一、含微量镧的2091 Al-Li合金时效行为和时效组织的研究（论文文献综述）
王大伟[1]（2021）在《稀土元素La、Ce对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金微观组织结构及性能影响研究》文中认为
王大伟[2]（2021）在《稀土元素La、Ce对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金微观组织结构及性能影响研究》文中提出
沈彤[3]（2021）在《大塑性变形喷射成形Al-Cu-Mg合金组织演变和力学性能研究》文中研究表明Al-Cu-Mg合金具有密度低、强度高、耐腐蚀性能好等优点,被广泛应用于武器装备、航空航天、轨道交通等领域。与传统工艺相比,喷射成形制备的材料具有晶粒细小、组织均匀、偏析程度低、力学性能好等优点。目前,针对喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金大塑性变形微观组织和力学性能的研究较少,因此,研究大塑性变形过程中喷射成形Al-Cu-Mg合金微观组织特征和力学性能,阐明应变和应变速率与组织性能之间的相互关系,对开发高强高韧特种铝合金材料具有重要的理论意义和应用价值。本文以喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金为研究对象,开展了一系列不同应变及应变速率的快速冷冲和热变形实验,配合多种测试手段与表征方法,探讨了应变及应变速率对大塑性变形合金微观组织与力学性能的影响。研究内容主要包括以下三个方面:（1）采用Gleeble-3180热模拟机研究不同变形条件下(变形温度300-450、应变速率0.01-10 s-1)喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金的流变应力行为,基于双曲正弦函数的本构方程和Z参数来描述喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金的高温变形行为,通过动态材料模型建立2D加工图和3D功率耗散图来分析应变和应变速率对合金热压缩的影响,优化合金的热变形工艺参数,为后续塑性成型加工提供理论依据。研究表明,在热压缩变形中,随着应变的增加,失稳区逐渐向中低应变速率区域扩展,动态回复发生在低温高应变速率时,动态再结晶发生在高温低应变速率下,在温度范围为400-450,应变速率为0.01-0.08 s-1的区域有着较好的加工性能。（2）针对喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金,进行了不同应变的快速冷冲变形。利用TEM、SEM及XRD分析了合金在不同应变条件下第二相的演变规律,揭示了应变对快速冷冲喷射成形Al-Cu-Mg合金微观组织与力学性能的影响。研究表明,合金中位错密度随着应变的增加而增加,当应变增加至0.6时,合金中析出相数量显着增加,当应变增加至0.9时,析出相数量最多。随着应变的增加,合金的应力整体上是不断增加,硬度从80.1 HV升高至133.2 HV。（3）探究了大塑性变形时,应变速率对快速冷冲和热轧Al-Cu-Mg合金力学性能的影响。利用TEM分析了大塑性变形热轧状态下合金微观组织的变化规律,探讨了热轧变形过程中,喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金在不同应变速率状态下S′相的破断和回溶机制,阐明了不同应变速率条件下大塑性变形Al-Cu-Mg合金的强韧化机制。研究表明,喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金在热轧过程中,S′相发生了一定程度的扭曲,破断和回溶,且随着应变速率的升高,析出相数量减少,位错密度下降,抗拉强度从492.45 MPa下降至427.63 MPa。在快速冷冲过程中,应变速率对喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金力学性能的影响较小。
段晓鸽[4]（2021）在《汽车用6000系铝合金的各向异性及烤漆硬化效应研究》文中研究表明6000系铝合金属于可热处理强化合金,由于其具有高的比强度高、优良的抗腐蚀性及良好的焊接性能等,已经被广泛应用于车身覆盖件和其他零部件。然而,受困于6000系铝合金在制备加工过程中组织结构演变特性的限制,力学性能各向异性严重、烤漆后硬化不足,及其作用机理尚不明确严重限制了 6000系铝合金在汽车工业上的发展及应用。为此,本文通过改变热处理及轧制工艺,结合添加微合金元素Sn等进行6000系铝合金的织构、析出相对各向异性的影响研究,揭示通过改变织构及析出相来降低力学性能各向异性的微观调控机理;并为提高6000系铝合金的综合使用性能,系统地研究了预时效处理对6000系铝合金烤漆前后组织性能及析出行为的影响,提出了 6000系铝合金获得快速烤漆硬化效应的作用机理,主要结论如下:采用中间退火及交叉轧制的方法进行织构及组织调控,结果表明:6000系铝合金热轧板经过420℃中间退火后,形成了具有强烈的Cube{001}<100>取向的等轴再结晶晶粒;交叉轧制后形成的具有较低晶内取向差的变形组织,有助于固溶退火后获得尺寸细小、均匀分布的再结晶晶粒;提出了交叉轧制过程中Bs织构的形成机理,Cube取向晶粒通过{111}<110>滑移系的开动实现了其向BND{011}<3-22>取向[（φ1,（?）,φ2）=（42°,45°,0°）]的转动,BND取向亚晶保持较高的稳定性的原因为其具有最低的能量密度。Sn元素对6000系铝合金组织及时效析出行为的影响结果表明:Sn的添加显着细化了 6000系铝合金的晶粒,且Sn有降低β"相析出激活能的作用。基于Sn原子在固溶淬火后与空位间具有较强结合力的理论研究,及不同结构稳定相（Mg2Si）的异构关系,建立了该合金在时效过程中的析出序列模型。通过织构及析出相对6000系铝合金各向异性的影响研究表明:经过中间退火+交叉轧制的样品固溶处理后,其制耳率较单向轧制的8.16%降低至2.7%,并提出了这种利用织构及组织调控改善铝合金各向异性的微观机理。其作用机理主要分为两个阶段:6000系热轧板中强烈的立方织构,抑制再结晶Goss织构的形成;交叉轧制无过渡带及Bs织构的组织特征,进一步抑制再结晶Cube织构的形核及长大。6000系铝合金经过人工时效后,具有不同纵横比的析出相对各向异性的作用不同,当合金主要为再结晶Cube织构时,根据包含塑性模型及β"相与<001>Al的取向关系,β"相对于不同拉伸方向上的析出强化贡献值不同,从而抑制了峰值时效态样品的各向异性。含Sn的6000系铝合金较不含Sn合金峰值时效态屈服强度的各向异性明显下降,其机理为高温时效过程加速了时效硬化效应,峰时效态时Sn元素诱发了少量的β’析出相。6000系铝合金的快速烤漆硬化效应及机理研究表明:6000系铝合金经100℃×5min+180℃×5min双级预时效处理后,可获得最佳的力学性能,其屈服强度为150MPa,伸长率23.2%,烤漆硬化增量最大可达到114MPa;相较于单级预时效处理,双级预时效处理使6000系铝合金β"相的析出激活能Q减少了 39.6 kJ/mol;通过Avrami-Johnson-Mehl方法建立的T4和T4P态的β"相析出动力学的模型,并结合TEM微观组织观察,揭示了双级预时效工艺提高6000系铝合金烤漆硬化效应的作用机理,一级低温时效的热力学效应促使形成细小高密度的GPII区,经过二级高温时效处理后稳定存在的GPⅡ区长大并形成β"相核心,在烤漆过程中能够快速析出大量β"相。
