温度场、流场等对铝合金的最终坯料影响很大。以往的电磁搅拌工艺研究中,使用的电磁搅拌方法大部分是单向连续电磁搅拌,为了获得更好的传热、传质效果,在半固态铝合金浆料的制备过程中可以改变电磁搅拌方式。但是,传统的合金凝固理论或实验手段,还难以揭示不同电磁搅拌方式对半固态铝合金溶体流动及温度变化的影响。为此,本课题应用数值模拟技术,辅以实验手段,针对复杂的电磁搅拌条件下半固态铝合金熔体中温度场、流场的现象开展必要的研究。在电磁搅拌工艺制备高质量半固态A356铝合金过程中,主要对不同电磁频率、不同电流强度和不同电磁搅拌方式对半固态合金浆料质量的影响进行系统研究。通过改变电磁搅拌参数,控制电磁搅拌过程,提高合金熔体流动速率的同时均匀熔体内的温度场,使合金熔体处于最佳凝固环境;通过添加稀土和改变电磁搅拌方式,增加合金熔体中共晶反应,改变熔体流动速率,增加有效形核率,达到更好的电磁搅拌效果。本课题通过实验研究验证数值模拟的方法,系统研究了电磁搅拌工艺参数以及电磁搅拌方式对半固态A356铝合金电磁场、流场和温度场分布以及凝固组织的影响。采用数值模拟技术,建立磁场二维数值模型和流场三维数值模型,研究不同搅拌参数对磁感应强度、电磁力、半固态铝合金熔体最大流速的影响,以及对初生相形貌的影响。结果表明:由于集（皱）肤效应,合金熔体中的电磁力由内向外逐渐增强,磁感应强度随电磁频率的增大呈现出“中心小,边缘大”的特征,且在结晶器径向的0.8R-0.85 R处达到最大;在电磁搅拌频率25Hz、电流4A、搅拌时间12s时,熔体流速较其他搅拌参数最大;半固态A356铝合金在650℃浇铸后恒温电磁搅拌,在电磁搅拌参数为30Hz、4A时搅拌12s后,590℃保温10min,得到的初生相形貌最佳,此时的平均等积圆直径为80.6μm,平均形状因子为0.78。采用数值模拟技术,建立二维温度场模型,在不同电磁搅拌参数下熔体内受到的最大电磁力基础上,研究单向连续电磁搅拌、不同搅拌参数对半固态A356铝合金熔体中温度分布的影响以及对初生相形貌的影响。结果表明:当电流较小时,电磁频率逐渐增大温度差逐渐减小,且在4A、30Hz时温度差最小,此时温度差为0.826℃;当电流强度增大后,电磁频率逐渐增大温度差出现先减后增的趋势,且在5A、25Hz时温度差最小,此时温度差为0.837℃,在搅拌参数30Hz、4A下温度场最均匀,有利于晶粒细化。半固态A356铝合金在650℃浇铸后恒温电磁搅拌,在电磁搅拌参数为30Hz、4A时搅拌12s条件下得到的初生相形貌最佳,此时平均等积圆直径为73.5μm,平均形状因子为0.79。在相同搅拌参数下,研究不同搅拌方式对合金熔体流场的影响以及合金凝固组织的影响。数值模拟和实验研究结果表明:双向连续电磁搅拌（正转6s,反转6s）比单向连续电磁搅拌（正转12s）和双向间歇电磁搅拌（正转6s,停止1s,反转6s）效果更好;形成和完善了一种制备半固态铝合金浆料的新工艺及制备工艺参数,当铝合金熔体于650℃浇注到铸型中,在4A、30Hz,双向连续电磁搅拌12s（正转6s,反转6s）条件下得到的熔体流速最大,此时铝合金熔体流速x轴最大流速为82mm/s,y轴最大流速为72.5mm/s,z轴最大流速45.6mm/s。此时初生相组织形貌最佳,此时初生相的平均等积圆直径为59.3μm,平均形状因子为0.84。
二、Effect of low temperature melt on solidification structure of A356 alloy with melt thermal treatment（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、Effect of low temperature melt on solidification structure of A356 alloy with melt thermal treatment（论文提纲范文）
（1）高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高强铝合金的铸造成型 |
| 1.2.1 7xxx系铝合金的研究现状 |
| 1.2.2 7xxx铝合金的铸造工艺 |
| 1.2.3 7xxx铝合金流变成型研究进展 |
| 1.3 层状复合材料的成型方法 |
| 1.3.1 离心铸造法 |
| 1.3.2 浸渗法 |
| 1.3.3 铸造复合法 |
| 1.4 层状复合材料的界面结合机理 |
| 1.4.1 固液界面的复合机理 |
| 1.4.2 固液界面的过渡层 |
| 1.4.3 元素扩散及化合物生长对固液界面结合性能的影响 |
| 1.5 本论文研究目的与意义 |
| 1.6 本论文的难点、关键技术及创新点 |
| 1.7 本论文研究内容及技术路线 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 SiCp/A357复合材料 |
| 2.1.2 7050铝合金 |
