一、室温累积叠轧技术对纯铝板材力学性能的影响（论文文献综述）
庚润[1]（2021）在《纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响》文中研究指明目前,已有研究指出纳米颗粒可以显着提高铸造铝合金的强塑性,并且与微米颗粒相比具有更好的强韧化效果。因此,纳米颗粒增强铝基复合材料在航空航天等领域具有潜在的应用前景。但高含量纳米颗粒存在易团聚难分散的瓶颈问题,一直没有得到很好的解决。导致纳米颗粒强化效果降低,甚至起到恶化作用,进而限制了纳米颗粒增强铝基复合材料的应用。塑性变形能够有效的改善纳米颗粒分布,并且变形量越大,效果越显着。冷轧工艺是工业生产铝合金薄板的主要加工方式,但目前还少见关于纳米颗粒对冷轧Al-Mg-Si合金板材的组织演变,力学性能及腐蚀行为的影响的研究。因此,通过塑性变形改善纳米颗粒分布,进一步改善和提高铝基复合材料板材的力学性能和耐腐蚀性能,具有重要的理论意义和工业化应用前景。本文采用“中间合金+搅拌铸造+冷轧制”法制备了纳米TiCp/Al-Mg-Si、纳米TiB2p/Al-Mg-Si和纳米(TiCp-TiB2p)/Al-Mg-Si冷轧板材;通过ARB工艺和CARB轧制工艺分别制备了单一Al-Mg-Si合金叠轧板材、单一3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料叠轧板材和“Al-Mg-Si合金+3.0 wt%纳米TiCp/Al-Mg-Si复合材料（3.0-TiCp/M）”的复合叠轧板材和交互叠轧板材。研究了纳米单相TiCp、单相TiB2p和双相(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织演变和室温拉伸性能的影响规律;纳米TiCp和TiB2p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的加速腐蚀、电化学腐蚀和浸泡腐蚀性能的影响规律及作用机制;高含量纳米TiCp（3.0 wt%）、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相的层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制。本论文的创新点如下:1)揭示出单相纳米TiCp﹑TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)对Al-Mg-Si基体合金铸态和冷轧制+T6热处理态组织和室温力学性能的影响规律及机制:i)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化Al-Mg-Si基体合金铸态α-Al晶粒和冷轧制+T6热处理态的α-Al再结晶晶粒尺寸。细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。铸态α-Al晶粒细化主要归因于纳米TiCp作为α-Al结晶的形核异质核心和纳米TiB2p阻碍α-Al枝晶生长;ii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)显着细化β"析出相,细化效果由强到弱的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。β"析出相细化的主要原因是晶粒细化促进固溶原子的均匀扩散,导致β"析出相多处均匀析出,使β"析出相尺寸减小;iii)揭示出纳米TiCp﹑纳米TiB2p和双相纳米(TiCp-TiB2p)分别提高Al-Mg-Si合金板材的抗拉强度和屈服强度,20 MPa和13 MPa;34 MPa和29 MPa;49 MPa和59 MPa。强化效果由高到低的顺序为:双相纳米(TiCp-TiB2p)→单相纳米TiB2p→单相纳米TiCp。强化机制主要有如下三个方面:1β"析出相细化;2α-Al再结晶晶粒细化;3纳米TiCp和纳米TiB2p阻碍位错运动,促进位错增殖;2)揭示出纳米TiCp和纳米TiB2p在加速腐蚀、电化学腐蚀、浸泡腐蚀中对Al-Mg-Si基体合金冷轧板材的钝化效果、晶间腐蚀（IGC）和抗腐蚀性能的影响规律及机制:i)发现在加速腐蚀﹑电化学腐蚀和浸泡腐蚀条件下,抗腐蚀性能由高到低的顺序为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;ii)揭示出在3.5 wt%Na Cl水溶液中存在周期性腐蚀行为,IGC是影响腐蚀行为的主要因素。在第一周期存在两个腐蚀阶段。阶段I:首先形成Al2O3钝化膜,腐蚀现象开始,随后IGC导致腐蚀加重,直至Al2O3钝化膜脱落,达到腐蚀失重最大值;阶段II:又开始形成Al2O3钝化膜,腐蚀失重减轻。随着IGC发生,Al2O3钝化膜开裂、剥落,但同时有新的Al2O3钝化膜生成。待Al2O3钝化膜剥落速率大于生成速率时,阶段II结束,开始了另一个腐蚀周期;iii)揭示出晶界处第二相数量越多,IGC越严重;Al-Mg-Si合金冷轧板材添加纳米TiCp减少晶界处第二相数量,提高抗IGC能力。晶界处第二相数量由少到多的顺序依次为:0.5 wt%TiCp/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材→Al-Mg-Si基体合金冷轧板材→0.5 wt%TiB2p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材;iv)揭示出Al2O3钝化膜致密性受如下两个方面因素影响。1是晶粒尺寸越小,越均匀,越易形成连续完好的Al2O3钝化膜;2是晶界处第二相数量越少,微电偶越少,IGC越轻微;3)揭示出纳米TiCp、双尺寸晶粒与双尺寸β″析出相层状分布构型的形成及对强度各向同性的作用机制:i)揭示出单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度分别比复合材料初始冷轧板材的RD和TD方向的强度提高50MPa,63 MPa和106 MPa,109 MPa。但其RD和TD方向上的屈服和抗拉强度的各向异性分别为56 MPa和46 MPa,均匀延伸率分别下降3.9%和3.1%;ii)揭示出与单一TiCp/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材相比,3.0-TiCp/M复合叠轧板材的RD方向均匀延伸率从4.2%提高到7.4%;TD方向屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别从380 MPa、431 MPa和5.0%提高到443 MPa、501MPa和6.4%。但其RD和TD方向的屈服强度和抗拉强度的各向异性分别为112 MPa和103 MPa;iii)揭示出复合叠轧板材的强塑性提高主要归因于:复合材料层细小的β″析出相、弥散分布的纳米TiCp和细小的动态再结晶晶粒对位错产生的交互耦合作用,提高了板材强塑性;iv)首次采用CARB工艺消除了3.0-TiCp/M复合叠轧板材的强度各向异性。CARBi板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和3 MPa;CARBii板材的RD和TD方向上的屈服强度和抗拉强度差值分别为2 MPa和4 MPa;v)揭示出纳米TiCp在板材旋转90°叠轧和界面剪切力作用下,在空间分散趋于弥散,均匀化;构建出纳米TiCp层状弥散分布,双尺寸晶粒和β″析出相均匀层状分布新构型。vi)揭示出采用CARB两种工艺获得强塑性各向同性的机制主要归因于:纳米TiCp层状弥散分布、双尺寸晶粒与β″析出相的均匀层状分布构型,使板材的组织与性能均一化。本研究为提高变形铝合金的强塑性、各向同性和耐腐蚀性能提供了新的途径,为开发出具有优异、各向同性室温力学性能及耐腐蚀的纳米颗粒增强铝基复合材料轧制板材提供了实验依据和技术及理论参考。