朱庆岩[5]（2020）在《Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）变形铝合金室温与低温低周疲劳行为》文中研究说明Al-Zn-Mg-Cu系合金是一种典型的可时效硬化合金,通常以轧制、挤压和锻造的加工方式制备,因其具有较高强度和较低密度的特点,广泛应用于航空航天和交通运输的关键结构件中。铝合金的性能可以通过适当的合金化、塑性加工、热处理以及三者间相结合加以控制。随着现代工业的快速发展以及对轻量化设计的需求,对作为结构材料的铝合金性能提出了更高的要求,通过热挤压产生的晶粒细化可以显着的提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的力学性能。而在实际中,许多的应用,如飞机框架和车身结构,在服役过程中会受到交变载荷的作用,最终导致疲劳损伤,普遍认为疲劳断裂是工程结构件的主要断裂形式之一。为了保证结构件在使用中的安全性,需要对疲劳性能进行更深入的研究。然而,Sc作为改善铝合金性能最有效的元素之一,其对铝合金低周疲劳性能的影响却鲜有报道。此外,对铝合金在不同环境条件下循环变形性能的研究也较少,且主要集中在高温和氢脆环境下。众所周知,在高空环境或在某些地区和季节里,结构件的工作温度可能低于零下,这样的温度环境会对结构件的疲劳和断裂性能产生影响。显然,了解含Sc的Al-Zn-Mg-Cu系合金在低温下的低周疲劳性能是很有必要的,也可以为这些合金的抗疲劳设计和合理使用提供理论依据。因此,本文研究了挤压变形Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金在室温和低温（0℃、-20℃、-40℃）环境下的组织和低周疲劳行为,确定了Sc元素和温度对合金组织和低周疲劳性能的影响。显微组织观察结果表明,Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金中主要的析出相是GP区和η’相,Sc元素的加入可以在α-Al基体中形成豆瓣状的Al3（Sc,Zr）粒子。该粒子表现出良好的热稳定性,对位错和亚晶界起着重要的钉扎作用,并且能够使合金在经过T6处理后仍保持挤压态的微观组织结构。室温拉伸试验表明,Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金呈现出相似的时效强化趋势,这与时效析出序列有关。通过晶界强化和Al3（Sc,Zr）粒子造成的弥散强化的共同作用,在相同时效时间条件下,含Sc合金的抗拉强度和屈服强度均有显着提高,但断裂伸长率相对较低。低温拉伸试验表明,随着温度的降低,两种合金的抗拉强度和屈服强度均有所提高、断裂伸长率有所降低。拉伸断口表面观察表明,在室温下,两种合金的断裂模式主要是韧性断裂;随着温度的降低,表出现韧脆混合型的断裂特征。室温和低温低周疲劳试验结果表明,随施加总应变幅值的不同,两种合金可以表现出不同的循环应力响应行为。对于T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金,在0.4%和0.5%应变幅下,循环应力响应行为在整个疲劳变形过程中表现为循环稳定的特征;在0.6%～0.8%应变幅下,一般表现为初始的循环稳定,随着循环次数的增加,出现循环硬化,在疲劳变形后期出现循环软化。对于T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金,在0.4%～0.8%的应变幅下,合金在所有温度下均表现出稳定的循环应力响应行为。在相同温度和总应变幅值的条件下,Sc的加入可以显着提高合金在循环变形时所需的应力;随着温度的降低,两种合金的循环应力幅值都有所增加。在低周疲劳寿命方面,在总应变幅相同的情况下,T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金的低周疲劳寿命随着温度的降低而减少。相同温度下,两种合金的低周疲劳寿命曲线相交,与Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金相比,Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金在较低应变幅下的低周疲劳寿命更长,而在较高应变幅下的低周疲劳寿命较短。在所有温度和总应变幅下,两种合金的塑性应变幅和弹性应变幅与载荷反向周次的关系分别服从Coffin-Manson和Basquin公式。基于滞回能理论,推导出温度与低周疲劳寿命之间的关系。疲劳断口表面观察表明,在所有温度和总应变幅下,两种合金的疲劳裂纹均以穿晶方式萌生于疲劳样品表面,并以穿晶方式扩展,温度不会对疲劳裂纹的萌生和扩展方式产生影响。疲劳断口附近的微观组织结构观察表明,T6态Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）合金在室温和低温低周疲劳加载条件下的循环塑性变形机制为平面滑移机制。对于Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金,在较低应变幅下,疲劳变形区中存在大量的位错碎片;在较高应变幅下,位错组态表现为位错缠结。对于Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金,在较低应变幅下,位错组态主要表现为位错阵列;在较高应变幅下,不同方向的位错阵列间可以相互作用、形成位错网络。