| 2.2 实验装置 |
| 2.2.1 SiC颗粒预处理装置 |
| 2.2.2 真空搅拌铸造装置 |
| 2.2.3 固液复合铸造装置 |
| 2.2.4 熔体处理装置 |
| 2.2.5 热处理装置 |
| 2.3 有限元模拟仿真 |
| 2.3.1 模拟仿真软件及内容 |
| 2.3.2 几何模型的建立及计算参数 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 化学成分分析 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 室温力学性能分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 摩擦磨损性能分析 |
| 3 7050铝合金流变模锻工艺研究 |
| 3.1 7050铝合金流变模锻工艺仿真优化 |
| 3.1.1 模型建立及计算参数设定 |
| 3.1.2 计算结果及分析 |
| 3.2 实验中各工艺参数对成型性的影响 |
| 3.2.1 模具温度的影响 |
| 3.2.2 浇铸温度的影响 |
| 3.2.3 比压对成型性的影响 |
| 3.3 各工艺参数对微观缺陷的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 7050铝合金流变模锻组织性能调控研究 |
| 4.1 流变模锻成型工艺对组织的影响 |
| 4.1.1 浇铸温度对微观组织的影响 |
| 4.1.2 比压对晶粒形貌的影响 |
| 4.2 7050铝合金组织调控方案 |
| 4.3 7050铝合金制动毂调控前后的组织与性能 |
| 4.4 7050铝合金组织调控优化机理 |
| 4.4.1 微合金化对7050铝合金铸件微观组织与力学性能的影响 |
| 4.4.2 IC-AEMS熔体处理对7050铝合金铸件微观组织和性能的影响 |
| 4.5 7050铝合金层的拉伸断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺研究 |
| 5.1 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺仿真优化 |
| 5.1.1 耐磨环厚度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.2 耐磨环高度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.3 耐磨环预热温度对其内表面升温的影响 |
| 5.2 复合铸造工艺参数对固液界面结合的影响 |
| 5.2.1 耐磨环表面处理对界面结合的影响 |
| 5.2.2 耐磨环预热温度对界面结合的影响 |
| 5.2.3 复合铸造加压前等待时间对界面结合的影响 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合界面的组织与性能 |
| 6.1 固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.1 铸态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.2 T6态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.2 固液复合界面的力学性能 |
| 6.2.1 维氏硬度测试 |
| 6.2.2 剪切性能测试 |
| 6.3 分析和讨论 |
| 6.3.1 固液铸造过程中界面的形成 |
| 6.3.2 剪切断口分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂复合铸造实验 |
| 7.1 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂结构及制备 |
| 7.2 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂组织及性能 |
| 7.2.1 微观组织表征 |
| 7.2.2 性能分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）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 |
（3）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 |
（4）过共晶铝硅合金的蛇形通道复合制备与组织性能控制（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铝合金 |
| 1.2.1 铝合金的分类 |
| 1.2.2 铝硅合金 |
| 1.2.3 提高铝硅合金性能的途径 |
| 1.3 铝硅合金的晶粒细化 |
