一、几种热处理方法和形变强化工艺介绍（论文文献综述）
陈席国,张恩铭,李东方[1]（2022）在《高锰钢热处理工艺研究现状》文中指出高锰钢是铁基耐磨材料中的代表产品,经过适当热处理后能获得优异的耐磨性能,在耐磨材料领域占有重要地位。本文简要介绍了高锰钢的基本知识,重点综述了高锰钢的热处理工艺,除了传统的热处理工艺以外,高压热处理、高温形变热处理等新型热处理工艺也越来越受到人们的重视。
李建军,徐佳辉,黄亮,谢冰鑫[2]（2021）在《铝锂合金形变热处理工艺研究进展》文中研究说明形变热处理工艺是铝锂合金力学性能的重要调控方式。介绍了铝锂合金以及形变热处理的发展历程和特点。综述了铝锂合金形变热处理的经典阶段,即固溶淬火、预变形和人工时效阶段。描述了不同阶段下材料的微观组织演变特征及其对材料力学性能的影响,包括过饱和固溶体演变、塑性变形诱导位错演变、位错促进析出相形核、析出相演变模型、材料强韧化机制以及力学模型。介绍了耦合多物理场的形变热处理工艺新发展,但是相关影响机制有待进一步研究,相关的析出相演变模型、时效动力学模型有待进一步完善。最后,针对现有研究提出了后续值得继续深入研究的方向。
范才河,李彝会,胡泽艺,沈彤,何文静[3]（2021）在《超高强Al-Zn-Mg-Cu合金研究综述》文中认为综述了超高强Al-Zn-Mg-Cu合金的元素构成及合金化机理,介绍了超高强Al-Zn-Mg-Cu合金的先进制备技术和热处理技术,阐述了超高强Al-Zn-Mg-Cu合金的制备原理和热处理强韧化机制,展望了高Zn含量超高强Al-Zn-Mg-Cu合金的发展趋势和前景。旨在为超高强Al-Zn-Mg-Cu合金材料产业的持续发展提供理论参考。
黎兆鑫[4]（2021）在《制备工艺对银铜合金的组织与性能影响研究》文中进行了进一步梳理对于一些在强度、导电性、耐热性、延展性方面都有较高要求的高端领域,如工业机器人手臂、无人机、电机转子等。现有的高强高导材料都不满足相应的性能要求,而铜银合金在这些方面却展现出了其巨大的优势。本文采用“连续熔炼-上引连铸”的新方法制备了Cu-2Ag合金杆坯、板坯及Cu-3Ag合金板坯。结合固溶、时效、退火、轧制、拉拔等工艺制备了Cu-2Ag合金线材和Cu-2Ag、Cu-3Ag合金板材。利用拉伸试验、导电率测试、硬度测试等性能测试手段测量了Cu-2Ag及Cu-3Ag合金在加工制备过程中性能的变化规律,通过金相显微镜、扫描电镜、透射电镜等显微分析手段观察了Cu-2Ag及Cu-3Ag合金在加工制备过程中微观组织及第二相的演变规律,分析了不同制备工艺对Cu-2Ag及Cu-3Ag合金组织及性能的影响及其机制。以上引连铸的方式制备Cu-2Ag和Cu-3Ag板坯,可实现合金板型规整、致密度高,表面光洁而不需铣面,满足后续成型和使用性能的需要,与传统工艺相比具有显着的优势。Cu-Ag合金经过一定变形量的冷变形后,晶粒沿冷变形的方向被拉长,晶界变得较为模糊,呈现典型的冷变形组织,大量的位错团簇将晶粒包裹,银颗粒也会沿冷变形的方向拉长;当变形量比较大时,合金组织呈现细纤维状,且平行于冷变形方向,富银颗粒沿冷变形方向被拉的更加细长,呈不连续的纤维状。通过对Cu-3Ag合金板进行固溶工艺研究,发现950℃×4 h、850℃×2 h、900℃×1 h、950℃×1 h这四个工艺可使银原子固溶的较为彻底;而经过750℃×1 h固溶,银原子固溶不完全。Cu-3Ag合金经过400℃×12 h时效后,其达到了较好的导电率和显微硬度匹配,综合性能可达160.0 HV0.2、89.1%IACS,铜基体上有较多椭圆状的面心立方Ag析出相弥散分布,其尺寸在10-40 nm。固溶后的Cu-2Ag合金板经过450℃×30 min时效后,球状银颗粒在基体上分布的较为均匀;450℃×4 h时效后,球状银颗粒的数量无明显增多,其尺寸略微增大;450℃×12 h时效后,基体中出现了少量棒状的银相;450℃×48h时效后,棒状银相变得更加粗大,数量也有了一定增加。Cu-2Ag合金板在450℃下时效不同时间,随着时效时间的增加,合金的硬度和导电率都有所提升,但增幅不大。450℃×48 h时效时综合性能最好,即硬度为74.9 HV0.2,导电率为92.7%IACS。相比于板坯,Cu-2Ag合金杆坯基体上的球状银颗粒分布的更加弥散,尺寸更小,维氏硬度提高15.8%。冷变形对Cu-Ag合金导电率的降低并不明显,但冷变形后合金的强硬度都得到了大幅提升。在相同冷变形量时,冷拉对Cu-2Ag合金的加工硬化率要高于冷轧。900℃×2 h固溶后,合金的强硬度大幅下降,但相比上引铸态时有略微提升,固溶后合金的导电率也有一定升高。经过900℃×2 h固溶后在400℃下时效不同时间,Cu-2Ag合金杆的强硬度随着时效时间的增加而下降,但降幅不大;导电率有大幅提升。从综合性能看,400℃×2 h时效的性能较好,即抗拉强度为481 Mpa,导电率为90.0%IACS。在本研究中,采用新方法制备的Cu-3Ag合金的抗软化温度在450～500℃之间,Cu-2Ag合金板材和杆材的抗软化温度均在400～450℃之间。
吴旭[5]（2021）在《船板钢梯度组织结构的制备及其性能研究》文中认为
