一、MB3镁合金固态塑性连接组织性能研究（论文文献综述）
郝欣为[1]（2021）在《高强度高刚度镁基层合板的制备及组织性能研究》文中研究指明镁合金因其轻质、减震性好等优点,广泛应用于航空航天、交通运输以及电子通讯等领域。然而,许多构件,如飞机蒙皮、汽车覆盖件等,在要求材料轻质的同时,也要求其具有足够的强度和刚度。单一镁合金板难以满足高强度和高刚度的要求,严重限制了其进一步的应用。本文分别选用不锈钢和碳纤维作为复合增强体,制备两类高强度高刚度镁基层合板:首先选取强度刚度较高的304奥氏体不锈钢（ASS）为外层覆板,选取1060铝合金为过渡层板,通过热轧制备了兼具轻质和高强度高刚度优点的层合板;其次选取碳纤维作为增强相,通过热压制备了冶金结合的碳纤维增强镁基层合板。在此基础上,对所制备层合板的组织结构、力学性能以及变形和断裂机制进行了研究。本文通过采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）观察分析层合板的层界面和各组元板的微观组织结构,采用X射线衍射仪（XRD）分析层合板的物相组成,采用电子背散射衍射（EBSD）分析层合板的织构,采用电子万能拉伸试验机测定层合板的力学性能,通过扫描电镜下的原位拉伸和原位弯曲试验观察层合板的变形和断裂过程,研究了层合板在退火过程中基板、外层覆板、过渡层板及界面的组织演变规律,分析了层合板在静态载荷下的断裂机制,建立了退火过程中反应扩散层生长的理论模型,阐明了层合板力学性能与微观组织之间的关系。利用热轧法制备了单道次下压量为27%、39%以及四道次总下压量为64%的ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板,并对下压量为39%的层合板在200℃、300℃和400℃下进行1 h的退火处理。结果表明,200℃退火1 h后能够有效消除层合板的加工硬化。退火后层合板界面结合良好,未出现反应扩散层,表现出最好的综合力学性能:抗拉强度和抗拉刚度分别达到355 MPa和67 GPa。与原始镁板相比,分别提升了45%和46%;弯曲强度和弯曲刚度分别达到766.4 MPa和21.9GPa。与原始镁板相比,分别提升了96%和78%。表面覆盖不锈钢板的镁基层合板,其弯曲强度和刚度的提高比单向拉伸强度和刚度的提高更明显,更适用于对弯曲强度和刚度有较高要求的覆盖件、壳体件的制造。300℃退火1 h后层合板Mg/Al层界面处生成连续分布的Mg17Al12和Al3Mg2反应扩散层。退火态层合板中AZ31组元板均显示（0001）基面织构。随着退火温度的升高,AZ31组元板中变形织构组分减少,再结晶织构组分增多,基面织构强度降低。1060组元板主要以变形织构为主。200℃和300℃退火1 h后的1060组元板织构组分相同,主要由<111>纤维织构、铜型织构和s织构组成。当退火温度达到400℃时,1060组元板织构类型发生变化,铜型织构和s织构转向<100>纤维织构。ASS组元板在轧制过程中变形程度较低,呈现出较弱的轧制织构。退火后的织构组分主要有γ-fiber织构、<110>纤维织构和Brass织构等。200℃退火后出现了少量的Cube织构,300℃退火后出现了少量的Goss织构,最终在400℃退火后转变为Brass织构。400℃退火后,Mg/Al层界面处反应扩散层中的Al3Mg2层厚度为32.5μm,Mg17Al12层厚度为17μm。反应扩散层晶粒均为平行于横截面法线方向的柱状晶,且以大角度晶界为主,其中Al3Mg2层晶粒更加狭长。Al3Mg2层和Mg17Al12层织构散漫,强度较低。随着退火温度的升高,Mg/Al反应扩散层金属间化合物的生长符合抛物线规律,金属间化合物厚度呈指数函数增长。Al3Mg2层的扩散系数要大于Mg17Al12层的扩散系数,即Al在Mg中的扩散速率要快于Mg在Al中的扩散速率。而Al3Mg2的反应扩散层长大激活能低于Mg17Al12的反应扩散层长大激活能,表明退火过程中Al3Mg2层的生长速率高于Mg17Al12层。原位拉伸试验结果表明,没有金属间化合物层的层合板在裂纹萌生前出现明显的整体颈缩现象。对于有金属间化合物层的层合板,断裂最早发生在金属间化合物层,然后发生分层。当金属间化合物层厚度较小时（～9μm）,初始裂纹平行于层界面;当金属间化合物层的厚度较大时（～45μm）,初始裂纹垂直于层界面。原位弯曲试验结果表明,弯曲变形过程中,外层不锈钢覆板比中心镁合金基板承受更大的弯曲应力,能够较好的保护镁板。裂纹在镁合金层内部扩展较为缓慢的两个主要原因是:首先,裂纹最先在Mg/Al界面处产生,但强结合Mg/Al界面能促进载荷在层板间的有效传递。不锈钢层和镁合金层同时发生塑性变形,界面处的应力集中可以通过镁合金层和不锈钢层的协调变形而得到释放。因此裂纹钝化,在后续加载过程中停止扩展。其次,退火后镁合金层的塑性变形能力提高。镁合金层通过局部塑性流动,形成塑性区,消耗能量,提高了裂纹扩展所需的能量门槛,阻碍了裂纹的扩展。这些均有益于层合板强度的提高。此外,本文分别以AZ91粉末和锌铝合金作为中间熔合剂,热压制备了碳纤维增强镁合金层合板。结果表明,AZ91粉末在585℃下能够充分浸润碳纤维,但较高的成形温度导致碳纤维与基体中的铝元素发生了界面反应,不利于提高层合板整体力学性能。而锌铝合金可以在较低温度下充分浸润碳纤维,降低了高温下金属/碳纤维界面反应生成大量脆性碳化物的倾向。同时,锌铝合金能够与镁合金组元板实现良好的冶金结合。与原始镁板相比,层合板的抗拉强度和弹性模量分别提升了103%和41%。微观组织分析表明,Mg/Zn-Al层界面处存在厚度为6.8μm的连续分布的Mg Zn2析出相。Cf/Zn-Al界面处产生了一层厚度为62.95 nm的Al2O3反应层。该反应层阻止了热压过程中脆性碳化物的产生,起到了保护碳纤维的作用。碳纤维的断裂特征为纤维束的整体拉出,表明碳纤维与Zn-Al合金之间存在适度的界面结合。
侯庆磊[2]（2021）在《镁/钛合金异种金属电阻点焊接头组织和力学性能的研究》文中研究表明镁合金作为工业界最轻的金属材料之一,凭借其优异的机械化学性能,已广泛应用于汽车零部件、电子仪表、航空航天等领域;而钛合金也逐步被世界上越来越多的国家重视,持续对钛合金进行不断的探索开发,并已经实际应用于航空航天、海洋工程等领域。若能够将钛和镁两种不同的金属进行可靠的连接,充分发挥其各自的优势,实现优势互补,必定会有更广泛的应用。然而,由于镁和钛的物理、化学性能具有明显的不同,而且它们的互溶性很差,几乎不能形成连续的固溶体,也不产生金属间化合物,致使难以获得接头强度高的焊接接头。电阻点焊也是工业生产中常用的焊接方法之一,本文选择电阻点焊技术作为切入点,开展了AZ31镁/TA15钛异种金属电阻点焊接头组织、力学性能及连接机理的研究工作,以期实现AZ31镁和TA15钛的良好连接,为将来继续探究提供有利的理论依据和指导方向。本文先是通过设计进行正交试验研究了电阻点焊焊接工艺参数对接头强度的影响权重,推断出了最佳工艺参数,并研究了接头组织的变化和主要的缺陷形式,结果表明,镁/钛电阻点焊接头具有熔-钎焊的特点,镁合金熔核具有联生结晶的特点。接着我们研究了焊接参数对镁/钛异种合金电阻点焊接头形貌组织、熔核直径及拉剪载荷的影响,并对接头的断裂模式展开了分析。结果表明,接头的最大拉剪载荷达到4.21k N,并且有铝元素界面的聚集。为了进一步揭示AZ31镁/TA15钛异种金属电阻点焊接头连接机理,本论文提出用铝含量更高的AZ91镁合金来代替AZ31镁合金母材,进行AZ91镁合金/TA15钛合金的电阻点焊实验来探究,结果表明,接头的最大拉剪载荷达到5.037k N,和使用AZ31镁合金相比,提高了25.3%。研究推断,由于界面处反生了冶金反应生成了Al-Ti金属间化合物（Ti Al3）过渡层,促进了界面的结合,从而提高了接头强度。为了进一步提高镁/钛电阻点焊接头强度,我们选取并使用了铝箔作为中间层进行镁/钛电阻点焊焊接探索实验,结果表明,接头的拉剪载荷较未添加铝中间层时整体降低,且最大值降至3.36k N,和使用AZ31镁合金相比,降低了20.3%,主要归因于铝箔中间层未完全熔化且在界面有Al12Mg17金属间化合物产生。