左鹏[6]（2019）在《Sc对Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金组织和力学性能的影响》文中指出Al-Zn-Mg-Cu系合金是可热处理强化的合金,经过适当的热处理后会具有较高的强度、硬度以及良好的韧性、加工性能和焊接性能。此外,Al-Zn-Mg-Cu系合金由于其质量轻,轻量化效果显着,已经开始逐渐替代钢材成为主要的结构材料用于航空航天和交通运输等领域。迄今为止,在提高Al-Zn-Mg-Cu系合金强度、硬度、韧性方面以及改善合金的抗腐蚀性能方面,稀土元素Sc和Zr已被证明是最为有效的微合金化元素。本文主要研究了稀土元素Sc对Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金的显微组织、拉伸性能以及低周疲劳性能的影响规律,以期为此种合金的实际工程应用提供可靠的依据。显微组织观察结果表明:添加0.2%Sc元素后,可明显细化铸态、轧制态以及固溶+时效（T6）热处理后的Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金的晶粒。除此之外,在Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr（-0.2Sc）合金晶内可观察到大量的η’（MgZn2）相以及弥散析出的Al3（Zr,Sc）相,在晶界处可观察到断续分布的析出相以及在晶界附近形成的无析出带。拉伸试验结果表明:添加0.2%Sc元素后,可提高Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金的抗拉强度、屈服强度和断裂伸长率。在1022h的时效时间内,Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr（-0.2Sc）合金的抗拉强度和屈服强度均表现出先上升后下降的趋势,并在16h时达到峰值,而Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr（-0.2Sc）合金的断裂伸长率随着时效时间的延长,表现出先下降后上升的趋势。室温拉伸断口分析结果表明:欠时效和过时效状态的Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr（-0.2Sc）合金的拉伸断裂方式均为以韧性断裂为主的韧脆混合断裂。峰时效态Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金的拉伸断裂方式以脆性断裂为主,而峰时效态Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr-0.2Sc合金的拉伸断裂方式以韧性断裂为主。低周疲劳实验结果表明:峰时效态的Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr（-0.2Sc）合金在外加总应变幅为0.4%0.8%的加载下均表现为循环稳定;峰时效态的Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr（-0.2Sc）合金的塑性应变幅、弹性应变幅与载荷反向周次分别满足Coffin-Manson公式和Basquin公式。疲劳断口观察结果表明:峰时效态的Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr（-0.2Sc）合金的疲劳裂纹均萌生于疲劳试样表面,并且以穿晶方式进行扩展。
王璀[7]（2019）在《微量Sc对ZL205A组织和性能的影响》文中提出ZL205A合金具有较高的强度、良好的塑性、韧性及抗腐蚀性能,广泛应用于航空、航天飞行器等承力结构件上。随着材料科学及航空工业的发展,对ZL205A合金的强韧性提出了更高要求。微合金化是一种能提高铸造铝合金性能的有效方法,在其中添加较少的微量元素可以进一步优化其力学性能。本文通过OM、SEM分析、TEM分析、硬度测试、拉伸性能测试及疲劳性能测试等方法,研究了Sc对砂型铸造和水冷金属型铸造条件下ZL205A组织和性能的影响。实验结果表明,砂型铸造条件下,随着Sc含量的增加,合金晶粒得到细化;当Sc含量大于0.1wt.%,合金中生成了AlCuSc相,AlCuSc相形貌分为棒状和团簇状;Sc含量为0.22wt.%的合金共晶组织主要成分为α-Al+Al2Cu+W（AlCuSc）相。在实验所添加的Sc元素含量内（0-0.22wt.%）,随着Sc含量的增加,合金铸态屈服强度呈先增加后降低的趋势,Sc含量为0.14wt.%时,合金的屈服强度达到最高值118MPa;Sc含量为0.03wt.%时,合金的时效响应速率及峰时效硬度与ZL205A接近;Sc超过0.03wt.%,随着Sc的增加,时效响应速率及峰时效硬度下降;合金峰时效析出相的数量随Sc含量的增加而减少;Sc含量在0.1wt.%以内,合金T6态抗拉强度保持在450MPa以上,Sc含量超过0.1wt.%,随着Sc含量的增加,合金抗拉强度降低;Sc含量0.1wt.%时,合金疲劳性能最好。与砂型铸造相比,水冷金属型铸造显着的细化了晶粒,合金中峰时效析出相θ′相密度更大,尺寸更大;水冷金属型铸造显着提高合金的力学性能,砂型铸造时含0.1wt.%Sc的合金抗拉强度和延伸率分别为447.8MPa和2%,使用水冷金属型铸造方法,合金的抗拉强度和延伸率分别提升到474.6MPa和10.56%。
张明玉[8]（2019）在《含微量元素2297铝合金铸造及热挤压工艺的研究》文中进行了进一步梳理微量元素的添加对合金有细化的作用,本实验通过向2297铝合金里添加微量元素Ca、微量元素La和微量元素Sc几种不同的元素,对铸造的合金进行金相组织的观察,力学性能以及电学性能等等的测试,通过挤压成型工艺,挤压成不同厚度的板材,挤压比分别是5.5:1和8:1两种挤压比,然后使用实验光学显微镜、XRD观察和分析合金的组织以及形貌,使用显微硬度器,力学拉伸机,塞贝克系数仪器测量合金的硬度数值、力学性能以及导电的性能。通过实验的测试和分析得出以下结论:铸态的合金条件下,发现铸态的2297铝合金的金相组织枝晶粗大,大量的等轴晶在晶界聚集,2297铝合金的综合性能差。向2297铝合金内添加三种不同微量元素Ca、La、Sc后,发现对合金有细化作用,晶界变得细小均匀,经过分析对比发现微量元素Sc对2297铝合金细化最明显,含微量元素合金硬度最高的是Sc,硬度为108 HV。对2297铝合金进行均匀处理,通过实验分析,确定最佳的均匀化温度为520℃×24h。在520℃×24 h对添加微量元素2297铝合金进行均匀化热处理,发现含微量元素La的2297铝合金细化最好。通过硬度测试得出含有微量元素La的2297铝合金硬度最大为89.6HV。合金经过挤压后,合金形成位错,粗大晶粒消失,形成细长的拉伸纤维状形貌组织,有少量的动态再结晶。添加微量元素后的合金对挤压板材力学性能以及电学性能和硬度都有增强作用,2297铝合金以及含有三种不同微量元素合金经过5.5:1的挤压比挤压成板材后,进行380℃、400℃、420℃三种不同温度的退火,含有微量元素La的2297铝合金在退火2h的导电率最好为46.5%IACS。对力学性能和硬度测试:在420℃退火2h的条件下含有微量Sc的2297铝合金的拉伸强度最大为310MPa,屈服强度为229MPa,显微硬度为60.2 HV。经过8:1挤压比挤压成板材后,进行380℃、400℃、420℃三种不同温度的退火,在400℃退火条件下含有微量元素La的2297铝合金在退火2h的导电率最高为43.5%IACS。经过拉伸强度和硬度的测试,在420℃条件下退火2.5h,含有微量元素Sc的2297铝合金的拉伸强度最大为309MPa,屈服强度为226MPa,显微硬度为61.5 HV。