薛雄文[6]（2021）在《挤压速度和冷却方式对AZ80镁合金组织和时效析出行为影响研究》文中研究指明随着社会现代化进程的不断推进,能源、资源匮乏问题日益严重,节能减排已经迫在眉睫,对轻量材料的研究获得了社会各界的广泛关注。镁合金因具有高强的比强度、比刚度,优秀的阻尼减震能力,良好的导电导热性能,是轻量材料的优秀选择,其中AZ80镁合金是目前应用较广的商用镁合金,β-Mg17Al12相是它的主要强化相。本文通过Gleeble 3500热模拟机对其进行了不挤压速度和冷却方式的反挤压实验,随后将得到的试样进行T5热处理实验,旨在研究挤压速度和冷却方式对其组织和时效析出行为的影响,为AZ80镁合金的微观组织调控提供理论参考。在反挤压热模拟实验中,不同的挤压速度和冷却方式对试样的组织形貌和位错分布产生的影响不同。较慢的挤压速度更有利于晶粒的细化与第二相的破碎、溶解,以及试样在变形过程中位错的积累;而较快的冷却方式（水冷）会使试样组织中的第二相数量增多。对于慢速挤压试样而言,水冷更有利于其位错密度的积累;而对于快速挤压试样而言,风冷更有利于其位错密度的增加。除此之外,在反挤压热模拟实验中,试样不同位置有着不同的平均硬度值,呈现出从死区、壁部、底部、转角区域依次递增的趋势。其中BE0.02-A试样在转角内侧的平均硬度值为71.8 HV,是4种不同试样的16个区域中的硬度最大值。在T5热处理过程中,各试样的组织发生了明显的改变,时效4小时后,各试样的组织主要由α-Mg基体、孪晶、不连续析出相（DP）、枝晶间Mg17Al12相以及少量Al-Mn相构成,其中快速挤压试样中的孪晶数量远远大于慢速挤压试样。时效12小时后,各试样组织中均出现了连续析出相（CP）,包括呈高度定向分布的板条相、呈三角排列的菱形相、以及它们的混合相。快速挤压试样中的CP相在主要在孪晶内析出,而慢速挤压试样中的CP相主要在α-Mg基体中析出。除此之外,在T5热处理过程中,挤压速度和冷却方式不同的试样,其β-Mg17Al12相的析出动力学不同。在死区区域,水冷试样的β-Mg17Al12相析出动力学大于风冷试样;在底部和转角区域,慢速挤压试样的位错密度更大、晶粒尺寸更小,有着更强的β-Mg17Al12相的析出动力学;在内壁和外壁区域,快速挤压试样所受的挤压力和摩擦力更大,应力集中诱导析出,使其有着更强的β-Mg17Al12相的析出动力学。试样在时效初期形成的孪晶对α-Mg基体中的连续析出（CP）相和不连续析出（DP）相的作用不同,更有利于晶内CP相的析出,而对晶界DP相的析出有一定的抑制作用。挤压速度和冷却方式不同,试样析出的片层相间距不同。在时效24小时阶段,慢速挤压试样的平均片层相间距普遍比快速挤压试样小,BE0.02-W试样的平均片层相间距在所有试样中最小,约为354.8 nm。经过175℃直接时效处理后,不同试样的硬度值均有了明显的提高,均在时效24小时左右达到峰值。慢速挤压试样的平均硬度值在时效各个阶段中普遍比快速挤压试样高。BE0.02-W试样的时效硬化效果最好,在时效各个阶段中均拥有最高的平均硬度值,峰值硬度为97.8 HV。
龚玉辉[7]（2021）在《40Cr钢扫描电子束表面强化处理的研究》文中研究指明40Cr钢是我国目前应用最广泛的合金调质钢,因优异的淬透性、切削性,常用作轴类零件、重要齿轮和连杆螺栓等零部件中。但在实际应用中,工件长期处于恶劣的工作环境下,表面发生磨损、腐蚀等情况,造成工件失效。传统热处理工艺难以处理这些失效形式。扫描电子束是一种新型载能束表面改性技术,其具有能量利用率高、加工变形小和可重复性高等优点。为了提高40Cr钢表面的力学性能,延长其使用寿命,本文对40Cr钢进行扫描电子束表面强化处理。本文以40Cr钢为研究对象,基于三维瞬态传热偏微分方程和高斯热源模型,建立40Cr钢扫描电子束表面强化处理的有限元模型。探究扫描过程及冷却过程中不同时刻的温度场分布规律,确定合理的扫描电子束表面强化处理试验的工艺参数。研究电子束工艺参数（电子束束流和电子枪移动速度）及多道搭接时搭接率对40Cr钢形貌、组织及力学性能的影响规律。研究表明:在扫描电子束处理过程中,试样表面温度高于40Cr钢熔点,试样表面处于熔融状态。在扫描电子束收束阶段,热量由于无法扩散,试样表面温度会骤升。扫描电子束处理后,40Cr钢截面形貌由熔融层、热影响区和基体三个区域组成。改性层（熔融层和热影响区）温度高于相变温度,发生马氏体相变,显微组织主要由马氏体组成。热影响区马氏体组织相较于熔融层马氏体组织更加细小。随着束流的增加熔融层马氏体组织逐渐变得粗大,而随着电子枪移动速度的增大熔融层马氏体组织逐渐变得细小。试样横截面显微硬度随着深度的增加先增大后减小,最大硬度出现在热影响区。40Cr钢表面显微硬度随着束流的增大呈非线性增大,束流为6m A时,表面显微硬度达到756.5HV。随着扫描速度的增加,表面显微硬度呈非线性下降。试样表面粗糙度随着束流的增大,先减小后增大;随着电子枪移动速度的增加,先降低后增大。当束流为4m A,电子枪移动速度为300mm/min时,表面粗糙度由2.306μm降至1.354μm。经扫描电子束处理后试样表面耐磨性明显改善,40Cr钢表面的耐磨性随着束流的增加,先减小后增大,随着电子枪移动速度的增加,先减小后增大,当束流为4m A,电子枪移动速度为240mm/min时,耐磨性最好。40Cr钢多道扫描电子束表面强化处理后,会出现重复加热的搭接区域,且第二道扫描加热会对第一道的部分区域组织产生回火作用,产生回火马氏体、回火索氏体及回火屈氏体等多种组织。试样表面粗糙度随着搭接率的增大,先减小后增大。搭接率为0%时,平均显微硬度为627.4HV。搭接率为25%、50%、75%时,显微硬度在431～658HV范围内变化,淬火区域的显微硬度高于搭接区和交汇区的显微硬度。磨损量随着搭接率的增大,先减小后增大。搭接率为25%时,耐磨性最好。扫描电子束表面强化处理可显着提高40Cr钢表面显微硬度,降低表面粗糙度,增强表面耐磨性。利用扫描电子束表面强化技术为工件在实际生产应用中延长其使用寿命和扩大其使用范围提供了可靠工艺方法。
