一、EFFECT OF La-RICH RE ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF B319 ALLOY IN LOST FOAM CASTING（论文文献综述）
李星睿[1]（2021）在《La和B对Sr变质亚共晶铸造铝硅合金组织及性能的影响》文中进行了进一步梳理Al-Sr变质剂使亚共晶铸造铝硅合金（Si含量10-12 wt.%）的共晶硅呈细纤维状,改善了合金的导热和力学性能,有望达到螺栓型散热器的需求。然而,铝硅熔体中残存B元素,B使经Sr变质的合金变质等级未超过4级。因B-Sr毒化机制现尚未厘清,故实践中需多次“试错”。因此,亟需探明B-Sr毒化机制,有助于开发无毒化的变质工艺。本文以Al-10Si-xSr-yB（x+y≤0.15）体系的共晶硅为研究对象,着重针对B-Sr毒化问题及La-B-Sr无毒化现象,从实验上,根据共晶硅长度及长径比随微量元素B、Sr含量的变化,确定B-Sr毒化成分区间及La对此区间的影响;用Electron Backscatter Diffraction探明La添加前后B-Sr毒化产物的相种类;用X-ray Powder Diffraction测量共晶硅内孪晶密度。从理论上,用Calculation of Phase Diagrams计算方法探究B-Sr毒化产物的形成条件。得到以下结论:（1）当Sr/B质量比≤1.5时出现B-Sr毒化现象,共晶硅恢复为长针片状,其长度为8.2-14.8μm,长径比为6.1-8.8。SrB6的产生导致部分Sr失效,并且随之出现的含Sr氟盐夹杂物也造成Sr的损耗。B-Sr毒化时,共晶硅表面出现生长台阶并且共晶硅借助其内部孪晶实现生长。（2）1000 ppm La使原体系中变质成分区增大3倍,并且在Sr≥0.015 wt.%时,La使B-Sr毒化的临界Sr/B比由1.5降至0.4。在优选La/B质量比为2.5-5时,共晶硅长为1.3μm、长径比为2.4-2.5,硅内孪晶平均间距为26.9 nm。此时,这些高密度孪晶限制共晶硅的生长并使硅长成细纤维状。LaB6的产生及SrB6的消失,表明La与B反应并保护Sr。在氟盐夹杂物中La的出现且Sr的消失,体现La对Sr的保护作用。（3）在La抑制B-Sr毒化后,铸造铝硅合金包括导热和力学性能在内的综合性能提升。La使B-Sr毒化的Al-10Si-B-Sr合金常温热导率由170.2提升至193.3 W/（m·K）,抗拉强度由172.8提升至201.4 MPa并且延伸率由2.28提升至6.0%。合金综合性能的提升原因为共晶硅由板片状转变为纤维状及稀土La降低铸造合金孔隙率。
范理[2]（2018）在《Al-Cu-（Li）合金的组织性能及沉淀相析出行为研究》文中指出随着航空航天、兵器、船舶工业的不断发展,对材料的综合使用性能提出了越来越高的要求。铸造Al-Cu合金和新型Al-Cu-Li合金作为高强铝合金的典型代表,具有密度小、比强度高、加工性能与焊接性能优良、性价比高等一系列特点,已被广泛用作军用、民用飞机、航天器的结构材料。然而,Al-Cu合金易产生铸造缺陷以及成品率低等问题限制了其进一步的发展。Al-Cu-Li合金中多种沉淀相的析出行为仍需进一步认识和研究。因此,改善Al-Cu合金的铸造性能,进一步提高合金的强韧性,是扩大Al-Cu合金应用亟需解决的问题。深入的理解Al-Cu-Li合金内部微观结构与性能的关系,全面、深刻认识沉淀相的析出过程,对于设计、开发下一代铝锂合金具有重要的理论和现实意义。本文选取我国自主研发的高强韧铸造Al-Cu合金和新型高强Al-Cu-Li合金为研究对象,通过分析Al-Cu合金的原始组织特征和元素偏析行为,系统研究了RE变质对Al-Cu合金微观组织与性能的影响规律,揭示了RE在Al-Cu合金中的多层次交互作用;通过受控扩散凝固（Controlled Diffusion Solidification,简称CDS,是将两种成分、温度各异的合金熔体混合,最终凝固成同一成分目标合金的过程）,制备了具有非枝晶组织的Al-Cu合金,研究了受控扩散凝固对Al-Cu合金凝固组织及缺陷的影响规律和细化作用机理;最后采用透射电镜成像技术和原子探针层析技术结合的方法深入研究了Al-Cu-Li合金时效过程的组织演化规律,揭示了时效沉淀相的综合强化机理,分析了沉淀强化相T1、σ、S相的析出行为以及微合金化元素对其析出过程的影响机理。本文的主要研究结果如下:（1）研究发现,Al-Cu合金原始铸态组织主要由α-Al基体、Al2Cu共晶相、初生Al3Zr和Al3Ti相构成。时效态组织主要由θ′强化相、Al20Cu2Mn3和Al3Zr弥散相构成。合金在凝固过程易发生元素偏析,Cu、Mn易在枝晶界、晶界处偏析,Ti、V易在晶内偏析。元素偏析程度由强到弱的顺序为Cu、Mn、V、Ti、Zr。提出了RE变质Al-Cu合金的强韧化机制:添加适量RE能够缩短Al-Cu合金凝固区间,减少铸造缺陷,细化晶粒及共晶组织,促进强化相θ′相的析出,从而提高合金的强韧性,强韧化程度与RE的多层次交互作用密切相关。RE在晶粒内部可与Ti、V发生反应形成Al20（Ti,V）RE相,RE在枝晶界和晶界处可与Cu发生反应形成Al8Cu4RE相。过量添加RE会导致稀土化合物数量密度增大,变形过程中割裂基体,降低力学性能。RE的最佳添加量为0.3 wt.%。（2）研究表明,受控扩散凝固可以显着改善Al-Cu合金的凝固组织,如降低收缩程度、减少缩孔缺陷、降低热裂倾向、减少Cu、Ti元素的偏析。普通重力铸造合金由于发生溶质再分配组织以树枝晶为主,随浇注温度降低枝晶得到一定程度细化,而采用受控扩散凝固技术可以使合金在凝固过程中得到大量球状非枝晶组织。揭示了受控扩散凝固对Al-Cu合金的细化机制:合金液1与合金液2混合时形成的大量形核质点在对流作用下均匀分布于熔体内部并保存下来,从而使凝固组织中初生相得到细化和均匀分布。受控扩散凝固顺利进行必须满足以下条件:（i）混合前两种预制合金液的温度必须保持在靠近各自液相线附近;（ii）合金液1与合金液2的吉布斯自由能加权之和必须小于目标合金液相线温度的吉布斯自由能;（iii）纯固相和液相的固液界面能必须小于合金态的固液界面能。（3）研究发现,Al-Cu-Li合金组织中分布有大量弥散相颗粒Al20Cu2Mn3和Al3Zr,两者共同作用使固溶淬火态合金仍保留有沿轧向延展拉长的薄饼状的非再结晶晶粒组织。Al-Cu-Li合金在165℃时效的组织演化过程可以归纳为:SSS（过饱和固溶体）→GP zones+δ′→GP zones+δ′+T1+GPB zones→δ′+T1+θ′+S+σ→T1+S+σ。时效组织演化过程涉及多个析出相的析出行为,包括δ′、θ′、S、T1和σ相。通过APT分析发现Li、Mg、Zn原子在β′相上具有明显的偏聚行为,Mg、Zn原子在T1相上具有明显的偏聚行为。合金在时效早期硬度曲线出现再回归现象;在峰值时效态力学性能得到显着提升,屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为570MPa、615MPa和7.5%;断裂方式以沿晶分层断裂和穿晶断裂方式为主。揭示了Al-Cu-Li合金的强韧化机制:弥散相Al20Cu2Mn3和Al3Zr,与时效过程中此消彼长的T1、θ′、δ′、S和σ多种沉淀相共同作用对合金起到综合强化。（4）揭示了Al-Cu-Li合金时效过程中T1相的析出行为:（i）在早期时效阶段（2h）,T1相优先在位错处的弯曲和缠结处形核,位错处形核是T1相早期非均匀形核的主要方式,T1相在位错处的逐渐析出现象与硬度值变化趋势相吻合;（ii）T1相易在共格与半共格的Al3Zr弥散相界面非均匀形核,Mg-Zn原子团簇的偏聚行为会促进T1相在Al3Zr界面的形核,T1相能够在Al20Cu2Mn3界面非均匀形核,且存在变体的择优取向选择;（iii）T1相易于在亚晶界上密集形核,T1相的4个变体中与晶界夹角越小的变体越容易优先析出;（vi）T351态基体仍处于高过饱和态,T1相会在GP区上形核,以消耗GP区和δ′相的方式继续形核和生长。通过APT进一步分析发现,T1相中约含50.6%Al、22.7%Cu、18.8%Li、5.5%Mg和2.4%Zn（at.%,原子分数）,Mg、Zn原子在T1相与Al界面上富集。在固溶淬火态,Mg-Cu和Mg-Zn原子对发生偏聚,原子团簇已经形成。微合金化元素Mg、Zn的共同加入促进了T1相的大量非均匀形核,加速了时效进程。时效早期Mg-Zn、Mg-Cu原子团簇的快速形成是影响T1相非均匀形核的重要因素。（5）研究发现,在Al-Cu-Li合金16h峰值时效态,σ相存在两种变体,其取向关系表示为:σⅠ相:<100>σ//<100>Al,{100}σ//{100}Al;σⅡ相:<001>σ//<110>Al,{100}σ//{100}Al。发现了一种有别于传统GPB区结构的、在{110}Al面有序排列的溶质原子富集区,在本文中记为{110}Al有序簇。σⅠ相倾向于依附在Mg、Cu、Li、Zn富集的T1相上形核,σⅡ相倾向于通过Mg、Cu、Li和空位富集的{110}Al有序簇形核生长。S相可以在{110}Al有序簇处形核,本文中S相的析出序列可以归纳为:SSS→Clusters→GPB zones→S→GPB zones+{110}All ordered clusters→S 具有Mg-Cu-Li-空位团簇富集的{110}Al有序簇可以作为S相和σⅡ相直接或间接的形核优选位置,团簇内部Mg、Cu原子排列的有序化程度与成分偏聚的差异程度可能会决定其是否向S相或σⅡ相进行转变。