杨钊[3]（2021）在《固相合成SCFs/AZ31镁基复合材料的组织演变及强化机制》文中进行了进一步梳理镁基复合材料具有比强度高、硬度高和重量轻等优点,在交通运输、建筑工程等领域具有良好发展前景。目前,针对镁基复合材料的制备工艺,大量的研究工作都以液态法为主,存在着原材料利用率低、生产成本高、产生环境污染等问题,本文分别以固相合成工艺和半固态辅助固相合成工艺制备短切碳纤维增强AZ31镁基复合材料。研究了复合材料热压制、半固态等温处理和热挤压变形后的显微组织演变,以及挤压变形工艺、短切碳纤维含量及半固态等温处理工艺对复合材料力学性能的影响规律,探讨了短切碳纤维对α-Mg基体动态再结晶行为的影响,建立了复合材料的强化机制和动态再结晶晶粒尺寸与β-Mg17Al12相对复合材料力学性能的协同强化效应模型。研究了短切碳纤维含量对复合材料微观组织和力学性能的影响,结果表明:短切碳纤维的加入促进α-Mg基体动态再结晶行为,细化动态再结晶晶粒尺寸,并作为载体承载作用在界面处的剪切应力,从而提高复合材料力学性能。当短切碳纤维含量为3 wt.%时,获得最优综合力学性能,屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为171 MPa,258 MPa和6.0%。短切碳纤维对α-Mg基体的强化作用主要源于载荷传递强化、细晶强化、热残余应力强化和Orowan强化机制。研究了挤压变形工艺对复合材料微观组织和力学性能的影响,结果表明:当挤压比为25:1,降低挤压温度有利于获得更细小的动态再结晶晶粒;当挤压温度为400°C,增大挤压比,复合材料在塑性变形过程中变形程度增加,变形热增大,促进新晶粒的形核与长大,动态再结晶的晶粒尺寸呈现先减小后增大的变化趋势。同时,随着挤压比由11:1增大到25:1,金属间化合物发生破碎和细化,随着基体的流动而分散开,可以起到限制晶粒长大的作用,提高复合材料的强度和塑性。对AZ31镁合金和复合材料挤压过渡段金相微观组织观察发现,两种材料受应变力的作用下动态再结晶晶粒逐渐增多,而复合材料中动态再结晶面积分数更大,动态再结晶晶粒更为细小。研究了预制坯料在等温处理过程中的组织演变,发现预制坯料经过等温处理后可以得到趋近于球状的固相颗粒和连续网状分布的二次凝固组织。对半固态坯料热挤压变形后,二次凝固组织中β-Mg17Al12相破碎成细小颗粒,与短切碳纤维在基体中共同成为第二相颗粒影响复合材料的微观组织和力学性能。同时,挤压态复合材料中发生了明显的动态再结晶行为。随着等温温度的提高和等温时间的延长,受α-Mg初始晶粒尺寸及β-Mg17Al12相含量的影响,动态再结晶晶粒尺寸呈现先减小后增大的趋势。在基体动态再结晶晶粒、短切碳纤维和β-Mg17Al12相的协同作用下,经过610°C下保温30 min的复合材料试样获得最优综合力学性能,屈服强度和抗拉强度分别达到了207 MPa及289 MPa,较无半固态等温处理复合材料相比,分别提高21.1%和12.0%。对复合材料动态再结晶晶粒尺寸、β-Mg17Al12含量与力学性能之间关系进行分析。结果表明:动态再结晶晶粒尺寸平方根的倒数与试样屈服强度呈一次函数正相关,具体拟合公式为:Re L=121.5+243.1d-1/2;β-Mg17Al12含量与试样屈服强度的拟合直线在β-Mg17Al12含量为1.6%时出现拐点。当β-Mg17Al12相面积分数为1.3%-1.9%时,复合材料屈服强度的预测公式为Re L=177.4+467.3A-145.7A2。
李骁[4]（2020）在《Ti2AlNb合金电流辅助超塑成形/扩散连接工艺及机理研究》文中研究指明人类社会和工业文明进入21世纪后,可持续发展是诸多国家探索的重要发展主题。因而,节能和轻量化现已成为全球汽车产业和航空航天领域的发展趋势和各国竞相追逐的工业目标。轻质材料和绿色节能技术成为我国学者和工程师研究的重点方向及热点领域。近年来,诸多轻质的高性能材料不断地涌现,其中以Ti2AlNb合金为代表的金属间化合物被认为是一种可以取代镍基高温合金的潜在高温合金材料。与此对应的环境友好型的材料加工技术被研发和应用于商业生产中,其中电流辅助热加工工艺凭借其灵活的技术相容性和快速加热优势,已经与多种传统工艺结合（如冲压、轧制、增量成形、气压胀形、搅拌摩擦焊和压力焊）。为进一步克服传统超塑成形（Superplastic forming,SPF）和扩散连接（Diffusion bonding,DB）工艺的固有劣势,拓宽Ti2AlNb合金的应用领域,本文提出了电流辅助超塑成形/扩散连接（Electrically assisted superplastic forming/diffusion bonding,EASPF/DB）工艺,并系统地研究了Ti2AlNb合金板材的电流加热的宏微观行为、电流辅助超塑气胀工艺和电流辅助扩散连接工艺。最后试制了Ti2AlNb合金双层结构。首先,本文研究了Ti2AlNb合金板材的静态加热行为。实验结果表明Ti2AlNb合金电加热行为突出。在较低的电流密度下（9.20 A/mm2）下,即可达到1000oC以上的平衡温度。板材的温度分布不仅与电流密度有关,而且与电极的夹持状态有关。温度分布遵从电流加热的一般规律:中间温度高,周边温度低。本文开展了低电流密度（6.70 A/mm2）下对于原始板材和B2+O相网篮组织板材的电流加热实验,并与炉温加热对比其结果显示,高频低密度电流不会对板材的O相的形态和显微硬度有明显的影响。然后,本文采用电流辅助超塑气胀（EASPF）工艺和炉温气胀工艺成形了Ti2AlNb合金自由胀形件。电流辅助胀形件的高径比为0.64,而炉温胀形件的高径比为0.18。前者的厚度分布不同于传统的自由胀形件,其最大减薄率出现在底部圆角。以上电流辅助气胀工艺特点可能由变化的温度和组织引起,电流辅助胀形时,随着胀形高度的增加或轮廓的改变,电流密度和散热条件均在变化。实验和有限元模拟表明,顶端温度低于底部。同时,从顶端到底部,O相的形核率和尺寸增加,未变形区为网篮组织。本文认为电流辅助超塑气胀时,变化的温度引发了O相不同程度的转变,而O相的析出或不稳定的组织诱发了相变温超塑性。再后,本文改编了基于SPS技术的电流辅助扩散连接（EADB）工艺,自行开发并组装了新型的电流辅助扩散连接装置。该工艺可以应用于大尺度的合金板材,应用的电流强度和抽真空时长降低。Ti2AlNb合金在4.58A/mm2时完全焊合（包括周边区域）,板材最高加热温度超过1200 o C。连接界面和母材的组织为大体积的B2相和片状O相,其组织与冷却方式有关。电流在流经界面空洞时,空洞尖端密度和温度高,空洞转变为球形。受B2相固溶强化作用和片状O相沉淀强化作用,试样的剪切强度为587MPa,维氏硬度为447 HV。为有效地降低电流辅助扩散连接温度,提高板材周边区域的连接性能,TA1钛箔被添加至Ti2AlNb合金板材之间,中间层的加入使得4.17 A/mm2和4.58 A/mm2电流密度加热下的连接界面焊合。其中间层区域为层片α-Ti和B2/β晶粒,过渡区为B2/β晶粒,母材为B2单相。电流密度增加,Ti元素的扩散速率提高。中间层试样的剪切强度为641MPa,维氏硬度为493 HV。最后,本文采用电流辅助SPF/DB工艺成功试制了Ti2AlNb合金的双层结构。气胀时的温度分布不均匀。厚度的分布趋势与均匀温度场下的趋势相近,但受到不均匀的温度的作用。由于TA1钛箔的加入,扩散连接组织中分布着层片α-Ti,顶端胀形组织中分布着针状的O相,基体组织都为B2/β晶粒。Ti2AlNb合金双层结构的压缩实验经历三个阶段:稳定变形、裂纹长大和完全断裂。
才宇[5]（2019）在《轨道车辆铝镁合金异种材料FSW仿真研究》文中研究指明目前轨道交通行业发展迅速,车体对材料性能的要求也不断提升,铝镁合金的复合结构在高速轨道交通行业逐渐被大量采用。搅拌摩擦焊作为一种固相连接技术,在铝镁异种合金的焊接中有着无可比拟的优势。与同种材料的焊接相比,异种材料在焊接过程中的温度场、应力应变要复杂的多。因此研究铝镁异种合金搅拌摩擦焊的温度场及残余状态,对于搅拌摩擦焊在实际工程中的应用十分重要。本文采用顺序热力耦合方法,通过数值仿真分析对异种材料搅拌摩擦焊的温度场及残余状态进行研究,主要研究内容包括:首先针对6061-T6铝合金和AZ31B镁合金的板材对接焊,分析了焊接温度场的分布规律,并通过顺序热力耦合方法研究其残余应力的分布规律及残余变形情况。在保证数值模型合理的条件下,探讨了机械载荷以及搅拌头偏置量对温度场及残余状态的影响。其次针对5083铝合金和AZ31B镁合金的板材搭接焊,基于顺序热力耦合方法分析了温度场以及残余状态。在验证数值仿真方法合理的基础上,分析了不同工艺参数对温度场以及残余状态的影响,同时讨论了不同搅拌针长度和搭接宽度对温度场和残余状态的影响。最后针对轨道车辆的型材结构,考虑焊接接头的连接特点以及型材内腔的结构特点,建立了 AZ31B镁合金和6061铝合金箱形结构的焊接有限元模型。依据实际情况确定了焊缝的焊接方案,采用了上下两道焊缝的焊接方法,对比了接头结构材料不同对残余应力分布规律以及残余变形情况的影响。论文对铝镁异种合金搅拌摩擦焊温度场和残余状态的分析,可以作为研究铝镁合金搅拌摩擦焊接头性能和工艺参数优化的基础,从而提高焊接质量。
