一、AZ91合金的压缩行为（论文文献综述）
李永康[1]（2021）在《混晶结构镁合金组织调控及强塑性提升机制》文中指出镁合金具有低密度、高比强度和高比刚度等优点,在航空航天、汽车和通讯等领域有广阔的应用前景。混晶结构镁合金因其独特显微组织和优异力学性能受到广泛关注。但是,关于混晶结构镁合金组织调控和相关强塑性提升机制的研究仍比较鲜见。针对上述问题,本文采用衬板控轧技术实现混晶结构镁合金可控制备,从以下三方面开展混晶结构镁合金组织调控和强塑性提升机制的研究:（1）研究衬板控轧混晶结构Mg-Al-Zn合金显微组织特征,揭示混晶组织演变规律和形成机制;（2）研究不同尺度第二相对混晶结构Mg-Al-Zn合金衬板控轧过程中再结晶行为、组织演化和力学性能的影响规律,揭示混晶组织调控规律和强塑性提升机制;（3）研究衬板控轧下混晶结构Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金塑性变形行为,揭示显微组织演化规律及超细晶形成机制。通过混晶组织调控协同提高混晶结构镁合金的强度和塑性,为开发高强韧镁合金提供理论依据,主要研究内容如下:（1）研究衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金显微组织演变规律,发现轧制过程中具有高基面施密特因子的晶粒在变形过程中积累应变较多,揭示由于晶粒取向不同诱发的非均匀再结晶行为和弥散Mg17Al12相抑制再结晶晶粒长大二者协同作用促进混晶组织形成,为混晶结构镁合金组织调控奠定基础。（2）研究不同衬板控轧变形量对Mg-9Al-1Zn合金混晶组织演变的影响规律,发现提高变形量可以提高混晶结构中细晶区域体积分数,导致混晶结构合金的拉伸强度和延伸率同步提升;揭示晶界强化主导的强度提升机制,为开发高强度混晶结构镁合金提供借鉴。（3）研究Y含量对衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金显微组织影响,发现添加Y可以显着提高混晶结构中细晶区域体积分数且细晶区域晶粒尺寸保持不变;揭示Y添加后Al2Y和Mg17Al12相变化规律及对再结晶行为影响,分析再结晶驱动力和Zener钉扎阻力,揭示以PSN机制和Zener钉扎效应主导的混晶组织调控机制。（4）研究Y含量对衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金力学性能影响及相关强塑性提升机制,发现当Y添加至1 wt.%时细晶区域比例达到最大（～52%）,获得最优力学性能,抗拉强度:～405 MPa、断裂延伸率:～9.4%;通过计算晶界强化、固溶强化和第二相强化对力学性能的贡献,发现晶界强化占总屈服强度的70%以上,是强度提升的主要因素。（5）研究衬板控轧Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金混晶组织演化,发现挤压态混晶结构Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金在衬板控轧变形过程中细晶区晶粒（3-5μm）以连续动态再结晶方式细化至超细晶（≤1μm）的新现象,揭示在变形过程中混晶组织演化规律和超细晶形成机制,为发展新型混晶结构镁合金提供新的思路。（6）研究衬板控轧Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金的力学性能,发现细晶区包含超细晶的混晶结构具有优异力学性能:抗拉强度:～420 MPa、断裂延伸率:～20%;对该混晶结构合金进行时效处理发现,在峰时效态析形成大量纳米析出β’相,该峰时效状态合金抗拉强度可达～520 MPa、断裂延伸率为～11%,实现强塑性同步提升,其原因是细晶区域晶粒尺寸降低有利于粗晶区域积累位错,该研究为发展新型高强韧镁合金提供重要借鉴。
刘猛[2]（2021）在《预变形Mg–Al–Zn系合金脉冲电流辅助快速再结晶退火行为及组织演变》文中研究指明作为最轻的金属结构材料,镁合金在民用和军工领域有巨大应用潜力。然而室温时镁合金可启动的滑移系少,导致塑性和成形性差,不利于进一步加工成形,限制了其广泛应用。脉冲电流辅助处理是一种新兴技术,通过将脉冲电流引入金属材料变形或热处理过程中,利用脉冲电流的焦耳热效应和非热效应,使金属材料快速升温,从而优化微观组织和织构,并提高成形性。然而,脉冲电流辅助处理现象错综复杂,学术界对脉冲电流的焦耳热效应和非热效应机理缺乏充分认识。目前,对脉冲电流辅助快速再结晶退火行为的研究较少,特别是尚未有效揭示脉冲电流辅助处理时间和预变形量对镁合金快速再结晶行为、第二相和孪晶的影响规律,这给深入把握镁合金脉冲电流辅助快速再结晶退火的工程应用带来了困扰和挑战。本文以预变形Mg-Al-Zn系合金为研究对象,采用频率11.0KHz,电流0.8KA,电压6.0V的脉冲参数,通过准原位EBSD表征,研究预拉伸10%AZ31B合金脉冲电流辅助和炉热再结晶退火行为及力学性能的影响规律,揭示脉冲电流加速预变形镁合金再结晶退火机制;然后,基于脉冲电流焦耳热分布差异,对比梯度轧制AZ91合金在脉冲电流处理前后不同变形量区域微观组织,揭示脉冲电流作用下第二相和孪晶对再结晶行为的影响规律以及织构的演变规律。主要结论如下:（1）研究了预拉伸AZ31B合金试样脉冲电流辅助再结晶退火行为。准原位EBSD表征结果表明,脉冲电流辅助处理比炉热处理可以更加快速的诱发预变形AZ31B合金低温再结晶退火,微观机制在于脉冲电流促进了{1011}-{1012}二次孪晶和{1011}压缩孪晶的开动,加快了位错运动并能更快降低位错密度。（2）脉冲电流辅助再结晶退火对再结晶形核位置有影响,5 min-220℃处理下,再结晶主要在二次孪晶内部和二次孪晶-晶界处发生,10 min-230℃处理下,二次孪晶-晶界处和压缩孪晶-晶界处更容易发生再结晶,并且再结晶晶粒开始发生长大;15 min-298℃处理下,晶界是再结晶的主要发生位置。（3）研究了梯度轧制AZ91合金在脉冲电流处理前后不同变形量区域微观组织演变规律。梯度轧制AZ91合金在高应变量区域有最大再结晶分数;而脉冲电流处理后,在中等变形量区域有最大再结晶分数,这主要是脉冲电流焦耳热在样品上分布存在差异。（4）梯度轧制AZ91合金析出的Mg17Al12相沿晶界不连续分布;脉冲电流处理后,有更多细小Mg17Al12相析出,并在基体弥散分布,脉冲电流作用下,Mg17Al12相的析出与溶解过程可能存在相对的动态变化。此外,梯度轧制样品主要孪晶类型是{1012}拉伸孪晶和{1011}-{1012}二次孪晶;而脉冲电流处理后主要是{1012}拉伸孪晶,由于脉冲电流的作用,{1011}-{1012}二次孪晶会被开动,优先再结晶形核。（5）梯度轧制AZ91合金织构形状主要与变形晶粒织构有关,再结晶晶粒只能降低整体织构强度;脉冲电流处理后,变形晶粒和再结晶晶粒织构对整体织构形状均有影响,脉冲电流会促进非基面取向新晶粒形成,但其促进基面取向新晶粒作用更明显。
马趁义[3]（2021）在《高合金含量变形Mg-Al-Zn-Sn系镁合金组织调控与力学性能》文中研究指明Mg-Al-Zn（AZ）系镁合金是应用最广泛的商业镁合金体系之一。与低合金含量AZ系合金相比,高合金含量的AZ80和AZ91等具有更高的强度。然而,高合金含量AZ系合金塑性较低、成型性差,铸态组织中易形成粗大的网状共晶相。此外,高合金含量AZ系镁合金凝固区间较宽,铸造过程中容易形成偏析、缩孔和热裂等铸造缺陷。通过添加合金元素或变质剂均难以完全消除这些不利影响。因此,为避免高合金含量AZ系镁合金的上述缺点对制备过程与性能的不利影响,亟须开发具有细小铸态组织且能通过变形获得高强塑性的新型镁合金体系。本文基于调整AZ系镁合金的Al含量至中等（4–7 wt.%）含量,并适当提高Zn含量（>1 wt.%）的设计思路,选择Mg-5Al-2Zn（wt.%,AZ52）合金为基体合金,研究少量Sn对变形AZ52合金组织与性能的影响,优化出强塑性优异的新型合金,并将其与商业AZ91合金进行对比研究。此外,通过添加少量Bi元素进一步细化合金的组织、提高合金的性能,并研究亚快速凝固对多元镁合金凝固组织与轧制行为的影响,期望为高强韧非稀土镁合金的短流程制备提供借鉴。主要结论如下:（1）阐明少量Sn对变形AZ52合金微观组织和拉伸性能的影响规律。Sn含量为0.54wt.%时基本不影响挤压和退火态AZ52合金的微观组织与力学性能;Sn含量达到0.91 wt.%时,随Sn含量增加,挤压和退火态合金的晶粒逐渐细化,析出相含量逐渐增加,合金强度逐渐增加。挤压和退火态AZT522合金强塑性较好。（2）发现与AZ91合金相比,新型AZT522合金铸态组织更细小,轧制成型性更好,退火态样品强塑性更高。由于较高Zn含量与添加的Sn,AZT522合金铸态组织比铸态AZ91合金细小;热轧AZT522合金轧制成型性优于AZ91合金;225℃/1.5 h退火的AZT522合金室温拉伸YS、UTS和εf分别为271 MPa、343 MPa和16%,强塑性优于退火态AZ91合金。（3）阐明了低温固溶与2%冷轧预变形对AZT522合金时效行为和力学性能的影响规律。175℃时效时,低温（350℃/1 h）固溶的AZT522合金需要75 h达到峰值硬度,组织中存在大量不连续析出,时效强化效果差。低温固溶结合冷轧预变形能促进AZT522合金的时效析出,大幅缩短峰时效时间至15 h,提高峰值硬度,有效抑制不连续析出,使合金的YS和UTS分别增加77 MPa和31 MPa,塑性基本不变。（4）研究了单道次70%压下量轧制AZT522合金的时效行为。轧制AZT522合金的组织由含少量析出相位错密度较低的细晶区和高固溶高位错密度的粗晶区组成;两区域均在175℃/10 h达到峰值硬度,峰时效析出相均为Mg17Al12和Mg2Sn。峰时效AZT522合金具有良好的强塑性,其YS、UTS和εf分别为281 MPa、368 MPa和13.7%。（5）阐明了亚快速凝固（SRS）对AZTB5220合金铸态组织、微观偏析和拉伸性能的影响规律。相比于常规凝固（CS）,高冷速的SRS显着降低铸态AZTB5220合金的枝晶尺寸至83mm,大幅细化共晶相尺寸;SRS显着改善了Al和Sn元素的微观偏析,而Zn和Bi的微观偏析改善有限;由于微观组织细化、合金元素固溶含量增加,铸态SRS样品的力学性能大幅提升。（6）阐明了亚快速凝固AZTB5220合金在后续热轧及退火时的微观组织演化与性能变化规律。由于初始组织更细小,亚快速凝固AZTB5220合金在后续热轧时细化速度更快,退火时能更快地获得均匀细晶及较高强塑性。压下量70%的退火态SRS样品平均晶粒尺寸为3mm,具有大量细小近球形第二相及较高残留位错密度,其拉伸YS、UTS和εf分别为267 MPa、356 MPa和12.8%。