张银帅[3]（2017）在《RE对Al-Si-Cu压铸铝合金组织与性能的影响》文中进行了进一步梳理Al-Si-Cu合金具有良好的流动性能、密度低、热稳定性好、耐磨等优点,常作为铸造铝合金广泛应用于汽车、轮船、军工等领域。但是铸造铝合金普遍韧性较差,为进一步提高合金韧性,本文以ADC12压铸铝合金为研究对象,分别单独添加0-2%的稀土 Y、Ce和Nd,对ADC12合金进行变质细化及进行后续的热处理;降低Cu和Fe含量、略微提高Mn和 Mg 含量,制备 Al-xSi-0.55Cu-0.85 Y-0.45Mn-0.45Mg-0.35Fe（x=7.5, 8.5, 9.5 wt%）合金。采用ICP、XRD、OM和SEM进行相组成和组织分析,万能材料拉伸试验机、螺旋流动模具和冲击试验机对比合金的室/高温拉伸力学性能、流动性能和冲击韧性,从而确定最佳的合金化元素类型、含量和热处理工艺参数,建立合金成分与组织、性能之间的内在关系,为高韧性压铸铝合金的开发提供理论依据。主要结果如下:（1） ADC12-xRE 合金由 α-Al、共晶 Si、Al2Cu、Al8SiFe2相及 Al-RE 相组成。Y、Ce和Nd三种稀土元素对ADC12合金具有一定的变质效果,变质效果为Y最佳,Ce次之,Nd最差。当Y为0.85 %时,ADC12合金变质效果最佳,合金铸态组织细化最显着。不仅使初生α-Al由粗大树枝晶转变为细小胞状晶和等轴晶,而且使针状共晶Si转变为细小纤维状或颗粒状,分布更均匀,等轴晶和颗粒状的共晶Si硅数目大大增加,同时生成Al3Y新相;此时合金的铸态流动长度、室温抗拉强度、伸长率和冲击韧性分别为1541mm,225 MPa,3.5%和10.8J/cm2,而铸态ADC2合金流动长度、室温抗拉强度、长率和冲击韧性分别为 1287 mm,188 MPa, 1.5 %和 3.8 J/cm2。（2）经过520℃保温8 h热处理后,ADC12合金的组织被细化,抗拉强度为205 MPa,伸长率为1.5%,冲击韧性为7.4 J/cm2;而ADC12-0.85Y合金组织中共晶硅相颗粒发生长大,抗拉强度降低,伸长率提高,冲击韧性大幅提高,与铸态ADC12-0.85Y合金相比,材料韧性显着提高。（3） Al-8.5Si-0.55Cu-0.85Y-0.45Mn-0.45Mg-0.35Fe 合金组织均匀,部分 Al 基体由枝晶状转变为等轴晶,短棒状共晶Si增加。合金具有优异的流动性能,但抗拉强度和伸长率分别为189 MPa和2.0 %,其综合力学性能不及ADC12-0.85Y合金。
吴桃泉[4]（2017）在《Mg2Si/富Fe再生铝基复合材料的制备及耐磨性能研究》文中进行了进一步梳理铝合金以其显着的轻质高比强度等优点被广泛应用于汽车、航空航天以及3C产品领域,随着铝消费市场不断饱和,废铝的循环利用已成为铝行业可持续发展的必然要求。但再生铝合金中Fe含量较高,且去除困难是制约其高品质化利用的主要瓶颈。基于此,本文拟发挥Fe相硬质特性,利用振动铸造和熔体直接反应法制备Mg2Si/再生A356铝基耐磨复合材料,通过工艺和成分优化,进而利用变质方法控制Fe相形态以发挥其硬质特性,系统研究Mg2Si/再生A356复合材料的凝固特性和耐磨性能。取得如下成果:对再生铝合金中杂质含量调研显示,再生铝合金中杂质Fe含量均值在0.67%左右,部分再生铝合金中Fe含量高达1.2%,显着高于相应的商用铝合金。以复合材料耐磨性能为指标,基于正交和单因素实验,得到耐磨性能较佳的复合材料中Mg2Si和Fe含量分别为15%和1.5%,记为15%Mg2Si/再生A356-1.5Fe基复合材料。较佳的制备工艺为振动频率200Hz、浇注温度780℃。Mn/Cr复合变质可将该复合材料中针状β-Fe相变质为颗粒状或球状α-Fe相,当Mn和Cr含量均为0.5%时,颗粒状或球状Fe相比例最高,耐磨性能较佳。在0.5%Mn/0.5%Cr复合变质基础上复合添加RE和Sr元素未能进一步改善变质效果。15%Mg2Si/再生A356-1.5F复合材料的凝固结晶顺序为:初生Mg2Si（649.8℃）、β-Fe相（629.8℃）、π-Fe（618.3℃）、Al+Mg2Si二元共晶（578.3℃）、三元共晶（556.7℃）。经0.5%Mn/0.5%Cr复合变质后,α-Fe相的结晶温度高于未变质时针状β-Fe相的结晶温度约11.6℃。系统磨损实验表明,经Mn/Cr变质复合材料的耐磨性能显着优于再生A356合金,热处理后复合材料表现出更高的磨损稳定性。复合材料具有比再生铝合金更高的从轻微磨损到急剧磨损转变的临界载荷,在低速（214r/min）下,从250300N提高至300N以上,而在高速（428r/min）下,则从150200N之间提高至200250N之间。临界转变载荷以下,两种材料均主要表现为磨粒磨损和氧化磨损,随着载荷、摩擦速度和距离的增加,氧化磨损加剧。在临界载荷以上,因摩擦温升导致基体软化而发生严重的粘着转移,导致急剧磨损的产生。高速高载下具有更高的摩擦温升,复合材料摩擦温度达200℃内时仍能保持稳定的轻微磨损状态,而再生A356合金磨损温度为160℃时则发生急剧磨损。高速高载荷时复合材料耐磨性能较再生A356合金的优势更为突出。
刘学[5]（2017）在《熔体搅拌工艺对过共晶Al-Si合金P变质效果的影响》文中提出过共晶Al-Si合金具有热膨胀系数小、热稳定性好、低密度、高硬度、耐高温、耐磨等特点,在发动机零部件等领域具有较好的应用前景。对于过共晶Al-Si合金而言,通常采用变质处理的方法来细化初生硅。众多的变质处理方法中,P变质细化初生硅效果明显且稳定、易行。含P中间合金加入到过共晶Al-Si合金熔体后,需要对熔体进行搅拌才能获得较好的变质处理效果,但是,搅拌的程度对变质处理效果有何影响规律并不清楚。本文以Al-15%Si合金、Al-18%Si合金、Al-20%Si合金为研究对象,采用Cu-9%P合金进行变质处理,研究变质后熔体搅拌工艺对变质效果的影响规律,为充分发挥P的变质作用提供理论依据。本实验研究结果表明,对于Al-20%Si合金而言,在高于Cu-9%P合金熔化温度以上搅拌时,搅拌越激烈,细化效果越好;随着搅拌时间的延长,初生硅平均尺寸呈现出先减小后增大的变化规律。当搅拌速度为224rad/min、搅拌时间为8min时,初生硅平均尺寸细化到17μm。对于Al-15%Si合金、Al-18%Si合金、Al-20%Si合金,在低于Cu-9%P合金熔化温度以下搅拌时,随着搅拌时间的延长,初生硅平均尺寸大体上呈现出先减小后增大的规律。搅拌越激烈,在最佳搅拌时间内初生硅细化效果越好,搅拌时间过长,初生硅尺寸增加得越大。高转数搅拌时（224rad/min）,最佳搅拌时间与Si含量无关,均在20min时细化效果最好;低转数搅拌时（75rad/min）,Si含量不同时最佳搅拌时间不同。对于Al-15%Si合金、Al-18%Si合金、Al-20%Si合金,当搅拌速度为224rad/min、搅拌时间为20min时,初生硅平均尺寸分别细化到9μm、17μm、12μm,并且在Al-20%Si合金中典型的共晶组织消失,出现了颗粒状的共晶硅。Si含量越高,初生硅平均尺寸降低的越多,细化效果越明显。
王远[6]（2014）在《添加元素对Cu-Zr基合金非晶形成能力及力学性能影响的研究》文中研究说明本文以Cu-Zr为基础,向其中添加元素M（Y、Gd或A1）形成Cu-Zr-M合金系,添加Al及RE（Y或Gd）形成Cu-Zr-Al-RE合金系,分别采用单辊旋淬法和铜模喷铸法制备了薄带与块体合金试样。采用D/max-3B衍射仪、Netzsch STA409PCLuxx热分析仪、JSM5600-LV扫描电镜、CSS-44100电子万能试验机及Tribo Indenter纳米压痕仪分别对合金试样进行了XRD分析、热分析、显微组织观察及力学性能测试等。Cu-Zr合金的热稳定性及非晶形成能力随其成分从深共晶点Cu61.8Zr38.2、共晶点Cu56Zr44到非共晶成分Cu50Zr5o过渡而减弱,薄带试样的△Tx从50K降至47K,Trg从0.659降至0.629,即组元成分比对其热稳定性和非晶形成能力有较大的影响。d4mm的Cu5oZr5o块体非晶合金试样,其△Tx志Trg分别为39K和0.657,d6mm块体合金试样则发生了部分晶化。Cu-Zr-RE （Y/Gd）合金系的负混合焓随着RE含量的增加而降低,体系平均原子半径及电子浓度却增大,体系热稳定性产生小幅度的波动,非晶形成能力减弱。（Cu61.8Zr38.2）1-xYx的Trg随体系的负混合焓从21.682kJ/mol降低至21.308kJ/mmol而近似线性地从0.676减至0.664,的Tr.g也呈现出相似的变化规律。随着Al含量从2at%增至4at%,Cu62-xZr38-xAl2-x的负混合焓升高,平均原子半径减小,电子浓度增大,薄带非晶试样的Trg从0.657增至0.661。而铜模喷铸法却只能制得d4mm的Cu61Zr37Al2一种成分比的块体非晶合金试样,该试样的Trg为0.664。可见,制样方法不同,Al含量变化对Cu62-xZr38-xAl2x热稳定性和非晶形成能力的影响也不尽相同。薄带与块体Cu46Zr47-xAl7Yx和Cu45Zr48-xAl7Gdx两种合金系的热稳定性及非晶形成能力都随RE含量的增加而出现波动。RE含量增加,使体系负混合焓降低,平均原子半径增大（尺寸效应）,两者适配时,合金系的非晶形成能力达到一个最佳值,即体系的负混合焓与原子尺寸效应共同影响合金系的非晶形成能力,但体系原子尺寸效应影响更明显。成形直径对Cu46Zr42Al7Y5块体非晶合金的热稳定性、非晶形成能力及力学性能有显着影响,采用铜模喷铸法制备的非晶形成尺寸达d6mm；但当成形直径增至8mm时,试样则发生了晶化,晶态相主要由Zr2Cu和Zr5Cu组成；d4mm的Cu46Zr42Al7Y5块体非晶合金试样的△Tx、Trg及力学性能均优于d6mm非晶试样的。薄带非晶合金试样都呈现出大致相同的显微组织形貌,自由面与贴辊面的组织都均匀致密,且贴辊面的显微组织都呈现出不同程度的,具有明显方向性的河流状纹络。块体试样的显微组织受组元及成分比的影响较大,组织中都含有紊乱状分布的纹络,非晶形成能力较弱试样的显微组织中出现微裂纹、极少量结晶相、第二相粒子或缩孔等缺陷。薄带非晶合金试样都具有较高的弹性模量及纳米硬度,随着合金非晶形成能力的减弱,这两个力学性能指标也相应地减小,且（Cu61.8Zr38.2）1-xYx的纳米硬度近似线性地随Trg的减小而降低。d4mm块体非晶合金试样在压缩实验中都表现出较高的抗压强度,且具有较高的维氏硬度,这两个力学性能指标随合金非晶形成能力的减弱而降低。试样沿与压缩方向约成45。角的方向上发生脆性断裂,断口光滑平整,具有典型的脉络状花纹,这些均匀分布的脉络花样与剪切带的扩展方向相对应,表明非晶合金的断裂是滑移面内发生纯剪切的变形过程。最后,本文间接地构建了Cu-Zr-RE薄带非晶合金的体系负混合焓→非晶形成能力→力学性能（纳米硬度）之间的关系,即体系负混合焓降低,合金的非晶形成能力减弱,非晶试样的力学性能下降。