王少华[2]（2020）在《累积叠轧焊法制备铝基复合材料组织性能研究》文中进行了进一步梳理累积叠轧焊法工艺简单、易操作、具有容易推广和生产效率高等优势,适用于流水线生产,具备广阔的工业化前景。本文采用累积叠轧焊工艺对异质合金进行多道次变形轧制,制备出具有多层结构的铝基复合材料。采用光学金相显微镜、X射线衍射仪、扫描电镜和万能力学试验机等实验仪器对试样的显微组织结构、相组成物、断口形貌和拉伸性能进行观察和研究。通过建立数学模型分析铝基复合材料在各道次弹塑性阶段的本构关系以及累积叠轧道次与加工硬化指数之间的关联性。结果表明:累积叠轧焊制Al-Fe复合板随着轧制道次的增加,板材间的结合逐渐紧密,结合界面消失,保温时间和基体材料的不同对基体的结合有重要影响。1060/Fe/1060基复合板材经过每道次轧制后在300℃保温60min,其结合界面基本消失;而Al-Fe结合界面经过300℃保温60min处理后,在其结合界面通过XRD与扫描电镜检测未发现新相或金属间化合物。经过第二道次轧制累积真应变达到1.39后,其抗拉强度达到175MPa,屈服强度达到140MPa,相对于基体材料分别提升了68.3%和35.9%。6061/Fe/6061复合材料ARB每道次间进行300℃保温5min,Al-Fe结合界面与1060/Fe/1060的表现一致,在第三道次基体内部出现大量微裂纹,随ARB道次的进行裂纹逐渐减小,经第二道次轧制累积真应变达到1.16后抗拉强度和屈服强度分别达到227MPa和176MPa,综合性能最佳,相对于基体材料提高了38.41%和23.8%。6061/TC4/6061在300℃下进行轧制变形后与室温轧制状态相比较,改善了材料的塑性,使得相对变形量增大所得到结合界面更为平直,应力不易集中,抗拉强度均高于室温轧制,第3道次综合力学性能最佳,抗拉强度达到430MPa,对比6061铝合金增加162.20%。Fe基非晶合金以碎片夹杂物的形式弥散分布在基体中,随着轧制道次的增加非晶Fe基合金的碎片延塑性流动方向分布愈加细小均匀。随着变形量的加大1060/Fe/1060与6061/Fe/6061复合材料均出现加工软化现象。在弹塑性变形阶段,1060/Fe/1060基复合材料经第六道次轧制累积真应变达到4.16时,弹性变形阶段所吸收的能量最大,其弹性比功达到13.76GPa,经第七道次轧制累积应变达到4.85时,在塑性变形阶段所吸收能、弹性模量和加工硬化指数达到最大值,分别达到455.68GPa,32.6GPa和0.79,1060/Fe/1060复合材料的弹性模量和加工硬化指数在ARB过程中随着累积真应变的增大而增大;6061/Fe/6061复合材料在经2道次轧制累积应变达到1.16时弹性模与弹性比功分别为28.2GPa和11.24GPa,经5道次轧制累积真应变达到3.46时加工硬化指数达到0.40,由于轧制过程中产生微裂纹的影响材料塑性降低,ARB第六道次断裂比功最高达到938.03GPa,仍然低于基体6061。与室温轧制状态相比300℃轧制6061/TC4/6061复合材料改善了材料的塑性,300℃轧制试样第三道次弹性比功最大,可达120GPa。室温首道次轧制后未经时效状态断裂比功最大,为3176GPa,表明该状态具备良好的塑性。由于异质金属间的塑性不均匀,使得钛层和铝层出现不同程度的颈缩,此时在切向应力的作用下结合面出现分离,破坏界面处形成的弱连接。Fe基非晶合金箔带和退火态TC4板材作为增强体皆对6061铝合金产生了增强作用。Fe基非晶合金箔带非连续增强铝基复合材料与TC4连续性增强铝基复合材料相比,基体间的结合效果更加紧密,但由于TC4板材所占的体积分数更大,且在轧制过程中保持连续性,TC4对Al基体强度的提升效果更加显着。TC4作为增强体在第四道次室温轧制过程中发生断裂,导致复合材料强度骤降,因此,通过工艺改进在保持增强体的连续性的同时提升异质金属间的结合强度提升是异种金属叠层复合材料强韧化发展的必由之路。
李小红[3]（2020）在《退火处理对超细晶纯Cu、纯Fe的微观结构和力学性能的影响》文中研究表明累积叠轧（ARB）和等通道转角挤压（ECAP）等剧烈塑性变形（SPD）法制备的超细晶材料的微观组织累积了大量内应力,位错密度高,微观组织和性能不稳定,处于亚稳态。退火热处理不仅可以降低其内部储能,提高热稳定性,而且对微观组织起到均匀化作用,改善综合性能。揭示退火热处理对不同工艺制备的超细晶材料的微观组织和力学性能的影响,了解不同超细晶材料的热稳定性,这方面的研究显得非常重要。本文选择FCC结构的纯铜和BCC结构的工业纯铁为实验材料,通过六道次ARB工艺和一道次ECAP工艺制备的ARB-Cu、ECAP-Cu和ECAP-Fe为研究对象,研究退火热处理对力学性能、微观结构、断裂机制和损伤形态的影响。研究发现,退火有效改善ARB-Cu微观组织内部高位错密度和晶界模糊的特点。随着退火温度的升高,亚晶粒弥散分布,位错密度逐渐降低,晶粒形状由不规则态转变为等轴晶粒。ARB-Cu在100～250℃退火10 min和30 min后,屈服强度和抗拉强度随退火温度升高先增加后降低。其中退火温度为100℃和150℃,屈服强度和抗拉强度随退火时间的增加先升后降,退火30 min后,强度达到最大值且出现退火强化效应。显微硬度随退火温度升高和退火时间增加逐渐下降。ARB-Cu经退火处理后,其拉伸断裂特征表现为韧性增加,塑性变形能力得到改善,晶粒长大激活能为73 k J/mol,表现出一定的热稳定性。ARB-Cu界面焊合率与轧制道次的关系满足:R（28）（1-0.5n）?100%,界面焊合系数与轧制道次满足:k（28）-0.033n2（10）0.32n（10）0.39。ARB-Cu的最优退火工艺参数为150℃退火30 min。退火态ECAP-Fe的屈服强度和流变应力随退火温度的升高先增加后下降;退火温度为400℃时,屈服强度达到最大值。显微硬度随退火温度的升高逐渐下降。不同温度退火后,表面变形损伤程度减小,晶界协调变形能力增强。ECAP-Fe退火后的微观结构主要是由低位错密度的等轴晶和小尺寸亚晶组成,晶界清晰,晶粒尺寸分化率降低,晶粒长大激活能约75 k J/mol。ECAP-Fe的最佳退火工艺参数为400℃退火10 min。ECAP-Cu在不同温度退火10 min后的压缩应力表现出退火强化现象,压缩屈服应力随退火温度升高先增加后降低。压缩表面损伤形态与ECAP-Fe的损伤形态不同,主要损伤特征为压缩凸起台阶和细密的剪切带。
张全鑫[4]（2020）在《纤维铜（T2）网格增强铝基复合材料制备及其组织性能研究》文中研究说明采用累积叠轧（ARB）技术制备的铝基复合材料凭借其高比强度、低密度、高导热率等优异的综合性能,近些年在军事、航空、航天以及民用领域均得到了广泛应用。目前许多研究学者已经利用ARB技术以SiC颗粒、Cu颗粒、C纤维、Al2O3纤维、钢丝网等作为增强体成功制备大量铝基复合材料,但轧制过程中增强体颗粒团簇、界面孔隙、变形不协调、网格分布不致密等现象的出现会阻碍增强体的强化效果。本文选用一种以正交法编织且排列致密（350目）的纤维铜（T2）网格作为增强体,通过冷轧+累积叠轧（ARB）、热轧+累积叠轧（ARB）、改变铜网的铺放角度以及热扩散处理来探索ARB技术制备铜网格增强铝基复合材料的最佳工艺。借助单轴拉伸、显微硬度对不同轧制道次的Al/Cu复合板进行力学性能测试,结合SEM、EDS、TEM、XRD对复合板进行宏观和微观组织分析。对冷轧态不同道次复合板研究表明:冷轧工艺累积5道次后,Al/Cu复合板的抗拉强度和延伸率分别达到171 MPa和5.39%,且均随轧制道次的增加而增大。由此可见,引入铜网格作为增强体是一种可以同时提高铝基复合材料强度和塑性的新思路;Al/Cu界面能谱线扫描发现扩散层厚度由4.63μm增加到6.09μm,这极大促进了复合板界面结合强度的提升;TEM观察表明,Al晶粒主要为长条带状结构,且晶粒尺寸由1.17μm（0道次）明显细化到0.64μm（5道次）,表明细晶强化机制是高道次复合板的主要强化机制;5道次轧制后Al层和Cu层的硬度值增加至最大值,分别为51.18 HV和205.1 HV;复合板断口上存在不同尺寸的剪切韧窝,表明断裂机制为典型的剪切韧性断裂。对热轧态不同道次复合板研究表明:热轧工艺中,当铜网格铺放角度为45°时,铝铜复合板抗拉强度和延伸率在4道次轧制后达到最大值,分别为174.1 MPa和15.2%;当铜网格铺放角度为0°时,铝铜复合板抗拉强度和延伸率在3道次轧制后达到较好的强塑性匹配,其强度为147.3 MPa,延伸率为7.5%,可认为纤维铜网增强铝基复合材料的抗拉强度、延伸率均随着铜网铺放角度的增大而增大;断口形貌表明Al/Cu复合板的断裂模式主要以发生在Al层的塑性断裂和Al/Al结合界面的界面分层断裂两种形式表现。对冷轧态、热轧态复合板原位拉伸研究表明:相同轧制变形量下,25℃冷轧和400℃热轧均可以实现基体金属铝板之间的界面结合,两种轧制条件复合板的原位拉伸载荷-位移曲线中均表现出明显的弹性阶段、塑性阶段和失效阶段;但25℃冷轧条件表现出更优的综合性能,其极限载荷和最大位移分别为217 N和2.16 mm;冷轧条件下制备的铝铜复合板样品的铝晶粒更加细小,这主要是由于常温轧制条件可以抑制动态再结晶的进程;动态观察断裂过程可以发现,在Cu颗粒周围和应力集中处微裂纹萌生,并在Al/Cu结合界面处明显继续增长并相互连接为主裂纹,主裂纹随拉伸载荷迅速扩大直至发生明显断裂,且断裂路径沿滑移线和单轴拉伸方向呈45°;断口分析表明冷轧与热轧复合板的断裂失效方式为整体的韧性分层断裂和Al层、Cu层的韧性剪切断裂。