范丁歌[4]（2021）在《微量SiCp对Mg-5Zn合金高温变形及热加工行为的影响》文中提出镁合金因其特有的密排六方（HCP）结构,室温塑性成形能力差,其变形一般是在一定温度下进行的,在此过程中势必伴随着动态再结晶（DRX）的发生。微米SiCp的加入能够通过颗粒变形区（PDZ）促进镁合金DRX的形核而细化晶粒,但体积分数过高时反而会使镁合金的塑性急剧降低。为此,本文基于微米SiCp促进镁合金DRX形核的思想,采用微量微米SiCp对Mg-5Zn合金的DRX行为进行调控,以期达到细化晶粒提高其塑性成形能力的目的。对微量微米SiCp/Mg-5Zn进行Gleeble热模拟,基于应力-应变曲线,构建本构方程及热加工图,重点探讨微量微米SiCp对Mg-5Zn合金动态再结晶,高温变形行为及热加工行为的影响规律。研究结果表明,微量SiCp的加入有效细化了 Mg-5Zn合金的铸态晶粒尺寸,而随着PDZ尺寸的增大,SiCp/Mg-5Zn材料的铸态晶粒尺寸增大。对Mg-5Zn及SiCp/Mg-5Zn进行高温压缩试验,结果表明,Mg-5Zn合金的流动应力随温度的升高以及应变速率的降低而减小。当应变速率较大时,微量SiCp的加入细化了 Mg-5Zn合金的晶粒尺寸,使其峰值应力减小。而随PDZ尺寸的增加,原始晶粒尺寸增加,峰值应力增加。通过研究微量SiCp对Mg-5Zn合金DRX热力学及动力学的影响,结果表明,微量SiCp的加入减小了 Mg-5Zn合金的DRX临界应变,而随着PDZ尺寸的增大,Mg-5Zn合金的DRX临界应变增大。此外,微量SiCp的加入加快了 Mg-5Zn合金的DRX动力学,而随PDZ尺寸增大,Mg-5Zn合金的DRX动力学减小。Mg-5Zn合金高温压缩后的变形组织表明,在低温高速(543 K和1 s-1)下变形时,Mg-5Zn合金由于变形困难而产生孪晶来协调变形。而微量SiCp的加入在PDZ区域产生较高的位错密度,为孪晶的形核提供了条件。随着应变的增加,SiCp周围的PDZ区具有高的位错密度,对{10（?）1}压缩孪晶及{10（?）1}-{10（?）2}双孪晶处的TDRX具有促进作用。此外,当变形温度较低时,由于微量SiCp的引入,SiCp/Mg-5Zn材料的DRX机制为颗粒刺激形核机制（PSN）,连续动态再结晶（CDRX）和孪晶动态再结晶（TDRX）。而当温度升高至693 K时,不连续动态再结晶（DDRX）及PSN机制为其DRX主导机制。采用本构分析对Mg-5Zn合金及SiCp/Mg-5Zn材料的n值及Q值进行计算,Mg-5Zn合金的n值为6,Q值为160.3 kJ/mol。其Q值大于纯镁的晶格自扩散激活能（135 kJ/mol）,这是由于Zn元素的加入降低了镁合金的层错能,使其高温塑性变形时由位错交滑移变为高温攀移交滑移。因此Mg-5Zn合金的变形机制为晶格扩散控制的位错攀移交滑移机制。微量SiCp的加入使Mg-5Zn合金的Q值减小,而n值不变。这是由于SiCp的引入在变形过程中PDZ具有高的位错密度,激活了管道扩散（92kJ/mol）。此外,Q值随PDZ尺寸的增加而减小。这是由于PDZ尺寸增加,位错密度增加,促进了管道扩散。因此微量SiCp的引入使Mg-5Zn合金的变形机制变为由晶格扩散与管道扩散共同控制的位错攀移机制。采用动态材料模型绘制了 Mg-5Zn合金及SiCp/Mg-5Zn材料在不同应变下的热加工图。研究发现,微量SiCp的加入缩小了 Mg-5Zn合金的高温失稳区,提高了 Mg-5Zn合金的表面质量,改善了镁合金的塑性成形性能。此外,将微量SiCp/Mg-5Zn材料的失稳区与已报道的镁合金及其复合材料的失稳区相比,微量SiCp/Mg-5Zn材料的失稳区最小。微量SiCp的引入可以避免颗粒体积分数过高而引起的PDZ重叠区应力集中导致材料断裂的失稳。此外,与纳米颗粒相比,微量SiCp可以通过PSN机制促进DRX的发生来进行动态软化,从而避免高应变速率下由于变形抗力过大而发生失稳。
金忠正[5]（2021）在《新型高强塑镁合金控制轧制组织演化及强韧化机制》文中指出镁合金具有低密度、高比强度和高比刚度等优点,是汽车、航空航天等领域轻量化战略材料,但仍面临“高强塑性组织控制难”困扰镁合金领域的科学难题。本文基于液固协同调控新思路,从以下三方面开展高强塑镁合金组织演化及强韧化机制研究:（1）采用亚快速凝固技术获得高固溶组织,充分发挥元素合金化作用;（2）采用新型衬板控轧和梯度控轧调控组织演变,探究再结晶机制及强韧化机制;（3）研究混晶组织变形行为耦合织构特性对强韧化机制的影响规律。探索了高固溶组织形成机制与轧制行为、再结晶机制与组织演化、混晶组织变形行为与强化机制等;液固协同调控体现在对凝固组织和加工工艺的调控,通过短流程控轧技术成功制备出高强塑镁-锌系和镁-铝系合金,为发展高性能镁合金及其可控制备提供重要依据。主要内容如下:（1）揭示了 Mg-6Zn-0.2Ca（ZX602）合金凝固组织形成、演化及调控机制。在亚快速凝固（SRS）条件下,铸态组织得到显着细化;同时,SRS有助于提高Ca元素固溶度,促进过饱和固溶组织形成,为后续大压下量控轧变形提供有利条件。（2）通过SRS结合衬板轧制（HPR）,实现了高固溶细晶组织及弥散析出相协同控制,获得高强塑ZX602合金（抗拉强度～290 MPa和延伸率～23%）。轧制后呈等轴细晶组织,通过晶界强化大幅度提升了强度;同时,更多的Ca原子能够抑制基面择优取向,阻碍硬取向晶粒形成,防止提前断裂。（3）通过新型梯度控轧在同一样品中实现压下量连续过渡变化,保证组织观察的连续性和准确性。基于孪生诱导再结晶和第二相抑制再结晶间竞争关系,揭示了 Mg-Al-Zn合金动态再结晶与晶粒细化机制。在轧制过程中,Al含量提升显着影响再结晶行为:纯镁再结晶速率明显高于AZ31合金;AZ91合金几乎不发生再结晶,晶粒仅沿轧制方向被拉长。（4）在变形初期,纯镁主要孪晶类型为{1011}-{1012}二次孪晶。通过形成高局部应变区触发再结晶形核。随Al含量升高,二次孪晶数量显着减少,主要孪晶类型转变为{1012}拉伸孪晶,触发再结晶能力有限。此外,AZ91合金中Mg17Al12第二相随变形发生溶解再析出,导致第二相尺寸减小、数密度和体积分数增加,产生更强的钉扎作用,抑制再结晶效果显着。（5）揭示了混晶结构Mg-Al-Zn合金拉伸变形行为及强化机制。在屈服阶段,细晶基面滑移主导变形,伴随粗晶孪生协调应变。随流应力增加,基面取向粗晶开启非基面滑移协调变形。基于晶粒尺寸耦合织构特性,提出适用于混晶结构Mg-Al-Zn合金（粗晶强织构且细晶弱织构）的Hall-Petch关系,定量地构建了晶粒尺寸、织构和屈服强度间关系,实现对含第二相和不含第二相混晶结构镁合金屈服强度较为准确的预测,为调控混晶材料组织和性能提供依据。（6）新型短流程制备技术（SRS+HPR）不仅原材料成本较低（成分简单且不含稀土元素）,还能够有效地减弱偏析、细化组织和提高元素固溶度,为短流程制备高强塑镁合金提供了借鉴。