王天鹏[6]（2019）在《AZ91镁合金及其搅拌摩擦焊接头的疲劳断裂行为研究》文中指出现代工业发展对于轻量化的要求越来越高,镁合金具有轻质高强等优点,加之我国镁合金的资源丰富,于是镁合金在交通运载工具的减重降耗方面具有广泛的应用空间。但金属结构的应用离不开连接技术的支持,并承受复杂的工况,所以对镁合金及其焊接接头的高周疲劳行为的研究就非常必要。传统的疲劳试验存在周期长和耗费大量费用等特点,而红外热像法具有实时、便捷的特点,可以对疲劳及其裂纹扩展过程中材料表面的温度变化信息进行表征,并对疲劳性能进行辅助分析,因此,红外热像法对研究镁合金搅拌摩擦焊（FSW）接头的疲劳断裂行为具有一定的实际意义。本试验选用优化的焊接参数对AZ91镁合金板材进行对焊,利用扫描电子显微镜（SEM）对母材及其FSW接头的微观组织和断口形貌进行分析,利用显微硬度仪对焊接接头的硬度分布进行分析,结合疲劳过程中红外热像仪对材料表面温度信息的表征,对AZ91镁合金及其接头的高周疲劳行为、焊接接头不同区域的裂纹扩展行为进行分析。研究发现:AZ91镁合金母材为典型的铸态组织,粗大的第二相沿晶界呈网状分布。经过FSW之后,（焊核区）NZ区发生了动态再结晶,晶粒细小,第二相几乎完全融入基体,（热机影响区）TMAZ区的组织在搅拌头的机械与热的多重作用下,发生不完全的动态再结晶,组织呈被拉长的状态,晶粒大小不均匀,（热影响区）HAZ区仅受到热的作用,组织变化不太明显。FSW之后接头硬度分布整体呈W形,在HAZ区硬度要略高,而在TMAZ要略低于母材,NZ区则硬度值最低。对母材与FSW接头疲劳试验结果经过线性拟合后得出,母材的疲劳强度为84.4MPa,而接头疲劳强度为66.5MPa,仅为母材疲劳强度的78%;疲劳过程中试件表面的温度变化可以归纳为五个阶段:温度上升、温度下降、温度保持平衡、第二次温度上升和快速下降。裂纹扩展试验结果发现,NZ区具有最强抵抗裂纹扩展的能力,而RS侧要优于AS侧,但都是高于母材。在整个裂纹扩展过程中,裂纹缓慢扩展阶段占大部分时间,而快速扩展阶段只占少部分。试验加载过程中,循环变形与表面温度变化有较好相关性,温度变化可分为以下三个阶段:缓慢扩展阶段、稳定扩展阶段和快速扩展阶段;在快速扩展阶段,裂纹尖端应变较大,温度急速上升。断口分析结果表明,从母材—AS区—RS区—NZ区从脆性断裂向塑性断裂转变,其中NZ区呈现比较明显的塑性断裂的特征。
张西武[7]（2019）在《变形态ZK61镁合金力学行为及绝热剪切敏感性研究》文中进行了进一步梳理镁合金作为当下最轻的金属结构材料,具有高比强度、比刚度、易回收,铸造和机械加工性能优异、电磁屏蔽性好等诸多优点,能满足产品轻量化、一体化等要求,在现代交通工具、电子及通讯产品、机械等领域有着广阔的应用前景。其中,Mg-Zn-Zr系镁合金作为当下综合性能最好的高强度镁合金,而ZK61镁合金是典型的高强镁合金型号之一。在成形过程中,传统铸造方法生产的镁合金力学性能不够理想,而高应变率锻造成形能消除铸造缺陷,可大幅度提升镁合金的力学性能,但锻造成形容易引起材料的各向异性,从而限制了镁合金的推广应用。基于此,本课题对铸态及变形态ZK61镁合金在准静态及动态加载下的力学性能进行了研究,为该型号合金力学性能的提升提供一定的理论指导。本文采用空气锤对铸态ZK61镁合金进行高应变率双向锻造变形,得到了不同变形量下ZK61镁合金的组织试样,研究了该合金铸态、变形态以及不同取向试样的微观形貌、力学性能以及绝热剪切敏感性,探讨了该合金在变形限度内,变形量和取向对合金力学性能及绝热剪切敏感性的影响,得到了以下结论:高应变率锻造变形对ZK61镁合金的微观形貌影响较大。随着变形量的增加,镁合金晶粒组织中的铸造缺陷逐渐消失,晶粒尺寸逐渐细化。当变形量为15%时,晶粒内夹渣、气孔等铸造缺陷几乎消失不见,但在两相交晶界处还能观察到少许铸造缺陷;变形量为20%时,由于晶界的相互挤压作用,两相交晶界处开始出现孪晶,在个别晶粒中孪晶开始分割晶粒;变形量为30%时,孪晶相互交错分割晶粒,相交晶界处出现大量细小晶粒,但在光学显微镜下没有观察到动态再结晶晶粒;变形量为40%时,晶界处细小晶粒消失,晶粒尺寸变得均匀。在变形量为30%的锻坯中,不同取向试样的微观形貌差异较大,沿TD及ND方向的组织试样在晶界处孪晶切割形成许多细小晶粒,且TD取向出现的细小晶粒数量多于ND方向,RD取向试样的晶界处未出现细小晶粒,晶粒整体呈现拉长状态。高应变率锻造变形对ZK61镁合金的力学性能影响显着。铸态及变形态组织试样在准静态加载时的真应力-应变曲线分析表明,变形量为30%和40%的组织试样的强度较高,变形量为15%的组织试样塑性最好,变形量为40%的组织试样塑性最差,而变形量为30%的组织试样具有较好的强塑匹配性,铸态组织试样的强度及塑形处于较低位置;在动态加载下,随着变形量的增大,组织试样的强度逐渐增大,但强度变化量不大。在绝热剪切实验中,对比分析ZK61镁合金组织试样的应力-时间曲线及剪切带的形貌表明,试样的绝热剪切敏感性从高到低依次为:15%、铸态、20%、30%、40%。变形态ZK61镁合金不同取向组织试样的力学性能存在差异,在静态加载下,RD取向试样表现出最差的塑形,但它的强度最高;ND取向组织试样的塑形最好,而强度却最低;TD取向试样的强度及塑形居于中间位置。在动态加载条件下,TD、ND方向动态力学性能各向异性不明显,而RD方向和其余两个方向存在明显的动态力学性能各向异性。三种取向组织试样的力学性能存在差异,这是由于不同取向的变形机制不同。通过三种取向试样应力塌陷时间分析,其对应的绝热剪切敏感性从高到低依次为:RD、TD、ND。
唐奇[8]（2019）在《AZ80M镁合金固态及半固态变形行为和组织演变研究》文中研究指明镁合金具有优良的力学性能、电磁屏蔽性和轻量化等特点,已经广泛用于轨道交通、航空航天、3C电子产品和汽车等领域。目前,镁合金零部件生产主要通过挤压、锻造等固态成形或铸造等液态成形来实现。固态成形制件力学性能优良、但复杂制件还需要二次机械加工,造成生产成本高;液态成形虽然可近净成形复杂制件,但制件铸造缺陷多,力学性能差,难以满足高端工业应用需求。半固态成形是一种高效的短流程近净成形技术,综合了固态成形和液态成形的优点,但是制件的力学性能略逊于固态成形。目前,已经有研究学者将“半固态”和“固态”两种成形方式结合应用在铝合金上,即让制件形状复杂区域和较简单区域分别进行半固态触变成形和固态塑性成形,在近净成形的基础上还能获得优良的力学性能。本文以AZ80M（AZ80+0.2wt.%Y+0.2wt.%Ca）镁合金挤压棒材为原材料,对“固态-半固态”复合成形技术在镁合金运用的前期关键问题展开研究。首先对半固态等温处理和电磁感应加热制备半固态坯料组织演变进行了研究;然后通过等温压缩实验分析了AZ80M镁合金高温固态和半固态变形行为,并分别计算构造了关于峰值应力的本构模型;最后结合变形后的显微组织探讨在不同的温度区间的变形机理。获得如下主要结果:半固态等温处理过程中,固相粒子的平均晶粒尺寸、圆整度、液相率均随着保温温度和保温时间的增大而增大。奥斯瓦尔德（Ostwald）熟化和晶粒合并长大两种机制共同作用导致了晶粒粗化长大,580℃和590℃等温条件下的粗化速率分别为510.38μm3s-1和621.92μm3s-1。电磁感应加热得到的半固态显微组织中的固相粒子的平均晶粒尺寸细小,晶粒的圆整度偏低,液相熔池主要呈弯曲条状分布。AZ80M镁合金的高温固态变形真实应力应变曲线可以分为加工硬化、动态再结晶软化和稳定状态三个阶段;而半固态变形的真实应力应变曲线分为初始加载载荷升高、液相软化和稳定流动三个阶段。两种变形方式均表现出变形温度和应变速率敏感性,变形温度越高或应变速率越低,流动应力越低。采用Arrhenius方程拟合得到了AZ80M镁合金关于峰值应力的本构方程,固态变形与半固态变形的计算值与实验值吻合良好。计算得到AZ80M镁合金半固态变形的热变形激活能=289 kJ/mol,固态变形的激活=198 kJ/mol。通过半固态压缩后的试样侧面存在明显的宏观裂纹,周边出现了局部塌陷现象。固态变形组织中出现了明显的部分再结晶晶粒,应变速率越低或变形温度越高,再结晶越完全;在半固态变形温度区间,随着应变速率减小或变形温度升高,由于液相体积分数的增加,变形机制由固相中的塑性变形控制转变为固相球形状和尺寸改变与液相流动共同控制,因此显微组织中的球状的固相粒子逐渐增多。