陈祥[5]（2019）在《1060与7050铝合金累积挤压板材组织与力学性能研究》文中提出本文通过累积挤压结合（accumulative extrusion bonding,AEB）工艺制备了1060、7050铝合金板及1060/7050复合板。研究了不同AEB道次数对1060、7050铝合金板及1060/7050复合板显微组织和力学性能的影响。同时分析了7050铝合金板和1060/7050复合板经时效处理后的组织和性能变化。采用改进后的交叉累积挤压（cross accumulative extrusion bonding,CAEB）+模外水冷（water cooling,WC）的方式进一步提升了7050铝合金板和1060/7050复合板力学性能。结果表明:采用AEB工艺对纯铝进行6道次挤压后,成功地制备出含有106层的超细晶纯铝板材;随着累积应变量的增加,板材晶粒尺寸不断细化,3道次后,其平均晶粒尺寸约为0.51μm,6道次后,其平均晶粒尺寸由初始的108μm细化至0.44μm。纯铝板经AEB加工后,其织构组分主要为Copper{112}<111>和S{123}<634>,且大角度晶界的数量随AEB道次数的增加而增多,其中,6道次AEB后,其体积分数达到最大值,约为71.5%。此外,纯铝板材力学性能变化明显,其中板材强度与道次数整体呈现正相关性,当道次数≥3道次后,板材强度趋于稳定;5道次AEB后,屈服强度和抗拉强度达到峰值,分别为183MPa和195MPa,且延伸率约为16%;累积挤压后纯铝板材强度显着提高,则主要归因于细晶强化和位错强化。与传统的ARB相比,当累积应变近似相同时,AEB工艺在细化1060纯铝板晶粒和提高其力学性能方面更有优势。采用AEB工艺对7050铝合金进行3道次挤压后,制备出不同层数的7050铝合金板。不同AEB道次后,7050铝合金板界面结合良好。板材在120℃时效24h后,在基体表面随机析出大小、形貌、数量不同的第二相,这些析出相的存在很大程度上地提高了7050板的力学性能。为进一步优化板材性能,采用CAEB+模外水冷的方式制备7050铝合金板,2道次CAEB水冷制备的7050铝合金板经时效处理后,其屈服强度和最大抗拉强度分别为477MPa和562MPa,与初始固溶态的7050铝合金相比,板材的屈服强度和最大抗拉强度分别提高了92.3%和39.1%,而延伸率下降显着。此外,拉伸断口形貌显示,板材断裂类型为韧脆断裂。1060/7050铝合金层状复合板经2道次AEB后,层界面间形成了良好的冶金结合,未出现分层现象。复合板在120℃时效24h后,其力学性能得到进一步提高;拉伸断口形貌显示1060层呈现出典型的韧性断裂,而7050层则为脆性断裂。1060/7050复合板经2道次CAEB水冷后,1060层和7050层均呈现出“波浪”、“碗口”及近似“W‖状的结合界面,这些结合界面模式在一定程度上提高了界面间的机械咬合。经2道次CAEB水冷制备的复合板在120℃时效24h后,具有良好的强韧性。
孟庆文[6]（2019）在《热处理及冷轧对Al-1%Si合金中Si析出及晶粒细化的影响》文中研究说明强度和塑性是大多数金属材料最重要的力学性能,通过有效的加工工艺可以使材料的力学性能明显改善。通常情况下,提升纯金属材料性能的方法很多,但应用较为广泛的是剧烈塑性变形以及合理的热处理工艺。纯金属可以通过剧烈塑性变形细化晶粒从而改善其性能,但变形过程中会发生回复降低强度。对纯金属进行微合金化可以明显抑制变形中的回复以及促进晶粒细化,还能保持纯金属高导电性等良好性能。因此本课题选用Al-1%Si合金作为研究对象,通过不同热处理及轧制工艺,研究Si析出规律及其对晶粒细化的影响以及Si析出和晶粒细化对合金力学性能的影响。本课题通过改变轧制温度以及预时效和后时效参数制备多种Al-1%Si合金细晶样品,利用拉伸实验测试和透射电子显微镜（TEM）表征等手段,研究了不同样品中的Si析出及晶粒细化情况及其对样品力学性能的影响。为了排除细晶中高密度位错等晶体缺陷对Si析出的影响,本文还在充分固溶处理的粗晶Al-1%Si合金样品中研究了不同时效方式（直流电流时效、传统炉热人工时效）对Si析出的影响。本文的主要结果如下:1.轧制变形过程中样品放热及空位和位错等晶体缺陷的产生都会显着促进第二相Si颗粒的析出。室温轧制中有细小弥散的Si颗粒析出,相反,低温轧制样品中几乎没有第二相Si颗粒析出。这是因为,室温轧制过程中产生的热效应有利于促进形成第二相Si颗粒,而低温轧制抑制了此过程。另一方面,空位和位错等晶体缺陷会促进Si颗粒析出,表现为预时效样品中几乎没有第二相Si颗粒析出,而后时效样品中有较多的第二相Si颗粒析出。是因为预时效处理会降低淬火空位浓度从而抑制轧制中第二相Si颗粒形成,而后时效可以将轧制中产生的晶体缺陷作为第二相析出的形核点从而促进Si析出。2.通过冷轧工艺制备出具有较高热稳定性的亚微米晶样品。Al-1%Si样品中析出的细小弥散的Si颗粒在变形过程中对位错产生一定的钉扎作用,对变形过程中的微观组织起到很好的稳定作用。经过轧制后长时间热处理,晶粒仍可保持相对稳定,没有明显长大,这是因为析出的Si颗粒能够有效的钉扎晶界抑制其迁移。3.室温轧制样品的强度要高于低温轧制样品,室温轧制样品的抗拉强度达到277MPa,而低温轧制样品仅为258 MPa。工业纯铝与之相反,表现为室温轧制样品的强度要低于低温轧制样品。是因为工业纯铝在室温轧制中的温度高于低温轧制,位错结构更易发生回复,因而室温轧制样品的位错密度较低,导致强度低于低温轧制样品。然而,Al-1%Si样品室温轧制后的强度要高于低温轧制,是因为室温轧制过程中的热量有利于促进第二相Si颗粒析出,一方面Si颗粒能够抑制动态回复过程,得到较高密度的位错,另一方面Si颗粒本身也能作为强化相,所以最终的强度要高于低温轧制样品。4.轧制前/后时效处理会降低材料的强度。与无时效样品相比,轧制前时效样品的强度较低,是因为预时效会降低淬火空位浓度抑制第二相析出,从而降低析出强化作用。与无时效样品相比,轧制后时效样品的强度也较低,这是因为后时效虽然可以促进Si颗粒的析出但会降低材料内部的位错密度,降低了之前加工硬化作用。5.在温度相同条件下,直流电流时效可以加速第二相Si颗粒的析出。主要是因为,除了焦耳热效应,电流还具有各种非热效应,能够降低相变及扩散过程的激活能,显着提升原子扩散速率,第二相析出过程明显加快。
彭治力[7]（2019）在《炉热及电流辅助累积叠轧法制备镁铝层状复合板材的微观结构和力学性能》文中研究指明镁和镁合金具有良好的阻尼性能、较高的比强度和比弹性模量,然而存在易腐蚀、强度较低的问题。铝和铝合金通常比镁具有更好的成形性和抗腐蚀性能,通过累积叠轧工艺制备镁铝层状复合材料,可综合镁与铝各自的优点,得到优异的综合力学性能和较好的抗腐蚀性能。然而目前通过累积叠轧工艺制备的镁铝层状复合材料,由于工序较复杂,并且存在形成镁铝界面金属间化合物的问题,严重影响界面结合,并没有获得较好的宏观力学性能,对镁铝金属板材的抗拉强度提升较低。本文通过炉热以及电流辅助累积叠轧工艺,探究了高道次叠轧提升镁铝层状复合板材强度的可行性以及电流辅助累积叠轧对于界面金属间化合物的抑制作用。具体的,利用炉热累积叠轧工艺,制备了镁铝层状复合板材,利用扫描电子显微镜及能谱分析,对层状复合板材的横截面的微观结构进行了表征,并对各道次叠轧后的样品进行了拉伸试验和横截面显微硬度测试,分析讨论了高道次炉热累积叠轧镁铝层状复合板材的强度提升空间以及强化机制。针对传统炉内热处理累积叠轧工艺制备出的镁铝层状复合板材容易形成镁铝界面金属间化合物的问题,本文采用电流辅助在线轧制替代传统累积叠轧的中间热处理,通过对比传统热处理与电流辅助累积叠轧工艺,研究了电流辅助轧制对样品微观结构和宏观力学性能的影响,以及电流辅助累积叠轧对界面金属间化合物的抑制作用。本文的研究结果表明:（1）高道次炉内热处理累积叠轧可显着提升样品的宏观力学性能,其力学性能的强化主要由加工硬化、细晶强化和动态再结晶三种机制的综合作用决定。在对镁铝金属板材进行七道次累积叠轧后,制备出了层厚为数微米、层数达到192层的镁铝层状复合板材,样品强度随着叠轧道次的增加而显着提升,并且延伸率在叠轧过程中没有随叠轧道次的增加而降低。通过该方法制备的镁铝层状复合材料,在镁铝层间形成了扩散层和界面金属间化合物。随着叠轧道次的增大,扩散层厚度逐渐增长,并且在第七道次轧制之后形成了弥散在镁铝界面的颗粒状界面金属间化合物。（2）通过电流辅助累积叠轧工艺成功制备出了镁铝层状复合板材,且有效抑制了界面金属间化合物的生长。经过电流辅助轧制后,镁铝层能够较好结合,并且叠轧过程中电流辅助工艺有效的抑制了界面金属间化合物的长大,界面处形成的界面金属间化合物厚度明显低于传统累积叠轧中界面金属间化合物厚度。（3）采用电流辅助进行累积叠轧,样品大小可以不受限制,同时在工业上实现连续、批量的Mg/Al层状板材的制备,还可以省去炉内加热预处理等环节,提高生产效率并节省能源。