单召辉[6]（2020）在《高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究》文中研究指明镁合金作为实际应用中最轻的金属结构材料,在航空航天、汽车、交通、电子及生物医用领域具有广阔的前景。然而与钢铁以及铝合金材料相比,绝对强度的不足和较差的成型能力限制了其工业应用。常规的塑性变形能够改善其性能,但是仍然存在着基面织构强度高、强度和塑性匹配失衡性等问题,本文从细晶强化出发,通过不同的大塑性变形方式结合脉冲电流处理技术细化和调控镁合金的组织结构,从而改善其综合力学性能。通过金相分析、电子显微分析（SEM/TEM）、电子背散射衍射技术（EBSD）和X射线衍射技术（XRD）等手段研究了不同变形条件和脉冲电流处理过程中的微观组织演变,通过拉伸性能测试研究了经过组织调控后镁合金力学行为。在此基础上分析了脉冲电流对镁合金的静态再结晶行为、位错演化以及析出相的影响机制。主要研究内容和结果如下:首先,通过160°通道角等径角挤压技术（ECAP）制备了高位错密度的AZ61合金,通过对比分析发现,变温多道次ECAP处理可以使镁合金累积更高的位错密度,其位错密度值达32.5×1014m-2,其变形组织由含大量变形孪晶的均匀细晶组成。其次,研究了高密度脉冲电流处理ECAP变形AZ61合金的微观组织和力学性能。参数为25μs-10min的电脉冲处理后,变温多道次ECAP变形AZ61合金获得完全再结晶组织,其平均晶粒尺寸约0.7μm,同时其最大基面织构强度弱化为3.85。此外,脉冲电流处理能够促使合金中的析出相球化和分布弥散化。最终获得了优异的综合力学性能,其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了330 MPa、448MPa和15.5%。随后,研究了不同铝元素含量的AZ31、AZ61和AZ91合金在ECAP变形和脉冲电流处理过程中的微观组织和力学性能。固溶原子及Mg17Al12相在晶内和晶界处的析出对位错起到钉扎作用,有利于在合金中累积更高的位错密度。但铝元素含量过高会削弱镁合金的塑形成形性,致使变形温度提高而过早发生动态再结晶,不利于位错密度的累积。因此,与AZ31和AZ91相比,AZ61合金在变形后获得了最高位错密度的累积。此外,通过低温慢速大挤压比技术结合脉冲电流处理制备了具有双峰组织的AZ91合金,其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为463 MPa、573 MPa和5%。最后,通过研究脉冲电流促进镁合金中的位错运动的微观作用机制和原子/空位的电迁移,分析了高密度脉冲电流作用于变形镁合金的热力学和动力学过程,阐明了电脉冲处理对变形镁合金中静态再结晶行为和再结晶形核率的影响机理。脉冲电流作用于位错的推动力必须大于变形合金中位错塞积和缠结所产生的阻力,才可以促进位错移动从而诱发静态再结晶的发生。此外,脉冲电流引起的电迁移行为极大的促进了变形镁合金的再结晶进程。脉冲电流的热效应和非热效应共同诱发了变形镁合金的静态再结晶,但对本文利用的高密度脉冲电流而言,非热效应的影响更大。
史权新[7]（2020）在《SiCp对镁合金动态再结晶和动态析出行为影响规律研究》文中进行了进一步梳理低温变形后镁合金动态再结晶（DRX）晶粒细小,但DRX率较低,无法实现强度和塑性的良好匹配。针对此问题,本文基于微米SiCp能够促进镁合金DRX形核的思想,研究了颗粒周围变形区（PDZ）的形成机理,分析了高温压缩变形过程中微量SiCp及SiCp周围PDZ尺寸作用下Mg-5Zn合金的组织演变规律,阐明了SiCp及PDZ尺寸对Mg-5Zn合金DRX和动态析出行为的影响机制。在此基础上,研究微量SiCp/Mg-5Zn材料挤压变形后的显微组织和力学性能,阐明了SiCp、PDZ尺寸及析出相等在室温变形过程中同位错和晶界等作用规律,揭示其协同强化机制。研究结果表明,在高温压缩变形过程中,由于SiCp与Mg-5Zn合金变形不匹配,导致在SiCp周围形成具有高位错密度和较大取向差梯度的颗粒变形区（PDZ）,PDZ能够促进DRX形核,但PDZ对DRX形核的促进作用与材料变形程度有关。随着变形程度增大,PDZ对DRX形核的促进作用增大。然而,当变形程度相同时,随着SiCp周围PDZ尺寸增大,PDZ对DRX形核的促进作用增大。微量SiCp的引入有利于促进Mg-5Zn合金中Mg-Zn相的析出。关于SiCp对Mg-Zn相析出的促进作用,其主要原因为:一方面SiCp周围PDZ本身就是高位错密度的畸变区,其能够促进原子扩散,从而有利于析出相的形核和长大;另一方面,SiCp促进了DRX形核,使得Mg-5Zn合金中DRX率增大,而DRX区域包含大量的晶界,不仅有利于降低界面能和错配应变促进析出相形核,还能够加快原子扩散促进析出相长大。随着PDZ尺寸增大,Mg-5Zn合金DRX率降低,析出相体积分数及尺寸减小。此外,Mg-5Zn合金压缩变形后形成了典型的（0002）基面织构,SiCp的引入没有改变Mg-5Zn合金压缩变形后织构类型,但使得基面织构强度降低;随着PDZ尺寸的增大,SiCp/Mg-5Zn材料基面织构强度增大。基于微量SiCp及PDZ尺寸对Mg-5Zn合金DRX行为和动态析出行为的影响规律,研究了Mg-5Zn合金和SiCp/Mg-5Zn材料挤压变形后显微组织和力学性能。微量SiCp的添加显着提高了热挤压变形后Mg-5Zn合金的屈服强度和抗拉强度;随着SiCp周围PDZ尺寸增大,SiCp/Mg-5Zn材料屈服强度和抗拉强度均有所降低,但伸长率增大。微量SiCp/Mg-5Zn材料主要强化机制为:细晶强化机制、位错强化机制、析出强化机制和载荷传递作用,但Zn元素和SiCp共同作用导致Mg晶粒的显着细化和Mg-Zn相的析出,对强化作用的贡献较大。微量SiCp/Mg-5Zn材料在变形过程中产生加工硬化的同时也将伴随着软化作用的发生。SiCp的引入能够导致Mg-5Zn合金加工硬化作用降低,且能够提高Mg-5Zn合金的软化作用;随着PDZ尺寸的增大,SiCp/Mg-5Zn材料加工硬化作用增强,但软化作用降低。
张行[8]（2020）在《大压下量衬板控轧Mg-Al（-Sn）-Zn合金混晶结构组织调控及力学性能》文中进行了进一步梳理镁合金具有低密度、高比强度等优点,但较差的室温力学性能限制了其在航空、航天、汽车等领域的应用。因此,提高镁合金的强度和塑性成为镁合金领域的研究热点。轧制是提高镁合金力学性能的主要加工手段之一。但传统轧制过程中沿轧制方向（RD）的剪切应力很强,镁合金在轧制过程中极易开裂,因而在实际生产中很难实现单道次大压下量轧制。针对这一问题,本课题组开发的大压下量衬板控轧改变了轧制过程中应力分布状态,将沿RD方向的部分剪切应力转变为沿法线方向（ND）的压应力,从而实现了单道次大压下量轧制。前期工作表明通过衬板控轧制备的混晶结构Mg-9Al-1Zn（wt%,AZ91）合金强塑性同时提高。但与超细晶镁合金和粗晶镁合金相比,关于混晶结构镁合金变形机制的研究甚少。此外,混晶结构镁合金组织调控机制尚缺乏系统深入的研究。为此,本文首先研究了析出相颗粒、初始晶粒尺寸、初始晶粒取向对衬板控轧Mg-Al-Zn合金组织和力学性能的影响,揭示了衬板控轧Mg-Al-Zn合金组织调控规律。在此基础上研究了混晶结构Mg-8Al-2Sn-1Zn（wt%,ATZ821）合金的室温变形行为,揭示了混晶结构ATZ821合金室温变形机制,为设计高强高塑镁合金提供了新思路,得到主要结论如下:（1）研究了高体积分数亚微米Mg17Al12析出相颗粒对Mg-Al-Zn合金在衬板控轧过程中组织演化的作用,揭示了混晶结构Mg-Al-Zn合金中粗晶区和细晶/超细晶区的形成机制。在控轧过程中通过动态时效形成的高体积分数亚微米Mg17Al12析出相颗粒通过Zener钉扎机制抑制动态再结晶（DRX）和晶粒择优长大,促进混晶结构形成。析出相颗粒抑制DRX导致部分变形晶粒残留,形成强基面织构粗晶区;抑制晶粒择优长大导致再结晶晶粒保持较小的尺寸和较弱的基面织构,形成具有弱织构的细晶/超细晶区。通过调控析出相颗粒尺寸和体积分数,可使镁合金中发生不完全DRX,形成强基面织构粗晶和弱织构细晶/超细晶构成的混晶结构。（2）揭示了初始晶粒尺寸对衬板控轧AZ91合金微观组织的影响规律。初始晶粒尺寸直接决定了控轧样品中粗晶的晶粒尺寸分布,但对织构、再结晶程度和细晶/超细晶尺寸分布无显着影响。衬板控轧AZ91合金粗晶的尺寸分布与其初始晶粒尺寸分布基本相同。通过调控样品初始晶粒尺寸可直接改变混晶结构中粗晶的晶粒尺寸分布。（3）通探明了初始晶粒取向对控轧AZ91合金微观组织的影响规律。初始晶粒c轴与ND夹角越大,DRX驱动力越大,越易于发生DRX;当晶粒基面平行于轧制平面,且{101?0}柱面与横向（TD）平行或成30°夹角时,DRX驱动力最小,难以发声DRX,最终形成残留变形晶粒。样品初始基面织构越弱,越多的初始晶粒c轴与ND夹角较大,控轧后组织再结晶程度越高。通过调控样品初始织构能够改变控轧组织再结晶程度,进而调控混晶结构中粗晶的比例。初始织构对衬板控轧AZ91合金的析出相、再结晶晶粒尺寸分布和织构无显着影响。（4）揭示了混晶结构ATZ821合金的室温变形机制:弱织构细晶/超细晶有利于基面滑移的启动,在拉伸初期即可以开动基面滑移,此时,塑性变形主要集中于细晶/超细晶区;随着应变逐渐增加,细晶/超细晶内部位错密度接近饱和状态,当作用于非基面滑移的应力分量超过非基面滑移的临界剪切应力时,强织构粗晶能够启动非基面滑移,承担主要的塑性变形。细晶/超细晶和粗晶在拉伸不同阶段分别承载塑性变形的协同作用提高了合金加工硬化能力,导致强塑性同时提高。（5）确定了混晶结构样品的高加工硬化能力是其具有高强度和高塑性的主要原因。混晶结构AZ91合金的屈服强度（246 MPa）和抗拉强度（370 MPa）均显着高于均匀细晶AZ31合金（屈服强度为182 MPa,抗拉强度为260 MPa）,并且均匀伸长率（14%）与均匀细晶AZ31合金相同;混晶结构ATZ821合金虽然屈服强度（243 MPa）略低于均匀细晶ATZ821合金（257 MPa）,但抗拉强度（377 MPa）和均匀伸长率（17%）均显着高于均匀细晶ATZ821合金（抗拉强度为330 MPa,均匀伸长率为11%）。混晶结构AZ91和ATZ821样品的加工硬化率在整个拉伸变形过程中均显着高于均匀细晶样品,尤其是在变形后期,混晶结构样品的加工硬化率维持稳定,而均匀细晶样品加工硬化率快速降低。（6）根据混晶结构ATZ821合金的室温变形机制,归纳出混晶结构镁合金组织调控原则为:再结晶晶粒应为亚微米尺寸并具有弱织构,以保证变形初期基面滑移的启动和高加工硬化速率;变形粗晶的织构应保证晶粒在变形后期可开启非基面滑移并具有储存大量位错的能力;通过超细晶与粗晶在不同变形阶段的协同作用,提高镁合金加工硬化能力,从而实现强塑性同时提高。