陈敏[8]（2021）在《预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究》文中研究说明在实际的工程应用中,2xxx（Al-Cu-Mg）系铝合金由于其具有较低的密度、高强度以及优良的加工成型性和耐热性等特点而被广泛使用,尤其在航空航天、交通运输、军工设备等领域。目前,航空航天、交通运输等领域高速发展,对2xxx系铝合金综合性能方面提出了更高要求,就如何提高Al-Cu-Mg合金强度的同时还能保持较好的塑性方面的研究成为一个热点。本文以2024铝合金棒材为研究对象,通过硬度测试、拉伸测试以及晶间腐蚀测试等方法,重点考察了时效前的预变形对合金微观组织、力学性能以及晶间腐蚀性能的影响,本实验主要采用的预变形方式为:循环应变、预拉伸以及单次拉-压变形。得到的结果如下:（1）研究循环应变对2024铝合金微观组织和性能的影响,实验采用恒总应变幅控制,经不同周次的循环应变处理。循环应变处理后,合金抗拉强度、屈服强度均显着提高,但晶间腐蚀敏感性增大;随着循环周次的增加,试样抗拉强度先增大后降低,屈服强度逐渐增大,延伸率持续下降,合金塑性变差。循环周次Nf=500试样的综合力学性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率可达616 MPa、423MPa、28.2%,合金强度高且兼顾优良的塑性,这与变形过程基体中产生的位错胞有关。经150℃及190℃时效处理后,循环应变试样晶间腐蚀程度加重;屈服强度、抗拉强度以及延伸率均有不同程度的降低,这与时效进程中位错发生回复有关。（2）研究预拉伸对2024铝合金微观组织和性能的影响,预拉伸量分别为:0%、1%、4%、7%。预拉伸处理后,合金强度和硬度提高,表现出形变强化现象;随着预拉伸量的增大,合金屈服强度、抗拉强度及延伸率均先增大后降低,晶间腐蚀深度逐渐增大,腐蚀程度加重。预拉伸量为1%的试样综合性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别为568 MPa、384 MPa、27.2%,合金具有高强度以及较高的延伸率;经190℃/20 h时效处理后,预拉伸试样抗拉强度、延伸率均下降,屈服强度提高;经150℃/24 h时效处理后,随着预拉伸量增大,试样屈服强度、抗拉强度呈现先降低后增大的趋势,延伸率均升高;经时效处理后,预拉伸试样晶间腐蚀敏感性降低,腐蚀程度减轻。形变强化与时效强化作用是叠加的,强化效果与变形程度、时效温度以及时效时间相关。（3）研究单次拉-压变形对2024铝合金微观组织和性能的影响,变形量分别为:0%、1%、4%、7%。结果表明,预变形处理后,合金强度和硬度提高,塑性变化不大。变形程度增大,合金抗拉强度、屈服强度先增大后降低,延伸率相近,晶间腐蚀深度逐渐增大,腐蚀程度加重。预变形量1%试样的综合力学性能最好,抗拉强度、屈服强度分别为581 MPa、404 MPa,延伸率为27.9%。经190℃/16 h时效处理后,试样屈服强度、抗拉强度、延伸率均下降;经150℃/24 h时效处理后,变形试样抗拉强度均提高;随着变形量的增大,屈服强度表现出先降低后增大的趋势,预变形量7%试样综合性能最好,抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别为583 MPa、455MPa、29.2%。经不同制度的时效处理后,变形试样的晶间腐蚀敏感性降低,腐蚀程度减轻。
田奎生[9]（2021）在《形变及时效对Al-Mg-Si-Cu合金力学和腐蚀性能的影响》文中研究指明时效硬化型Al-Mg-Si-Cu铝合金具有高比强度,良好的成型性、焊接性及耐蚀性,在航空航天及车辆制造领域得到广泛应用。为了改善合金强度,通常采用提高Cu含量的方法,但Cu含量的提高会导致合金晶间腐蚀敏感性升高,且不易消除。因此,为了获得高强、高韧、耐蚀的合金,本文以低Cu含量的合金为实验材料,具体成分为:Al-0.93 Mg-1.1Si-0.34 Cu-0.2 Mn-0.05 Zr,研究形变时效对合金微观组织和性能的影响。采用硬度、拉伸、晶间腐蚀实验等方法测试合金的力学和腐蚀性能;结合光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、透射电镜观察合金的微观组织,探究合金强化机制和耐蚀机理。实验结果表明:（1）合金经540℃/1 h固溶处理后,进行180-210℃/1-10 h单级时效处理,随时效进行,合金强度及晶间腐蚀敏感性均呈现先升高、后降低的趋势。其中,经180℃/6 h时效后,合金强度达到峰值,抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为387 MPa、368 MPa和14%,但发生严重的晶间腐蚀;经200℃/6 h时效,合金能够获得最佳强度与抗腐蚀性能配合,抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为374 MPa、359 MPa和9.9%,并且,晶间腐蚀抗性大幅提高。此时,合金基体析出相为均匀分布的β′相和Q′相,晶界析出相呈球状、断续分布,这种析出特征能够使得合金同时获得较高的强度和良好的晶间腐蚀抗力。（2）为了同时改善合金力学和腐蚀性能,对合金进行固溶（540℃/1h）+冷轧变形（压下量为80%）+再时效处理,同时引入位错强化和析出强化,进而改善合金的综合性能,实验发现,再时效温度对合金性能有较大影响。其中,选用高温（190℃、200℃、210℃）再时效处理时,合金强度和晶间腐蚀敏感性变化较快,呈现先升高、后降低的趋势。经190℃/10min再时效处理后,合金抗拉强度、屈服强度及伸长率分别为421 MPa、406 MPa及8%,与常规峰时效状态相比,强度提升,而塑性下降,同时,晶间腐蚀敏感性较高;继续时效,合金强度降低,但不能消除腐蚀,腐蚀类型由晶间腐蚀转变为点蚀。主要原因应该是:经冷轧变形后,引入大量位错,再时效时,加速基体析出相的粗化,在局部产生电位差,导致合金发生点蚀。（3）对经固溶+冷轧处理后的合金进行低温再时效（80-110℃）处理能使析出相优先在晶内析出,减缓在晶界的析出速度,从而同时提高合金力学和腐蚀性能。随时效进行,合金晶间腐蚀敏感性逐渐升高,强度先升高、后降低。其中,经95℃/24 h再时效处理后,合金实现了力学和腐蚀性能的最佳配合,抗拉强度、屈服强度及伸长率分别为420 MPa、391MPa、9%,同时合金无晶间腐蚀敏感性。