徐梓淦[8]（2018）在《钢铝极薄带累积叠轧工艺及界面行为研究》文中研究表明钢铝双金属通过固相复合而成的钢铝复合材料,是一种较为典型的能够综合两种组元金属优良性能的金属复合材料。利用累积叠轧法使钢铝板带层状复合,不仅能通过反复施加的强大轧制力驱动钢铝之间的冶金结合与固相扩散,还能通过不断积累的剧烈塑性变形细化钢铝复合界面的空间结构,是一种通过固相复合的办法制备低密度极薄钢带的新途径。本文主要研究工作如下:（1）以一层一替的6层厚度24 μm的Q195极薄钢带与5层厚度16 μm的 1060极薄铝带为初始材料,利用课题组自行研发的微型轧机实施了冷轧复合实验,并对获得的钢铝复合带进行了 7个道次无中间退火的室温累积叠轧实验。通过对比复合带的板形与复合效果,发现初始复合道次50 kN预压紧力的负辊缝轧制下,钢铝叠层极薄带压下量达到58.7%,钢铝层界面能够实现较好的连接。后续叠轧道次中,每道次增加5 kN预压紧力能使复合带界面得到良好结合,并保持较好的板形。复合过程中复合带边部裂纹不断向心部蔓延,累积叠轧过程共进行了8个道次;（2）观察了不同道次下钢铝复合极薄带复合界面的宏观结构与化学成分分布。钢铝极薄带通过薄膜机制实现界面结合。在叠轧过程中,由于钢铝力学性能的差异导致复合界面结构产生“层状—纤维状—混沌状”的演变,钢层不断发生颈缩断裂,并镶嵌到铝层中间,钢铝界面不断向钢层中间移动,且界面面积不断增大。叠轧过程中,钢铝间始终有2～3 μm的扩散层。随着叠轧道次的增加,界面不断增加,因此扩散层占复合带整体比例不断增高,钢铝均匀化程度不断加深。对第7道次钢层界面附近铝原子含量进行定量分析,发现铝在钢层中实现了变形诱导的固溶扩散,铝原子在钢中的扩散系数为D7passes=1.49× 10-9 cm2/s;（3）分析了复合带界面结构对拉伸性能与断裂机制的影响。拉伸实验表明,第1～2道次拉伸过程由于钢层保持连续,轴向拉力由复合结构中的钢层主要承担,第3～5道次由于钢层破碎,轴向拉力主要由复合结构中的铝层承担。第2道次后复合带抗拉强度最大,为352 MPa。不同道次对应复合极薄带界面结构的力学表现不同,导致钢铝复合带的单向拉伸断裂机制不同,第1道次复合带的断裂由界面缺陷主导的,第2道次复合带的断裂由钢层的韧性断裂主导,第4道次复合带的断裂由铝层的韧性断裂主导。
王宗申,管延锦,魏修亭,朱光明[9]（2017）在《模压变形工艺及其研究进展》文中研究表明为了系统地研究模压变形工艺在制备大体积超细晶金属板材方面的应用,在介绍模压变形工艺基本原理、塑性力学解析及分类的基础上,阐述了变形道次、变形温度和模具结构等工艺因素对模压变形的影响规律和机理,归纳了变形材料的热稳定性、工艺改进及变形路径、变形均匀性分析及工艺优化等关键问题,对模压变形工艺在室温难变形金属板材中的应用、变形板材的塑韧性和成形性能改善以及工艺的塑性变形机理等方面的研究趋势进行了展望:未来模压变形工艺将着眼于镁合金、钛合金等塑性加工能力差但又极具工业应用潜力的金属板材,注重变形板材使用性能的调控机理与方法的研究,寻求防止裂纹产生的有效工艺措施,同时系统深入地揭示模压变形材料组织结构和性能的演变机理,为揭示模压变形材料组织结构和性能的演变机理提供了参考。
刘燕[10]（2016）在《Al-Mn合金超细化组织与力学性能的研究》文中研究说明铝锰系合金最显着的特点是具有优良的耐蚀性、良好的焊接性能和加工性能,同时还具有导电导热性能好,塑性高的特点,是一种具有良好耐蚀性能的中等强度的铝合金,得到较为广泛的应用。本文运用累积叠轧工艺（ARB）制备了Al-Mn和Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr两种不同成分的合金板材。运用X射线衍射仪、光学显微镜和透射电子显微镜等材料检测方法,研究了累积叠轧工艺前后板材的界面形貌和显微组织演变;对板材的抗拉强度、屈服强度和硬度等力学性能进行了研究;进一步深入研究了累积叠轧板材的力学性能与组织演变的关系,以及合金元素对累积叠轧板材的力学性能和微观结构的影响。研究结果表明:运用累积叠轧技术在温度为673K（400℃）下成功制备了18道次的合金板材,厚度均为1mm。Al-Mn合金与Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金板材在第四道次叠轧后,大部分区域由具有大角晶界的超细晶粒构成,且在第八道次叠轧后的平均晶粒尺寸分别为0.4μm和0.38μm,晶粒尺寸显着细化。累积叠轧后的合金局部应变随着位错密度和基体晶格常数的增加而增加。通过X射线衍射结果可以知道,Al-Mn与Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金样品的（111/222）和（200/400）峰值显着增加,并且峰中心位置向着低角度移动。经过剧烈塑性变形,Al-Mn与Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金板材的力学性能均得到改善,其屈服强度和抗拉强度随着累积叠轧道次的增加出现明显的上升趋势。延伸率在第一道次轧制后突然降低,并在之后随叠轧道次的累加仅有较小幅度的降低。Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金的强度在叠轧前和叠轧后不同道次均明显高于Al-Mn合金,且在第五道次后,抗拉强度差值达到48Mpa。相比没有添加合金元素Sc和Zr的Al-Mn合金,Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金不同叠轧道次的显微组织中,位错和亚晶密度更高。
二、室温累积叠轧技术对纯铝板材力学性能的影响（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、室温累积叠轧技术对纯铝板材力学性能的影响（论文提纲范文）
（1）纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的制备技术 |
| 1.2.1 粉末冶金法 |
| 1.2.2 物理气相沉积法 |
| 1.2.3 搅拌铸造法 |
| 1.2.4 原位反应法 |
| 1.2.5 中间合金法 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料研究进展 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.2 非单一颗粒强化铝基复合材料的组织及力学性能 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金的室温强化机制 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的腐蚀研究进展 |
| 1.4.1 铝合金的腐蚀类型 |
| 1.4.2 颗粒强化铝基复合材料的腐蚀 |
| 1.4.3 铝基复合材料的腐蚀机制 |
| 1.5 铝合金及铝基复合材料的叠轧研究进展 |
| 1.5.1 累积叠轧技术原理 |
| 1.5.2 铝合金及铝基复合材料叠轧板材的组织与性能 |
| 1.5.3 交互叠轧研究进展 |
| 1.5.4 叠轧过程中的强化机制 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 XPS测试分析 |
| 2.4 性能检测 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 电化学抗腐蚀性能测试 |
| 2.4.3 室温抗腐蚀性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 纳米TiC_p、TiB_(2p)和(TiC_p-TiB_(2p))增强Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备、组织和室温力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备及组织演变 |
| 3.2.1 内生纳米 TiC_p-Al中间合金和纳米 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.2.2 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料的铸态组织 |
| 3.2.3 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料在冷轧过程中的组织演变及析出相分布 |
| 3.2.4 纳米TiC_p/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.3 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金冷轧板材的组织影响及室温强化机制 |