| 1.3.1 晶粒细化变质的方法 |
| 1.3.2 变质机理 |
| 1.3.3 初生硅的细化和变质 |
| 1.3.4 共晶硅的细化和变质 |
| 1.3.5 初生硅细化和共晶硅变质的同时实现 |
| 2 研究方案 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.3.1 纯铜质蛇形通道浇注系统 |
| 2.3.2 半固态过共晶铝硅合金浆料流变压铸机 |
| 2.4 技术路线图 |
| 2.5 试样制备 |
| 2.5.1 浆料金相试样的制备 |
| 2.5.2 流变压铸拉伸试样的制备 |
| 2.6 试样表征 |
| 2.6.1 合金成分分析 |
| 2.6.2 热分析 |
| 2.6.3 相结构分析 |
| 2.6.4 微观组织与微区成分分析 |
| 2.6.5 微观组织的评定 |
| 2.6.6 拉伸试验 |
| 2.6.7 摩擦磨损试验 |
| 3 复合Sr处理A390合金半固态浆料的组织和凝固过程 |
| 3.1 热分析与相组成 |
| 3.1.1 基于JMatPro软件的热力学计算 |
| 3.1.2 DSC热分析 |
| 3.1.3 A390合金的相组成 |
| 3.2 Sr对A390合金半固态浆料组织的影响 |
| 3.2.1 Sr变质A390合金半固态浆料的组织 |
| 3.2.2 Sr元素对初生硅形核的影响 |
| 3.2.3 Sr元素对共晶硅形核的影响 |
| 3.2.4 Sr元素对初生硅和共晶硅生长的影响 |
| 3.3 纯铜质蛇形通道对A390合金半固态浆料中初生硅的影响 |
| 3.3.1 A390合金挂料的组织 |
| 3.3.2 蛇形通道制备条件下的初生硅形核机制 |
| 3.4 浆料制备温度对A390合金半固态浆料组织的影响 |
| 3.4.1 浆料制备温度对A390合金半固态浆料中初生硅的影响 |
| 3.4.2 浆料制备温度对A390合金半固态浆料中共晶硅相的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 复合Sr处理A390合金流变压铸试样的组织和力学性能 |
| 4.1 热分析与固相率 |
| 4.2 Sr对流变高压压铸A390合金试样组织的影响 |
| 4.2.1 流变高压压铸A390合金试样的组织 |
| 4.2.2 初生硅的形核与长大 |
| 4.2.3 α-Al环的形成 |
| 4.2.4 共晶硅的形核与长大 |
| 4.3 Sr对流变高压压铸A390合金试样偏析行为的影响 |
| 4.3.1 流变高压压铸A390合金试样的偏析行为 |
| 4.3.2 流变高压压铸过程中的液相偏析 |
| 4.3.3 Sr元素对合金成分偏析的影响 |
| 4.4 Sr对流变高压压铸A390合金试样力学性能与断裂行为的影响 |
| 4.4.1 流变高压压铸A390合金试样的力学性能 |
| 4.4.2 流变高压压铸A390合金试样的断裂形貌 |
| 4.4.3 流变高压压铸A390合金试样的断裂机制 |
| 4.4.4 Sr元素对流变高压压铸A390合金试样断裂行为的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 复合Sb处理A390合金试样的组织和力学性能 |
| 5.1 热分析 |
| 5.2 Sb对A390合金半固态浆料组织的影响 |
| 5.2.1 Sb变质A390合金半固态浆料的组织 |
| 5.2.2 Sb元素对初生硅相的影响 |
| 5.2.3 Sb元素对共晶硅相的影响 |
| 5.3 Sb对A390合金流变压铸试样组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 Sb对流变高压压铸A390合金试样组织的影响 |
| 5.3.2 Sb对流变高压压铸A390合金试样力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 复合处理对高硅Al-Si合金试样的组织和性能的影响 |
| 6.1 硅含量与杂质对高硅Al-Si合金浆料中初生硅细化的影响 |
| 6.1.1 硅含量对高硅Al-Si合金浆料中初生硅细化的影响 |
| 6.1.2 杂质对高硅Al-Si合金浆料中初生硅细化的影响 |
| 6.2 变质剂对高硅Al-Si合金浆料中Si相的影响 |
| 6.2.1 Sr元素对高硅Al-Si合金浆料中Si相的影响 |
| 6.2.2 Sb元素对高硅Al-Si合金浆料中Si相的影响 |
| 6.3 复合处理高硅铝合金流变压铸试样的组织和性能 |
| 6.3.1 复合Sr处理对流变压铸试样组织的影响 |
| 6.3.2 复合Sr处理对过共晶铝硅合金试样力学性能的影响 |