丁清伟[10]（2020）在《时效强化型Al-Mg-Zn合金组织性能研究及工艺优化》文中研究说明随着时效强化型Al-Mg-Zn合金的开发,Al-Mg系列合金的强度得到了极大的提升。作为新开发的合金体系,其强化机制和腐蚀机制尚不明确,因此在合金性能的进一步开发上仍然存在很大的障碍。本课题以Al-Mg-3.0Zn（wt%）铝合金为基础,通过改变合金中Mg元素的含量（3.5-5.6wt%）研究了 Mg含量变化对合金微观组织、力学性能及腐蚀性能的影响,并以此为基础对该时效强化型铝合金的强化机制与腐蚀机制分别展开了研究。同时,优化设计了该系列合金的制备工艺,使合金获得了更优的综合性能。课题分别对不同Mg含量下合金的晶界强化机制、固溶强化机制以及析出强化机制进行了对比研究。研究结果表明,该系列合金的屈服强度主要是由析出强化所贡献的。由于晶内析出相的形貌、尺寸、数量和分布等特性几乎不随Mg含量的变化而改变,因此随着Mg含量的变化,析出强化的强化效果也没有发生明显的变化。不同合金之间强度的变化主要取决于Mg原子固溶强化效应的改变:随着Mg含量的降低,Mg溶质原子在合金基体中的固溶度也降低,导致固溶强化效果被减弱。由于合金的晶粒尺寸随着Mg含量的降低而增大,合金晶界强化效果也随之降低,但是它对强度的影响并不明显,且晶界强化对整个合金强度的贡献都较小。对合金晶间腐蚀性能与机制的研究表明,Mg含量降低能提高合金微观组织中小角度晶界的比例,降低晶界析出相的连续性,从而提高了合金的抗晶间腐蚀性能。合金的应力腐蚀开裂是由阳极溶解机制和氢脆机制共同作用的,随着合金中Mg元素含量的降低,其微观组织中晶界析出相的连续性变弱,两种机制的作用都降低,从而提高了合金抗应力腐蚀开裂的能力。该系列合金的剥落腐蚀极易沿着其微观组织中的亚晶条带组织发生与扩展,使其在亚晶条带处发生快速的选择性腐蚀,降低其抗剥落腐蚀性能。这是因为亚晶条带与正常晶粒区域之间存在明显的内应力差,使条带边界处于受力状态。在腐蚀发生或扩展至条带边界周围时,其所受的内应力得到释放,这会引导并促进腐蚀沿着条带边界扩展。在这个过程当中,合金微观组织中的内应力作用与晶界析出相的阳极溶解作用相互影响、相互促进,加速了合金的剥落腐蚀进程。根据上述时效强化型Al-Mg-Zn合金的强化机制与腐蚀机制,对该合金进行了“固溶→预时效→变形→终时效”的最终形变热处理（Final Thermo-mechanical Treatment,FTMT）的优化工艺,使其组织中引入了大量的位错结构。位错强化机制的引入使合金的强度得到了极大的提升;而由位错引起的晶界析出相连续性的减弱则改善了合金的抗腐蚀性能,使合金的强度和抗腐蚀性能都得到了明显的提升。随着FTMT工艺的引入,合金达到峰时效时间也由25h缩减至7h,缩短了整个板材的加工制备流程。将终时效温度从140℃降低至120℃虽然会延长终时效处理的保温时间,但却能优化析出相的尺寸分布,使合金的强度提高,且延伸率不会降低。此外,最终形变热处理工艺对时效强化型Al-Mg-Zn合金强度的增量并不随合金中Mg元素含量的变化而发生改变;它对抗晶间腐蚀性能的提高则与传统工艺下合金的抗晶间腐蚀性能有关:合金的抗晶间腐蚀性能越差,对其进行FTMT工艺处理后其抗腐蚀性能的提高则越明显。
二、几种热处理方法和形变强化工艺介绍（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、几种热处理方法和形变强化工艺介绍（论文提纲范文）
（1）高锰钢热处理工艺研究现状（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 高锰钢基本认识 |
| 2 高锰钢的热处理 |
| 2.1 常规热处理 |
| 2.1.1 固溶处理 |
| 2.1.2 时效处理 |
| 2.1.3 余热热处理 |
| 2.2 高锰钢的新型热处理 |
| 2.2.1 高温形变热处理 |
| 2.2.2 高压热处理 |
| 3 结语 |
（2）铝锂合金形变热处理工艺研究进展（论文提纲范文）
| 1 固溶处理 |
| 2 预变形处理 |
| 3 人工时效处理 |
| 3.1 工艺研究 |
| 3.2 析出相演变及模型 |
| 3.2.1 析出相演变机制及其影响因素 |
| 3.2.2 析出相微观力学及强韧化模型 |
| 4 材料强度预测模型 |
| 5 工艺发展趋势 |
| 6 结语 |
（3）超高强Al-Zn-Mg-Cu合金研究综述（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 超高强Al-Zn-Mg-Cu合金的元素构成及合金化机理 |
| 1.1 主合金元素 |
| 1.1.1 Zn和Mg |
| 1.1.2 Cu |
| 1.2 微量合金元素 |
| 1.3 杂质元素 |
| 2 先进制备技术 |
| 2.1 快速凝固/粉末冶金技术 |
| 2.2 喷射成形技术 |
| 2.3 微/纳米晶细化技术 |
| 2.4 其他制备技术 |
| 3 超高强Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金的热处理技术 |
| 3.1 均匀化处理 |
| 3.2 固溶处理 |
| 3.3 时效处理 |
| 3.4 形变热处理 |
| 4 高Zn含量超高强Al-Zn-Mg-Cu合金研究现状 |
| 5 结语 |
（4）制备工艺对银铜合金的组织与性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高导耐热铜合金的研究现状 |
| 1.2 Cu-Ag合金的研究和应用现状 |