张思平[9]（2019）在《含Sc铝合金的应用研究新进展与前景展望》文中研究说明含Sc铝合金强度高、热稳定性好,有强烈的时效硬化效应。Sc是发展高强度、高耐热性和高抗蚀性铝合金的一种高效的微量添加元素,但Al-Sc中间合金的昂贵价格严重制约了含Sc铝合金的应用。简要介绍了国内外含Sc铝合金应用研究的最新进展,提出了降低Al-Sc中间合金制备成本的有效途径,并展望了含Sc铝合金应用研究的发展方向。
樊栋祥[10]（2019）在《超轻LA141镁锂合金的等径角挤压及其强塑化行为研究》文中研究说明近年来,飞速发展的汽车及航空工业对新颖且轻量化材料的需求极为迫切,而镁锂合金作为密度最小的金属结构材料受到青睐。特别是,超轻LA141镁锂合金室温下为体心立方的β相,使其具有很好的塑性变形能力。然而,该合金的强度较低,导致其应用受限。所以,探索一种有效的变形工艺及热处理工艺参数,让其在强度提高的同时塑性至少保持不变或有所提高,这对于LA141镁锂合金的发展与应用具有深远的意义。本研究采用等径角挤压技术（ECAP）和等径角挤压-轧制技术（ECAP+RL）对LA141镁锂合金进行塑性变形,并在不同温度下退火,研究不同变形工艺及退火温度对试验合金物相组成、晶粒度、断口形貌及力学性能的影响,并分析其室温晶粒细化机理及其强化机制。主要研究结果如下:（1）原始态LA141镁锂合金晶粒尺寸约为65um,随着ECAP变形道次的增加晶粒尺寸被显着细化,2道次和3道次后晶粒尺寸分别约为12.5um和10um;E轧制后ECAP试样组织被拉成长条状,晶粒呈现出定向排列,随压下量的增加,长条状组织被逐渐细化趋于纤维状;（2）2道次ECAP试样与轧制20%后的ECAP最佳退火工艺参数为210℃×1h。2道次ECAP试样在经210℃×1h退火后,晶粒尺寸约为510um的细小等轴晶;轧制20%后的ECAP试样经过210℃×1h退火后,晶粒尺寸约为1015um的等轴晶;（3）原始LA141镁锂合金试样在ECAP挤压2道次后,试样屈服强度（Re）、抗拉强度（Rm）及延伸率（A）分别为170MPa、195MPa、24.2%,相比于原始态分别提高了44.1%、38.3%、120%;轧制20%后的ECAP在210℃×1h退火后,试样的Re、Rm及A分别为157MPa、197MPa、28%,相比于原始态分别提高了33%、39.7%、155%;（4）轧制20%后的ECAP试样的Re、Rm及A分别为172MPa、190MPa、17.3%,相比于原始态分别提高了47.5%、34.8%、57.3%;轧制20%后的ECAP试样经210℃×1h退火后,试样的Re、Rm及A分别为145MPa、210MPa、23.8%,相比于原始态分别提高了23%、48.9%、116.4%;（5）通过SEM对合金室温拉伸断口形貌观察可知,每种工艺下合金断口均存在大量的韧窝,这表明合金断裂机制为韧性断裂;但是ECAP挤压2道次的试样在210℃×1h退火后,试样断口形貌韧窝大小及分布均匀,深度较深且形状趋于等轴型,表明试样断裂时所受到的应力状态为均匀性应变。
二、含微量镧的2091 Al-Li合金时效行为和时效组织的研究（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、含微量镧的2091 Al-Li合金时效行为和时效组织的研究（论文提纲范文）
（3）大塑性变形喷射成形Al-Cu-Mg合金组织演变和力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Cu-Mg合金研究现状 |
| 1.2.1 Al-Cu-Mg合金的发展现状 |
| 1.2.2 Al-Cu-Mg合金元素作用 |
| 1.2.3 Al-Cu-Mg合金强化方式 |
| 1.3 喷射成形技术 |
| 1.3.1 喷射成形工艺及原理 |
| 1.3.2 喷射成形的发展及特点 |
| 1.3.3 喷射成形技术的应用 |
| 1.4 大塑性变形技术 |
| 1.4.1 高压扭转法 |
| 1.4.2 等径角挤压法 |
| 1.4.3 累积叠轧法 |
| 1.4.4 多向锻造法 |
| 1.4.5 大压下量轧制法 |
| 1.4.6 往复挤压 |
| 1.4.7 反复弯曲校直 |
| 1.5 本构方程及热加工图 |
| 1.5.1 本构方程 |
| 1.5.2 热加工图 |
| 1.6 课题研究背景及意义 |
| 1.7 论文研究内容 |
| 第二章 材料制备、实验及表征 |
| 2.1 合金成分设计及熔炼工艺 |
| 2.1.1 合金成分设计 |
| 2.1.2 熔炼工艺 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 喷射成形工艺 |
| 2.2.2 挤压工艺 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 热压缩模拟 |
| 2.3.2 Al-Cu-Mg合金热轧变形 |
| 2.3.3 Al-Cu-Mg合金快速冷冲变形 |
| 2.4 表征 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸测试 |
| 2.4.3 XRD测试 |
| 2.4.4 SEM测试 |
| 2.4.5 TEM测试 |
| 第三章 喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金热压缩变形行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金真应力-真应变曲线 |
| 3.3 喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金流变应力与温度及应变速率关系 |
| 3.4 喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金本构方程的建立及分析 |