王艺儒[9]（2019）在《镁合金薄板的搅拌摩擦焊连接及其轧制变形行为研究》文中指出镁合金有低密度、高比强度、高比刚度、电磁屏蔽等优点,在电子工业、汽车工业、航天工业、国防工业等领域广泛应用。镁合金板带材是轻合金材料领域重点发展的产品之一,其发展方向是开发满足更高性能要求,大卷重、高精度、宽幅的产品。镁合金板材头尾焊接为连续的板卷,可增加镁合金单卷带材的长度,能够提供连续不间断的薄板轧制坯料,从而实现镁合金薄带的长尺轧制。镁合金板带的接头部位在焊接后性能低于母材,焊接接头不合适承受过大载荷,不利于塑性变形。对镁合金焊接板带的轧制,特别是不同轧制压下量的焊接接头变形行进行系统研究,既具有工程应用价值,又有理论研究意义。本课题针对AZ31镁合金薄板的焊接接头在轧制中的变形行为,利用搅拌摩擦焊和轧制两种实验,重点探究了焊接接头塑性变形的组织演变与性能变化。先获得初始的AZ31镁合金搅拌摩擦焊连接板带,再采用220℃-240℃多道次温轧工艺对焊接板进行加工。通过观察不同压下量的轧制-焊接板的金相组织、力学性能和取向织构,分析了搅拌摩擦焊接接头在轧制过程中的变形行为。并基于以上结果讨论了连接镁合金卷板带增加卷重及实现无头连续轧制的可行性。主要研究结果如下:（1）焊接参数:搅拌头转速1400rpm,焊接速度15mm/min,轴肩压力2-4kN,倾斜角度2°的搅拌摩擦焊得到的焊接接头形状规则,表面平整,内部无缺陷;（2）在不降低轧制速度,减少轧制力的前提下,AZ31焊接薄板在张力轧制过程中未发生断带,焊接接头与母材同时进行塑性变形。焊接接头热影响区粗大的晶粒破碎,并再次长大,焊缝区域和母材通过轧制后能够再次获得均匀的组织及稳定的力学性能。（3）焊接接头的单向拉伸断裂位置在前进侧的热机影响区,焊接区前进侧比后退侧有更强的织构,受应力作用时更容易变形。经过轧制后,焊接位置的晶粒各向异性减弱,提高了焊接区各组织的均匀性,轧制变形的焊接接头抗拉强度达到母材80%。（4）摩擦搅拌焊接能够应用于镁合金连续轧制工艺,从而生产大卷重长尺镁合金板带材,提高生产效率。
柏媛媛[10]（2018）在《镁合金大扁锭半连铸非稳态物理场的数值模拟》文中进行了进一步梳理镁合金宽幅板带材是变形镁合金应用的主要产品形式,也是镁合金可以大量应用的潜在高附加值产品。扁锭铸造-热轧开坯-薄带卷轧是其工业化规模化低成本生产的最佳工业路线,其中大规格高质量镁合金扁锭半连铸生产是该技术路线的主要工序,也是实现宽板带卷轧制生产的前提。目前,热裂是大规格镁合金扁锭铸造面临的主要技术问题,因此对铸造过程中的应力场与应变场开展数值模拟研究对半连铸结晶器结构优化设计与铸造工艺窗口的初步确定均具有十分重要的现实意义。AZ31B是目前镁合金板带材轧制的主要合金牌号,本文研究了 Ca对AZ31B热裂敏感性的影响,同时研究了具有较大热裂敏感性的ZK60合金及其添加Y对热裂敏感性的影响,在此基础上研究了规格为400mm×1450mm的扁锭半连铸工艺在铺底和启车初始阶段的非稳态应力与应变行为及其热裂倾向性,研究取得以下主要结论:Clyne-Davies模型预测结果表明,在测试合金中AZ31B-3Ca合金和ZK60-0.5Y合金的热裂敏感性最低;热收缩实验的结果表明,随着Ca含量的增加,AZ31B镁合金的热裂敏感性先降后升,随着Y含量的升高,ZK60镁合金的热裂敏感性升高,热裂纹敏感系数CSC（Cracking Susceptiblity Coefficient）预测结果和热收缩实验结果基本吻合;铺底阶段的数值模拟结果表明,对Φ160mmAZ31B圆锭来说,铺底保留时间为40s,液面高度为50mm时铺底阶段的热裂倾向性最小;铺底阶段三种不同合金的热裂倾向性顺序为:ZK60>AZ31B>AZ80;添加3%Ca时AZ31B的热裂倾向性最小;添加0.5%Y时ZK60的热裂倾向性最小;对横截面尺寸为400mm×1450mm的AZ31B扁锭来说,铺底保留时间为60s,液面高度为150mm时合金热裂倾向性最小;启车阶段的数值模拟结果表明,对400mm×1450mmAZ31B镁合金大扁锭来说,铸造速度对热裂的影响很大,提高铸造速度,熔体流动速度加快,液穴加深,铸锭的等效应力、等效应变和裂纹断裂指数CDI均变大,但是合金凝固危险点的CDI均较小,因此,启车的最大安全速度可以达到36mm/min;提高浇注温度（温度范围:930K～970K）,液穴加深,尽管等效应力和等效应变变化不大,但CDI最大值先降后升,因此,浇注温度为950K时热裂倾向最小;当电磁场频率增加（频率范围:10～30Hz）时,尽管趋肤效应明显增加,但液穴区域的磁感应强度和洛伦兹力分布均匀程度明显提高,熔体磁致强制对流程度沿宽向差别显着减小,且沿厚向对流程度减弱,铸锭中心的等效应变和CDI最大值都明显下降,铸锭表面等效应力差别减小;增加电磁场强度（线圈安匝数范围:12～36kAt）,磁感应强度渗透深度增加,洛伦兹力增大,对熔体的流动方向影响不明显,熔体流动的最大速度增大,液穴内的磁感应强度、洛伦兹力和熔体流动的分布均匀程度下降,同时液穴变深,铸锭中心的等效应变和CDI最大值都明显升高,线圈安匝数为12kAt时,热裂趋势最小。
二、MB3镁合金固态塑性连接组织性能研究（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、MB3镁合金固态塑性连接组织性能研究（论文提纲范文）
（1）高强度高刚度镁基层合板的制备及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 碳纤维增强金属层合板的研究进展 |
| 1.2.1 碳纤维 |
| 1.2.2 碳纤维增强金属基复合材料 |
| 1.2.3 碳纤维增强金属层合板的制备 |
| 1.3 金属层合板研究进展 |
| 1.3.1 金属层合板及其制备方法 |
| 1.3.2 轧制复合技术 |
| 1.3.3 镁基层合板研究进展 |
| 1.4 典型金属板材的织构 |
| 1.4.1 镁合金板材的织构 |
| 1.4.2 铝合金板材的织构 |
| 1.4.3 奥氏体不锈钢板材的织构 |
| 1.5 本文选题及研究内容 |
| 1.5.1 本文选题 |
| 1.5.2 本文研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料 |
| 2.2.1 原材料成分 |
| 2.2.2 原材料预处理 |
| 2.2.3 原材料的力学性能 |
| 2.3 性能测试与组织分析 |
| 2.3.1 金相组织观察(OM) |
| 2.3.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.3 扫描电子显微镜观察(SEM) |
| 2.3.4 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.3.5 纳米压痕 |
| 2.3.6 扫描电镜原位拉伸和弯曲实验(in situ tensile and bending test inSEM) |
| 2.3.7 室温拉伸性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板的制备及组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板的制备 |
| 3.3 不同退火温度层合板的微观形貌 |
| 3.4 不同退火温度层合板的织构演变规律 |
| 3.4.1 退火温度对镁组元板组织结构的影响 |
| 3.4.2 退火温度对铝组元板组织结构的影响 |
| 3.4.3 退火温度对不锈钢组元板组织结构的影响 |
| 3.5 退火温度对层合板层界面的影响 |
| 3.5.1 轧制态层合板界面 |
| 3.5.2 200℃退火态层合板界面 |
| 3.5.3 300℃退火态层合板界面 |
| 3.5.4 400℃退火态层合板界面 |
| 3.6 Mg/Al界面化合物生长规律的研究 |
| 3.6.1 反应扩散层尺寸测量 |
| 3.6.2 扩散系数的计算 |
| 3.7 本章小节 |
| 第四章 ASS/Al/Mg/Al/ASS层合板的力学性能及断裂机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 层合板的拉伸性能 |
| 4.3 层合板的纳米压痕测试 |
| 4.3.1 加载-卸载曲线 |
| 4.3.2 压痕最大深度和残余深度 |
| 4.3.3 压痕硬度 |
| 4.3.4 板层位错密度 |
| 4.4 层合板的失效分析 |
| 4.4.1 原位拉伸 |
| 4.4.2 原位弯曲 |
| 4.4.3 断裂机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热压法制备碳纤维增强AZ31 层合板的组织结构和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的制备及组织性能研究 |
| 5.2.1 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的制备 |
| 5.2.2 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的组织结构 |