| 1.3 Cu-Ag合金的沉淀析出效应 |
| 1.4 Cu-Ag合金的制备技术现状 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验原料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 合金制备工艺路线及试验方案 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度的测量 |
| 2.4.2 抗拉强度的测量 |
| 2.4.3 导电率的检测 |
| 2.4.4 抗软化温度的测定 |
| 2.5 显微组织的观察 |
| 2.5.1 光学显微组织观察 |
| 2.5.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.5.3 透射电子显微镜观察 |
| 第三章 基于“上引-冷轧”的铜银合金板带材组织与性能 |
| 3.1 铜银合金的上引带坯工艺开发及铸坯组织 |
| 3.1.1 铜银合金带坯上引工艺开发 |
| 3.1.2 铜银合金上引带坯的组织特点 |
| 3.2 轧制规程的设计 |
| 3.3 形变热处理对Cu-2Ag合金板带材组织和性能的影响 |
| 3.3.1 Cu-2Ag合金上引板坯及冷轧板的显微组织 |
| 3.3.2 Cu-2Ag合金固溶状态及时效析出的显微形貌 |
| 3.3.3 Cu-2Ag合金固溶后直接时效的性能分析 |
| 3.3.4 Cu-2Ag合金固溶后冷轧再时效的性能分析 |
| 3.4 形变热处理对Cu-3Ag合金板带材组织和性能的影响 |
| 3.4.1 退火工艺状态下Cu-3Ag合金的组织和性能 |
| 3.4.2 固溶工艺对Cu-3Ag合金组织和性能的影响 |
| 3.4.3 二次冷轧和时效对Cu-3Ag合金组织和性能的影响 |
| 3.5 Cu-Ag合金板带材的抗软化温度研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 基于“上引-冷轧”工艺路线的铜银合金杆线材的组织与性能 |
| 4.1 铜银合金上引铜杆工艺开发 |
| 4.2 冷轧和冷拉工艺过程 |
| 4.3 形变热处理过程中铜银合金的组织和性能转变 |
| 4.3.1 Cu-2Ag合金宏观组织及金相显微组织分析 |
| 4.3.2 Cu-2Ag合金扫描显微组织及EDS图像分析 |
| 4.3.3 Cu-2Ag合金断口形貌分析 |
| 4.3.4 Cu-2Ag合金各状态下的性能 |
| 4.4 铜银合金的抗软化性能研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（6）挤压速度和冷却方式对AZ80镁合金组织和时效析出行为影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁及镁合金概述 |
| 1.2.1 纯镁的结构与性能 |
| 1.2.2 镁合金的分类 |
| 1.3 镁合金中的强韧化机制 |
| 1.3.1 形变强化 |
| 1.3.2 细晶强化 |
| 1.3.3 固溶强化 |
| 1.3.4 第二相强化 |
| 1.4 镁合金的塑性变形机制 |
| 1.4.1 滑移变形机制 |
| 1.4.2 孪生变形机制 |
| 1.5 镁合金的热处理工艺 |
| 1.5.1 AZ80 镁合金的热处理 |
| 1.6 研究的目的及意义 |
| 1.7 研究内容 |
| 2.实验材料和方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 热模拟实验试样制备 |
| 2.2.2 差热分析与均匀化处理 |
| 2.2.3 反挤压热模拟实验 |
| 2.2.4 热处理实验 |
| 2.3 实验测试方法 |
| 2.3.1 测试试样制备 |
| 2.3.2 金相光学显微镜观察(OM) |
| 2.3.3 扫描电子显微镜组织观察/背散射电子衍射分析(SEM/EBSD) |
| 2.3.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.5 显微硬度测试 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 反挤压热模拟实验对AZ80 镁合金组织和硬度影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 有限元模拟与分析 |
| 3.3 均匀化处理 |
| 3.4 挤压速度和冷却方式对试样硬度的影响 |
| 3.5 反挤压热模拟试样的组织演变 |
| 3.5.1 试样不同部位的组织演变 |
| 3.5.2 不同变形参数试样的组织演变 |
| 3.6 本章小结 |
| 4.挤压速度和冷却方式对AZ80 镁合金时效析出行为影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 挤压速度和冷却方式对试样的时效硬化行为的影响 |
| 4.3 挤压速度和冷却方式对β-Mg17Al12 相析出行为影响 |
| 4.3.1 挤压速度和冷却方式对β-Mg17Al12 相析出动力学的影响 |
| 4.3.2 挤压速度和冷却方式对β-Mg17Al12 相析出量的影响 |
| 4.3.3 挤压速度和冷却方式对β-Mg17Al12 相析出形貌的影响 |
| 4.3.4 挤压速度和冷却方式对β-Mg17Al12 相析出尺寸的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5.结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（7）40Cr钢扫描电子束表面强化处理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| §1.1 课题研究背景及意义 |