| 3.5 热加工图理论模型 |
| 3.6 喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金热加工图的建立及分析 |
| 3.7 微观组织观察 |
| 3.8 分析与讨论 |
| 3.9 本章小结 |
| 第四章 应变对Al-Cu-Mg合金微观组织与力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微观组织观察 |
| 4.3 XRD测试 |
| 4.4 室温真应力-应变曲线 |
| 4.5 硬度测试 |
| 4.6 分析与讨论 |
| 4.6.1 应变对析出相演变的影响 |
| 4.6.2 应变对喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金强韧化机理的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 应变速率对Al-Cu-Mg合金微观组织与力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微观组织观察 |
| 5.3 XRD测试 |
| 5.4 力学性能测试 |
| 5.4.1 拉伸测试 |
| 5.4.2 硬度测试 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.5.1 不同应变速率条件下S′相的演变机制 |
| 5.5.2 应变速率对喷射成形Al-Cu-Mg挤压态合金强韧化机制的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（4）汽车用6000系铝合金的各向异性及烤漆硬化效应研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 铝合金汽车板的应用现状及分类 |
| 2.1.1 铝合金汽车板的性能要求及分类 |
| 2.1.2 6000系铝合金中的合金元素及其作用 |
| 2.1.3 6000系铝合金汽车板的应用现状 |
| 2.2 6000系铝合金的烤漆硬化效应 |
| 2.2.1 6000系铝合金的析出相及析出序列 |
| 2.2.2 微合金元素对6000系铝合金烤漆硬化效应的影响 |
| 2.2.3 预处理对6000系铝合金烤漆硬化效应的影响 |
| 2.2.4 6000系铝合金的析出强化机制 |
| 2.3 织构及析出相对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 2.3.1 铝合金的织构类型及其对各向异性的影响 |
| 2.3.2 6000系铝合金织构的调控 |
| 2.3.3 6000系铝合金的析出相对各向异性的影响 |
| 2.4 小结 |
| 3 研究内容与方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 实验材料与方法 |
| 3.3.1 实验材料与制备 |
| 3.3.2 微观组织观察与分析 |
| 3.3.3 热分析及力学性能测试 |
| 4 中间退火及冷轧对6000系铝合金织构及微观组织的影响 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 中间热处理对热轧6000系铝合金微观组织及织构的影响 |
| 4.2.1 中间热处理对铝合金微观组织的影响 |
| 4.2.2 中间热处理对铝合金第二相的影响 |
| 4.2.3 中间热处理对铝合金织构的影响 |
| 4.3 冷轧轧制方式对6000系铝合金组织的影响 |
| 4.3.1 冷轧轧制方式对铝合金织构的影响 |
| 4.3.2 冷轧轧制方式对铝合金显微组织的影响 |
| 4.4 6000系铝合金固溶热处理后的微观组织及织构特征 |
| 4.4.1 6000系铝合金固溶热处理后的微观组织 |
| 4.4.2 6000系铝合金固溶热处理后的织构特征 |
| 4.5 6000系铝合金的Bs织构的形成机理 |
| 4.5.1 轧制方式对位错密度及大小角度晶粒的影响 |
| 4.5.2 交叉轧制过程织构及微观组织的变化 |
| 4.5.3 交叉轧制过程TEM组织观察 |
| 4.5.4 Bs取向的稳定性分析 |
| 4.6 小结 |
| 5 微合金元素Sn对6000系铝合金的组织及其时效析出行为的影响 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.2 Sn元素对6000系铝合金凝固及均匀化组织的影响 |
| 5.2.1 含Sn-6000系铝合金的热力学计算 |
| 5.2.2 不同Mg/Si比下含Sn-6000系铝合金铸态组织特征 |
| 5.2.3 不同Mg/Si比下含Sn-6000系铝合金均匀化组织特征 |
| 5.2.4 Sn含量对6000系铝合金铸态及均匀化组织的影响 |
| 5.3 Sn元素对6000系铝合金再结晶组织及织构演变的影响 |
| 5.3.1 Sn元素对6000系铝合金再结晶组织的影响 |
| 5.3.2 Sn元素对6000系铝合金织构演变的影响 |
| 5.4 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金时效硬化及断裂行为研究 |
| 5.4.1 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金的时效硬化行为 |
| 5.4.2 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金的第二相 |
| 5.4.3 不同Mg/Si比含Sn-6000系铝合金的断裂行为 |
| 5.5 Sn对6000系铝合金析出行为的影响及析出强化机理 |
| 5.5.1 Sn对6000系铝合金自然时效及析出行为的影响 |
| 5.5.2 Sn对6000系铝合金时效硬化及力学性能的影响 |
| 5.5.3 Sn对6000系铝合金时效析出及强化机理的影响 |
| 5.6 小结 |
| 6 织构与析出相对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 6.1 6000系铝合金的塑性各向异性 |
| 6.2 6000系铝合金的力学性能及其各向异性 |
| 6.3 织构对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 6.4 6000系合金的塑性各向异性调控机理 |
| 6.4.1 6000系铝合金加工过程中的织构演变 |
| 6.4.2 6000系铝合金各向异性的调控机理 |