| 5.2.3 AZ31/AZ91-Cf/AZ31 层合板的力学性能 |
| 5.3 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的制备及组织性能的研究 |
| 5.3.1 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的制备 |
| 5.3.2 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的组织结构 |
| 5.3.3 AZ31/ZnAl-Cf/AZ31 层合板的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 创新点及展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）镁/钛合金异种金属电阻点焊接头组织和力学性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题的背景及意义 |
| 1.2 镁/钛异种金属的焊接性 |
| 1.3 镁/钛异种金属连接的研究进展 |
| 1.3.1 瞬间液相扩散焊 |
| 1.3.2 搅拌摩擦焊 |
| 1.3.3 激光焊 |
| 1.3.4 电阻点焊 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 第二章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及方法 |
| 2.2.1 焊接设备 |
| 2.2.2 试验方法 |
| 2.2.3 接头熔核直径和压痕率测试 |
| 2.2.4 接头的微观组织及物相分析 |
| 2.2.5 接头显微硬度测试 |
| 2.2.6 接头拉剪载荷测试 |
| 第三章 镁/钛电阻点焊焊接参数对接头强度权重影响及接头微观组织的特点 |
| 3.1 焊接参数对接头强度影响权重研究 |
| 3.1.1 正交试验设计 |
| 3.1.2 结果分析 |
| 3.2 镁/钛点焊接头微观组织的特点 |
| 3.2.1 镁/钛点焊接头的宏观形貌 |
| 3.2.2 镁/钛点焊接头的微观形貌 |
| 3.2.2.1 熔合区微观组织 |
| 3.2.2.2 界面区微观组织 |
| 3.3 镁/钛点焊接头的主要缺陷形式 |
| 3.3.1 焊接喷溅 |
| 3.3.2 缩孔和气孔 |
| 3.3.3 裂纹 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 焊接参数对镁/钛异种合金电阻点焊接头力学性能的影响及接头连接机理的分析 |
| 4.1 焊接电流对镁/钛点焊接头的影响 |
| 4.1.1 焊接电流对镁/钛接头形貌组织的影响 |
| 4.1.2 焊接电流对接头熔核直径和拉剪载荷的影响 |
| 4.2 焊接时间对镁/钛点焊接头的影响 |
| 4.2.1 焊接时间对镁/钛接头形貌组织的影响 |
| 4.2.2 焊接时间对接头熔核直径和拉剪载荷的影响 |
| 4.3 电极压力对镁/钛点焊接头的影响 |
| 4.3.1 电极压力对镁/钛接头形貌组织的影响 |
| 4.3.2 电极压力对接头熔核直径和拉剪载荷的影响 |
| 4.4 镁/钛点焊接头拉剪断裂特征 |
| 4.5 镁/钛点焊钛合金接头XRD测试 |
| 4.6 AZ91 镁合金/TA15 钛合金电阻点焊的研究 |
| 4.6.1 焊接电流对AZ91 镁合金/TA15 钛合金接头熔核直径和拉剪载荷的影响 |
| 4.6.2 AZ91 镁合金/TA15 钛合金接头界面微观组织分析 |
| 4.6.3 AZ91 镁合金/TA15 钛合金接头拉剪断裂特征 |
| 4.6.4 AZ91 镁合金/TA15 钛合金接头的硬度分布 |
| 4.7 镁合金/钛合金接头的连接机理 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 基于中间层辅助的AZ31 镁合金和TA15 钛合金电阻点焊研究 |
| 5.1 中间层的选择 |
| 5.2 焊接电流对AZ31 镁合金/铝/TA15 钛合金接头熔核直径和拉剪载荷的影响 |
| 5.3 AZ31 镁合金/铝/TA15 钛合金接头界面微观组织分析 |
| 5.4 AZ31 镁合金/铝/TA15 钛合金接头拉剪断裂特征 |
| 5.5 AZ31 镁合金/铝/TA15 钛合金接头XRD测试 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间的学术活动及成果清单 |
（3）固相合成SCFs/AZ31镁基复合材料的组织演变及强化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 碳纤维增强镁基复合材料 |
| 1.1.1 镁及镁合金的特点与应用 |
| 1.1.2 镁合金中的动态再结晶行为 |
| 1.1.3 镁合金动态再结晶的影响因素 |
| 1.1.4 碳纤维的特点与复合材料中的应用 |
| 1.2 碳纤维增强镁基复合材料制备工艺及研究现状 |
| 1.2.1 液相合成制备碳纤维增强镁基复合材料 |
| 1.2.2 固相合成制备碳纤维增强镁基复合材料 |
| 1.2.3 半固态成形工艺制备金属基复合材料 |
| 1.3 本论文选题意义及主要研究内容 |
| 1.3.1 选题意义 |
| 1.3.2 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 AZ31 镁合金屑 |
| 2.1.2 短切碳纤维 |
| 2.2 试验模具及设备 |
| 2.2.1 挤压模具设计及加工 |
| 2.2.2 试验主要设备 |
| 2.3 试验工艺过程及技术路线 |
| 2.3.1 固相合成工艺 |
| 2.3.2 半固态辅助固相合成工艺 |
| 2.4 显微组织与结构分析 |
| 2.4.1 光学显微组织观察 |
| 2.4.2 扫描电镜显微组织分析 |
| 2.4.3 透射电镜分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 SCFs含量对复合材料微观组织和性能的影响与强化机制 |
| 3.1 短切碳纤维含量对复合材料微观组织与力学性能的影响 |
| 3.1.1 不同短切碳纤维含量复合材料的组织演变 |
| 3.1.2 不同短切碳纤维含量复合材料的力学性能及断裂行为分析 |
| 3.2 SCFs/AZ31 镁基复合材料强化机制分析 |
| 3.2.1 载荷传递强化机制 |
| 3.2.2 细晶强化机制 |
| 3.2.3 热残余应力强化机制 |
| 3.2.4 奥罗万强化机制 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 SCFs/AZ31 镁基复合材料固相合成组织演变与性能表征 |
| 4.1 球磨混合屑料的组织表征 |
| 4.2 预制坯料的组织表征 |
| 4.3 热挤压对复合材料组织与性能的影响 |
| 4.3.1 不同挤压温度下复合材料的组织演变 |
| 4.3.2 不同挤压温度下复合材料的力学性能及断裂行为 |
| 4.3.3 不同挤压比下复合材料的组织演变 |
| 4.3.4 不同挤压比下复合材料的力学性能及断裂行为 |
| 4.4 短切碳纤维对复合材料的晶粒细化机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 等温处理条件下镁基复合材料组织特征与性能调控 |
| 5.1 预制坯料和半固态坯料组织表征 |
| 5.2 等温处理条件下复合材料组织演变 |
| 5.2.1 等温温度对复合材料动态再结晶晶粒及β相的调控 |
| 5.2.2 等温时间对复合材料动态再结晶晶粒及β相的调控 |
| 5.3 动态再结晶晶粒尺寸对复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 β-Mg_(17)Al_(12)相对复合材料力学性能的影响 |
| 5.5 晶粒尺寸、β-Mg_(17)Al_(12)相的协同强化机制研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间完成的科研成果 |
| 致谢 |
（4）Ti2AlNb合金电流辅助超塑成形/扩散连接工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及目的和意义 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 研究意义及目的 |