| 3.3.1 纳米TiC_p对T6 处理后的Al-Mg-Si合金冷轧板材再结晶组织的影响 |
| 3.3.2 纳米TiC_p对Al-Mg-Si合金板才在二次冷轧中的位错增殖影响 |
| 3.3.3 纳米TiC_p的室温强化机制 |
| 3.4 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材与单相TiC_p、TiB_(2p)/Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的组织与性能对比 |
| 3.4.1 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料及纳米TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料冷轧板材的制备 |
| 3.4.2 (TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料和TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料的铸态组织 |
| 3.4.3 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料,TiB_(2p)/Al-Mg-Si 复合材料和(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Mg-Si 复合材料的轧制组织 |
| 3.4.4 单相和双相Al-Mg-Si复合材料冷轧板材的室温力学性能 |
| 3.5 单相及双相纳米颗粒的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 纳米 TiC_p和纳米 TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的腐蚀行为的影响规律及机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 腐蚀样品的制备及腐蚀方法 |
| 4.2.1 腐蚀样品的制备 |
| 4.2.2 加速腐蚀方法及溶液 |
| 4.2.3 电化学腐蚀及浸泡腐蚀方法和溶液 |
| 4.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的加速腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.3.1 最大腐蚀深度 |
| 4.3.2 加速腐蚀表面 |
| 4.4 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的电化学腐蚀行为影响规律.. |
| 4.4.1 极化曲线 |
| 4.4.2 阻抗性能测试 |
| 4.5 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si板材的侵泡腐蚀行为的影响规律.. |
| 4.5.1 耐盐水腐蚀的影响规律 |
| 4.5.2 耐盐水腐蚀形貌 |
| 4.6 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材的钝化行为、晶间腐蚀的影响规律及腐蚀机制 |
| 4.6.1 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶粒形貌及其钝化行为的影响规律 |
| 4.6.2 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材晶界处第二相数量及晶间腐蚀的影响 |
| 4.6.3 纳米TiC_p和TiB_(2p)对Al-Mg-Si冷轧板材腐蚀性能的影响机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 纳米TiC_p对Al-Mg-Si板材在复合叠轧过程中组织和室温力学性能的影响规律及其作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备﹑组织和力学性能 |
| 5.2.1 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的制备 |
| 5.2.2 单一 Al-Mg-Si基体合金、单一 TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧初始板材的组织与力学性能 |
| 5.2.3 Al-Mg-Si基体合金和TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧板材的组织与力学性能 |
| 5.3 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料累积叠轧复合板材的制备﹑组织和性能 |
| 5.3.1 复合叠轧板材的制备 |
| 5.3.2 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的微观组织 |
| 5.3.3 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的力学性能 |
| 5.3.4 Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材中层状异质构型的强化机制 |
| 5.4 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织与性能的影响规律 |
| 5.4.1 Al-Mg-Si合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材的不同交互叠轧工艺 |
| 5.4.2 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.3 不同交互叠轧工艺对Al-Mg-Si基体合金+TiC_p/Al-Mg-Si复合材料复合叠轧板材组织的影响规律 |
| 5.4.4 不同交互叠轧工艺对纳米TiC_p空间分布的影响 |
| 5.5 不同交互叠轧工艺对 Al-Mg-Si合金+Ti Cp/Al-Mg-Si 复合材料复合叠轧板材的强度各向同性机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）累积叠轧焊法制备铝基复合材料组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝合金概述 |
| 1.2 铝及铝合金强韧化 |
| 1.2.1 单相金属的强韧化处理 |
| 1.2.2 多相金属材料的强韧化 |
| 1.3 铝基复合材料 |
| 1.4 大塑性变形强韧金属基材料简介及研究现状 |
| 1.4.1 等径角挤压(Equal Channel Angular Pressing,ECAP) |
| 1.4.2 累积叠轧焊(Accumulative Roll-Bonding,ARB) |
| 1.4.3 高压扭转(High Pressure Torsion,HPT) |
| 1.4.4 多向锻造(Multi-Directional Forging,MDF) |
| 1.5 SPD法对力学性能的影响 |
| 1.5.1 强韧性 |
| 1.5.2 塑性与超塑性 |
| 1.5.3 成型性能 |
| 1.6 结构设计对材料强韧化的影响 |
| 1.7 本文研究主要内容与意义 |
| 第2章 试样的制备和实验方法 |
| 2.1 原材料选择与实验方法 |
| 2.2 制备工艺 |
| 2.3 检测手段 |
| 2.3.1 金相分析 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.3.3 力学性能 |
| 2.3.4 数学建模分析 |
| 第3章 Fe基非晶合金增强1060 铝基多层复合材料组织结构与性能研究 |
| 3.1 厚度变化 |
| 3.2 XRD分析 |
| 3.3 组织形貌分析 |
| 3.4 拉伸性能分析 |
| 3.4.1 弹、塑性过程数学分析 |
| 3.4.2 弹、塑性过程应变能分析 |
| 3.5 断口形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Fe基非晶合金增强6061 铝基多层复合材料组织结构与性能研究 |
| 4.1 厚度变化 |
| 4.2 XRD分析 |
| 4.3 组织形貌分析 |
| 4.4 拉伸性能分析 |