| 6.3.3 复合Sr处理对过共晶铝硅合金试样耐磨性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 8 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）电磁搅拌电流突变及不同水淬温度对半固态铝合金初生相形貌的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属半固态成形技术 |
| 1.2.1 半固态成形技术概述 |
| 1.2.2 半固态成形技术的研究现状及应用 |
| 1.3 半固态金属熔体流动对凝固组织的细化机理 |
| 1.4 电磁搅拌法的原理与特点 |
| 1.5 电磁搅拌技术的应用及研究现状 |
| 1.6 数值模拟技术在电磁搅拌中的应用 |
| 1.7 研究的内容、创新点及意义 |
| 第二章 实验材料、设备及方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验合金 |
| 2.1.2 实验化学品 |
| 2.1.3 实验设备 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 电磁搅拌参数突变对铝合金熔体内电磁场的影响 |
| 2.2.2 电磁搅拌参数突变对铝合金熔体中流场及温度场的影响 |
| 2.2.3 最佳搅拌参数下不同凝固温度对铝合金金相组织的影响 |
| 2.3 实验步骤 |
| 2.3.1 铝锭的制取 |
| 2.3.2 试样的制取与观察 |
| 第三章 数值模拟模型的设计、计算及模拟步骤 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模型建立与网格划分 |
| 3.3 模型假设 |
| 3.4 参数设置 |
| 3.4.1 实验材料参数 |
| 3.4.2 实验设备参数 |
| 3.5 模型计算方程 |
| 3.5.1 电磁场方程 |
| 3.5.2 温度场方程 |
| 3.5.3 流场方程 |
| 3.6 磁-流耦合模拟过程及计算流程 |
| 3.6.1 电磁场的模拟 |
| 3.6.2 流场和温度场的模拟 |
| 3.6.3 模拟计算流程 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 搅拌电流突变对铝合金熔体内电磁场、温度场和流场的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 搅拌电流突变对磁感应强度及电磁力的影响 |
| 4.2.1 搅拌电流强度参数突变对磁感应强度的影响 |
| 4.2.2 搅拌电流强度参数突变对电磁力的影响 |
| 4.3 搅拌电流突变对温度场及流场的影响 |
| 4.3.1 搅拌电流强度参数突变对温度场的影响 |
| 4.3.2 搅拌电流强度参数突变对流场的影响 |
| 4.4 实验过程 |
| 4.5 结果对比与分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 水淬温度对半固态A356 铝合金熔体金相组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同水淬温度下熔体凝固过程中温度场的变化 |
| 5.3 实验过程 |
| 5.4 结果对比与分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（6）复合处理对A356铝合金导热与性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铸造铝合金分类及应用 |
| 1.3 高导热铸造铝合金研究现状 |
| 1.3.1 导热机理 |
| 1.3.2 合金元素对铸造铝合金导热性能的影响 |
| 1.3.3 成型工艺对铸造铝合金导热性能的影响 |
| 1.3.4 热处理工艺对铸造铝合金导热性能的影响 |
| 1.4 铸造铝合金流动性能 |
| 1.4.1 影响合金流动性因素 |
| 1.4.2 液态合金流动停止机理 |
| 1.5 液态成型工艺 |
| 1.5.1 重力浇铸工艺研究现状 |
| 1.5.2 低压铸造原理及工艺介绍 |
| 1.5.3 低压铸造发展历程及研究现状 |
| 1.6 课题研究内容及意义 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验材料与设备仪器 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 设备仪器 |
| 2.3 合金样品制备 |
| 2.3.1 熔炼前准备 |
| 2.3.2 熔炼及浇铸 |
| 2.4 合金分析测试方法 |
| 2.4.1 金相显微组织观察 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电镜与能谱分析 |
| 2.4.4 拉伸性能测试 |