| 6.5 6000系铝合金的析出相特征 |
| 6.6 析出相对6000系铝合金各向异性的影响 |
| 6.7 小结 |
| 7 双级预时效工艺对汽车用6000系铝合金烤漆硬化效应的影响 |
| 7.1 实验材料和方法 |
| 7.2 一级预时效对烤漆前后力学性能的影响 |
| 7.2.1 一级预时效温度的影响 |
| 7.2.2 一级预时效时间的影响 |
| 7.3 二级预时效对烤漆前后力学性能的影响 |
| 7.3.1 二级预时效温度的影响 |
| 7.3.2 二级预时效时间的影响 |
| 7.4 单级预时效处理对烤漆前后组织性能的影响 |
| 7.4.1 单双级预时效对烤漆前后力学性能的对比 |
| 7.4.2 单级预时效处理后的TEM组织观察 |
| 7.5 6000系铝合金预时效态的析出行为分析 |
| 7.5.1 双级预时效工艺对析出行为的影响 |
| 7.5.2 双级预时效工艺的析出动力学分析 |
| 7.5.3 双级预时效对等温时效过程快速时效响应的影响 |
| 7.6 双级预时效对烤漆前后微观组织的影响 |
| 7.6.1 一级预时效温度对烤漆前后的TEM组织的影响 |
| 7.6.2 二级预时效温度对TEM组织的影响 |
| 7.6.3 二级预时效温度对烤漆后TEM组织的影响 |
| 7.7 小结 |
| 8 结论 |
| 9 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）变形铝合金室温与低温低周疲劳行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金研究概况 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金的强化机制 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu合金的元素及作用 |
| 1.3.1 主要合金元素及作用 |
| 1.3.2 微量合金元素及作用 |
| 1.4 铝合金的加工与热处理 |
| 1.4.1 铝合金的塑性加工 |
| 1.4.2 铝合金的均匀化处理 |
| 1.4.3 铝合金的固溶处理 |
| 1.4.4 铝合金的时效处理 |
| 1.5 合金的疲劳行为 |
| 1.5.1 材料疲劳概述 |
| 1.5.2 铝合金的疲劳行为 |
| 1.6 本课题研究目的及主要内容 |
| 第2章 实验材料、方法及内容 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 铝合金的制备 |
| 2.3.2 铝合金的处理方式 |
| 2.3.3 铝合金的力学性能测试 |
| 2.3.4 微观组织结构观察与分析 |
| 第3章 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr(-0.2Sc)合金组织与拉伸性能 |
| 3.1 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr(-0.2Sc)合金的组织演变 |
| 3.1.1 合金的晶粒形貌变化 |
| 3.1.2 合金中的析出相 |
| 3.2 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr(-0.2Sc)合金的室温与低温拉伸性能 |
| 3.2.1 时效状态合金的室温拉伸性能和断裂行为 |
| 3.2.2 低温条件下合金的拉伸性能和断裂行为 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr合金室温与低温低周疲劳行为 |
| 4.1 合金的循环应力响应行为 |
| 4.2 合金的疲劳寿命行为 |
| 4.3 合金的滞回能分析 |
| 4.4 合金的循环应力-应变行为 |
| 4.5 合金的疲劳断裂行为 |
| 4.5.1 疲劳裂纹萌生区形貌 |
| 4.5.2 疲劳裂纹扩展区形貌 |
| 4.6 疲劳变形区的微观结构 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr-0.2Sc合金室温与低温低周疲劳行为 |
| 5.1 合金的循环应力响应行为 |
| 5.1.1 循环应力响应行为 |
| 5.1.2 Sc对合金循环应力响应行为的影响 |
| 5.2 合金的疲劳寿命行为 |
| 5.3 合金的滞回能分析 |
| 5.4 合金的循环应力-应变行为 |
| 5.5 合金的疲劳断裂行为 |
| 5.5.1 疲劳裂纹萌生区形貌 |
| 5.5.2 疲劳裂纹扩展区形貌 |
| 5.6 疲劳变形区的微观结构 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（6）Sc对Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的概述 |
| 1.2 主要合金元素的作用 |
| 1.3 微量元素在合金中的作用 |
| 1.3.1 元素Zr在铝合金中的作用 |
| 1.3.2 稀土元素在铝合金中的作用 |
| 1.4 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金热处理工艺 |
| 1.4.1 均匀化处理 |
| 1.4.2 固溶处理 |
| 1.4.3 时效处理 |
| 1.5 铝合金的疲劳 |
| 1.6 本课题的意义与目的 |
| 第2章 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验内容与方法 |
| 2.3.1 合金的熔炼 |
| 2.3.2 合金的均匀化处理 |
| 2.3.3 合金的热扎 |
| 2.3.4 合金的热处理 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 拉伸性能测试 |
| 2.4.2 疲劳性能测试 |
| 2.5 组织结构分析与疲劳断口形貌观察 |
| 2.5.1 显微组织观察 |
| 2.5.2 扫描电镜观察 |
| 2.5.3 透射电镜观察 |
| 第3章 实验结果与分析 |
| 3.1 合金的显微组织 |
| 3.2 合金的拉伸性能 |
| 3.3 拉伸断口形貌观察与分析 |
| 3.4 合金的低周疲劳行为 |
| 3.4.1 循环应力响应行为 |
| 3.4.2 低周疲劳寿命行为 |
| 3.4.3 循环应力应变行为 |
| 3.5 疲劳变形机理 |
| 3.6 疲劳断口形貌观察与分析 |
| 3.6.1 疲劳裂纹源区形貌 |
| 3.6.2 疲劳裂纹扩展区形貌 |