代雨成[7]（2014）在《铝合金柴油发动机缸盖材料强韧化研究》文中研究指明汽车轻量化是实现汽车高性能、低排放、低能耗的重要途径。采用铝合金代替铸铁生产柴油机发动机缸盖，具有明显的减重效果。为了适应当今发动机功率的提高要求，本文以ZL114A铝合金为基础，采用添加微量元素改善柴油发动机缸盖用铝合金材料的组织和性能，系统研究了Sr、RE和Mg对ZL114A铝合金组织性能的影响规律，通过微观组织分析和力学性能测试，优化工艺方案，提出了较佳的工艺方案。较系统地研究了Sr含量对ZL114A铝合金组织性能的影响。随着Sr添加量的增加，共晶硅颗粒变得更加细小，合金性能逐渐提高，在Sr添加量为0.03%时合金可完全变质并且性能最好，其T6热处理态的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别可达316.5MPa，259.3MPa和4.7%，即可满足柴油发动机缸盖的材料的需求；过高的Sr添加量反而会粗化共晶硅，并造成ZL114A铝合金铸件产生缩松缩孔等缺陷，降低铝合金铸件性能。Sr变质使ZL114A合金断裂面出现大量小而深的韧窝，增加了合金的塑性，断裂方式从脆性断裂向韧性断裂转变。较系统地研究了RE含量对ZL114A铝合金组织性能的影响。随着RE添加量的增加，初生相-Al和共晶硅均会细化，当RE的添加量为0.2%时，-Al和共晶硅最为细小且分布均匀，而过高的RE添加反而会粗化-Al和共晶硅。合金的拉伸性能随着RE添加量的增加呈先增加后降低的趋势，RE添加量为0.2%时最好，RE变质使ZL114A合金断裂方式由脆性断裂向韧性断裂转变。在0.2%RE含量的基础上添加Mg进行强化研究，发现随着Mg的添加，ZL114A合金的抗拉强度、屈服强度和硬度值增加，但延伸率下降，经T6热处理后上述变化规律显得更加明显。当ZL114A合金添加0.1%Mg和0.2%RE时，既能够获得较高的强度，又能获得较好的塑性和延展性，其T6热处理的抗拉强度、屈服强度、延伸率和布氏硬度分别达到349.1MPa、312.2MPa、3.89%和102HBS，更进一步提高了合金的性能，满足柴油发动机缸盖的材料需求。
刘光磊[8]（2013）在《多元Al-Si-Cu合金铸造工艺参数优化及其在汽车发动机缸体应用的研究》文中进行了进一步梳理高速、节能、环保、安全、舒适是汽车工业发展的主题,而轻量化是实现上诉目标最直接最有效的途径。发动机是汽车的“心脏”,质量占整车重量的20-30%,而缸体作为发动机中最大的铸件,其质量占发动机重量的25-35%。近年来,铝合金作为一种新型材料,在汽车轻量化建设中得到了广泛应用。用铝合金代替传统的铸铁材料生产发动机缸体后,不但可使缸体减重30%左右,还可以提高导热性能,防止汽车高速行驶过程中出现转向偏差。因此,采用铝合金生产缸体对降低汽车发动机乃至整车重量,推进我国汽车工业节能减排进程都具有重要意义。目前,国内在高性能铝合金缸体的研发应用上还与国际水平存在较大的差距。要想实现高性能铝合金缸体的工业化生产,必须解决三个方面的问题：新型的铸造铝合金缸体材料、精密成熟的铸造工艺和先进成套的工业化生产装备,其关键和根本是要解决材料和铸造工艺的问题。基于此,借助日本马自达品牌汽车发动机缸体用铸造铝合金的生产经验,与苏州明志科技有限公司合作开发了长春一汽马自达系列轿车发动机缸体用的新型铸造铝硅合金,并对其铸造工艺及其应用进行了研究。力争拥有自主知识产权的高性能铝制发动机缸体的生产技术,提升国内生产铝制发动机缸体的能力,加快我国汽车行业在轻量化道路的发展速度。本文主要研究内容和研究成果如下：1、研究了细化变质处理对多元Al-Si-Cu合金组织和力学性能的影响。选取目前工厂生产中最常用的三种细化变质剂：Al-5Ti-B、Al-10Sr和RE,借助正交试验优化得到复合细化变质配方为：Al-10Sr=0.1wt%、RE=0.3wt%、Al-5Ti-B=0.8wt%。与单一细化变质处理的合金以及母合金相比,该配方制备合金的力学性能和显微组织均得到极大的提升,其力学性能为：σb=252MPa、σs=191MPa、δ=3.0%、布氏硬度=90.6HB,其组织中a-Al相更加细小且轮廓清晰,共晶硅相、Al-Cu相、Al-Si相以及含铁相的成分变得多元化,且尺寸更小、形状更圆整、分布更均匀,说明三种细化变质剂起到相互促进的作用。最后提出了两个描述变质效果的参数：平均面积和长宽比,细化变质合金的变质效果最优。2、研究了不同原砂制砂芯及其壁厚对多元Al-Si-Cu合金组织和力学性能的影响。选用石英砂、铬铁矿砂和宝珠砂分别制成厚度范围在8mm～40mm的阶梯状砂芯片,由于提供的冷却速度不同,直接影响制备的多元Al-Si-Cu合金的力学性能、二次枝晶间距和细化变质效果。铬铁矿砂砂芯制合金的抗拉强度和伸长率性能最好,硬度是石英砂的最好。随壁厚增加,三种砂芯制合金的抗拉强度由360MPa变为280MPa,伸长率由8%变为3%,而壁厚对硬度性能的影响并没有明显规律。当壁厚为40mm时,石英砂和宝珠砂制合金组织中出现片状和块状Si相,变质效果恶化。最后,在三种砂芯制合金的力学性能与二次枝晶间距之间建立了拟合方程,用于指导工厂实际生产。3、研究了多元Al-Si-Cu合金的热疲劳性能。通过对不同热处理试样在不同温度幅下热疲劳裂纹萌生与扩展的观察和分析,发现由于T6态合金的温度敏感性最弱、抗氧化性能最强,其热疲劳寿命最长。多元Al-Si-Cu合金在热疲劳裂纹萌生期要经历三个阶段：形成微观氧化层、氧化层内生成微坑、微坑生长或微坑内部生成裂纹源。裂纹扩展前期为沿晶生长,主要靠裂尖钝化-尖锐化引起裂纹扩展；而后期为沿晶和穿晶混合生长,以裂尖钝化-尖锐化和裂尖前沿空洞连体复合方式扩展。最后发现了Si相形状和位向影响裂纹扩展行径的两种方式：“绕墙”扩展和“穿墙”扩展。提出了两种新的表征合金热疲劳性能的方法：裂纹曲折度和裂纹的长宽比。4、研究了多元Al-Si-Cu合金的摩擦行为和磨损机理。结果表明：T6态合金在不同载荷和磨损时间下的质量磨损率和摩擦系数最小,磨面磨损形貌处于较轻微的磨损机理状态。当载荷小于500N且磨损时间小于3h时,T6态和铸淬时效态合金的耐磨性能接近,主要是因为二者硬度性能相近；增大载荷延长磨损时间,发现三种状态合金的亚表面内Si相发生破碎,间接提高了合金的表面硬度,改善了润滑效果。载荷过大则导致Si相甚至Al2Cu相周围出现微裂纹和撕裂状塑性变形,严重影响合金的耐磨性能。多元Al-Si-Cu合金摩擦磨损至失效过程中,磨损机理的衍变过程是：磨粒磨损→磨粒磨损+粘着磨损→粘着磨损→粘着磨损+剥层磨损→剥层磨损+氧化磨损。依据材料磨面塑性变形程度及其硬度缩减情况,率先提出将氧化磨损分为氧化轻微磨损和氧化失效磨损两类。
张道[9]（2012）在《新型变质剂及Ni对过共晶铝硅合金组织和性能的影响》文中研究表明The engine is the heart of the transport, the level of the domestic enginemanufacturing industry is hampered by the applied materials for the piston which isused for the key components of domestic engine.The hypereutectic Al-Si alloy wasused on piston in foreign country which was dependent on inport in our country.Thepreparing process including the ratio of content,sintering temperature,additive amountwas investigated in this discussion.The modified of Al-Cu-P which was usedhypereutectic Al-Si alloy was prepared by powder metallurgiced. At the same time，the effect of Ni content