卢姿[9]（2020）在《Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂对铸态Mg-Al-Zn合金的晶粒细化机理研究》文中研究说明Mg-Al-Zn（AZ系）合金是应用广泛的铸造镁合金,但其强度和塑性较低,不能用做承受较大载荷的结构零件。晶粒细化可提高AZ系合金的力学性能,通过在液态下添加细化剂来细化铸造合金的晶粒组织是一种廉价且实用的方法,因而得到了广泛关注和深入研究。而寻找适用于特定合金的晶粒细化剂则成为研究的重点。本文熔炼并制备了一种含有多种合金元素的复合细化剂Al-Sr-Mn-Ti-C,在铸造条件下将细化剂添加到液态AZ31和AZ91合金中,研究了复合细化剂加入量对AZ31和AZ91合金的铸态组织、晶粒尺寸及力学性能的影响;基于对细化剂微观组织的分析,运用边-边匹配模型探究了其细化机理;采用相对晶粒尺寸模型和相互依存理论模型预测了铸态AZ31和AZ91合金的晶粒尺寸。经Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂细化处理后,铸态AZ31和AZ91合金组织中的二次枝晶发达,晶粒明显细化,晶界处的Mg17Al12相呈断网分布;金属型铸造AZ31和AZ91合金出现了非平衡凝固组织,即离异共晶和层片状共晶,细化处理使AZ91合金组织中的层片状共晶数量减少,AZ31合金中的离异共晶数量减少;当Al-Sr-Mn-Ti-C细化剂加入量为0.5wt%时,晶粒细化效果最好;由于晶粒细化,合金的屈服强度、抗拉强度和压缩率等力学性能均有较大提高。XRD和EDS分析结果表明:Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂中生成了形态不同的Al4C3、Al8Mn5、TiC、Al4Sr四种化合物,通过边-边匹配模型计算发现,Al4C3与TiC、Al4C3与Mg具有晶体学位向关系,因此,TiC可以作为Al4C3的异质形核核心,而Al4C3又促进了 α-Mg形核。Al4Sr与Mg17Al12有良好的位向关系,可以作为Mg17Al12的形核基底,促进晶粒细化。运用相对晶粒尺寸模型计算了 AZ31和AZ91合金的相对晶粒尺寸RGS,采用相互依存理论模型计算了 AZ31和AZ91合金的理论晶粒尺寸,结果表明,相对晶粒尺寸模型能定性反映溶质Al含量对晶粒尺寸的影响,而相互依存理论模型能较准确地预测AZ系合金的实际晶粒尺寸。
张敏[10]（2020）在《添加CaO对汽车结构件用AZ91合金组织和性能的影响》文中指出本文利用工业生产中普遍应用的AZ91合金为原料,在熔融状态下加入CaO粉末,研究CaO含量对合金组织和性能的影响,确定最优成分并探究了合金熔炼的搅拌工艺,为CaO细化镁铝系合金提供研究数据和思路。此外,通过与添加Ce-La稀土的AZ91合金做对比,综合分析这两种晶粒细化剂的利弊,得到更适合工业生产的晶粒细化工艺。首先,研究了不同含量的CaO对AZ91合金显微组织、力学性能、腐蚀性能的影响,通过比较实验结果得出当CaO添加量为0.7wt.%时,得到AZ91合金的组织和性能比较理想。然后,分别研究了在普通机械搅拌下和在高剪切加超声搅拌下CaO对AZ91合金组织和性能的影响。得出在高剪切和超声搅拌下添加0.7wt.%CaO变质剂后,AZ91-0.7wt.%CaO合金平均晶粒尺寸较AZ91合金减少86.8%,最大抗压强度,抗压屈服强度度较AZ91合金分别增加82.1%,67.3%。最后比较CaO和Ce-La混合稀土作为细化剂制备AZ91-0.7wt.%CaO合金和AZ91-1.0wt.%RE合金的性能。与AZ91合金相比,CaO和稀土的加入使晶粒尺寸分别从237.290μm减小到31.390μm和27.49μm,第二相占比分别从19.029%减小到11.414%和8.644%,CaO的作用仅分别比稀土低0.6%和2.77%。由于晶粒细化使AZ91-CaO合金和AZ91-RE合金的最大抗压强度和屈服强度分别比AZ91合金高82%和67%、90%和112%。电化学实验和盐雾腐蚀实验也证实了这两种合金具有相似的性能。虽然AZ91-CaO合金的机械性能略低于AZ91-RE合金,但从成本节约和高能耗车辆节能的角度考虑,CaO更适合作为稀土元素的候选细化材料用于21世纪的大规模生产。
二、AZ91合金的压缩行为（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、AZ91合金的压缩行为（论文提纲范文）
（1）混晶结构镁合金组织调控及强塑性提升机制（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 镁合金简介 |
| 1.2.1 镁的基本性质和塑性变形机制 |
| 1.2.2 镁合金再结晶机制 |
| 1.2.3 镁合金强化机制 |
| 1.2.4 镁合金面临主要问题和发展趋势 |
| 1.3 混晶结构镁合金研究现状 |
| 1.3.1 混晶结构镁合金概述 |
| 1.3.2 混晶结构镁合金力学性能 |
| 1.3.3 混晶结构镁合金强塑性提升机制 |
| 1.3.4 混晶结构镁合金制备技术 |
| 1.4 衬板控轧技术研究现状 |
| 1.4.1 衬板控轧技术基本原理与类型 |
| 1.4.2 衬板控轧镁合金研究现状 |
| 1.5 本论文研究内容 |
| 第2章 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验样品制备 |
| 2.1.1 熔炼铸造 |
| 2.1.2 热处理 |
| 2.1.3 衬板控轧变形 |
| 2.2 显微组织表征 |
| 2.2.1 光学显微镜分析 |
| 2.2.2 X射线衍射分析 |
| 2.2.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.2.4 背散射电子衍射分析 |
| 2.2.5 透射电镜分析 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 硬度测试 |
| 第3章 衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金混晶组织形成机制和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 固溶Mg-9Al-1Zn合金的显微组织 |
| 3.3 衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金组织演变 |
| 3.3.1 衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金显微组织 |
| 3.3.2 衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金准原位EBSD分析 |
| 3.3.3 衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金混晶组织形成机制 |
| 3.4 衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金混晶组织调控及力学性能 |
| 3.4.1 衬板控轧Mg-9Al-1Zn合金混晶组织调控 |
| 3.4.2 不同变形量对Mg-9Al-1Zn合金力学性能影响 |
| 3.4.3 强塑性提升机制分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 衬板控轧Mg-Al-Zn-Y合金显微组织和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 初始Mg-Al-Zn-Y的显微组织 |
| 4.3 Y含量对衬板控轧Mg-Al-Zn合金显微组织影响 |
| 4.3.1 Y含量对Mg_(17)Al_(12)与Al_2Y相影响 |
| 4.3.2 Y含量对衬板控轧混晶组织影响 |
| 4.4 Mg-Al-Zn-Y合金再结晶行为分析 |
| 4.4.1 Al_2Y相和Mg_(17)Al_(12)相对DRX的影响 |
| 4.4.2 衬板控轧Mg-Al-Zn合金混晶结构组织调控机制 |
| 4.5 混晶结构Mg-Al-Zn-Y合金力学性能及强化机制 |
| 4.5.1 混晶结构Mg-Al-Zn-Y合金力学性能 |
| 4.5.2 强塑性提升机制分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 衬板控轧Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金组织演变和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 挤压态Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金显微组织 |
| 5.3 衬板控轧Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金显微组织及力学性能 |
| 5.3.1 衬板控轧Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金显微组织 |