| 2.4.5 导热性能测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 变质与时效处理对Sr/B复合变质A356 铝合金组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Sm对 Sr/B变质A356 铝合金成型及性能的影响 |
| 3.2.1 合金组织分析 |
| 3.2.2 Sm对合金拉伸性能的影响 |
| 3.2.3 Sm对合金导热性能的影响 |
| 3.3 低温时效对Sr/B复合变质A356 铝合金组织及性能的影响 |
| 3.3.1 合金组织分析 |
| 3.3.2 低温时效对合金拉伸性能的影响 |
| 3.3.3 低温时效对合金导热性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 A356 铝合金薄板液态成型工艺及模具优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铝合金薄板液态成型模具优化与工艺参数采集 |
| 4.2.1 加热系统设计 |
| 4.2.2 排溢系统设计 |
| 4.2.3 监测系统设计 |
| 4.3 A356 铝合金薄板重力浇铸充型过程数值模拟 |
| 4.4 A356 铝合金薄板低压铸造成型工艺设计 |
| 4.4.1 A356 铝合金薄板低压铸造工艺参数设计 |
| 4.4.2 A356 铝合金薄板低压铸造充型过程数值模拟 |
| 4.5 A356 铝合金薄板充型实验探究 |
| 4.5.1 重力浇铸实验结果与分析 |
| 4.5.2 低压铸造实验结果与分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 液态成型A356 铝合金薄板组织与性能研究 |
| 5.1 重力浇铸对铝合金薄板性能的影响 |
| 5.1.1 合金组织分析 |
| 5.1.2 拉伸性能实验 |
| 5.1.3 导热性能实验 |
| 5.2 低压铸造对铝合金薄板性能的影响 |
| 5.2.1 合金组织分析 |
| 5.2.2 拉伸性能实验 |
| 5.2.3 导热性能实验 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得与学位论文相关的成果 |
| 致谢 |
（7）铝合金半固态浆料的剪切/振动耦合亚快速凝固高效制备技术与设备（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝合金的加工与应用概括 |
| 1.2 半固态成形技术的概念与特点 |
| 1.3 半固态成形的基本工艺路线 |
| 1.4 半固态成形技术的应用现状 |
| 1.5 半固态流变成形技术概括 |
| 1.6 金属半固态浆料的制备技术 |
| 1.6.1 旋转热焓平衡法制浆技术 |
| 1.6.2 气泡扰动法制浆技术 |
| 1.6.3 机械搅拌法制浆技术 |
| 1.6.4 电磁搅拌法制浆技术 |
| 1.6.5 冷却倾斜板浇注法制浆技术 |
| 1.6.6 其他制浆技术 |
| 1.7 有限元模拟在半固态浆料制备过程中的应用 |
| 1.8 本文的研究目的与研究内容 |
| 1.8.1 研究目的 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 第2章 高质量铝合金半固态浆料高效制备技术平台的搭建 |
| 2.1 剪切/振动耦合亚快速凝固制浆设备平台的整体设计与构建 |
| 2.2 剪切/振动耦合亚快速凝固制浆设备的调试 |
| 2.2.1 剪切/振动耦合亚快速凝固制浆设备的控制 |
| 2.2.2 导流器结构的改造 |
| 2.2.3 倾斜板结构的设计 |
| 2.2.4 倾斜板涂层的选择 |
| 2.2.5 倾斜板振动方向和功率的选择 |
| 2.2.6 取样方法的优化 |
| 2.3 小结 |
| 第3章 剪切/振动耦合亚快速凝固制浆中温度场与固相分数的数值模拟 |
| 3.1 COMSOL Multiphysics数值模拟仿真软件 |
| 3.1.1 COMSOL Multiphysics简介 |
| 3.1.2 COMSOL Multiphysic的优势 |
| 3.1.3 COMSOL Multiphysics模拟步骤 |
| 3.1.4 多物理场耦合求解方法 |
| 3.2 流体动力学与传热模型 |
| 3.2.1 流体动力学模型 |
| 3.2.2 传热模型 |
| 3.3 铝合金的物性参数、流变成形常用固相分数与工艺参数的选择 |
| 3.3.1 Al-8Si合金的物性参数 |
| 3.3.2 流变成形常用的固相分数 |
| 3.3.3 模拟工艺参数 |
| 3.4 模拟过程 |
| 3.4.1 模拟假设 |
| 3.4.2 建立几何模型 |
| 3.4.3 边界条件的设置 |
| 3.4.4 求解设置及后处理 |
| 3.5 模拟结果与讨论 |
| 3.5.1 浇注温度对温度场与固相分数的影响 |
| 3.5.2 浇注速度对温度场与固相分数的影响 |