on the microstructure and mechanical properties wasinvestigated.The optimized prepared process for Al-Cu-P modifier was included as follow: Aland CuP content ratio:1:1; milling time:3h; milling speed:70r/min;load:320KN;packing time:3min; sintering temperature:500℃; and sintering time:1h.The AlP which prelipated from Al-Cu-P modifier could be heterogeneousnucleation which leed to refined rall for primary silicon. The primary silicon can berefined from200μm to about30μm by Al-Cu-P modifier. Compared with the othermodifier, the hardness increased by16.5%, the room temperature strength increasedby32%.the hardness and strength further increased to5%and36%relatively at roomtemperature after heat treatment. The modifier unchanged fracture mechanism whichincluded typical character of intergranular and cleavage fracture.Because of doped Ni element, the precipated Al3Ni was exist, with theimproveing Ni content. The thermal expansion coefficient was decreased, The thermalexpansion coefficient came down to17.80×10-6/℃。The alloy optimum heat treatment process: solution:500℃×3h,water quenching:50℃, the aging procedure:200℃×8h, With the increasing of Ni content, thehardness of the cast alloy gradually increased, the largest tensile strength wasobtained at0.8%, all the alloy hardness reached to138HV, the tensile strength wasincreased with the inproving of Ni content, the optimum content fall into the region of0.8%1.6%.The friction coefficient increases, the wear resistance is reduce with theincreasing of Ni content in as-cast after adding Ni element. The wear debris is mainly composed of Al, Fe, Si, and a small amount of Fe2O3,and the wear mechanism wasabrasive wear for the alloy.
成平[10]（2011）在《消失模铸造用改性A356铝合金的组织性能研究》文中认为消失模铸造技术具有铸件尺寸精度高、表面粗糙度低、生产工序简单、材料消耗少等优点,被认为是“21世纪的铸造新技术”及“铸造中的绿色工程”。由于铝合金消失模铸态组织晶粒粗大、针孔严重、铸件力学性能较低,制约了铝合金消失模铸造技术的发展。如何改善消失模铸造铝合金的组织,提高其力学性能显得尤为重要。本文尝试采用添加微量元素的方法来改善消失模铸造铝合金的组织性能。本文系统研究了镧铈混合稀土（RE）和Mg改性对消失模铸造A356铝合金组织性能的影响,运用带能谱分析的扫描电子显微镜、X射线衍射仪、差示扫描量热仪、拉伸试验机等进行了测试分析,在此基础上对改性铝合金消失模铸件进行了T6热处理最佳工艺参数的探索研究。在消失模铸造A356铝合金中添加少量稀土RE（≤0.3%）,能够有效的细化晶粒,起到很好的变质作用。它使共晶硅由粗大的板片状变为细小的颗粒状或者短杆状,显着提高A356铝合金的塑性。当稀土RE为0.3%时,铸态抗拉强度σb为162MPa,比未加入稀土RE的138MPa提高了17%,延伸率δ为6.1%比未加入稀土时的2.8%提高了118%,抗拉强度和延伸率达到最大值。但当稀土RE加入量超过0.3%后,合金的强度和塑性下降。添加稀土RE,还会使A356铝合金消失模铸件的针孔明显降低。当稀土RE添加量为0.3%时,消失模铸造A356铝合金的孔隙率从未加稀土时的1.15%降低至0.13%。适当增加A356铝合金中的Mg含量,可使消失模铸造A356铝合金的铸态抗拉强度明显提高,但延伸率有一定下降。Mg添加量为0.6%左右时,消失模铸态A356合金的综合力学性能较好,此时抗拉强度175MPa、延伸率2.6%。在A356+0.6%Mg的基础上再加入0.3%RE,消失模铸件的针孔显着降低、组织细化,其铸态的抗拉强度和延伸率分别达到179MPa和4.9%。对改性合金A356+0.6%Mg+0.3%RE的消失模铸件进行T6热处理实验表明,最佳T6热处理工艺为“538℃保温12h固溶处理后,进行165℃保温6h的时效处理”,铸件的抗拉强度最大达到327MPa、延伸率为3.1%。
二、EFFECT OF La-RICH RE ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF B319 ALLOY IN LOST FOAM CASTING（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 La-RICH RE ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF B319 ALLOY IN LOST FOAM CASTING（论文提纲范文）
（1）La和B对Sr变质亚共晶铸造铝硅合金组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 创新点 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题来源 |
| 1.2 课题研究的背景及意义 |
| 1.3 共晶硅变质的研究概述 |
| 1.3.1 变质剂的开发历程 |
| 1.3.2 共晶硅的变质机制 |
| 1.4 B-Sr毒化变质及La-B-Sr无毒化的研究现状 |
| 1.4.1 B-Sr对共晶硅变质的毒化作用 |
| 1.4.2 La对B-Sr毒化影响的研究现状 |
| 1.5 La-B-Sr对亚共晶铝硅合金性能的影响 |
| 1.5.1 La、B、Sr对导热性能的影响 |
| 1.5.2 La、B、Sr对力学性能的影响 |
| 1.6 本论文的研究目的及主要内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 实验材料及仪器 |
| 2.1.2 含微量元素铝硅合金的制备方法 |
| 2.2 材料表征 |
| 2.2.1 成分分析 |
| 2.2.2 光学显微分析(Optical Microscope,OM) |
| 2.2.3 扫描电镜分析(Scanning Electron Microscope,SEM) |
| 2.2.4 X射线衍射分析(X-ray powder diffraction,XRD) |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 导热性能测试 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 第3章 B对 Sr变质Al-10Si合金共晶组织的影响 |
| 3.1 B-Sr对共晶硅变质效果的影响 |
| 3.1.1 Sr对共晶硅变质工艺参数的优化 |
| 3.1.2 B-Sr毒化变质的成分区间 |
| 3.2 B-Sr毒化的产生原因和机制 |
| 3.2.1 毒化后变质元素的变化 |
| 3.2.2 毒化产物SrB_6相种类的确定及其产生方式 |
| 3.2.3 毒化产生片层状共晶硅的生长方式 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 La-B对 Sr变质Al-10Si合金共晶组织的影响 |
| 4.1 La对Sr变质效果的影响 |
| 4.1.1 La对变质元素的影响 |
| 4.1.2 La对变质时间的影响 |
| 4.2 La对B-Sr毒化的抑制作用 |
| 4.2.1 La对毒化成分区间的影响 |
| 4.2.2 La抑制毒化工艺的优化 |
| 4.3 La抑制B-Sr毒化的原因和机制 |