| 4.4.1 弹、塑性过程数学分析 |
| 4.4.2 弹、塑性过程应变能分析 |
| 4.5 断口形貌分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 铝/钛/铝轧制复合变形行为与力学性能研究 |
| 5.1 各轧制道次变形规律研究 |
| 5.2 各轧制道次对结合面形貌影响 |
| 5.3 各轧制道次对力学性能的影响 |
| 5.4 各轧制道次断口形貌分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）退火处理对超细晶纯Cu、纯Fe的微观结构和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超细晶材料的制备工艺 |
| 1.2.1 等通道转角挤压(ECAP)技术 |
| 1.2.2 累积叠轧(ARB)技术 |
| 1.3 超细晶材料的微观结构和力学性能特征研究现状 |
| 1.3.1 超细晶材料的微观结构特征 |
| 1.3.2 超细晶材料的力学性能 |
| 1.4 超细晶材料的热稳定性 |
| 1.4.1 应变量对热稳定性的影响 |
| 1.4.2 退火处理对热稳定性的影响 |
| 1.5 本论文的研究目的和意义、主要内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料及方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验方法 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 实验材料准备 |
| 2.2.2 累积叠轧实验 |
| 2.2.3 等通道转角挤压实验 |
| 2.2.4 退火热处理 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 显微硬度测试 |
| 2.3.2 单轴拉伸实验 |
| 2.3.3 单轴压缩实验 |
| 2.4 微观结构表征 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜(SEM)观察 |
| 2.4.2 透射电子显微镜(TEM)观察 |
| 第三章 退火处理对ARB-Cu的微观结构和性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 退火处理对ARB-Cu微观结构的影响 |
| 3.3 退火处理对ARB-Cu力学行为的影响 |
| 3.3.1 退火温度对ARB-Cu室温拉伸力学性能的影响 |
| 3.3.2 退火时间对ARB-Cu室温拉伸力学性能的影响 |
| 3.3.3 退火处理对ARB-Cu显微硬度的影响 |
| 3.4 退火处理对ARB-Cu断裂特征的影响 |
| 3.5 界面结合率对结合强度的影响 |
| 3.5.1 ARB材料的焊合界面结合率 |
| 3.5.2 ARB工艺焊合界面结合强度指数 |
| 3.6 热稳定性 |
| 3.6.1 ARB-Cu的再结晶动力学 |
| 3.6.2 晶粒长大激活能 |
| 3.6.3 Hall-Petch关系 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 退火处理对ECAP-Cu室温压缩变形及损伤行为的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 退火处理对ECAP-Cu力学行为的影响 |
| 4.3 退火处理对ECAP-Cu表面变形损伤特征的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 退火处理对ECAP-Fe的微观结构和室温压缩变形行为的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 退火温度对ECAP-Fe微观结构的影响 |
| 5.3 退火处理对ECAP-Fe力学行为的影响 |
| 5.3.1 退火处理对ECAP-Fe室温压缩应力-应变行为的影响 |
| 5.3.2 退火温度对ECAP-Fe应变硬化行为的影响 |
| 5.3.3 退火处理对ECAP-Fe显微硬度的影响 |
| 5.4 退火温度对ECAP-Fe表面变形损伤特征的影响 |
| 5.5 热稳定性 |
| 5.5.1 ECAP-Fe的再结晶动力学 |
| 5.5.2 晶粒长大激活能 |
| 5.5.3 Hall-Petch关系 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 本文结论 |
| 6.2 未来展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间发表论文及专利 |
（4）纤维铜（T2）网格增强铝基复合材料制备及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 金属基多层复合材料制备技术 |
| 1.2.1 爆炸复合法 |
| 1.2.2 扩散复合法 |
| 1.2.3 轧制复合法 |
| 1.3 累积叠轧(ARB)技术 |
| 1.3.1 ARB技术简介 |
| 1.3.2 ARB制备铝基复合材料国内研究现状 |
| 1.3.3 ARB制备铝基复合材料国外研究现状 |
| 1.4 铝基复合材料增强体种类 |
| 1.4.1 颗粒増强铝基复合材料 |
| 1.4.2 短纤维/晶须增强铝基复合材料 |
| 1.4.3 长纤维增强铝基复合材料 |
| 1.4.4 金属网格增强铝基复合材料 |
| 1.5 铝基复合材料的主要强化机制 |
| 1.5.1 应变强化 |
| 1.5.2 固溶强化 |
| 1.5.3 细晶强化 |
| 1.6 论文研究主要内容 |
| 第2章 材料制备及研究方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 加热装置 |
| 2.2.2 二辊热冷轧机 |
| 2.3 累积叠轧法制备铝铜复合板 |
| 2.3.1 轧制复合前期准备 |
| 2.3.2 累积叠轧制备过程 |
| 2.4 铝铜复合板组织与性能的表征 |
| 2.4.1 场发射扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.4.2 透射电镜(TEM)显微组织观察分析 |
| 2.4.3 X射线(XRD)衍射分析 |
| 2.4.4 室温拉伸力学性能测试 |
| 2.4.5 硬度实验 |
| 2.4.6 原位拉伸实验 |
| 第3章 冷轧方法制备铝铜多层复合板实验研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 冷轧态复合板SEM显微组织分析 |
| 3.3 冷轧态复合板TEM显微组织分析 |
| 3.4 冷轧态复合板室温力学性能分析 |
| 3.4.1 室温拉伸实验 |
| 3.4.2 硬度实验 |
| 3.5 冷轧态复合板拉伸断口形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 热轧方法制备铝铜多层复合板实验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方案与制备过程 |
| 4.3 45°和0°铜网增强铝铜复合板SEM显微组织分析 |
| 4.4 45°铜网增强铝铜复合板TEM显微组织分析 |
| 4.5 45°和0°铜网增强铝铜复合板XRD物相分析 |
| 4.6 45°和0°铜网增强铝铜复合板室温力学性能分析 |
| 4.6.1 室温拉伸实验 |
| 4.6.2 硬度实验 |
| 4.7 铜网格增强原理分析 |
| 4.8 45°和0°铜网增强铝铜复合板拉伸断口形貌分析 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 原位观察冷轧、热轧态铜网格增强Al/Cu复合材料的断裂行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 原位拉伸曲线特征分析 |
| 5.3 变形过程的动态观察 |
| 5.4 TEM组织观察 |
| 5.5 断口形貌分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间所发表的论文 |
（5）1060与7050铝合金累积挤压板材组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铝及其合金的简介 |
| 1.2.1 铝及其合金的性能特点 |
| 1.2.2 铝合金的分类 |
| 1.2.3 1060铝合金 |