| 3.5.3 倾斜板的倾斜角度对温度场与固相分数的影响 |
| 3.5.4 倾斜板的长度对温度场与固相分数的影响 |
| 3.6 小结 |
| 第4章 制浆工艺参数对Al-8Si合金半固态浆料的影响 |
| 4.1 实验过程 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验设备 |
| 4.1.3 实验方法 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 冷却水对半固态浆料组织的影响 |
| 4.2.2 浇注温度对半固态浆料组织的影响 |
| 4.2.3 倾斜板的倾斜角度对半固态浆料组织的影响 |
| 4.2.4 振动频率对半固态浆料组织的影响 |
| 4.2.5 浇注速度对半固态浆料组织的影响 |
| 4.3 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（8）镁稀土对铝硅合金共晶组织及凝固行为影响机制（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 铸造铝硅合金及合金元素的作用 |
| 1.3 铸造铝硅合金常用变质剂 |
| 1.3.1 Na变质 |
| 1.3.2 Sr变质 |
| 1.3.3 Sc变质 |
| 1.3.4 稀土变质 |
| 1.4 外场作用下Al-Si合金凝固行为研究现状 |
| 1.4.1 超声场作用Al-Si合金的凝固行为 |
| 1.4.2 磁场搅拌对Al-Si合金的凝固行为 |
| 1.4.3 压力作用下Al-Si合金的凝固行为 |
| 1.5 共晶Si变质机制研究现状 |
| 1.5.1 共晶Si的形核机制 |
| 1.5.2 共晶Si的长大机制 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验方案及技术路线 |
| 2.2 试验材料及产品介绍 |
| 2.2.1 合金材料成分 |
| 2.2.2 铸造产品介绍 |
| 2.3 试验设备及模具 |
| 2.3.1 挤压铸造模具 |
| 2.3.2 挤压铸造设备 |
| 2.3.3 合金熔炼合金及氢含量检测 |
| 2.3.4 挤压铸造 |
| 2.3.5 固溶及时效处理 |
| 2.4 显微组织与结构分析 |
| 2.4.1 XRD物相分析 |
| 2.4.2 光学显微组织分析 |
| 2.4.3 扫描电镜显微组织分析 |
| 2.4.4 透射电镜分析 |
| 2.5 力学性能分析 |
| 第3章 镁稀土对合金显微组织及力学性能影响机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 典型共晶硅变质剂及选择 |
| 3.3 镁稀土合金物相组成 |
| 3.3.1 Mg-La中间合金物相组成 |
| 3.3.2 Mg-Gd中间合金物相组成 |
| 3.4 Mg-La变质处理对合金显微组织及力学性能的影响 |
| 3.4.1 Mg-La变质处理后合金的物相组成 |
| 3.4.2 Mg-La变质处理后合金铸态显微组织 |
| 3.4.3 Mg-La添加量对合金铸态力学性能的影响 |
| 3.4.4 Mg-La添加量对合金断口形貌的影响 |
| 3.5 Mg-Gd变质处理对合金显微组织及力学性能的影响 |
| 3.5.1 Mg-Gd变质处理后合金的物相组成 |
| 3.5.2 Mg-Gd变质处理后合金铸态显微组织 |
| 3.5.3 Mg-Gd添加量对合金铸态力学性能的影响 |
| 3.5.4 Mg-Gd添加量对合金断口形貌的影响 |
| 3.6 镁稀土作用下的共晶硅形核及长大机制 |
| 3.6.1 共晶硅的形核机制 |
| 3.6.2 未变质共晶硅的生长机制 |
| 3.6.3 镁稀土变质作用下的共晶硅生长机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 镁稀土对共晶硅变质时效性及重熔性影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 保温时间对熔体吸气及合金成分影响 |
| 4.2.1 保温时间对合金成分影响 |
| 4.2.2 保温时间对合金熔体吸气性影响 |
| 4.2.3 镁稀土作用下合金熔体的除氢机理 |
| 4.3 镁稀土合金保温时间对合金显微组织及力学性能影响 |
| 4.3.1 保温时间对合金显微组织影响 |
| 4.3.2 保温时间对合金力学性能的影响 |
| 4.3.3 保温时间对合金断口形貌的影响 |
| 4.4 重熔次数对熔体吸气及合金成分影响 |
| 4.4.1 重熔次数对合金熔体稀土成分影响 |
| 4.4.2 重熔次数对合金熔体吸气性影响 |
| 4.5 重熔次数对合金显微组织及力学性能影响 |
| 4.5.1 重熔次数对合金显微组织的影响 |
| 4.5.2 重熔次数对合金力学性能的影响 |