| §1.2 金属表面改性技术研究现状 |
| §1.2.1 表面形变强化技术 |
| §1.2.2 表面化学热处理技术 |
| §1.2.3 表面热处理技术 |
| §1.2.4 激光表面处理技术 |
| §1.3 电子束表面改性技术 |
| §1.3.1 电子束表面改性技术的优势 |
| §1.3.2 电子束表面改性技术的类型 |
| §1.4 电子束表面改性研究现状 |
| §1.4.1 国内研究现状 |
| §1.4.2 国外研究现状 |
| §1.5 课题来源 |
| §1.6 论文主要研究内容与创新点 |
| §1.6.1 主要研究内容 |
| §1.6.2 创新点 |
| 第二章 试验材料、设备及研究方法 |
| §2.1 试验材料及预处理方法 |
| §2.1.1 试验材料 |
| §2.1.2 材料预处理 |
| §2.2 试验设备及扫描方式 |
| §2.2.1 试验设备及工作原理 |
| §2.2.2 电子束扫描方式 |
| §2.3 金相试样制备方法 |
| §2.4 表面形貌、显微组织及力学性能观测设备及方法 |
| §2.4.1 表面形貌测试设备与方法 |
| §2.4.2 显微组织测试设备与方法 |
| §2.4.3 表面粗糙度、显微硬度及耐磨性测试设备与方法 |
| §2.5 本章小结 |
| 第三章 40Cr钢扫描电子束表面处理温度场的研究 |
| §3.1 40Cr钢扫描电子束表面处理过程物理分析 |
| §3.2 温度场有限元模型的建立 |
| §3.2.1 温度场有限元模型的基本假设 |
| §3.2.2 移动热源的确定 |
| §3.2.3 几何模型的建立和网格的划分 |
| §3.2.4 初始条件和边界条件的确定 |
| §3.2.5 温度场控制方程 |
| §3.2.6 材料热物性参数的确定 |
| §3.3 40Cr钢扫描电子束表面处理温度场结果分析 |
| §3.3.1 温度场加热过程分析 |
| §3.3.2 温度场冷却过程分析 |
| §3.4 温度场热循环分析 |
| §3.4.1 扫描电子束移动方向温度场热循环曲线 |
| §3.4.2 扫描电子束深度方向温度场热循环曲线 |
| §3.5 扫描电子束稳定阶段截面温度场分布和实验对比 |
| §3.6 本章小结 |
| 第四章 40Cr钢扫描电子束表面强化处理的试验研究 |
| §4.1 扫描电子束表面处理试验方法及工艺参数 |
| §4.2 扫描电子束表面强化处理结果分析 |
| §4.2.1 横截面形貌与组织分析 |
| §4.2.2 横截面显微硬度分析 |
| §4.3 束流对40Cr钢显微组织、表面形貌及力学性能的影响 |
| §4.3.1 束流对40Cr钢显微组织的影响 |
| §4.3.2 束流对40Cr钢表面形貌的影响 |
| §4.3.3 束流对40Cr钢表面粗糙度的影响 |
| §4.3.4 束流对40Cr钢表面显微硬度的影响 |
| §4.3.5 束流对40Cr钢磨损量的影响 |
| §4.4 电子枪移动速度对40Cr钢显微组织、表面形貌及力学性能的影响 |
| §4.4.1 电子枪移动速度对40Cr钢显微组织的影响 |
| §4.4.2 电子枪移动速度对40Cr钢表面形貌的影响 |
| §4.4.3 电子枪移动速度对40Cr钢表面粗糙度的影响 |
| §4.4.4 电子枪移动速度对40Cr钢表面显微硬度的影响 |
| §4.4.5 电子枪移动速度对40Cr钢表面耐磨性的影响 |
| §4.5 本章小结 |
| 第五章 40Cr钢多道扫描电子束表面强化处理的研究 |
| §5.1 多道扫描电子束处理试验的基本理论和工艺参数 |
| §5.1.1 搭接率的基本理论 |
| 5.1.2 多道扫描电子束工艺参数的确定 |
| §5.2 搭接率对横截面形貌和显微组织的影响 |
| §5.2.1 搭接率为0%时横截面形貌及显微组织 |
| §5.2.2 多道搭接扫描时横截面形貌及显微组织 |
| §5.2.3 搭接率对重熔层组织的影响 |
| §5.3 搭接率对表面力学性能的影响 |
| §5.3.1 搭接率对表面形貌及表面粗糙度的影响 |
| §5.3.2 搭接率对表面显微硬度的影响 |
| §5.3.3 搭接率对摩擦因数的影响 |
| §5.3.4 搭接率对耐磨性的影响 |
| §5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| §6.1 全文总结 |
| §6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者在攻读硕士期间的主要研究成果 |
（8）预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 Al-Cu-Mg合金的国内外发展概况 |
| 1.2 Al-Cu-Mg合金的典型热处理工艺 |
| 1.2.1 固溶处理 |
| 1.2.2 时效处理 |
| 1.2.3 形变热处理 |
| 1.3 Al-Cu-Mg合金的微观组织与性能 |
| 1.3.1 晶界无沉淀析出带(PFZ) |
| 1.3.2 晶界析出相(GPB) |
| 1.3.3 基体析出相(MPT) |
| 1.4 Al-Cu-Mg合金的强化机制 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 细晶强化 |
| 1.4.3 第二相强化 |
| 1.4.4 形变强化 |
| 1.5 Al-Cu-Mg合金的腐蚀类型 |
| 1.5.1 点蚀(PC) |
| 1.5.2 晶间腐蚀(IGC) |
| 1.5.3 剥落腐蚀(EFC) |