| 4.3.1 元素间耦合作用对抑制毒化的影响 |
| 4.3.2 LaB_6相种类确定及其产生原因 |
| 4.3.3 抑制毒化时纤维状共晶硅的变质机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 La-B-Sr对Al-Si合金性能的影响 |
| 5.1 无毒化La-B-Sr复合添加对导热性能的影响 |
| 5.1.1 La-B-Sr对Al-10Si合金热导率的影响 |
| 5.1.2 添加La-B-Sr提升合金热导率的机制 |
| 5.2 无毒化La-B-Sr复合添加对力学性能的影响 |
| 5.2.1 La-B-Sr对Al-10Si/A360合金拉伸性能的影响 |
| 5.2.2 添加La-B-Sr对合金拉伸性能的提升机制 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读硕士学位期间公开发表的论文和专利 |
| 作者在攻读硕士学位期间所作的项目 |
| 致谢 |
（2）Al-Cu-（Li）合金的组织性能及沉淀相析出行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高强度铝合金概述 |
| 1.2 提高铝合金强韧性的方法 |
| 1.2.1 微合金化对铝合金强韧性的影响 |
| 1.2.2 热处理对铝合金强韧性的影响 |
| 1.2.3 制备工艺对铝合金强韧性的影响 |
| 1.3 高强度铸造Al-Cu合金 |
| 1.3.1 高强度铸造Al-Cu合金的研究进展 |
| 1.3.2 铸造Al-Cu合金凝固缺陷的研究现状 |
| 1.3.3 稀土在铸造Al-Cu合金中的应用 |
| 1.3.4 铸造Al-Cu合金的热处理及相组成 |
| 1.4 高强度Al-Cu-Li合金 |
| 1.4.1 高强度Al-Cu-Li合金的研究进展 |
| 1.4.2 Al-Cu-Li合金的微合金化 |
| 1.4.3 Al-Cu-Li合金的热处理 |
| 1.4.4 Al-Cu-Li合金的相组成 |
| 1.5 存在的问题 |
| 1.6 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验合金制备 |
| 2.2.1 Al-Cu合金变质铸造工艺过程 |
| 2.2.2 Al-Cu合金受控扩散凝固铸造工艺过程 |
| 2.2.3 Al-Cu和Al-Cu-Li合金的热处理工艺 |
| 2.3 试验材料分析研究方法 |
| 2.3.1 力学性能测试 |
| 2.3.2 合金成分分析 |
| 2.3.3 差热分析 |
| 2.3.4 金相组织分析 |
| 2.3.5 X射线衍射分析 |
| 2.3.6 电子探针测试 |
| 2.3.7 扫描电镜组织观察和能谱分析 |
| 2.3.8 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.9 透射电镜分析 |
| 2.3.10 原子探针层析分析 |
| 第3章 稀土元素RE对Al-Cu合金组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-Cu合金原始组织 |
| 3.2.1 共晶相 |
| 3.2.2 弥散相 |
| 3.2.3 沉淀相 |
| 3.2.4 块状偏析相 |
| 3.3 Al-Cu合金元素偏析行为 |
| 3.3.1 等温凝固组织 |
| 3.3.2 元素偏析 |
| 3.4 RE对Al-Cu合金组织和力学性能的影响 |
| 3.4.1 RE对Al-Cu合金初生α-Al枝晶的影响 |
| 3.4.2 RE对Al-Cu合金共晶相的影响 |
| 3.4.3 RE在Al-Cu合金中的存在形式及作用 |
| 3.4.4 RE对θ'析出相析出过程的影响 |
| 3.4.5 RE对Al-Cu合金力学性能与断口形貌的影响 |
| 3.5 RE在Al-Cu合金中的多层次交互作用 |
| 3.6 本章小节 |
| 第4章 受控扩散凝固对Al-Cu合金凝固组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验Al-Cu合金的制备 |
| 4.2.1 普通重力铸造浇注温度的选择 |
| 4.2.2 受控扩散凝固混合温度的选择 |
| 4.2.3 试验Al-Cu合金的化学成分 |
| 4.3 受控扩散凝固对Al-Cu合金凝固组织的影响 |
| 4.3.1 受控扩散凝固对Al-Cu合金铸造性能的影响 |
| 4.3.2 受控扩散凝固对Al-Cu合金晶粒形貌的影响 |
| 4.3.3 受控扩散凝固对Al-Cu合金元素分布的影响 |
| 4.3.4 受控扩散凝固混合温度对Al-Cu合金组织的影响 |
| 4.4 受控扩散凝固对Al-Cu合金性能的影响 |
| 4.5 受控扩散凝固作用机理 |
| 4.5.1 受控扩散凝固的热力学分析 |
| 4.5.2 受控扩散凝固对Al-Cu合金的细化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Al-Cu-Li合金时效态组织演化与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 时效硬化曲线 |
| 5.3 Al-Cu-Li合金淬火态晶粒形貌 |
| 5.4 Al-Cu-Li合金时效过程的微观组织 |
| 5.4.1 时效过程的TEM表征 |
| 5.4.2 时效过程的APT表征 |
| 5.5 Al-Cu-Li合金时效过程沉淀相的析出序列 |
| 5.6 Al-Cu-Li合金力学性能与断口形貌 |
| 5.7 沉淀相的综合强化作用 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 Al-Cu-Li合金时效过程中T_1相析出行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T_1相的电子衍射花样及形貌 |
| 6.3 T_1相沿位错非均匀析出 |
| 6.4 T_1相沿相界面非均匀析出 |
| 6.4.1 T_1相沿A_(l3)Zr相界面非均匀析出 |
| 6.4.2 T_1相沿Al_(20)Cu_2Mn_3相界面非均匀析出 |
| 6.5 T_1相沿亚晶界非均匀析出 |
| 6.6 T_1相沿GP区非均匀析出 |
| 6.7 T_1相的原子探针层析分析 |
| 6.8 Mg、Zn元素在T_1相形核过程中的作用 |
| 6.9 本章小结 |
| 第7章 Al-Cu-Li合金时效过程中σ相和S相的析出行为研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 σ相的微观形貌及衍射花样 |
| 7.3 σ相变体与Al基体的位向关系 |
| 7.4 σ相的时效析出过程 |
| 7.5 S相的时效析出过程 |
| 7.6 σ相与S相的析出关系 |
| 7.7 富Cu-Mg相的原子探针层析分析 |
| 7.8 {110}Al有序簇对S相、σ相析出行为的影响 |
| 7.9 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（3）RE对Al-Si-Cu压铸铝合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 铝合金的概述与分类 |
| 1.1.1 铝合金的概述 |
| 1.1.2 铝合金的分类 |
| 1.2 压铸铝合金的概述 |
| 1.2.1 压铸对铝合金的要求 |
| 1.2.2 铝合金的压铸技术 |
| 1.3 Al-Si-Cu压铸造铝合金国内外发展现状 |
| 1.4 稀土对铝合金的作用 |
| 1.4.1 稀土对铸造铝合金的作用 |
| 1.4.2 变质工艺对稀土变质效果的影响 |
| 1.5 铸造铝合金的热处理 |
| 1.6 铝合金的强化方法 |
| 1.6.1 细晶强化 |
| 1.6.2 析出强化 |
| 1.6.3 弥散强化 |
| 1.6.4 固溶强化 |
| 1.7 本课题的选题意义及主要研究内容 |
| 1.7.1 选题背景与意义 |
| 1.7.2 主要研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验原料和设备 |
| 2.1.1 合金成分选定 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 合金熔炼 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.3 组织观察与性能测试 |
| 2.3.1 合金成分分析 |
| 2.3.2 组织观察与物相分析 |
| 2.3.3 流动性能测试 |
| 2.3.4 力学性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 3 RE对ADC12合金铸态组织与性能的影响 |
| 3.1 Y对ADC12合金铸态组织与性能的影响 |
| 3.1.1 铸态ADC12-x Y合金的组织 |
| 3.1.2 铸态ADC12-x Y合金的性能 |
| 3.2 Ce对ADC12合金铸态组织与性能的影响 |
| 3.2.1 铸态ADC12-x Ce合金的组织 |
| 3.2.2 铸态ADC12-x Ce合金的性能 |
| 3.3 Nd对ADC12合金铸态组织与性能的影响 |
| 3.3.1 铸态ADC12-x Nd合金的组织 |