| 1.2.4 7050铝合金 |
| 1.3 剧烈塑性变形方法及研究现状 |
| 1.4 累积挤压复合法 |
| 1.4.1 累积挤压工艺 |
| 1.4.2 累积挤压工艺参数 |
| 1.5 金属材料界面结合理论 |
| 1.6 本课题研究目的、意义与主要研究内容 |
| 2 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 铝合金板材的制备 |
| 2.2.1 AEB制备1060纯铝板 |
| 2.2.2 AEB制备7050铝合金板 |
| 2.2.3 AEB制备1060/7050层状复合板 |
| 2.3 微观结构表征和力学性能测试 |
| 2.3.1 金相显微组织分析 |
| 2.3.2 SEM分析微观组织 |
| 2.3.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.4 TEM分析微观组织 |
| 2.3.5 硬度测试 |
| 2.3.6 室温拉伸力学性能测试 |
| 3 AEB制备1060 纯铝板的显微组织和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AEB纯铝板的光学显微组织 |
| 3.3 AEB纯铝板的TEM分析 |
| 3.4 AEB纯铝板的EBSD分析 |
| 3.5 AEB纯铝板的室温力学性能 |
| 3.6 AEB纯铝板材的断口分析 |
| 3.7 AEB VS ARB |
| 3.8 本章小结 |
| 4 AEB工艺及热处理对7050 铝合金板的显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 AEB工艺对7050 铝合金板的微观组织和力学性能的影响 |
| 4.2.1 微观组织的演化 |
| 4.2.2 力学性能的变化及分析 |
| 4.3 热处理对7050 铝合金板的微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 热处理后7050 铝合金板的组织变化 |
| 4.3.2 热处理后7050 铝合金板的力学性能变化与分析 |
| 4.4 改进后的AEB工艺对7050 铝合金板的力学性能和显微组织的影响 |
| 4.4.1 引言 |
| 4.4.2 改进后的AEB工艺对7050 铝合金板组织的影响 |
| 4.4.3 改进后的AEB工艺对7050 铝合金板力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 AEB以及改进后的CAEB工艺对1060/7050 复合板的显微组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 AEB工艺及热处理对1060/7050 复合板的组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 微观组织的演化 |
| 5.2.2 力学性能的变化 |
| 5.2.3 拉伸断口形貌分析 |
| 5.3 改进后的CAEB工艺对1060/7050 复合板的力学性能和显微组织的影响 |
| 5.3.1 引言 |
| 5.3.2 改进后的CAEB工艺对1060/7050 复合板显微组织的影响 |
| 5.3.3 改进后的CAEB工艺对1060/7050 复合板力学性能的影响 |
| 5.3.4 1060/7050 复合板拉伸断口形貌分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 后续研究工作的展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在攻读学位期间发表的论文目录 |
| B.作者在攻读学位期间取得的科研成果目录 |
| C.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（6）热处理及冷轧对Al-1%Si合金中Si析出及晶粒细化的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属材料晶粒细化方法 |
| 1.2.1 化学细化法 |
| 1.2.2 物理场细化法 |
| 1.2.3 传统机械变形法 |
| 1.2.4 剧烈塑性变形法 |
| 1.3 细晶强化存在的问题及解决方法 |
| 1.3.1 细晶强化存在的问题 |
| 1.3.2 解决方法 |
| 1.4 时效热处理促进铝合金中第二相析出 |
| 1.4.1 Al-Si合金中Si析出形核 |
| 1.4.2 时效提升细晶铝合金的塑性 |
| 1.4.3 不同时效方式对铝合金时效动力学的影响 |
| 1.5 课题研究内容及意义 |
| 第二章 实验材料及基本方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 均匀化及固溶处理 |
| 2.2.2 轧制 |
| 2.2.3 传统人工时效 |
| 2.2.4 直流电流时效 |
| 2.3 分析方法 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 微观组织表征 |
| 第三章 冷轧对Al-1%Si合金中Si析出及晶粒细化的影响 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.2 冷轧对晶粒细化的影响 |
| 3.3 冷轧对Si析出的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 冷轧前/后时效对Al-1%Si合金中Si析出及晶粒细化的影响 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.2 冷轧前时效对Si析出及晶粒细化影响 |
| 4.3 冷轧后时效对Si析出及晶粒细化的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Si析出对Al-1%Si合金性能的影响 |
| 5.1 实验方案 |
| 5.2 Si析出对细晶Al-1%Si合金性能影响 |
| 5.2.1 室温轧制样品的力学性能 |
| 5.2.2 轧制前时效样品的力学性能 |
| 5.2.3 轧制后时效样品的力学性能 |
| 5.2.4 讨论分析 |
| 5.3 Si析出对粗晶Al-1%Si合金性能的影响 |
| 5.4 不同时效方式对粗晶Al-1%Si合金中Si析出的影响 |
| 5.4.1 微观组织 |
| 5.4.2 讨论分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结及展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（7）炉热及电流辅助累积叠轧法制备镁铝层状复合板材的微观结构和力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 层状复合板材制备方法 |
| 1.2.1 热轧复合法 |
| 1.2.2 热压法 |
| 1.2.3 双辊铸轧法 |
| 1.2.4 高压扭转法 |
| 1.3 累积叠轧工艺 |
| 1.3.1 累积叠轧工艺原理 |
| 1.3.2 累积叠轧工艺在铝合金中的应用 |
| 1.3.3 累积叠轧工艺在镁合金中的应用 |
| 1.3.4 累积叠轧工艺在镁铝层状复合板中的应用 |
| 1.4 电流辅助加工工艺 |
| 1.4.1 电流辅助加工工艺的原理 |
| 1.4.2 电流辅助拔丝 |
| 1.4.3 电流辅助冲压 |
| 1.4.4 电流辅助轧制 |
| 1.5 本课题研究背景和主要研究内容 |
| 1.5.1 研究背景 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 1.6 本章小结 |
| 第二章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 初始镁板退火处理 |
| 2.2.2 初始板材表面预处理 |
| 2.2.3 累积叠轧实验过程 |
| 2.3 电流辅助累积叠轧样品表面温度测量 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 拉伸性能测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.5 显微组织结构分析 |
| 2.5.1 扫描电子显微镜观察 |
| 2.5.2 断口观察 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 累积叠轧道次对镁铝层状复合板材结构和性能的影响 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.2 累积叠轧道次对镁铝层状复合板材微观结构的影响 |