| 5.3.2 衬板控轧Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金力学性能 |
| 5.4 衬板控轧Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金超细晶形成机制 |
| 5.5 峰时效态Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金显微组织和力学性能 |
| 5.5.1 峰时效态Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金显微组织 |
| 5.5.2 峰时效态Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr合金力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（2）预变形Mg–Al–Zn系合金脉冲电流辅助快速再结晶退火行为及组织演变（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 镁合金再结晶机制 |
| 1.2.1 再结晶形核机制 |
| 1.2.2 再结晶长大机制 |
| 1.3 镁合金再结晶影响因素 |
| 1.3.1 变形程度的影响 |
| 1.3.2 晶粒尺寸的影响 |
| 1.3.3 第二相的影响 |
| 1.3.4 再结晶温度参数 |
| 1.4 脉冲电流在金属材料领域的研究 |
| 1.4.1 脉冲电流作用于金属材料时的效应 |
| 1.4.2 脉冲电流对微观组织的影响 |
| 1.4.3 脉冲电流辅助成形 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 预拉伸实验 |
| 2.2.2 梯度轧制实验 |
| 2.2.3 脉冲电流处理实验 |
| 2.2.4 炉热处理实验 |
| 2.2.5 准原位表征方法 |
| 2.3 样品检测与表征 |
| 2.3.1 扫描电子显微分析 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微分析 |
| 2.3.4 拉伸性能检测 |
| 2.4 实验技术路线 |
| 第3章 预拉伸AZ31B合金脉冲电流辅助再结晶退火行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.3 预拉伸AZ31B合金脉冲电流和炉热再结晶退火准原位表征 |
| 3.3.1 脉冲电流和炉热再结晶退火过程中的再结晶行为 |
| 3.3.2 脉冲电流和炉热再结晶退火过程中的孪生行为 |
| 3.3.3 脉冲电流和炉热再结晶退火过程中的几何位错密度 |
| 3.3.4 脉冲电流和炉热再结晶退火过程中的织构 |
| 3.3.5 脉冲电流辅助和炉热再结晶退火后的拉伸性能 |
| 3.4 预拉伸AZ31B合金脉冲电流再结晶退火的相关机制 |
| 3.4.1 脉冲电流作用下的再结晶过程分析 |
| 3.4.2 脉冲电流对再结晶机制的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 脉冲电流处理对梯度轧制AZ91 合金组织演变影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.3 脉冲电流处理下梯度轧制AZ91 合金的组织演变 |
| 4.3.1 脉冲电流处理下不同变形量区域AZ91 合金的第二相行为 |
| 4.3.2 脉冲电流处理下不同变形量区域AZ91 合金的再结晶行为 |
| 4.3.3 脉冲电流处理下不同变形量区域AZ91 合金的织构 |
| 4.4 脉冲电流处理对梯度轧制AZ91 合金组织影响讨论 |
| 4.4.1 脉冲电流处理下第二相、孪晶对再结晶的影响 |
| 4.4.2 脉冲电流作用下再结晶对织构的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论和展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（3）高合金含量变形Mg-Al-Zn-Sn系镁合金组织调控与力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 高合金含量Mg-Al-Zn系镁合金的研究现状 |
| 1.2.1 传统高合金含量Mg-Al-Zn系镁合金的研究现状 |
| 1.2.2 新型高合金含量Mg-Al-Zn系镁合金的研究现状 |
| 1.3 Sn添加对Mg-Al-Zn系镁合金的影响 |
| 1.3.1 Sn对铸造Mg-Al-Zn系镁合金的影响 |
| 1.3.2 Sn对变形Mg-Al-Zn系镁合金的影响 |
| 1.4 Mg-Al-Zn系镁合金的时效行为研究 |
| 1.4.1 Mg-Al-Zn系镁合金的时效行为 |
| 1.4.2 Mg-Al-Zn系镁合金时效析出方式调节 |
| 1.5 含Bi镁合金的研究现状 |
| 1.5.1 Bi元素在镁合金中的作用 |
| 1.5.2 新型含Bi变形镁合金的研究与开发 |
| 1.6 亚快速凝固在镁合金中的研究现状 |
| 1.6.1 亚快速凝固技术简介 |
| 1.6.2 亚快速凝固镁合金的组织与性能研究 |
| 1.6.3 双辊薄带连铸镁合金的研究现状 |
| 1.7 本论文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 镁合金的熔炼工艺 |
| 2.2.2 挤压镁合金的制备 |
| 2.2.3 热轧镁合金的制备 |
| 2.2.4 Y形模具铸造镁合金的制备 |
| 2.2.5 亚快速凝固及常规凝固镁合金的制备 |
| 2.2.6 人工时效实验 |
| 2.3 样品检测与表征 |
| 2.3.1 样品化学成分检测 |
| 2.3.2 微观组织检测 |
| 2.3.3 材料性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 少量Sn对变形AZ52 合金组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 少量Sn对挤压AZ52 合金微观组织和拉伸性能的影响 |
| 3.2.1 少量Sn对挤压AZ52 合金微观组织的影响 |
| 3.2.2 少量Sn对挤压AZ52 合金拉伸性能的影响 |
| 3.3 少量Sn对热轧AZ52 合金微观组织的影响 |
| 3.3.1 固溶处理后挤压合金的微观组织 |
| 3.3.2 少量Sn对热轧AZ52 合金微观组织的影响 |
| 3.4 少量Sn对退火态AZ52 合金微观组织和拉伸性能的影响 |
| 3.4.1 少量Sn对退火态AZ52 合金微观组织的影响 |
| 3.4.2 少量Sn对退火态AZ52 合金拉伸性能的影响 |
| 3.5 高合金含量AZT522 与AZ91 合金的微观组织对比 |
| 3.5.1 铸态AZT522 与AZ91 合金的组织对比 |
| 3.5.2 AZT522 与AZ91 合金的轧制成型性和退火组织对比 |
| 3.5.3 退火态AZT522 与AZ91 合金的拉伸性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 高合金含量AZT522 合金的时效行为调控 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 低温固溶与冷轧预变形对AZT522 合金时效行为的影响 |
| 4.2.1 低温固溶与冷轧预变形AZT522 合金的微观组织 |
| 4.2.2 低温固溶与冷轧预变形合金的时效行为与时效组织 |
| 4.2.3 低温固溶与冷轧预变形对时效合金拉伸性能的影响 |
| 4.3 高温短时退火和冷轧预变形对AZT522 合金时效行为的影响 |
| 4.3.1 高温短时退火与冷轧预变形后合金的微观组织 |
| 4.3.2 高温短时退火与冷轧预变后合金的时效行为与组织演化 |
| 4.3.3 高温短时退火与冷轧预变形对时效合金拉伸性能的影响 |
| 4.4 高温单道次大压下量轧制AZT522 合金的时效行为 |
| 4.4.1 大压下量轧制AZT522 合金的微观组织 |
| 4.4.2 大压下量轧制AZT522 合金的时效行为 |
| 4.4.3 时效前后大压下量轧制AZT522 合金的拉伸性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 亚快速凝固对AZTB5220 合金组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 亚快速凝固条件下AZTB5220 合金的微观组织与性能 |
| 5.2.1 亚快速凝固对铸态AZTB5220 合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 亚快速凝固对铸态AZTB5220 合金力学性能的影响 |
| 5.3 控制轧制时亚快速凝固AZTB5220 合金的微观组织演化 |
| 5.4 退火态AZTB5220 合金的微观组织与性能 |
| 5.4.1 不同压下量时退火态AZTB5220 合金的微观组织 |
| 5.4.2 不同压下量时退火态AZTB5220 合金的室温性能 |