| 第4章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）微量Sc对ZL205A组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铸造铝合金发展概况 |
| 1.2.1 Al-Cu系合金 |
| 1.2.2 ZL205A高强铝合金 |
| 1.3 铸造铝合金的热处理 |
| 1.4 稀土元素对铝合金的影响 |
| 1.4.1 稀土元素的作用 |
| 1.4.2 Sc对铝合金的作用 |
| 1.4.3 添加稀土元素时的注意事项 |
| 1.5 铝合金疲劳性能的影响因素 |
| 1.5.1 晶粒尺寸的影响 |
| 1.5.2 第二相的影响 |
| 1.5.3 晶粒取向的影响 |
| 1.5.4 孔洞的影响 |
| 1.5.5 温度的影响 |
| 1.6 本论文研究目的、意义及主要内容 |
| 第2章 实验过程 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方法及技术路线 |
| 2.2.1 ZL205A铝合金的制备 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.2.3 实验技术路线 |
| 2.3 合金的显微组织及性能测试 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 硬度分析 |
| 2.3.3 拉伸性能测试 |
| 2.3.4 透射电子显微镜(TEM)观察 |
| 2.3.5 扫描电子显微镜(SEM)观察 |
| 2.3.6 疲劳性能测试 |
| 第3章 Sc对砂型铸造ZL205A组织和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Sc对 ZL205A合金铸态组织和性能的影响 |
| 3.2.1 Sc对 ZL205A合金铸态组织的影响 |
| 3.2.2 Sc对 ZL205A合金富钪相的影响 |
| 3.2.3 Sc对共晶组织形貌的影响 |
| 3.2.4 Sc对 ZL205A合金铸态力学性能的影响 |
| 3.3 Sc对 ZL205A合金时效过程和力学性能的影响 |
| 3.3.1 Sc对 ZL205A合金时效硬化过程的影响 |
| 3.3.2 Sc对 ZL205A合金时效析出相的影响 |
| 3.3.3 Sc对 ZL205A合金热处理态组织的影响 |
| 3.3.4 Sc对 ZL205A合金热处理态力学性能的影响 |
| 3.4 Sc对 ZL205A合金疲劳性能的影响 |
| 3.4.1 疲劳寿命 |
| 3.4.2 疲劳断口分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Sc对水冷铸造条件下ZL205A合金组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Sc对铸态组织的影响 |
| 4.3 Sc对热处理态合金微观组织的影响 |
| 4.4 Sc对合金力学性能的影响 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 晶粒细化的影响 |
| 4.5.2 析出相数量及尺寸的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（8）含微量元素2297铝合金铸造及热挤压工艺的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 铝锂合金的发展 |
| 1.1.1 国外发展状况 |
| 1.1.2 国内发展 |
| 1.2 合金的应用 |
| 1.3 发展趋势 |
| 1.4 Al-Li系合金以及Al-Cu-Li系合金的特征 |
| 1.4.1 Al-Li系合金 |
| 1.4.2 Al-Cu-Li系合金 |
| 1.5 合金元素对Al-Cu-Li系的影响 |
| 1.5.1 杂质元素 |
| 1.5.2 Mg元素和Mn元素 |
| 1.5.3 Zr元素和Zn元素 |
| 1.5.4 La元素和Y元素 |
| 1.6 挤压成型工艺 |
| 1.6.1 概述 |
| 1.6.2 工艺的流程与分类 |
| 1.6.3 热挤压工艺挤压 |
| 1.6.4 挤压工艺的主要影响因素 |
| 1.6.5 挤压温度对挤压工艺的影响 |
| 1.6.6 挤压速率对挤压工艺的影响 |
| 1.6.7 挤压比对挤压工艺的的影响 |
| 1.7 热处理工艺 |
| 1.7.1 均匀化处理 |
| 1.7.2 退火处理 |
| 1.8 本文研究目的及选题意义 |
| 1.8.1 研究内容 |
| 1.8.2 预期目标 |
| 2 实验过程与实验方法 |
| 2.1 实验材料与设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验工艺流程 |
| 2.3 合金制备 |
| 2.3.1 合金成分设计 |
| 2.3.2 合金制备 |
| 2.3.4 浇铸配料 |
| 2.3.5 浇铸的具体步骤 |
| 2.3.6 浇铸过程 |
| 2.3.7 铸锭处理 |
| 2.4 合金加工工艺 |
| 2.4.1 均匀化热处理工艺 |
| 2.4.2 挤压工艺 |
| 2.4.3 退火处理工艺 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度的测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.6 导电率测试 |
| 2.7 实验的组织观察与分析 |
| 2.7.1 扫描电子显微镜观察 |
| 2.7.2 X射线衍射分析仪 |
| 3 实验的结果分析 |
| 3.1 铸态条件下组织与性能 |
| 3.1.1 铸态合金金相组织 |
| 3.1.2 铸态合金的XRD测试结果及分析 |
| 3.1.3 铸态条件下的合金硬度 |
| 3.2 均匀态条件下组织与性能 |
| 3.2.1 合金均匀态金相组织 |
| 3.2.2 均匀态合金组织与性能 |
| 3.3 挤压态条件下组织与性能 |
| 3.3.1 挤压板材金相组织 |
| 3.3.2 挤压板材的硬度 |
| 3.3.3 挤压板材的导电率 |
| 4 退火工艺下2297 合金挤压板材的组织与性能 |
| 4.1 挤压比为5.5:1 合金板材的金相组织 |
| 4.1.1 不含微量元素2297 铝合金挤压板材的退火金相 |
| 4.1.2 合金在380℃退火条件下的硬度 |
| 4.1.3 合金在400℃退火条件下的硬度 |
| 4.1.4 合金在420℃退火条件下的硬度 |