| 3.3.2 铸态ADC12-x Nd合金的性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 热处理对ADC12-x Y合金组织与性能的影响 |
| 4.1 热处理对ADC12-x Y合金的组织的影响 |
| 4.2 热处理对ADC12-x Y合金性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Al-x Si-0.55Cu-0.85Y-0.45Mn-0.45Mg-0.35Fe合金组织与性能 |
| 5.1 铸态组织 |
| 5.2 Al-x Si-0.55Cu-0.85Y-0.45Mn-0.45Mg-0.35Fe合金的力学性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 在校学习期间发表的论文 |
（4）Mg2Si/富Fe再生铝基复合材料的制备及耐磨性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 再生铝回收与应用概况 |
| 1.3 再生铝合金杂质Fe相变质技术研究现状 |
| 1.3.1 置换(中和)变质元素法 |
| 1.3.2 吸附变质法 |
| 1.3.3 熔体过热法 |
| 1.3.4 快速凝固法 |
| 1.4 铝合金振动铸造工艺研究现状 |
| 1.4.1 机械振动对于凝固结晶的影响 |
| 1.4.2 振动对于凝固补缩的影响 |
| 1.4.3 振动铸造工艺条件研究概况 |
| 1.5 铝基复合材料研究概况 |
| 1.5.1 铝基复合材料制备方法 |
| 1.5.2 铝基复合材料耐磨性能研究 |
| 1.6 本课题研究目的、意义及内容 |
| 1.6.1 研究意义及目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与研究方案 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验所用设备及仪器 |
| 2.2 实验技术路线 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 复合材料制备工艺 |
| 2.4 组织观测与分析测试方法 |
| 2.4.1 金相和SEM观测 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.3 电子探针-波谱(EPMA-WDS)分析 |
| 2.4.4 复合材料凝固特性分析 |
| 2.4.5 硬度测试 |
| 2.4.6 干摩擦磨损性能测试 |
| 第三章 Mg_2Si/富Fe再生A356基复合材料成分和制备工艺优化 |
| 3.1 再生铝中杂质成分统计分析 |
| 3.2 正交实验初步优化 |
| 3.2.1 正交试验设计 |
| 3.2.2 正交试验结果 |
| 3.3 单因素实验 |
| 3.3.1 Fe含量对复合材料组织及耐磨性能的影响 |
| 3.3.2 Mg_2Si含量对复合材料组织及耐磨性能的影响 |
| 3.3.3 振动频率对复合材料组织和耐磨性能的影响 |
| 3.3.4 浇注温度对复合材料组织和耐磨性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 15%Mg_2Si/A356-1.5Fe复合材料Fe相变质及凝固特性分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mn/Cr复合变质对Fe相形态及耐磨性能的影响 |
| 4.2.1 Mn/Cr复合变质对Fe相形态的影响 |
| 4.2.2 Mn/Cr复合变质对复合材料磨损性能的影响 |
| 4.3 复合添加RE、Sr对Fe相形态的影响 |
| 4.3.1 复合添加RE对Fe相形态的影响 |
| 4.3.2 复合添加Sr对Fe相形态的影响 |
| 4.4 0.5%Mn/0.5%Cr变质Fe相机理分析 |
| 4.5 15%Mg_2Si/A356-1.5Fe复合材料凝固特性 |
| 4.5.1 复合材料凝固特性 |
| 4.5.2 不同Mn、Cr添加量对复合材料的凝固曲线的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 15%Mg_2Si/再生A356-1.5Fe复合材料干滑动摩擦磨损特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同载荷、滑动速度下复合材料的干滑动摩擦磨损特性 |
| 5.2.1 摩擦系数曲线 |
| 5.2.2 摩擦温度曲线 |
| 5.2.3 实验结果汇总 |
| 5.2.4 磨损表面形貌及机理 |
| 5.3 不同摩擦距离下复合材料的干滑动摩擦磨损特性 |
| 5.3.1 摩擦系数和摩擦升温曲线 |
| 5.3.2 不同摩擦距离下磨损实验结果汇总 |
| 5.4 本章小结 |
| 全文总结与展望 |
| 全文总结 |
| 本文创新点及主要贡献 |
| 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（5）熔体搅拌工艺对过共晶Al-Si合金P变质效果的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 过共晶铝硅合金的化学成分、组织及性能 |
| 1.2.1 过共晶铝硅合金的化学成分 |
| 1.2.2 过共晶铝硅合金的性能 |
| 1.3 过共晶铝硅合金的应用概况 |
| 1.4 初生硅的细化方法 |
| 1.4.1 半固态处理 |
| 1.4.2 外场处理 |
| 1.4.3 熔体热处理与混合处理 |
| 1.4.4 快速凝固 |
| 1.4.5 机械搅拌 |
| 1.4.6 初生硅细化方法的研究现状 |
| 1.5 过共晶铝硅合金的变质处理 |
| 1.5.1 初生硅的变质 |
| 1.5.2 共晶硅的变质 |
| 1.5.3 复合变质 |
| 1.5.4 α-Al的变质 |
| 1.6 课题研究意义及内容 |
| 1.6.1 课题的研究意义 |
| 1.6.2 课题的研究内容 |
| 2 实验内容与方法 |
| 2.1 实验目的 |
| 2.2 实验内容 |
| 2.3 实验过程及研究方法 |
| 2.3.1 实验材料 |
| 2.3.2 熔体搅拌实验装置的设计 |
| 2.3.3 实验方案 |
| 2.3.4 分析方法 |
| 3 800℃下熔体搅拌工艺对Cu-9% P合金变质Al-20 % Si合金变质效果的影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 搅拌工艺对凝固组织的影响 |
| 3.2.2 搅拌工艺对初生硅尺寸的影响 |
| 3.2.3 搅拌工艺对拉伸性能的影响 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 Al-Si合金熔体中AlP形成过程 |
| 3.3.2 熔体搅拌有利于获得细小且均匀分布的AlP颗粒 |
| 3.3.3 熔体搅拌细化初生硅机理 |
| 3.4 铝合金凝固组织中AlP相的观察 |
| 3.4.1 实验方法 |
| 3.4.2 金相制备方法 |
| 3.4.3 凝固组织中AlP相的观察 |
| 3.4.4 搅拌对AlP相的影响 |
| 3.5 小结 |
| 4 700℃下熔体搅拌工艺对Cu-9% P合金变质过共晶Al-Si合金变质效果的影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 搅拌工艺对凝固组织的影响 |
| 4.2.2 搅拌工艺对初生硅尺寸的影响 |
| 4.3 二次精炼对变质效果的影响 |
| 4.4 搅拌易得到颗粒状共晶硅 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 Cu-P合金为溶解状态时更容易得到细小的AlP颗粒 |
| 4.5.2 Si具有阻碍AlP形成与长大的作用 |
| 4.5.3 超长时间搅拌促进AlP再长大 |
| 4.5.4 搅拌改变了共晶凝固过程 |
| 4.6 小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 附录 数据测量结果 |
（6）添加元素对Cu-Zr基合金非晶形成能力及力学性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 非晶合金研究的发展 |
| 1.1.1 非晶合金的发展 |
| 1.1.2 块体非晶合金的研究现状 |
| 1.1.3 非晶合金的应用 |
| 1.2 非晶合金的形成条件 |
| 1.2.1 结构条件 |
| 1.2.2 热力学条件 |
| 1.2.3 动力学条件 |
| 1.3 非晶形成能力判据 |
| 1.3.1 约化玻璃转变温度T_(rg) |
| 1.3.2 过冷液相区△T_x |
| 1.3.3 γ参数 |
| 1.3.4 共晶点准则 |
| 1.3.5 Inoue规律 |
| 1.4 非晶合金的结构 |
| 1.4.1 硬球随机密堆积模型 |
| 1.4.2 微晶模型 |
| 1.4.3 连续无规网格模型 |
| 1.4.4 自由体积模型 |
| 1.4.5 面心立方体模型 |
| 1.5 非晶合金的制备方法 |
| 1.5.1 熔剂包敷法 |
| 1.5.2 铜模铸造(喷铸/吸铸)法 |