| 5.4.3 退火态AZTB5220 合金的高温性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（4）微量SiCp对Mg-5Zn合金高温变形及热加工行为的影响（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 颗粒增强镁基复合材料的研究现状 |
| 1.3 颗粒增强镁基复合材料的动态再结晶行为 |
| 1.3.1 镁合金的动态再结晶机制 |
| 1.3.2 镁合金动态再结晶的影响因素 |
| 1.3.3 颗粒对镁合金再结晶机制的影响 |
| 1.4 镁合金的高温变形机制 |
| 1.5 热加工图的理论及研究 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验材料的制备 |
| 2.2.1 SiC_p组分设计 |
| 2.2.2 Mg-5Zn合金的制备 |
| 2.2.3 P_(15)和P_(60)材料的制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 高温压缩试验 |
| 2.3.2 OM组织观察 |
| 2.3.3 SEM组织观察 |
| 2.3.4 EBSD分析 |
| 第3章 SiC_p/Mg-5Zn高温压缩曲线及变形组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-5Zn合金及SiC_p/Mg-5Zn的原始组织 |
| 3.3 高温压缩应力应变曲线 |
| 3.3.1 微量SiC_p对Mg-5Zn合金应力应变曲线的影响 |
| 3.3.2 PDZ尺寸对SiC_p/Mg-5Zn应力应变曲线的影响 |
| 3.4 热压缩变形组织 |
| 3.4.1 微量SiC_p对Mg-5Zn合金热压缩变形组织的影响 |
| 3.4.2 PDZ尺寸对SiC_p/Mg-5Zn热压缩变形组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SiC_p/Mg-5Zn的动态再结晶行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 DRX热力学分析 |
| 4.2.1 微量SiC_p对Mg-5Zn合金DRX热力学的影响 |
| 4.2.2 PDZ尺寸对SiC_p/Mg-5Zn材料DRX热力学的影响 |
| 4.3 DRX动力学分析 |
| 4.4 SiC_p/Mg-5Zn的 DRX机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SiC_p/Mg-5Zn的高温变形机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 基于修正的Arrhenius本构模型的建立 |
| 5.3 基于应变补偿的本构模型的建立 |
| 5.4 微量SiC_p对Mg-5Zn合金高温变形机制的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 SiC_p/Mg-5Zn的热加工行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热加工图的绘制 |
| 6.3 组织验证 |
| 6.4 微量SiC_p对镁合金热加工行为的讨论 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）新型高强塑镁合金控制轧制组织演化及强韧化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 镁合金强韧化机制 |
| 1.2.1 镁合金变形方式 |
| 1.2.2 镁合金强化机制 |
| 1.2.3 再结晶机制 |
| 1.3 高强塑性镁合金研究进展 |
| 1.3.1 高强度镁合金 |
| 1.3.2 高塑性镁合金 |
| 1.3.3 高强塑混晶结构镁合金 |
| 1.4 先进加工方法提升强塑性 |
| 1.4.1 等径角挤压(ECAP) |
| 1.4.2 新型轧制及挤压方法 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 镁合金熔炼工艺 |
| 2.2.2 常规轧制与衬板轧制工艺 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.3 样品检测与表征 |
| 2.3.1 化学成分分析 |
| 2.3.2 显微组织表征 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 2.4 技术加工路线 |
| 第3章 镁–锌系合金液固协同组织调控及强塑性提高机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法与步骤 |
| 3.3 亚快速凝固对ZX602合金凝固组织与固溶度的影响 |
| 3.3.1 亚快速凝固对铸态合金晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.2 亚快速凝固对铸态合金第二相的影响 |
| 3.3.3 亚快速凝固对铸态合金元素固溶度的影响 |
| 3.4 亚快速凝固对ZX602合金轧制组织与性能的影响 |
| 3.4.1 亚快速凝固对轧制态合金晶粒尺寸和第二相的影响 |
| 3.4.2 轧制过程中晶粒细化机制 |
| 3.4.3 亚快速凝固对轧制态合金元素固溶度的影响 |
| 3.4.4 亚快速凝固对轧制态合金织构的影响 |
| 3.4.5 亚快速凝固对轧制态合金力学性能的影响 |
| 3.5 预挤压结合多道次轧制提升ZX602合金强塑性 |
| 3.5.1 预挤压和固溶热处理对合金组织的影响 |
| 3.5.2 退火热处理对轧制态合金力学性能的影响 |
| 3.5.3 退火热处理对轧制态合金组织和织构的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 镁–铝系合金梯度控轧调控组织演变及再结晶机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 梯度轧制工艺 |
| 4.3 Al含量对Mg-Al-Zn合金组织演化和织构的影响 |
| 4.3.1 初始挤压组织 |
| 4.3.2 初期变形组织 |
| 4.3.3 中期变形组织 |
| 4.3.4 后期变形组织 |
| 4.4 孪生和第二相对动态再结晶的影响 |
| 4.5 随变形Al含量对硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 混晶结构镁–铝系合金变形行为及强化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法与步骤 |
| 5.3 均匀晶粒结构AZ31合金拉伸组织与性能 |
| 5.3.1 初始挤压和固溶组织 |
| 5.3.2 拉伸前退火态组织 |
| 5.3.3 拉断后变形态组织 |
| 5.3.4 室温拉伸性能 |
| 5.4 AZ31合金Hall-Petch关系及变形机制 |
| 5.5 混晶结构Mg-Al-Zn合金Hall-Petch关系 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（6）高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁及镁合金概述 |
| 1.2.1 镁及镁合金发展与应用 |
| 1.2.2 当前镁合金发展面临的技术问题 |
| 1.3 镁合金性能及改进 |
| 1.3.1 镁合金塑性变形机制 |
| 1.3.2 镁合金晶粒细化方法 |
| 1.4 高能脉冲电流在金属领域的研究和应用 |
| 1.4.1 电致塑性效应 |
| 1.4.2 脉冲电流细化金属凝固组织 |
| 1.4.3 脉冲电流对固态相变的影响 |
| 1.4.4 脉冲电流对金属材料再结晶的影响 |
| 1.5 本文研究的目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的与意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 高位错密度变形镁合金试样制备 |
| 2.3 电脉冲处理系统 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.4.1 光学显微组织分析 |
| 2.4.2 电子显微组织分析 |
| 2.4.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.4 差示扫描量热分析(DSC) |
| 2.5 力学性能分析 |
| 2.5.1 拉伸实验 |
| 2.5.2 数据处理 |
| 第三章 不同ECAP工艺下AZ61 合金的微观组织和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同温度下ECAP处理AZ61 合金的显微组织 |
| 3.2.1 473K ECAP处理 |
| 3.2.2 423K ECAP处理 |
| 3.2.3 373K ECAP处理 |
| 3.2.4 423K+373K多道次变温ECAP处理 |
| 3.3 ECAP变形AZ61 合金中的位错密度演变 |