| 1.5.4 应力腐蚀(SCC) |
| 1.6 本论文研究目的、意义及内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验过程及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验技术路线 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 固溶处理 |
| 2.3.2 时效处理 |
| 2.3.3 预处理 |
| 2.3.3.1 循环应变处理 |
| 2.3.3.2 预拉伸处理(PS) |
| 2.3.3.3 单次拉-压变形处理 |
| 2.4 测验分析方法 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.1.1 硬度测试 |
| 2.4.1.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 耐蚀性测试 |
| 2.4.2.1 晶间腐蚀测试 |
| 2.4.3 显微组织观察 |
| 2.4.3.1 金相组织观察 |
| 2.4.3.2 SEM观察 |
| 2.4.3.3 TEM观察 |
| 3 循环应变对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 循环应变对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 3.2.1.1 2024 铝合金循环应力-应变响应曲线 |
| 3.2.1.2 循环周次对合金拉伸性能影响 |
| 3.2.1.3 时效硬化曲线 |
| 3.2.1.4 室温拉伸力学性能 |
| 3.2.2 循环应变对合金微观组织影响 |
| 3.2.2.1 金相组织观察 |
| 3.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 3.2.2.3 透射电镜观察 |
| 3.2.3 循环应变对2024 铝合金腐蚀性能的影响 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 预拉伸对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 预拉伸对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 4.2.1.1 时效硬化曲线 |
| 4.2.1.2 室温拉伸力学性能 |
| 4.2.2 预拉伸对2024 铝合金微观组织的影响 |
| 4.2.2.1 金相组织观察 |
| 4.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 4.2.3 预拉伸对2024 铝合金腐蚀性能的影响 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 单次拉-压变形对2024 铝合金力学及晶间腐蚀性能影响 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 单次拉-压变形对2024 铝合金力学性能的影响 |
| 5.2.1.1 时效硬化曲线 |
| 5.2.1.2 拉伸力学性能 |
| 5.2.2 单次拉-压变形对合金微观组织影响 |
| 5.2.2.1 金相组织观察 |
| 5.2.2.2 断口形貌SEM观察 |
| 5.2.3 单次拉-压变形对2024 铝合金腐蚀形貌的影响 |
| 5.2.3.1 2024 铝合金腐蚀形貌 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（9）形变及时效对Al-Mg-Si-Cu合金力学和腐蚀性能的影响（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 Al-Mg-Si-Cu合金的应用背景及研究现状 |
| 1.2 Al-Mg-Si-Cu合金的强化机制 |
| 1.2.1 固溶强化 |
| 1.2.2 第二相强化 |
| 1.2.3 细晶强化 |
| 1.2.4 形变强化 |
| 1.3 Al-Mg-Si-Cu合金热处理及析出行为 |
| 1.3.1 均匀化处理 |
| 1.3.2 固溶处理 |
| 1.3.3 时效处理 |
| 1.3.4 形变热处理 |
| 1.3.5 析出行为 |
| 1.4 Al-Mg-Si-Cu合金的腐蚀行为 |
| 1.4.1 点蚀 |
| 1.4.2 剥落腐蚀 |
| 1.4.3 晶间腐蚀 |
| 1.5 本文的研究目的、意义和内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验 |
| 2.1 实验材料及方案 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 热处理工艺 |
| 2.2.2 性能测试 |
| 2.2.3 微观组织观察 |
| 3 时效处理对Al-Mg-Si-Cu合金力学和腐蚀性能的影响 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 时效处理对合金硬化行为的影响 |
| 3.2.2 时效处理对Al-Mg-Si-Cu合金拉伸性能的影响 |
| 3.2.3 时效处理对Al-Mg-Si-Cu合金晶间腐蚀性能的影响 |
| 3.2.4 时效处理对Al-Mg-Si-Cu合金微观组织的影响 |
| 3.3 分析讨论 |
| 3.3.1 时效处理对合金力学性能的影响 |