| 1.5.3 熔体水淬法 |
| 1.5.4 定向凝固法 |
| 1.5.5 挤压铸造法 |
| 1.5.6 非晶粉末挤压法 |
| 1.5.7 单辊旋淬法 |
| 1.6 Zr与Cu基块体非晶合金 |
| 1.6.1 Zr基块体非晶合金的力学性能 |
| 1.6.2 Zr基块体非晶合金的应用 |
| 1.6.3 Cu基块体非晶合金 |
| 1.7 本文的研究意义及主要研究内容 |
| 第二章 实验方案 |
| 2.1 研究技术路线 |
| 2.2 合金的成分设计 |
| 2.2.1 Cu-Zr合金成分的设计 |
| 2.2.2 Cu-Zr-M合金成分的设计 |
| 2.2.3 Cu-Zr-Al-RE合金成分的设计 |
| 2.3 实验材料 |
| 2.4 试样制备 |
| 2.4.1 薄带合金试样的制备 |
| 2.4.2 块体合金试样的制备 |
| 2.5 试样测试方法 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 非晶形成能力分析 |
| 2.5.3 显微组织分析 |
| 2.5.4 压缩力学实验 |
| 2.5.5 纳米压痕试验 |
| 2.5.6 维氏硬度试验 |
| 第三章 Cu-Zr系合金的非晶形成能力及力学性能 |
| 3.1 Cu-Zr合金的非晶形成能力 |
| 3.2 Cu-Zr非晶合金的热力学特性 |
| 3.2.1 Cu-Zr薄带非晶合金的热力学特性 |
| 3.2.2 Cu-Zr块体非晶合金的热力学特性 |
| 3.3 Cu-Zr非晶合金的显微组织 |
| 3.3.1 Cu-Zr薄带非晶合金的显微组织 |
| 3.3.2 Cu-Zr块体非晶合金的显微组织 |
| 3.4 Cu-Zr非晶合金的力学性能 |
| 3.5 分析讨论 |
| 3.5.1 合金非晶形成能力的讨论 |
| 3.5.2 非晶合金的热稳定性分析 |
| 3.5.3 非晶合金力学性能的讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 添加元素M对Cu-Zr系合金非晶形成能力及力学性能的影响 |
| 4.1 Cu-Zr-Y合金的非晶形成能力 |
| 4.2 Cu-Zr-Y非晶合金的热力学特性 |
| 4.2.1 Cu-Zr-Y非晶合金同一升温速率下的热力学特性 |
| 4.2.2 Cu-Zr-Y非晶合金不同升温速率下的热力学特性 |
| 4.3 Cu-Zr-Gd合金的非晶形成能力 |
| 4.4 Cu-Zr-Gd非晶合金的热力学特性 |
| 4.4.1 Cu-Zr-Gd非晶合金同一升温速率下的热力学特性 |
| 4.4.2 Cu-Zr-Gd非晶合金不同升温速率下的热力学特性 |
| 4.5 Cu-Zr-Al合金的非晶形成能力 |
| 4.6 Cu-Zr-Al非晶合金的热力学特性 |
| 4.6.1 Cu-Zr-Al非晶合金同一升温速率下的热力学特性 |
| 4.6.2 Cu-Zr-Al非晶合金不同升温速率下的热力学特性 |
| 4.7 Cu-Zr-M非晶合金的显微形貌 |
| 4.8 Cu-Zr-M非晶合金的力学性能 |
| 4.8.1 Cu-Zr-Y非晶合金的力学性能 |
| 4.8.2 Cu-Zr-Gd非晶合金的力学性能 |
| 4.8.3 Cu-Zr-Al非晶合金的力学性能 |
| 4.9 分析讨论 |
| 4.9.1 合金非晶形成能力的讨论 |
| 4.9.2 非晶合金的热稳定性分析 |
| 4.9.3 力学性能的讨论 |
| 4.10 本章小结 |
| 第五章 添加元素RE对Cu-Zr-Al系合金非晶形成能力及力学性能的影响 |
| 5.1 Cu-Zr-Al-Y合金的非晶形成能力 |
| 5.1.1 薄带与d4mm块体Cu-Zr-Al-Y合金的非晶形成能力 |
| 5.1.2 不同成形直径的Cu_(46)Zr_(42)Al_7Y_5合金的非晶形成能力 |
| 5.2 Cu-Zr-Al-Y非晶合金的热力学特性 |
| 5.2.1 Cu-Zr-Al-Y薄带非晶合金的热力学特性 |
| 5.2.2 Cu-Zr-Al-Y块体非晶合金的热力学特性 |
| 5.2.3 不同成形直径的Cu_(46)Zr_(42)Al_7Y_5块体非晶合金的热力学特性 |
| 5.3 Cu-Zr-Al-Gd合金的非晶形成能力 |
| 5.4 Cu-Zr-Al-Gd非晶合金的热力学特性 |
| 5.4.1 Cu-Zr-Al-Gd薄带非晶合金的热力学特性 |
| 5.4.2 Cu-Zr-Al-Gd块体非晶合金的热力学特性 |
| 5.5 Cu-Zr-Al-RE非晶合金的显微组织分析 |
| 5.5.1 薄带非晶合金的显微组织形貌 |
| 5.5.2 Cu-Zr-Al-Y块体非晶合金显微组织形貌 |
| 5.5.3 d6mm的Cu_(46)Zr_(42)A1_7Y_5块体非晶合金的缺陷 |
| 5.5.4 Cu-Zr-Al-Gd块体非晶合金显微组织形貌 |
| 5.6 Cu-Zr-Al-RE非晶合金的力学性能 |
| 5.6.1 Cu-Zr-Al-RE薄带非晶合金的纳米硬度与弹性模量 |
| 5.6.2 Cu-Zr-Al-RE块体非晶合金的维氏硬度 |
| 5.6.3 Cu-Zr-Al-RE块体非晶合金的压缩力学性能 |
| 5.7 断口形貌特征 |
| 5.7.1 Cu-Zr-Al-Y块体非晶合金的断口形貌 |
| 5.7.2 Cu-Zr-Al-Gd块体非晶合金的断口形貌 |
| 5.8 分析讨论 |
| 5.8.1 合金非晶形成能力的讨论 |
| 5.8.2 非晶合金的热稳定性分析 |
| 5.8.3 合金力学性能的讨论 |
| 5.8.4 块体合金压缩断口形貌的讨论 |
| 5.9 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 本文的主要创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的论文 |
（7）铝合金柴油发动机缸盖材料强韧化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 本课题背景和意义 |
| 1.2 铝合金柴油发动机材料的发展 |
| 1.3 铝硅合金的强韧化处理及国内外研究现状 |
| 1.4 本课题的主要内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 材料的选择及实验设备 |
| 2.2 实验工艺过程 |
| 2.3 检测方法 |
| 3 Sr 变质对 ZL114A 合金微观组织和性能的影响 |
| 3.1 Sr 变质对 ZL114A 合金微观组织的影响 |
| 3.2 Sr 变质对 ZL114A 力学性能的影响 |
| 3.3 Sr 变质断口形貌的观察 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 RE 变质对 ZL114A 合金微观组织和性能的影响 |
| 4.1 RE 变质对 ZL114A 合金微观组织的影响 |
| 4.2 RE 变质对 ZL114A 合金力学性能的影响 |
| 4.3 RE 变质对 ZL114Ａ合金共晶硅变质机理的探究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 复合强韧化对 ZL114A 合金组织和性能的影响 |
| 5.1 Sr 和 RE 复合变质对 ZL114A 合金的影响 |
| 5.2 Mg 增强对 RE 变质 ZL114A 合金组织性能的影响 |
| 5.3 ZL114A 合金强韧化的机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（8）多元Al-Si-Cu合金铸造工艺参数优化及其在汽车发动机缸体应用的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.1.1 汽车行业的重要地位及发展现状 |
| 1.1.2 汽车行业发展带来的弊端 |
| 1.1.3 铝合金是汽车轻量化的首选材料 |
| 1.2 铝合金在汽车工业的应用与发展 |
| 1.2.1 铝合金汽车及零部件的发展现状 |
| 1.2.2 汽车工业常用铝合金材料及性能 |
| 1.2.3 铝合金在汽车工业的应用 |
| 1.3 汽车发动机缸体技术的发展 |
| 1.3.1 缸体材料的发展 |
| 1.3.2 铝缸体铸造的先进技术 |
| 1.3.3 国内外铝缸体的应用现状 |
| 1.4 课题研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究目的和意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法及研究方案 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 多元Al-Si-Cu合金的制备 |
| 2.3.1 前期准备工作 |
| 2.3.2 熔炼过程 |
| 2.3.3 浇注过程 |
| 2.4 多元Al-Si-Cu合金的热处理 |
| 2.5 多元Al-Si-Cu合金的实验方法 |
| 2.5.1 细化变质处理 |
| 2.5.2 不同原砂制砂芯及其壁厚的影响 |
| 2.5.3 热疲劳实验 |
| 2.5.4 摩擦磨损实验 |
| 2.6 多元Al-Si-Cu合金的性能测试 |
| 2.6.1 力学性能 |
| 2.6.2 其他性能 |
| 2.7 多元Al-Si-Cu合金的组织结构分析 |