| 3.4 ECAP变形AZ61 合金的力学性能 |
| 3.5 初始微观组织对ECAP变形和变形储存能累积的影响 |
| 3.5.1 90°通道角ECAP处理AZ61 合金的微观组织 |
| 3.5.2 90°+160°通道角的ECAP处理AZ61 合金的微观组织 |
| 3.5.3 90°+160°通道角ECAP处理AZ61 合金中的位错密度及变形储存能 |
| 3.6 不同ECAP处理的镁合金中位错密度累积对比 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 高密度脉冲电流作用下高位错密度AZ61 合金的静态再结晶行为及其组织性能优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电脉冲处理实验设计 |
| 4.3 电脉冲处理473K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.4 电脉冲处理423K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.5 电脉冲处理373K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.6 电脉冲处理423K-8+373K-3 试样的再结晶行为与微观组织演化 |
| 4.7 电脉冲处理对变形镁合金中相析出行为的影响 |
| 4.8 电脉冲处理对160o通道角ECAP工艺下AZ61 合金位错密度的影响 |
| 4.9 高位错密度AZ61 合金在电脉冲处理过程中的织构演变 |
| 4.10 电脉冲处理变形镁合金的力学性能 |
| 4.11 传统热处理对比实验分析 |
| 4.12 本章小结 |
| 第五章 Al元素含量对脉冲电流处理Mg-Al合金组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ECAP实验设计 |
| 5.3 脉冲电流处理实验设计 |
| 5.4 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金微观组织的影响 |
| 5.4.1 ECAP变形前后AZ31和AZ91 合金的微观组织演变 |
| 5.4.2 脉冲电流处理ECAP变形后AZ31和AZ91 合金的微观组织演变 |
| 5.5 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金位错行为的影响 |
| 5.6 Al元素含量对脉冲电流处理变形镁合金力学性能的影响 |
| 5.7 低温慢速大挤压比变形AZ91 合金微观组织与力学性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶热力学 |
| 6.2.1 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的热效应 |
| 6.2.2 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的非热效应 |
| 6.3 高密度脉冲电流下变形镁合金的静态再结晶动力学 |
| 6.3.1 高密度脉冲电流下变形镁合金中的位错行为 |
| 6.3.2 高密度脉冲电流处理变形镁合金中的电迁移 |
| 6.4 高密度脉冲电流处理变形镁合金的晶粒细化机制 |
| 6.5 高密度脉冲电流下变形镁合金的相析出行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（7）SiCp对镁合金动态再结晶和动态析出行为影响规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 颗粒增强镁基复合材料的研究现状 |
| 1.3 镁合金塑性变形机制 |
| 1.3.1 滑移 |
| 1.3.2 孪生 |
| 1.3.3 晶界滑动 |
| 1.4 颗粒增强镁基复合材料高温变形工艺 |
| 1.4.1 压缩 |
| 1.4.2 锻造 |
| 1.4.3 轧制 |
| 1.4.4 挤压 |
| 1.5 颗粒增强镁基复合材料动态再结晶行为 |
| 1.5.1 镁合金动态再结晶机制 |
| 1.5.2 颗粒对镁合金动态再结晶的影响 |
| 1.5.3 原始晶粒尺寸对镁合金及其复合材料动态再结晶行为的影响 |
| 1.6 颗粒增强镁基复合材料动态析出行为 |
| 1.7 颗粒增强镁基复合材料织构 |
| 1.8 颗粒增强镁基复合材料强化机制 |
| 1.9 本文主要研究内容 |
| 第二章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体合金 |
| 2.1.2 增强相 |
| 2.2 SiC_p增强镁基复合材料的制备 |
| 2.2.1 SiC_p组分设计 |
| 2.2.2 SiC_p增强镁基复合材料的设计与制备 |
| 2.3 SiC_p增强镁基复合材料热变形 |
| 2.3.1 高温压缩 |
| 2.3.2 热挤压变形 |
| 2.4 SiC_p增强镁基复合材料组织与结构分析 |
| 2.4.1 OM组织观察 |
| 2.4.2 SEM组织观察 |
| 2.4.3 EBSD分析 |
| 2.4.4 TEM组织观察 |
| 2.4.5 XRD分析 |
| 2.4.6 宏观织构测试 |
| 2.5 SiC_p增强镁基复合材料力学性能测试 |
| 2.5.1 室温拉伸试验 |
| 2.5.2 原位拉伸试验 |
| 2.5.3 基于中子衍射的材料晶格应变演化 |
| 第三章 Mg-5Zn合金压缩变形过程中组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-5Zn合金压缩变形过程中显微组织演变规律 |
| 3.3 Mg-5Zn合金压缩变形过程中动态析出行为 |
| 3.4 Mg-5Zn合金压缩变形过程中织构 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 SiC_p/Mg-5Zn压缩变形过程中组织演变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC_p/Mg-5Zn高温压缩应力-应变曲线 |
| 4.3 SiC_p/Mg-5Zn材料压缩变形过程中显微组织演变 |
| 4.3.1 SiC_p对Mg-5Zn合金显微组织的影响 |
| 4.3.2 PDZ结构与力学性能 |
| 4.3.3 PDZ尺寸对SiC_p/Mg-5Zn材料显微组织的影响 |
| 4.4 PDZ对 Mg-5Zn合金织构的影响 |
| 4.5 讨论 |
| 4.5.1 SiC_p/Mg-5Zn动态再结晶行为 |
| 4.5.2 SiC_p/Mg-5Zn动态析出行为 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 SiC_p/Mg-5Zn挤压变形后显微组织和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 挤压工艺探索 |
| 5.3 SiC_p/Mg-5Zn的显微组织 |
| 5.3.1 Mg-5Zn合金 |
| 5.3.2 SiC_p/Mg-5Zn材料 |
| 5.4 SiC_p/Mg-5Zn的织构 |
| 5.5 SiC_p/Mg-5Zn的力学性能 |
| 5.6 SiC_p/Mg-5Zn晶格应变研究 |
| 5.7 讨论 |
| 5.7.1 变形工艺对SiC_p/Mg-5Zn显微组织的影响 |
| 5.7.2 PDZ尺寸对SiC_p/Mg-5Zn加工硬化和软化行为的影响 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 SiC_p/Mg-5Zn强化行为探讨 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Zn元素对镁强化行为的影响 |
| 6.3 SiC_p对镁强化行为的影响 |
| 6.4 Zn元素和SiC_p共同作用对镁强化行为的影响 |
| 6.5 Zn元素对镁加工硬化和软化行为的影响 |
| 6.6 SiC_p对Mg-5Zn合金加工硬化和软化行为的影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（8）大压下量衬板控轧Mg-Al（-Sn）-Zn合金混晶结构组织调控及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 镁合金变形机制及其影响因素 |
| 1.2.1 滑移机制 |
| 1.2.2 孪生机制 |
| 1.2.3 动态再结晶机制 |
| 1.3 变形镁合金加工制备技术 |
| 1.3.1 挤压 |
| 1.3.2 轧制 |
| 1.3.3 大变形加工 |
| 1.4 大压下量衬板控轧镁合金研究现状 |
| 1.5 混晶结构高强塑镁合金研究现状 |
| 1.5.1 混晶结构高强塑镁合金 |
| 1.5.2 镁合金混晶结构形成机制 |
| 1.5.3 混晶结构镁合金变形机制 |
| 1.6 本论文研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 铸造镁合金的制备 |
| 2.2.2 挤压镁合金的制备 |