| 4.5.3 不同重熔次数后合金的断口形貌 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 压力作用下镁稀土合金对共晶硅的变质机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 压力对未变质合金共晶显微组织的影响 |
| 5.3 压力与镁稀土交互作用对合金显微组织的影响 |
| 5.3.1 压力对Mg-La变质合金显微组织影响 |
| 5.3.2 压力对Mg-Gd变质合金显微组织影响 |
| 5.4 压力对合金力学性能和断口形貌影响 |
| 5.5 共晶间距与压力作用的数学模型 |
| 5.6 压力与镁稀土协同作用下共晶硅的生长机制 |
| 5.6.1 压力作用下未变质共晶硅长大机制 |
| 5.6.2 压力作用下镁稀土变质共晶硅的长大机制 |
| 5.7 T6处理对合金显微组织力学性能的影响 |
| 5.7.1 T6处理对合金显微组织的影响 |
| 5.7.2 T6处理对合金力学性能的影响 |
| 5.7.3 T6处理对合金断口形貌的影响 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（9）电磁搅拌工艺中坩埚形状对半固态铝合金组织影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 半固态金属成形技术概述 |
| 1.2.1 半固态成形技术简介 |
| 1.2.2 半固态成形技术的优点 |
| 1.2.3 半固态合金熔体制备技术 |
| 1.2.4 半固态浆料制备方法 |
| 1.2.5 组织细化机理的研究 |
| 1.3 电磁搅拌技术原理、特点 |
| 1.4 电磁搅拌对合金熔体的研究进展 |
| 1.5 电磁搅拌技术对半固态浆料的应用 |
| 1.6 研究的意义、内容以及创新点 |
| 第二章 实验材料、设备及方案设计 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与设备 |
| 2.2.1 合金材料的选择 |
| 2.2.2 化学用品及稀土的选择 |
| 2.2.3 实验设备的选择 |
| 2.3 实验方案设计 |
| 2.3.1 电流强度、电磁频率对合金微观组织的影响 |
| 2.3.2 非圆坩埚长短轴比例对合金微观组织的影响 |
| 2.4 试样制取与观察 |
| 第三章 数值模拟模型的建立与计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模型建立 |
| 3.2.1 电磁场控制方程 |
| 3.2.2 流场控制方程 |
| 3.2.3 温度场控制方程 |
| 3.3 模型假设 |
| 3.4 模型参数设置 |
| 3.4.1 相变参数设置 |
| 3.4.2 电磁搅拌模型参数设置 |
| 3.5 磁流耦合模拟流程 |
| 3.6 几何模型和网格划分 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 坩埚长短轴比例对合金凝固过程中的固-液相变分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 非圆坩埚长短轴比例和时间对熔体温度变化的影响 |
| 4.3 坩埚长短轴比例对端点处熔体完全固-液相变时温度分布的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 电磁搅拌参数对半固态A356熔体内电磁场、流场和温度场的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 电磁搅拌参数对半固态A356浆料电磁场分布的影响 |
| 5.3 电磁搅拌参数对半固态A356浆料流场分布的影响 |
| 5.4 电流强度和电磁频率对半固态A356浆料温度场分布的影响 |
| 5.5 实验结果与讨论 |
| 5.5.1 电流强度对半固态A356合金初生相的影响 |
| 5.5.2 电磁频率对半固态A356合金初生相的影响 |
| 5.6 分析讨论 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 非圆坩埚长短轴比例对半固态A356-Y合金和稀土运动轨迹的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 坩埚长短轴比例对电磁力的影响 |
| 6.3 坩埚长短轴比例对最大电磁力的影响 |
| 6.4 坩埚长短轴比例对最大流速的影响 |
| 6.5 非圆坩埚长短轴比例对半固态A356-0.5%Y合金熔体温度的影响 |
| 6.6 非圆坩埚长短轴比例对半固态A356合金熔体中稀土Y的运动轨迹的影响 |
| 6.7 实验结果与讨论 |