| 2.7.1 金相组织分析 |
| 2.7.2 SEM分析 |
| 2.7.3 XRD分析 |
| 第三章 细化变质对多元Al-Si-Cu合金组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 正交试验优化细化变质剂 |
| 3.2.1 正交试验设计 |
| 3.2.2 正交试验结果 |
| 3.2.3 正交试验数据分析 |
| 3.3 优化结果验证及其分析 |
| 3.3.1 化学成分测试 |
| 3.3.2 力学性能测试 |
| 3.3.3 显微组织分析 |
| 3.3.4 变质效果分析 |
| 3.3.5 形成相分析 |
| 3.4 本章试验结论 |
| 第四章 不同原砂制砂芯及其壁厚对多元Al-Si-Cu合金组织和性能的影响 |
| 4.1 冷芯盒精密组芯造型工艺 |
| 4.1.1 三乙胺法的基本原理 |
| 4.1.2 三乙胺法制芯辅助材料 |
| 4.1.3 三乙胺法的制芯工艺 |
| 4.2 工艺参数对砂芯性能的影响 |
| 4.2.1 原砂含水量对砂芯性能的影响 |
| 4.2.2 树脂对砂芯性能的影响 |
| 4.2.3 存放时间对砂芯性能的影响 |
| 4.3 砂芯及壁厚对合金力学性能和组织的影响 |
| 4.3.1 砂芯及壁厚对合金力学性能的影响 |
| 4.3.2 砂芯及壁厚对合金组织的影响 |
| 4.4 二次枝晶间距分析 |
| 4.4.1 二次枝晶间距结果 |
| 4.4.2 建立拟合分析模型 |
| 4.5 相关性能分析 |
| 4.5.1 化学成分 |
| 4.5.2 流动性 |
| 4.5.3 针孔度 |
| 4.6 本章试验结论 |
| 第五章 多元Al-Si-Cu合金热疲劳性能的研究 |
| 5.1 铝合金热疲劳性能研究现状 |
| 5.2 多元Al-Si-Cu合金的力学性能和显微组织 |
| 5.2.1 合金的力学性能 |
| 5.2.2 合金相和组织的分析 |
| 5.3 热疲劳裂纹生长行为研究 |
| 5.3.1 温度幅对裂纹生长行为的影响 |
| 5.3.2 裂纹萌生与扩展行为 |
| 5.3.3 热疲劳裂纹扩展速率变化的分析 |
| 5.3.4 组织缺陷对裂纹生长行为的影响 |
| 5.4 热疲劳裂纹生长机理分析 |
| 5.4.1 裂纹扩展方式 |
| 5.4.2 裂纹扩展行径 |
| 5.4.3 热疲劳性能表征 |
| 5.4.4 氧化作用 |
| 5.5 本章实验结论 |
| 第六章 多元Al-Si-Cu合金摩擦行为及磨损机理的研究 |
| 6.1 铝合金材料摩擦磨损的研究现状 |
| 6.2 多元Al-Si-Cu合金的摩擦性能 |
| 6.2.1 多元Al-Si-Cu合金的力学性能和显微组织 |
| 6.2.2 多元Al-Si-Cu合金的质量磨损率 |
| 6.2.3 多元Al-Si-Cu合金的摩擦系数 |
| 6.3 多元Al-Si-Cu合金的磨损特征及分析 |
| 6.3.1 多元Al-Si-Cu合金的磨面形貌 |
| 6.3.2 多元Al-Si-Cu合金的亚表面形貌和硬度分布 |
| 6.3.3 多元Al-Si-Cu合金的磨屑形貌 |
| 6.3.4 多元Al-Si-Cu合金的磨损机理 |
| 6.4 本章实验结论 |
| 第七章 结论与创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点摘要 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 博士期间发表论文及其他科研成果 |
（9）新型变质剂及Ni对过共晶铝硅合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 合金元素对铝硅合金组织和性能的影响 |
| 1.3 过共晶铝硅合金变质处理及变质机理 |
| 1.3.1 单一变质处理 |
| 1.3.2 复合变质处理 |
| 1.3.3 铝硅合金变质机理 |
| 1.4 研究意义与研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案与研究技术路线 |
| 2.3 过共晶铝硅合金变质剂的制备 |
| 2.4 过共晶铝硅合金的制备 |
| 2.4.1 成分选择 |
| 2.4.2 过共晶铝硅合金的熔炼 |
| 2.4.3 过共晶铝硅合金的热处理 |
| 2.5 微观结构分析 |
| 2.6 物理性能分析 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 第三章 AlCuP 变质剂的制备及对合金组织性能的影响 |
| 3.1 过共晶铝硅合金变质剂的选取与制备 |
| 3.2 新型过共晶铝硅合金变质剂的优化 |
| 3.2.1 变质剂配比对合金显微组织的影响 |
| 3.2.2 变质剂的不同烧结温度对合金组织的影响 |
| 3.2.3 不同添加量对合金组织的影响 |
| 3.3 变质后 T6 处理对合金组织和性能的影响 |
| 3.3.1 变质后合金 DTA 分析 |
| 3.3.2 T6 处理后组织 |
| 3.3.3 合金硬度及强度 |
| 3.3.4 断口形貌 |
| 3.4 变质机理分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ni 对过共晶铝硅合金组织及性能的影响 |
| 4.1 含 Ni 过共晶铝硅合金组织分析 |
| 4.1.1 含 Ni 过共晶铝硅合金铸态组织 |
| 4.1.2 含 Ni 过共晶铝硅合金热处理后组织 |
| 4.1.3 热处理前后组织分析 |
| 4.2 合金热膨胀系数 |
| 4.3 显微硬度 |
| 4.4 拉伸性能分析 |
| 4.4.1 室温抗拉强度 |
| 4.4.2 室温断口形貌 |
| 4.4.3 高温抗拉强度 |
| 4.4.4 高温断口形貌 |
| 4.5 合金摩擦磨损性能及机理分析 |
| 4.5.1 摩擦磨损性能 |
| 4.5.2 磨损表面形貌 |
| 4.5.3 磨屑分析 |
| 4.5.4 磨损机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A：攻读硕士期间发表的论文和参与的科研项目 |
（10）消失模铸造用改性A356铝合金的组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 铝合金及其发展和应用 |
| 1.2 铝合金消失模铸造技术 |
| 1.3 合金元素在铝合金中的作用 |
| 1.4 铝合金的热处理工艺技术 |
| 1.5 课题研究的意义 |
| 1.6 课题研究的主要内容 |
| 2 试验方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 试验过程及工艺 |
| 2.3 分析与测试 |
| 3 稀土RE 对消失模铸造A356 铝合金组织性能的影响 |
| 3.1 稀土RE 对消失模铸造A356 铝合金组织的影响 |
| 3.2 稀土RE 对A356 铝合金消失模铸件孔隙率的影响 |
| 3.3 稀土RE 对消失模铸造A356 铝合金力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Mg |
| 4.1 Mg 对消失模铸造A356 铝合金组织性能的影响 |
| 4.2 Mg/RE 对消失模铸造A356 铝合金组织性能的影响 |
| 4.3 Mg/RE 复合强化消失模铸造A356 性能的机理分析 |
| 4.4 本章小节 |
| 5 Mg |
| 5.1 T6 热处理工艺参数选定 |
| 5.2 T6 热处理对消失模铸造改性铝合金组织性能的影响 |
| 5.3 Mg/RE 改性消失模铸造A356 铝合金T6 组织性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读学位期间发表论文目录 |
四、EFFECT OF La-RICH RE ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF B319 ALLOY IN LOST FOAM CASTING（论文参考文献）
- [1]La和B对Sr变质亚共晶铸造铝硅合金组织及性能的影响[D]. 李星睿. 上海大学, 2021
- [2]Al-Cu-（Li）合金的组织性能及沉淀相析出行为研究[D]. 范理. 西北工业大学, 2018(02)
- [3]RE对Al-Si-Cu压铸铝合金组织与性能的影响[D]. 张银帅. 西安理工大学, 2017(02)
- [4]Mg2Si/富Fe再生铝基复合材料的制备及耐磨性能研究[D]. 吴桃泉. 华南理工大学, 2017(07)
- [5]熔体搅拌工艺对过共晶Al-Si合金P变质效果的影响[D]. 刘学. 辽宁工业大学, 2017(06)
- [6]添加元素对Cu-Zr基合金非晶形成能力及力学性能影响的研究[D]. 王远. 昆明理工大学, 2014(05)
- [7]铝合金柴油发动机缸盖材料强韧化研究[D]. 代雨成. 华中科技大学, 2014(12)
- [8]多元Al-Si-Cu合金铸造工艺参数优化及其在汽车发动机缸体应用的研究[D]. 刘光磊. 江苏大学, 2013(05)
- [9]新型变质剂及Ni对过共晶铝硅合金组织和性能的影响[D]. 张道. 湖南科技大学, 2012(06)
- [10]消失模铸造用改性A356铝合金的组织性能研究[D]. 成平. 华中科技大学, 2011(07)