| 2.2.3 大压下量衬板控轧试验 |
| 2.2.4 力学性能试验 |
| 2.2.5 显微组织表征 |
| 2.3 技术路线 |
| 第3章 析出相对大压下量衬板控轧Mg-Al-Zn合金组织及室温力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 大压下量衬板控轧Mg-Al-Zn合金的微观组织 |
| 3.3 析出相对大压下量衬板控轧Mg-Al-Zn合金微观组织的影响 |
| 3.4 析出相对大压下量衬板控轧Mg-Al-Zn合金室温拉伸性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 初始晶粒尺寸和织构对大压下量衬板控轧AZ91合金微观组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 初始晶粒尺寸对衬板控轧AZ91合金微观组织的影响 |
| 4.3 初始织构对衬板控轧AZ91合金微观组织的影响 |
| 4.4 无织构AZ91合金衬板控轧过程中的组织演化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 混晶结构Mg-8Al-2Sn-1Zn合金的室温变形机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 混晶结构Mg–8Al–2Sn–1Zn合金的微观组织和室温变形行为 |
| 5.3 混晶结构Mg–8Al–2Sn–1Zn合金的室温变形机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（9）Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂对铸态Mg-Al-Zn合金的晶粒细化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 细化镁合金组织的意义 |
| 1.2 细化镁合金组织的工艺研究现状 |
| 1.2.1 镁合金晶粒细化的一般方法 |
| 1.2.2 铸造Mg-Al-Zn系合金液态细化处理的研究现状 |
| 1.3 金属凝固晶粒尺寸的预测模型 |
| 1.3.1 相互依存理论模型 |
| 1.3.2 相对晶粒尺寸模型 |
| 1.4 描述晶粒细化机制的边-边匹配模型 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 研究的技术路线及实验研究方法 |
| 2.1 本文研究的技术路线 |
| 2.2 试验研究方法 |
| 2.2.1 合金的成分设计 |
| 2.2.2 合金的熔炼 |
| 2.3 试样的微观组织分析 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 SEM组织分析 |
| 2.3.3 XRD组织分析 |
| 2.4 晶粒尺寸测量 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 边-边匹配模型研究方法 |
| 第3章 Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂对铸态Mg-Al-Zn合金的细化作用及力学性能的影响 |
| 3.1 细化处理对AZ31和AZ91合金铸态组织及晶粒尺寸的影响 |
| 3.1.1 细化处理对AZ31和AZ91合金铸态组织的影响 |
| 3.1.2 细化处理对AZ31和AZ91合金晶粒大小的影响 |
| 3.1.3 铸造AZ31和AZ91合金的非平衡凝固组织 |
| 3.2 Al-Sr-Mn-Ti-C细化处理对AZ31和AZ91合金力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂对铸态AZ31和AZ91合金的细化机理分析 |
| 4.1 Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂的成分及相组成 |
| 4.2 Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂中化合物形成过程的分析 |
| 4.3 边-边匹配模型分析Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂的细化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 铸态Mg-Al-Zn合金的晶粒尺寸预测 |
| 5.1 基于自由形核的晶粒尺寸预测模型 |
| 5.1.1 相对晶粒尺寸模型 |
| 5.1.2 相对晶粒尺寸模型预测AZ31和AZ91合金的晶粒大小 |
| 5.2 基于相互依存理论的晶粒尺寸预测模型 |
| 5.2.1 相互依存理论模型 |
| 5.2.2 相互依存理论模型预测AZ31和AZ91合金的晶粒尺寸 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（10）添加CaO对汽车结构件用AZ91合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁合金概述 |
| 1.1.1 镁和镁合金概况 |
| 1.1.2 镁合金的应用前景 |
| 1.2 镁铝系合金的变质处理 |
| 1.2.1 变质处理的作用 |
| 1.2.2 变质处理的方法 |
| 1.2.3 变质细化机理 |
| 1.3 本课题研究的意义及内容 |
| 1.3.1 研究意义 |
| 1.3.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验仪器 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 AZ91-xCaO(x=0.5,0.7,0.9wt.%)复合材料的制备 |
| 2.2.2 高剪切加超声工艺下AZ91-CaO合金的制备 |
| 2.2.3 AZ91-RE合金的制备 |
| 2.3 实验方法及表征 |
| 2.3.1 显微组织观察 |
| 2.3.2 扫描电镜和能谱分析 |
| 2.3.3 X射线衍射分析 |
| 2.3.4 硬度实验 |
| 2.3.5 压缩实验 |
| 2.3.6 电化学测试 |
| 2.3.7 盐雾实验 |
| 第三章 CaO含量对AZ91合金组织和性能的影响 |
| 3.1 AZ91-xCaO合金组织分析 |
| 3.1.1 金相分析 |
| 3.1.2 物相分析 |
| 3.2 AZ91-xCaO合金的力学性能和腐蚀性能 |
| 3.2.1 力学性能分析 |
| 3.2.2 电化学分析 |
| 3.3 本章总结 |
| 第四章 高剪切加超声搅拌对AZ91合金组织和性能的影响 |
| 4.1 不同搅拌工艺下AZ91-CaO合金显微组织分析 |
| 4.1.1 AZ91-CaO合金金相分析 |
| 4.1.2 物相分析 |
| 4.2 不同搅拌工艺下AZ91-CaO合金性能分析 |
| 4.2.1 硬度分析 |
| 4.2.2 压缩实验 |
| 4.2.3 电化学分析 |
| 4.2.4 盐雾腐蚀 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 对比CaO和 Ce-La混合稀土对AZ91 合金的影响 |
| 5.1 AZ91-RE和 AZ91-CaO合金的显微组织分析 |
| 5.1.1 金相分析 |
| 5.1.2 物相分析 |
| 5.2 AZ91-RE和 AZ91-CaO合金力学性能分析 |
| 5.3 AZ91-RE和 AZ91-CaO合金腐蚀性能分析 |
| 5.3.1 电化学实验 |
| 5.3.2 盐雾实验 |
| 5.4 讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 在学期间取得的科研成果和科研情况说明 |
| 致谢 |
四、AZ91合金的压缩行为（论文参考文献）
- [1]混晶结构镁合金组织调控及强塑性提升机制[D]. 李永康. 吉林大学, 2021(01)
- [2]预变形Mg–Al–Zn系合金脉冲电流辅助快速再结晶退火行为及组织演变[D]. 刘猛. 吉林大学, 2021(01)
- [3]高合金含量变形Mg-Al-Zn-Sn系镁合金组织调控与力学性能[D]. 马趁义. 吉林大学, 2021(01)
- [4]微量SiCp对Mg-5Zn合金高温变形及热加工行为的影响[D]. 范丁歌. 太原理工大学, 2021
- [5]新型高强塑镁合金控制轧制组织演化及强韧化机制[D]. 金忠正. 吉林大学, 2021(01)
- [6]高密度脉冲电流处理AZ系变形镁合金的微观组织与力学性能研究[D]. 单召辉. 太原理工大学, 2020
- [7]SiCp对镁合金动态再结晶和动态析出行为影响规律研究[D]. 史权新. 太原理工大学, 2020(01)
- [8]大压下量衬板控轧Mg-Al（-Sn）-Zn合金混晶结构组织调控及力学性能[D]. 张行. 吉林大学, 2020(03)
- [9]Al-Sr-Mn-Ti-C复合细化剂对铸态Mg-Al-Zn合金的晶粒细化机理研究[D]. 卢姿. 武汉科技大学, 2020(01)
- [10]添加CaO对汽车结构件用AZ91合金组织和性能的影响[D]. 张敏. 天津理工大学, 2020(05)