| 3.2.1 横截面SEM微观形貌 |
| 3.2.2 镁铝界面EDS元素分析 |
| 3.2.3 拉伸断口SEM形貌 |
| 3.3 累积叠轧道次对镁铝层状复合板材力学性能的影响 |
| 3.3.1 拉伸力学性能 |
| 3.3.2 横截面显微硬度 |
| 3.4 镁铝层状复合板材强化机制讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 加热方式对累积叠轧镁铝层状复合板材结构和性能的影响 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.2 电流辅助累积叠轧镁铝层状复合板材微观结构 |
| 4.2.1 横截面SEM微观形貌 |
| 4.2.2 镁铝界面EDS元素分析 |
| 4.2.3 拉伸断口SEM形貌 |
| 4.3 电流辅助累积叠轧镁铝层状复合板材力学性能 |
| 4.3.1 拉伸力学性能 |
| 4.3.2 横截面显微硬度 |
| 4.4 炉热累积叠轧与电流辅助累积叠轧对比 |
| 4.4.1 微观结构对比及电流辅助界面结合机制讨论 |
| 4.4.2 力学性能对比及电流对强度的影响机制讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 全文结果与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（8）钢铝极薄带累积叠轧工艺及界面行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 复合叠层材料及其制备方法 |
| 1.2.1 复合叠层材料 |
| 1.2.2 金属复合叠层材料加工技术 |
| 1.3 国内外相关研究进展 |
| 1.3.1 复合轧制产品的研究进展 |
| 1.3.2 累积叠轧的研究进展 |
| 1.3.3 异种金属复合轧制界面行为的研究进展 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 轧制复合原理及方法研究 |
| 2.1 轧制复合原理 |
| 2.1.1 机械作用理论 |
| 2.1.2 薄膜破裂理论 |
| 2.1.3 再结晶理论 |
| 2.1.4 扩散理论 |
| 2.1.5 能量理论 |
| 2.1.6 “三阶段”理论 |
| 2.2 室温轧制复合方法 |
| 2.3 累积叠轧复合方法及工艺特点 |
| 第3章 钢铝复合叠轧实验研究 |
| 3.1 原料和工艺的选择 |
| 3.2 叠轧前的原料准备 |
| 3.3 初始道次叠轧的实施 |
| 3.4 累积叠轧的实施 |
| 3.5 轧制过程中的工艺问题 |
| 3.5.1 表面处理 |
| 3.5.2 复合带材的裂纹 |
| 3.6 组织与性能检测手段 |
| 3.6.1 扫描电镜与电子探针 |
| 3.6.2 纳米压痕 |
| 3.6.3 单向拉伸 |
| 第4章 累积叠轧过程的界面现象研究 |
| 4.1 钢铝复合极薄带的界面结构形貌 |
| 4.1.1 复合极薄带的结合 |
| 4.1.2 叠轧道次对结合界面结构的影响 |
| 4.1.3 不同叠轧道次复合极薄带的钢层厚度分析 |
| 4.1.4 复合极薄带总层数变化 |
| 4.2 钢铝复合极薄带结合界面的扩散现象 |
| 4.2.1 钢铝结合界面的扩散性分析 |
| 4.2.2 钢铝极薄复合带中元素扩散定量分析 |
| 4.2.3 钢铝结合界面扩散产物分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 复合带力学性能分析 |
| 5.1 不同叠轧道次对复合带硬度的影响 |
| 5.2 累积叠轧过程中的强化机制分析 |
| 5.3 不同叠轧道次对复合带抗拉强度的影响 |
| 5.4 不同叠轧道次下复合带单向拉伸断口形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）模压变形工艺及其研究进展（论文提纲范文）
| 1 GP工艺原理及分类 |
| 1.1 工艺原理 |
| 1.2 塑性力学解析 |
| 1.3 工艺分类 |
| 2 GP工艺的主要影响因素研究现状 |
| 2.1 变形道次 |
| 2.2 变形温度 |
| 2.3 模具结构 |
| 3 GP工艺研究的几个关键问题 |
| 3.1 GP材料的热稳定性 |
| 3.2 GP工艺改进及变形路径 |
| 3.3 GP均匀性分析及工艺优化 |
| 4 结语 |
（10）Al-Mn合金超细化组织与力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 铝及其合金材料的发展概况 |
| 1.3 Al-Mn合金的基本性能与研究状况 |
| 1.3.1 合金元素对Al-Mn合金的影响 |
| 1.3.2 第二相粒子对Al-Mn合金的影响 |
| 1.4 超细晶粒的制备方法 |
| 1.5 大塑性变形技术的研究进展 |
| 1.5.1 高压扭转法(HPT) |
| 1.5.2 循环挤压-压缩法(CEC) |
| 1.5.3 等通道转角挤压(ECAP) |
| 1.5.4 累积叠轧法(ARB) |
| 1.6 选题意义 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验内容与方法 |
| 2.1 试验方案 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 试验方法与制备 |
| 2.3.1 合金板材的制备 |
| 2.3.2 多层板材的累积叠轧试验(ARB) |
| 2.4 材料表征的方法与设备 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 光学显微组织观察 |
| 2.4.4 TEM显微组织观察 |
| 2.4.5 X射线衍射分析 |
| 第3章 Al-Mn合金的超细化组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-Mn合金板材叠轧后的宏观形貌 |
| 3.3 Al-Mn合金的力学性能分析 |
| 3.4 Al-Mn合金在ARB中的组织演变 |
| 3.5 Al-Mn合金在ARB中晶粒细化的机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr超细化组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金板材叠轧后的宏观形貌 |
| 4.3 Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金的力学性能分析 |
| 4.4 Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金在ARB中的组织演变 |
| 4.5 Al-Mn与Al-Mn-0.1Sc-0.1Zr合金的对比 |
| 4.5.1 力学性能的变化 |
| 4.5.2 显微组织的变化 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、室温累积叠轧技术对纯铝板材力学性能的影响（论文参考文献）
- [1]纳米TiC/TiB2颗粒对轧制Al-Mg-Si合金组织与性能的影响[D]. 庚润. 吉林大学, 2021
- [2]累积叠轧焊法制备铝基复合材料组织性能研究[D]. 王少华. 陕西理工大学, 2020(10)
- [3]退火处理对超细晶纯Cu、纯Fe的微观结构和力学性能的影响[D]. 李小红. 昆明理工大学, 2020(05)
- [4]纤维铜（T2）网格增强铝基复合材料制备及其组织性能研究[D]. 张全鑫. 兰州理工大学, 2020(12)
- [5]1060与7050铝合金累积挤压板材组织与力学性能研究[D]. 陈祥. 重庆大学, 2019(01)
- [6]热处理及冷轧对Al-1%Si合金中Si析出及晶粒细化的影响[D]. 孟庆文. 上海交通大学, 2019(06)
- [7]炉热及电流辅助累积叠轧法制备镁铝层状复合板材的微观结构和力学性能[D]. 彭治力. 上海交通大学, 2019
- [8]钢铝极薄带累积叠轧工艺及界面行为研究[D]. 徐梓淦. 东北大学, 2018(02)
- [9]模压变形工艺及其研究进展[J]. 王宗申,管延锦,魏修亭,朱光明. 河北科技大学学报, 2017(03)
- [10]Al-Mn合金超细化组织与力学性能的研究[D]. 刘燕. 哈尔滨工业大学, 2016(02)