| 1.2 Ti_2AlNb合金的研究现状 |
| 1.3 Ti_2AlNb合金的超塑变形与扩散连接 |
| 1.3.1 Ti_2AlNb合金的超塑性 |
| 1.3.2 Ti_2AlNb合金的固态扩散连接 |
| 1.3.3 Ti_2AlNb合金的超塑成形/扩散连接 |
| 1.4 电流在塑性加工中的应用 |
| 1.4.1 自阻加热与电流辅助冲压工艺 |
| 1.4.2 电流辅助轧制工艺 |
| 1.4.3 电流辅助拔丝工艺 |
| 1.4.4 电流辅助气压胀形工艺 |
| 1.4.5 电流辅助增量成形工艺 |
| 1.5 电流在焊接工艺中的应用 |
| 1.5.1 电流辅助扩散连接工艺 |
| 1.5.2 电流辅助搅拌摩擦焊接工艺 |
| 1.5.3 电流辅助固态压力焊接工艺 |
| 1.5.4 电流辅助轧制连接工艺 |
| 1.6 研究进展及其评价 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 第2章 材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 组织分析方法与仪器 |
| 2.2.1 扫描电子显微镜 |
| 2.2.2 透射电子显微镜 |
| 2.2.3 电子探针显微镜 |
| 2.2.4 电子背散射衍射 |
| 2.2.5 金相显微镜 |
| 2.2.6 X射线衍射仪 |
| 2.3 力学性能测试方法与仪器 |
| 2.3.1 电子万能试验机 |
| 2.3.2 数显金属维氏硬度计 |
| 第3章 Ti_2AlNb合金板材电流加热行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电流加热中的电热学理论分析 |
| 3.3 Ti_2AlNb合金板材电流加热中的温度变化和分布 |
| 3.3.1 电流加热升温规律 |
| 3.3.2 电流加热温度分布规律 |
| 3.3.3 极性效应及分析 |
| 3.4 电流对Ti_2AlNb合金板材组织及显微硬度的影响 |
| 3.4.1 电流对组织的影响 |
| 3.4.2 电流对显微硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti_2AlNb合金板材电流辅助超塑气胀工艺及其成形机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 超塑性自由胀形有限元模拟 |
| 4.3 Ti_2AlNb合 金板材电流辅助与炉温加热超塑气胀成形装置与工艺 |
| 4.4 Ti_2AlNb合金板材电流辅助与炉温加热超塑气胀结果 |
| 4.4.1 胀形件的形状和厚度分布 |
| 4.4.2 胀形件的温度分布 |
| 4.4.3 气胀成形中的组织演变 |
| 4.4.4 电流辅助超塑气胀中的超塑成形机理 |
| 4.4.5 电流辅助与炉温加热超塑胀形件的显微硬度 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ti_2AlNb合金板材电流辅助扩散连接工艺及其连接机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti_2AlNb合金电流辅助无中间层扩散连接装置与工艺 |
| 5.3 Ti_2AlNb合金电流辅助无中间层扩散连接中的温度分布 |
| 5.4 Ti_2AlNb合金无中间层扩散连接的组织演变与力学性能 |
| 5.4.1 无中间层扩散连接中的组织演变 |
| 5.4.2 剪切性能与表面显微硬度 |
| 5.5 Ti_2AlNb合金电流辅助工业纯钛中间层扩散连接工艺与装置 |
| 5.6 Ti_2AlNb合 金电流辅助中间层扩散连接中的组织演变与力学性能 |
| 5.6.1 中间层扩散连接中的组织演变及连接机理 |
| 5.6.2 剪切性能和表面显微硬度 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 Ti_2AlNb合金板材电流辅助超塑气胀/扩散连接工艺 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti_2AlNb合金电流辅助SPF/DB的装置与工艺 |
| 6.3 Ti_2AlNb合金电流辅助SPF/DB工艺中的温度分布 |
| 6.4 Ti_2AlNb合金双层结构的形状与厚度分布 |
| 6.5 Ti_2AlNb合金双层结构的组织演变 |
| 6.6 Ti_2AlNb合金双层结构的力学性能 |
| 6.6.1 显微硬度 |
| 6.6.2 压缩测试 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术文章 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（5）轨道车辆铝镁合金异种材料FSW仿真研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 搅拌摩擦焊简介 |
| 1.2.1 搅拌摩擦焊原理 |
| 1.2.2 搅拌摩擦焊的优点 |
| 1.2.3 搅拌摩擦焊的局限性 |
| 1.3 铝镁异种合金搅拌摩擦焊研究现状 |
| 1.3.1 国外研究进展 |
| 1.3.2 国内研究概况 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 第二章 搅拌摩擦焊基础理论及数值方法 |
| 2.1 有限元方法简介 |
| 2.2 传热理论 |
| 2.2.1 三种基本传热方式 |
| 2.2.2 控制方程与边界条件 |
| 2.2.3 瞬态传热分析有限元计算方法 |
| 2.3 搅拌摩擦焊接的热弹塑性理论 |
| 2.3.1 热应力理论 |
| 2.3.2 热应力的有限元格式 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 铝镁合金FSW对接焊的温度场及残余状态仿真分析 |
| 3.1 有限元模型及热源模型 |
| 3.1.1 有限元模型 |
| 3.1.2 移动热源模型 |
| 3.2 焊接参数及温度场数值仿真 |
| 3.2.1 焊接参数 |
| 3.2.2 温度场数值仿真结果 |
| 3.2.3 搅拌头偏置对温度场的影响 |
| 3.3 残余状态数值仿真分析 |
| 3.3.1 温度载荷下的残余状态分析 |
| 3.3.2 机械载荷对残余状态的影响 |
| 3.3.3 搅拌头偏置对残余状态的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 铝镁合金FSW搭接焊的温度场及残余状态仿真分析 |
| 4.1 FSW搭接焊简介 |
| 4.2 FSW搭接焊移动热源模型 |
| 4.3 焊接工艺参数及温度场数值仿真分析 |
| 4.3.1 焊接有限元模型及工艺参数 |
| 4.3.2 温度场数值仿真结果 |
| 4.3.3 搅拌针长度对温度场的影响 |
| 4.3.4 搭接宽度及焊接位置对温度场的影响 |
| 4.4 残余状态的数值仿真分析 |
| 4.4.1 接触条件对残余状态的影响 |
| 4.4.2 搅拌针长度对残余状态的影响 |
| 4.4.3 搭接宽度对残余应力的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 铝镁合金箱形型材的FSW仿真研究 |
| 5.1 箱形型材搅拌摩擦焊接头形式 |
| 5.2 温度场及残余状态的数值仿真分析 |
| 5.2.1 温度场的数值仿真分析 |
| 5.2.2 残余状态的数值仿真分析 |
| 5.3 接头结构材料的改变对数值仿真结果的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）AZ91镁合金及其搅拌摩擦焊接头的疲劳断裂行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 镁及镁合金的焊接 |
| 1.2.1 镁及镁合金的特点 |
| 1.2.2 镁合金的焊接 |
| 1.2.3 镁合金的搅拌摩擦焊 |
| 1.3 镁合金及其搅拌摩擦焊接头的疲劳行为研究进展 |
| 1.4 红外热像法对于疲劳断裂行为的研究进展 |
| 1.5 研究内容及技术路线 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 技术路线 |
| 第二章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 试验设备 |
| 2.3.1 焊接设备 |