| 4.2 挤压比为5.5:1 合金板材的XRD |
| 4.3 挤压比为5.5:1 合金板材退火导电率 |
| 4.4 挤压比为5.5:1 合金板材退火的力学性能 |
| 4.4.1 合金在380℃退火条件下的力学性能 |
| 4.4.2 合金在400℃退火条件下的力学性能 |
| 4.4.3 合金在420℃退火条件下的力学性能 |
| 4.5 挤压比为5.5:1 合金板材的断口形貌 |
| 4.6 挤压比为8:1 合金板材退火金相组织 |
| 4.6.1 合金在380℃退火条件下的硬度 |
| 4.6.2 合金在400℃退火条件下的硬度 |
| 4.6.3 合金在420℃退火条件下的硬度 |
| 4.7 挤压比为8:1 的合金板材420℃退火条件下的XRD |
| 4.8 挤压比为8:1 合金板材退火导电率 |
| 4.9 挤压比为8:1 合金板材退火的力学性能 |
| 4.9.1 合金在380℃退火条件下的力学性能 |
| 4.9.2 合金在400℃退火条件下的力学性能 |
| 4.9.3 合金在420℃退火条件下的力学性能 |
| 4.10 挤压比为8:1 合金板材的断口形貌 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间所取得的科研及实践成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）含Sc铝合金的应用研究新进展与前景展望（论文提纲范文）
| 0前言 |
| 1 国外应用研究的最新进展 |
| 1.1 热处理不可强化可焊性高的Al-Mg-Sc系合金 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Sc系和Al-Zn-Mg-Cu-Sc系合金 |
| 1.3 Al-Mg-Li-Sc系合金和Al-Cu-Li-Sc系合金 |
| 2 国内应用研究的最新进展 |
| 3 含Sc铝合金应用研究前景展望 |
| 3.1 含钪铝合金应用的主要障碍 |
| 3.2 降低铝基含钪中间合金制备成本的途径 |
| 3.3 含钪铝合金的应用研究前景展望 |
| 3.3.1 在航天航空和国防中的应用前景 |
| 3.3.2 高性能及轻量化含钪改性铝合金的应用前景 |
| 4 结束语 |
（10）超轻LA141镁锂合金的等径角挤压及其强塑化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 镁锂合金的发展与应用 |
| 1.2.1 镁锂合金的形成与发展 |
| 1.2.2 镁锂合金的特性与应用 |
| 1.3 镁锂合金的强塑化研究现状 |
| 1.4 镁锂合金的细晶强化技术 |
| 1.4.1 快速凝固 |
| 1.4.2 等径角挤压（ECAP） |
| 1.4.3 累积轧制 |
| 1.4.4 热机械处理 |
| 1.5 本论文研究目的及研究内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方案设计与工艺参数选择 |
| 2.3 试样的微结构分析方法 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 金相分析 |
| 2.3.3 断口形貌及能谱分析 |
| 2.4 试样力学性能研究 |
| 2.4.1 拉伸试验 |
| 2.4.2 硬度试验 |
| 第3章 结果与分析 |
| 3.1 ECAP加工对试样组织性能的影响 |
| 3.1.1 物相结构分析 |
| 3.1.2 显微组织分析 |
| 3.1.3 断口形貌观察 |
| 3.1.4 力学性能分析 |
| 3.1.5 维氏硬度测试 |
| 3.2 退火处理对ECAP试样组织性能的影响 |
| 3.2.1 物相结构分析 |
| 3.2.2 显微组织分析 |
| 3.2.3 断口形貌观察 |
| 3.2.4 力学性能分析 |
| 3.2.5 维氏硬度测试 |
| 3.3 单向轧制对ECAP试样组织性能的影响 |
| 3.3.1 物相结构分析 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.3.3 断口形貌观察 |
| 3.3.4 力学性能分析 |
| 3.3.5 维氏硬度测试 |
| 3.4 退火处理对ECAP+RL试样组织性能的影响 |
| 3.4.1 物相结构分析 |
| 3.4.2 显微组织分析 |
| 3.4.3 断口形貌观察 |
| 3.4.4 力学性能分析 |
| 3.4.5 维氏硬度测试 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 ECAP强塑化机理探讨 |
| 4.1 ECAP加工变形过程分析 |
| 4.2 ECAP晶粒细化过程 |
| 4.3 变形强度与细晶强塑化关系 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
四、含微量镧的2091 Al-Li合金时效行为和时效组织的研究（论文参考文献）
- [1]稀土元素La、Ce对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金微观组织结构及性能影响研究[D]. 王大伟. 哈尔滨工程大学, 2021
- [2]稀土元素La、Ce对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金微观组织结构及性能影响研究[D]. 王大伟. 哈尔滨工程大学, 2021
- [3]大塑性变形喷射成形Al-Cu-Mg合金组织演变和力学性能研究[D]. 沈彤. 湖南工业大学, 2021
- [4]汽车用6000系铝合金的各向异性及烤漆硬化效应研究[D]. 段晓鸽. 北京科技大学, 2021(08)
- [5]Al-7Zn-2Mg-1.5Cu-0.1Zr（-0.2Sc）变形铝合金室温与低温低周疲劳行为[D]. 朱庆岩. 沈阳工业大学, 2020(04)
- [6]Sc对Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金组织和力学性能的影响[D]. 左鹏. 沈阳工业大学, 2019(09)
- [7]微量Sc对ZL205A组织和性能的影响[D]. 王璀. 湖南大学, 2019(07)
- [8]含微量元素2297铝合金铸造及热挤压工艺的研究[D]. 张明玉. 昌吉学院, 2019(09)
- [9]含Sc铝合金的应用研究新进展与前景展望[J]. 张思平. 铝加工, 2019(02)
- [10]超轻LA141镁锂合金的等径角挤压及其强塑化行为研究[D]. 樊栋祥. 兰州理工大学, 2019(09)