| 6.8 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（10）电磁搅拌方式对半固态铝合金中温度场和流场的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 半固态加工技术 |
| 1.2.1 半固态浆料制备技术简介 |
| 1.2.2 半固态加工技术现状 |
| 1.3 熔体流动对半固态凝固组织的影响 |
| 1.4 电磁搅拌工艺在半固态加工中的研究进展 |
| 1.5 数值模拟在电磁搅拌技术中的研究进展 |
| 1.6 研究内容与创新点及意义 |
| 1.6.1 研究内容与创新点 |
| 1.6.2 研究意义 |
| 第二章 实验材料、设备与研究方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 研究方案 |
| 2.3.1 电磁搅拌下半固态A356铝合金熔体中电磁场、流场分布的影响 |
| 2.3.2 电磁搅拌下半固态A356铝合金熔体中温度场分布的影响 |
| 2.3.3 电磁搅拌方式对半固态A356铝合金凝固组织的影响 |
| 2.4 实验步骤与金相处理 |
| 2.4.1 实验步骤 |
| 2.4.2 金相处理 |
| 第三章 数值模型的建立、计算及模拟步骤 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模型与网格划分 |
| 3.3 模拟步骤与模拟计算流程 |
| 3.3.1 模拟步骤 |
| 3.3.2 模拟计算流程 |
| 3.4 模型控制方程 |
| 3.4.1 电磁场控制方程 |
| 3.4.2 流场控制方程 |
| 3.4.3 温度场控制方程 |
| 3.5 模型假设 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 电磁搅拌下半固态A356铝合金凝固时电磁场-流场数值模拟与实验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电磁搅拌参数对磁感应强度以及电磁力的影响 |
| 4.3 电磁搅拌参数对结晶器中熔体流场的影响 |
| 4.4 实验过程与结果 |
| 4.4.1 实验过程 |
| 4.4.2 实验结果 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 单向电磁搅拌下半固态A356铝合金熔体中温度场模拟与实验研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 电磁频率和电流强度对温度场的影响 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 不同电磁搅拌方式对熔体流动特性的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模拟结果 |
| 6.2.1 不同电磁搅拌方式下电磁频率对磁感应强度的影响 |
| 6.2.2 不同电磁搅拌方式下电磁频率对电磁力的影响 |
| 6.2.3 不同电磁搅拌方式下电磁频率对熔体流动特性的影响 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
四、Effect of low temperature melt on solidification structure of A356 alloy with melt thermal treatment（论文参考文献）
- [1]高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究[D]. 郑瀚森. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [2]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)
- [3]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
- [4]过共晶铝硅合金的蛇形通道复合制备与组织性能控制[D]. 闫鹏宇. 北京科技大学, 2021(08)
- [5]电磁搅拌电流突变及不同水淬温度对半固态铝合金初生相形貌的影响[D]. 洪鑫. 江西理工大学, 2021
- [6]复合处理对A356铝合金导热与性能影响研究[D]. 肖悦辉. 广东工业大学, 2021
- [7]铝合金半固态浆料的剪切/振动耦合亚快速凝固高效制备技术与设备[D]. 刘坤. 兰州理工大学, 2021(01)
- [8]镁稀土对铝硅合金共晶组织及凝固行为影响机制[D]. 姜博. 哈尔滨理工大学, 2020(04)
- [9]电磁搅拌工艺中坩埚形状对半固态铝合金组织影响的研究[D]. 赵军超. 江西理工大学, 2020
- [10]电磁搅拌方式对半固态铝合金中温度场和流场的影响[D]. 李泽文. 江西理工大学, 2020(01)