| 2.3.2 拉伸试验设备 |
| 2.3.3 高周疲劳设备 |
| 2.3.4 裂纹扩展试验设备 |
| 2.3.5 红外热像仪 |
| 2.3.6 金相显微镜 |
| 2.3.7 显微硬度仪 |
| 2.3.8 扫描电子显微镜 |
| 2.4 焊接及性能测试方法 |
| 2.4.1 试板的焊接 |
| 2.4.2 拉伸试验准备及过程 |
| 2.4.3 疲劳试验和裂纹扩展试验 |
| 第三章 AZ91镁合金及其FSW接头的力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AZ91镁合金及其FSW接头组织和试验分析 |
| 3.2.1 AZ91镁合金拉伸试验分析 |
| 3.2.2 AZ91镁合金FSW接头组织分析 |
| 3.2.3 AZ91镁合金接头硬度分布 |
| 3.2.4 AZ91镁合金FSW接头与母材拉伸对比 |
| 3.2.5 AZ91镁合金及其FSW接头断口分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 AZ91镁合金及其FSW接头的高周疲劳试验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 镁合金及其FSW接头的疲劳试验结果 |
| 4.3 疲劳试样断口形貌分析 |
| 4.3.1 母材断口形貌 |
| 4.3.2 FSW接头疲劳断口形貌 |
| 4.4 疲劳过程温度演化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 AZ91镁合金及其FSW接头裂纹扩展行为研究 |
| 5.1 裂纹扩展理论基础 |
| 5.2 AZ91镁合金的裂纹扩展试验结果分析 |
| 5.3 AZ91镁合金FSW接头的裂纹扩展结果分析 |
| 5.3.1 焊核区疲劳裂纹扩展结果分析 |
| 5.3.2 FSW接头AS侧疲劳裂纹扩展结果分析 |
| 5.3.3 FSW接头RS侧疲劳裂纹扩展结果分析 |
| 5.3.4 接头各区域裂纹扩展分析 |
| 5.4 AZ91镁合金FSW接头疲劳裂纹扩展表面温度演化 |
| 5.5 AZ91镁合金及其FSW接头裂纹扩展扩展路径及其断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文和参加科研情况 |
（7）变形态ZK61镁合金力学行为及绝热剪切敏感性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.1.1 镁的基本性能及特点 |
| 1.1.2 镁合金的分类 |
| 1.2 镁合金的应用前景 |
| 1.2.1 镁合金在3C产品上的应用 |
| 1.2.2 镁合金在汽车行业上的应用 |
| 1.2.3 镁合金在航空航天工业上的应用 |
| 1.3 镁合金的成形工艺 |
| 1.3.1 固态成形工艺 |
| 1.3.2 液态成形工艺 |
| 1.4 镁合金力学行为研究现状 |
| 1.4.1 镁合金的塑性变形机制 |
| 1.4.2 国内外对镁合金各向异性力学行为的研究 |
| 1.5 金属材料的绝热剪切行为 |
| 1.5.1 绝热剪切现象 |
| 1.5.2 镁合金绝热剪切带的研究进展 |
| 1.6 ZK61 镁合金 |
| 1.6.1 ZK61 镁合金简介 |
| 1.6.2 ZK61 镁合金的研究现状 |
| 1.7 选题意义和主要的研究内容 |
| 第二章 试验材料、方法及实验内容 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 试验方法及数据处理 |
| 2.3.1 准静态压缩试验 |
| 2.3.2 动态压缩试验 |
| 2.4 微观组织分析 |
| 2.4.1 金相组织分析 |
| 2.4.2 断口形貌分析 |
| 2.4.3 绝热剪切带观察 |
| 2.4.4 透射电镜组织分析 |
| 2.4.5 晶粒取向和晶格常数分析 |
| 第三章 不同变形量下ZK61 镁合金的力学行为及绝热剪切敏感性 |
| 3.1 ZK61 镁合金在不同变形量下的微观形貌 |
| 3.2 不同变形量下ZK61 镁合金试样的静态力学行为 |
| 3.2.1 不同变形量试样的静态应力-应变曲线分析 |
| 3.2.2 不同变形量试样在准静态压缩下的断口形貌分析 |
| 3.3 不同变形量下ZK61 镁合金的动态力学性能分析 |
| 3.3.1 不同变形量试样的动态应力-应变曲线分析 |
| 3.3.2 动态加载条件下试样的形貌分析 |
| 3.4 不同变形量下ZK61 镁合金的绝热剪切敏感性 |
| 3.4.1 不同变形量试样在高应变率下的力学响应 |
| 3.4.2 不同变形量试样的绝热剪切带观察 |
| 3.4.3 绝热剪切带中的微孔洞 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 不同取向ZK61 镁合金力学行为及绝热剪切敏感性 |
| 4.1 ZK61 镁合金在不同取向的微观形貌 |
| 4.2 晶粒取向 |
| 4.3 不同取向下ZK61 镁合金静态力学性能分析 |
| 4.3.1 不同取向试样的静态应力-应变曲线分析 |
| 4.3.2 不同取向试样在准静态加载下的断口形貌分析 |
| 4.4 不同取向下ZK61 镁合金动态力学性能分析 |
| 4.4.1 不同取向试样的动态应力-应变曲线分析 |
| 4.4.2 不同取向试样在高应变率加载下的微观组织演变 |
| 4.5 不同取向下ZK61 镁合金试样的绝热剪切行为 |
| 4.5.1 不同取向试样在高应变率加载下的力学响应分析 |
| 4.5.2 不同取向试样的绝热剪切敏感性差别的分析 |
| 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 |
| 攻读硕士期间发表的论文和科研成果 |
| 致谢 |
（8）AZ80M镁合金固态及半固态变形行为和组织演变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁合金及其应用概述 |
| 1.2 镁合固态成形 |
| 1.2.1 挤压成形 |
| 1.2.2 锻造成形 |
| 1.2.3 轧制成形 |
| 1.2.4 大塑性变形 |
| 1.3 镁合金半固态成形 |
| 1.3.1 流变成形 |
| 1.3.2 触变成形 |
| 1.4 镁合金半固态坯料制备 |
| 1.4.1 机械搅拌法 |
| 1.4.2 电磁搅拌法 |
| 1.4.3 应变诱导熔化激活法 |
| 1.4.4 半固态等温热处理法 |
| 1.4.5 超声振动法 |
| 1.5 金属材料变形本构关系 |
| 1.5.1 固态金属变形本构关系 |
| 1.5.2 半固态金属变形本构关系 |
| 1.6 课题研究意义及内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2挤压实验 |
| 2.3 半固态坯料制备 |
| 2.3.1 半固态等温处理 |
| 2.3.2 电磁感应加热 |
| 2.4 测试与表征 |
| 2.4.1 差热分析 |
| 2.4.2 金相组织观察 |
| 2.4.3 扫描电镜观察 |
| 2.4.4 显微组织定量分析 |
| 2.5 固态及半固态等温压缩实验 |
| 第3章 AZ80M镁合金半固态组织演变规律研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 等温重熔加热对半固态显微组织的影响 |
| 3.2.1 挤压态AZ80M镁合金显微组织 |
| 3.2.2 半固态处理组织分析 |
| 3.2.3 晶粒球化与长大机制 |
| 3.3 电磁感应加热对半固态显微组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 AZ80M镁合金固态及半固态变形行为及本构分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 镁合金固态变形行为 |
| 4.2.1 真应力应变曲线 |
| 4.2.2 峰值应力本构模型 |
| 4.3 镁合金半固态变形行为 |
| 4.3.1 真应力应变曲线 |
| 4.3.2 峰值应力本构模型 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 AZ80M镁合金固态及半固态变形组织分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 压缩试样特征 |
| 5.3 固态镁合金热压缩行为 |