| 3.3.2 时效处理对合金晶间腐蚀敏感性的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 高温再时效对Al-Mg-Si-Cu合金力学和腐蚀性能的影响 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 高温再时效对Al-Mg-Si-Cu合金力学性能的影响 |
| 4.2.2 微观组织观察 |
| 4.2.3 高温再时效对Al-Mg-Si-Cu合金腐蚀行为的影响 |
| 4.3 分析讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 低温再时效对Al-Mg-Si-Cu合金力学和腐蚀性能的影响 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 低温再时效对Al-Mg-Si-Cu合金拉伸性能的影响 |
| 5.2.2 低温再时效对Al-Mg-Si-Cu合金腐蚀行为的影响 |
| 5.2.3 形变热处理对合金微观组织的影响 |
| 5.3 分析讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（10）时效强化型Al-Mg-Zn合金组织性能研究及工艺优化（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 时效强化型Al-Mg-Zn合金 |
| 2.2 时效强化型Al-Mg-Zn合金的合金化 |
| 2.3 铝合金的强化机制 |
| 2.3.1 晶界强化 |
| 2.3.2 固溶强化 |
| 2.3.3 析出强化 |
| 2.3.4 形变强化 |
| 2.3.5 强化效果迭加 |
| 2.4 铝合金的腐蚀机制 |
| 2.4.1 点腐蚀 |
| 2.4.2 晶间腐蚀 |
| 2.4.3 剥落腐蚀 |
| 2.4.4 应力腐蚀开裂 |
| 2.5 形变热处理工艺概述 |
| 2.5.1 铝合金的形变热处理 |
| 2.5.2 铝合金形变热处理的分类 |
| 2.6 本课题研究工作 |
| 2.6.1 研究目的和意义 |
| 2.6.2 研究方案 |
| 2.6.3 研究内容 |
| 3 实验材料和方法 |
| 3.1 实验原材料 |
| 3.2 合金板材制备 |
| 3.2.1 熔炼铸造 |
| 3.2.2 铸锭均匀化热处理 |
| 3.2.3 铸锭热轧、再结晶退火和冷轧 |
| 3.2.4 板材固溶、时效处理 |
| 3.3 微观组织分析与性能检测 |
| 3.3.1 微观组织分析 |
| 3.3.2 性能检测 |
| 4 时效强化型Al-Mg-Zn合金的制备工艺及其强化机制研究 |
| 4.1 合金成分设计 |
| 4.2 时效强化型Al-Mg-Zn合金的关键热处理工艺 |
| 4.2.1 均匀化热处理工艺 |
| 4.2.2 固溶处理工艺 |
| 4.2.3 人工时效工艺 |
| 4.3 时效强化型Al-Mg-Zn合金的强化机制 |
| 4.3.1 时效强化型Al-Mg-Zn合金的强度 |
| 4.3.2 晶界强化 |
| 4.3.3 固溶强化 |
| 4.3.4 析出强化 |
| 4.3.5 时效强化型Al-Mg-Zn合金的强化机制 |
| 4.4 时效强化型Al-Mg-Zn合金的塑性 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 时效强化型Al-Mg-Zn合金的腐蚀机制 |
| 5.1 晶间腐蚀性能及机制 |
| 5.1.1 Mg元素对晶间腐蚀性能及晶界析出相的影响 |
| 5.1.2 Mg元素对晶界特征分布的影响 |
| 5.1.3 时效强化型Al-Mg-Zn合金的晶间腐蚀机制 |
| 5.2 剥落腐蚀性能及机制 |
| 5.3 应力腐蚀开裂性能及机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 时效强化型Al-Mg-Zn合金的最终形变热处理 |
| 6.1 最终形变热处理对Al-Mg-Zn合金组织性能的影响 |
| 6.2 最终形变热处理工艺参数对合金组织性能的影响 |
| 6.2.1 变形工艺对合金组织性能的影响 |
| 6.2.2 终时效温度对T相析出及合金性能的影响 |
| 6.2.3 FTMT加工次序对合金力学性能的影响 |
| 6.3 Mg元素含量对Al-Mg-Zn合金FTMT的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
四、几种热处理方法和形变强化工艺介绍（论文参考文献）
- [1]高锰钢热处理工艺研究现状[J]. 陈席国,张恩铭,李东方. 内燃机与配件, 2022(01)
- [2]铝锂合金形变热处理工艺研究进展[J]. 李建军,徐佳辉,黄亮,谢冰鑫. 锻压技术, 2021(11)
- [3]超高强Al-Zn-Mg-Cu合金研究综述[J]. 范才河,李彝会,胡泽艺,沈彤,何文静. 包装学报, 2021(06)
- [4]制备工艺对银铜合金的组织与性能影响研究[D]. 黎兆鑫. 江西理工大学, 2021(01)
- [5]船板钢梯度组织结构的制备及其性能研究[D]. 吴旭. 上海应用技术大学, 2021
- [6]挤压速度和冷却方式对AZ80镁合金组织和时效析出行为影响研究[D]. 薛雄文. 中北大学, 2021(09)
- [7]40Cr钢扫描电子束表面强化处理的研究[D]. 龚玉辉. 桂林电子科技大学, 2021
- [8]预变形方式及时效对2024铝合金组织和性能的影响研究[D]. 陈敏. 常州大学, 2021(01)
- [9]形变及时效对Al-Mg-Si-Cu合金力学和腐蚀性能的影响[D]. 田奎生. 常州大学, 2021(01)
- [10]时效强化型Al-Mg-Zn合金组织性能研究及工艺优化[D]. 丁清伟. 北京科技大学, 2020(06)