| 5.3.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 5.3.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 5.4 半固态镁合金热压缩行为 |
| 5.4.1 金属半固态触变特性概述 |
| 5.4.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 5.4.3 变形温度对微观组织的影响 |
| 5.4.4 半固态触变行为分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的成果 |
（9）镁合金薄板的搅拌摩擦焊连接及其轧制变形行为研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁合金板带材 |
| 1.2.1 镁合金板带材的生产 |
| 1.2.2 镁合金板带的轧制工艺 |
| 1.3 镁合金板带的连接方法 |
| 1.4 搅拌摩擦焊接 |
| 1.4.1 搅拌摩擦焊接发展 |
| 1.4.2 镁合金搅拌摩擦焊 |
| 1.5 本课题的研究意义和内容 |
| 2.实验材料与方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料与设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 3.AZ31镁合金的搅拌摩擦焊接研究 |
| 3.1 搅拌摩擦焊接头宏观分析 |
| 3.2 薄带焊接接头的组织与性能 |
| 3.3 薄板焊接接头的组织与性能 |
| 4.AZ31镁合金焊接板的轧制研究 |
| 4.1 AZ31镁合金轧制-焊接变厚度薄板 |
| 4.2 总压下量48%轧制-焊接薄板组织与性能分析 |
| 4.3 总压下量65%轧制-焊接薄板组织与性能分析 |
| 4.4 总压下量70%轧制-焊接薄板组织与性能分析 |
| 4.5 总压下量80%轧制-焊接薄板组织与性能分析 |
| 4.6 AZ31轧制-焊接薄带变形行为 |
| 4.7 镁合金薄板轧制生产线应用搅拌摩擦焊技术的工程方法 |
| 5.结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）镁合金大扁锭半连铸非稳态物理场的数值模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 常用变形镁合金 |
| 1.1.1 AZ31B镁合金 |
| 1.1.2 AZ80镁合金 |
| 1.1.3 ZK60镁合金 |
| 1.2 镁合金板材及其生产与应用 |
| 1.3 半连续铸造技术 |
| 1.4 热裂 |
| 1.4.1 合金凝固的热裂特征 |
| 1.4.2 热裂形成机理 |
| 1.4.3 热裂判据 |
| 1.5 镁合金热裂的数值模拟技术 |
| 1.6 本文主要研究内容及目的 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 热收缩实验材料准备 |
| 2.2 热收缩实验装置 |
| 2.2.1 自由收缩位移测试系统 |
| 2.2.2 受阻收缩应力测试系统 |
| 2.2.3 糊状区力学性能测试系统 |
| 2.3 热裂断口及显微组织的观察 |
| 第3章 Ca对AZ31B合金凝固收缩行为的影响 |
| 3.1 AZ31B-xCa镁合金热裂敏感性理论预测 |
| 3.2 AZ31B-xCa镁合金热裂敏感性分析 |
| 3.3 AZ31B-xCa镁合金凝固末期显微组织分析 |
| 3.4 AZ31B-xCa镁合金两相区力学性能分析 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 Y对ZK60合金凝固收缩行为的影响 |
| 4.1 ZK60-xY镁合金热裂敏感性理论预测 |
| 4.2 ZK60-xY镁合金热裂敏感性分析 |
| 4.3 ZK60-xY镁合金凝固末期显微组织分析 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 镁合金DC铸造的数学模型 |
| 5.1 LFEC过程中电磁场的控制方程 |
| 5.2 DC和LFEC过程中流场与温度场的控制方程 |
| 5.3 DC和LFEC过程中合金凝固的数学模型 |
| 5.4 DC和LFEC过程中应力场的数学模型 |
| 5.5 数学模型的假设与简化 |
| 5.6 边界条件 |
| 5.6.1 电磁场计算的边界条件 |
| 5.6.2 流场温度场的边界条件 |
| 5.6.3 应力应变场的边界条件 |
| 5.7 数值模拟的过程和方法 |
| 5.8 铸锭半连续铸造过程的数值实现 |
| 5.8.1 实验材料的物性 |
| 5.8.2 实验材料的力学性能 |
| 5.8.3 几何模型及网格划分 |
| 5.9 小结 |
| 第6章 铺底阶段工艺条件对半连铸过程应力与应变行为的影响 |
| 6.1 铺底保留时间对圆锭热裂的影响 |
| 6.2 铺底液面高度对圆锭热裂的影响 |
| 6.3 合金种类对圆锭热裂的影响 |
| 6.4 Ca对AZ31B圆锭热裂的影响 |
| 6.5 Y对ZK60圆锭热裂的影响 |
| 6.6 铺底保留时间对扁锭热裂的影响 |
| 6.7 铺底液面高度对扁锭热裂的影响 |
| 6.8 小结 |
| 第7章 启车阶段工艺条件对半连铸过程应力与应变行为的影响 |
| 7.1 液面高度对圆锭DC铸造宏观物理场的影响 |
| 7.2 铸造速度对圆锭DC铸造宏观物理场的影响 |
| 7.3 铸造速度对扁锭DC铸造宏观物理场的影响 |
| 7.3.1 铸造速度对扁锭熔体流动的影响 |
| 7.3.2 铸造速度对扁锭温度场的影响 |
| 7.3.3 铸造速度对扁锭应力场和应变场的影响 |
| 7.3.4 铸造速度对扁锭CDI的影响 |
| 7.4 浇注温度对扁锭宏观物理场的影响 |
| 7.4.1 浇注温度对扁锭熔体流动的影响 |
| 7.4.2 浇注温度对扁锭温度场的影响 |
| 7.4.3 浇注温度对扁锭应力场和应变场的影响 |
| 7.4.4 浇注温度对扁锭CDI的影响 |
| 7.5 小结 |
| 第8章 启车阶段电磁条件对半连铸过程应力与应变行为的影响 |
| 8.1 电磁场频率对扁锭宏观物理场的影响 |
| 8.1.1 电磁场频率对扁锭电磁场的影响 |
| 8.1.2 电磁场频率对扁锭熔体流动的影响 |
| 8.1.3 电磁场频率对扁锭温度场的影响 |
| 8.1.4 电磁场频率对扁锭应力场和应变场的影响 |
| 8.1.5 电磁场频率对扁锭CDI的影响 |
| 8.2 电磁场强度对扁锭宏观物理场的影响 |
| 8.2.1 电磁场强度对扁锭电磁场的影响 |
| 8.2.2 电磁场强度对扁锭熔体流动的影响 |
| 8.2.3 电磁场强度对扁锭温度场的影响 |
| 8.2.4 电磁场强度对扁锭应力场和应变场的影响 |
| 8.2.5 电磁场强度对扁锭CDI的影响 |
| 8.3 小结 |
| 第9章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 作者简介 |
| 附件 |
四、MB3镁合金固态塑性连接组织性能研究（论文参考文献）
- [1]高强度高刚度镁基层合板的制备及组织性能研究[D]. 郝欣为. 太原理工大学, 2021(01)
- [2]镁/钛合金异种金属电阻点焊接头组织和力学性能的研究[D]. 侯庆磊. 合肥工业大学, 2021(02)
- [3]固相合成SCFs/AZ31镁基复合材料的组织演变及强化机制[D]. 杨钊. 哈尔滨理工大学, 2021(01)
- [4]Ti2AlNb合金电流辅助超塑成形/扩散连接工艺及机理研究[D]. 李骁. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [5]轨道车辆铝镁合金异种材料FSW仿真研究[D]. 才宇. 大连交通大学, 2019(08)
- [6]AZ91镁合金及其搅拌摩擦焊接头的疲劳断裂行为研究[D]. 王天鹏. 太原理工大学, 2019(08)
- [7]变形态ZK61镁合金力学行为及绝热剪切敏感性研究[D]. 张西武. 云南师范大学, 2019(06)
- [8]AZ80M镁合金固态及半固态变形行为和组织演变研究[D]. 唐奇. 西南交通大学, 2019(03)
- [9]镁合金薄板的搅拌摩擦焊连接及其轧制变形行为研究[D]. 王艺儒. 辽宁科技大学, 2019(01)
- [10]镁合金大扁锭半连铸非稳态物理场的数值模拟[D]. 柏媛媛. 东北大学, 2018(01)