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1、-A356铝合金的组织与性能研究-第 14 页A356铝合金的组织与性能研究目 录摘要IXAbstractIX1 绪 论11.1 引言11.2 铝及其合金概述11.3 热处理工艺21.4 A356铝合金研究现状31.5 主要内容42 实验方法及过程42.1 合金成分42.2 试样制备和热处理方法42.2.1 试样切割42.2.2 热处理52.3 金相观察62.3.1 金相试样的制备62.3.2 金相观察72.4 力学性能的测试72.4.1 硬度测试72.4.2 拉伸性能测试73 实验结果及分析83.1 金相组织观察结果83.1.1 热处理前的微观组织83.1.2 热处理后的微观组织103.2
2、力学性能分析113.2.1 表面硬度113.2.2 拉伸性能144 结 论15致 谢16参考文献17百色学院本科毕业论文（设计）诚信保证书19摘 要：对A356铝合金分别进行金相观察和力学试验，研究其微观组织及性能，同时探讨热处理方式对A356铝合金组织与性能的影响，结果发现枝状晶比较粗大，分布松散，表面硬度、抗拉强度和屈服强度都较低，塑性较好。经一定热处理后，粗大共晶硅熔断形成分布均匀、趋于球化的细小颗粒，除了塑性有所降低外，其他力学性能都有了显著提高。最佳热处理工艺为(560+6h)固溶+（180+4h)人工时效。关键词：A356铝合金；固溶处理；时效处理；力学性能；微观组织Researc
3、h on Microstructure and Properties of A356 Aluminum AlloyAbstract：The microstructures and properties of A356 aluminum alloy were investigated by means of optical metallography and tensile test. Meanwhile, the effects of heat treatment on microstructure were analyzed. The results show that the more c
4、oarse dendrites are evenly distributed, the lower hardness, tensile strength, yield strength and the greater plastic are obtained. The coarse dendrites are broken off, uniform distribution and granular after heat treatment. The mechanical properties have significantly improved except for ductility.
5、The optimized solution treatment for 6 hours at 560 and aging treatment for 4 hours at 180 are recommended.Key words：A356 aluminum alloy; Solid solution treatment; Aging treatment; Mechanical properties; microstructure1 绪 论 引言材料是国民经济和社会发展的重要物质基础，是现代技术的三大支柱之一，其中，铸造铝合金在工程材料领域中又占有非常重要的地位。由于现代高科技材料的使用需要
6、更多的优良性能，力学研究也从宏观力学分析转移到微观组织结构和宏观力学性能之间的关系1。中国的汽车工业正处于快速发展时期，汽车行业正面临着节约能源、环境保护和驾驶安全三大问题，使得汽车工业发展向着更安全、高速、舒适和环保的方向发展，减轻汽车重量是解决问题的很好办法，这不可避免的导致铝硅合金的市场需求量增加。强度和韧性较低是铝硅合金铸件目前存在的重要问题，实际生产中很容易产生夹杂物、气孔等铸造缺陷。随着航空航天工业和汽车行业的快速发展，为顺应人类社会对节约能源和环境保护的要求，工业部门更迫切追求高强度的材料，新的高强度高韧性铸造铝-硅合金的研究与开发必将成为近年来研究的热点。上世纪70年代，美国研
7、制了A356系列铝合金，是一种被广泛应用的铸造铝-硅-镁系合金，流动性和气密性都较好，而且收缩率和热裂倾向比较小，经过一定变质和热处理后，具有良好的力学性能、物理性能、耐腐蚀性能和较好的机械加工性能，用途广泛2-3。比如其在经过T6热处理后，被广泛应用于诸如汽车制造业的轮毂、发动机缸体和航空航天工业中一些大型薄壁结构的零件等重要部件，这样不仅有效减轻了零部件自身重量，而且价格适中，回收率高。然而，由于铝液在熔融状态时容易吸氢，同时，凝固过程中有一定程度的收缩，因此铸造出来的铝合金构件一般都存在一定数量的孔洞、氧化物和非金属夹杂物等缺陷，这些缺陷对构件的力学性能有较大影响。所以，通过研究其微观组
8、织对性能的影响，对优化微观组织获得具有良好综合性能的高强度铝合金及扩大使用领域，具有重要的理论意义和使用价值。 铝及其合金概述铝是一种人们既熟悉又常接触到的金属材料。铝是化学元素周期表中位于第三周期的主族元素，也是地壳中分布第三位的元素，仅次于氧和硅。据统计，地壳中其余有色金属含量的总额都没有铝含量多。铝之所以具有很高的塑性（：3240%，：3），抗腐蚀性能好，熔点低，因为其强度很低，纯铝不宜作结构材料，退火状态 b 值约为8kgf/mm2。除去部分用于冶炼和特殊用途外，原铝和再生铝90%以上要添加其他元素配成各种合金，通过铸造、轧制等一系列加工方式加工成不同用途和性能的铸件、板材和箔材等。铝
9、合金是当前工业中使用范围最广的结构材料之一，经过长期的科学实验和实际生产，通过往纯铝中加入一定量合金元素及运用一定的热处理方式对铝进行强化，得到了一系列型号的铝合金，不仅保持纯铝质轻等原有的良好性能，而且弥补其强度、硬度等力学性能上的不足。采用铝合金作为焊接材料，其重量比用钢材做焊接材料减轻50%以上。铝合金不仅密度低，强度与优质钢材不相上下，而且具有良好的塑性、导电、导热和抗蚀性，可通过不同加工方式加工成各种型材、板材和线材，在工业使用量上仅次于钢4。铝合金分两大类：一种是铸造铝合金，在铸态下使用；另一种是变形铝合金，能承受压力加工，可加工成各种形态、规格的铝合金。 热处理工艺铝合金铸件的热
10、处理是指把铸件放在一定的介质中，通过控制加热温度、保温时间和冷却速度，改变铸件微观组织结构，从而达到提高其力学性能、增强耐腐蚀性能、改善加工性能，获得尺寸的稳定性的目的。铝合金铸件的热处理工艺可以分为如下三类5：（1）退火处理：将铝合金铸件加热到约为 300上下的较高的温度，在此温度下保温一定的时间后，随炉冷却至室温，得到趋于或达到平衡状态的组织，以获得更好的工艺和使用性能的热处理工艺称为退火。在退火期间，固溶体破裂分解，可以很大程度上消除铸件在铸造和机械加工过程中残留的内应力，使铸件尺寸稳定，不易变形，增强铸件的塑性。（2）固溶处理：把铸件加热到不超过共晶体熔点的尽可能高的温度，保温一定的时
11、间，使强化相得到最大限度的溶解，然后快速冷却得到过饱和固溶体的热处理工艺称为固溶处理，也称淬火。对于Al-Si-Mg 类铸造铝合金，固溶处理后，能有效增强铝合金强度和耐蚀性。对于还需要人工时效的铝合金，固溶处理能较好的提高材料的塑性。固溶处理效果好坏主要由于下列三个因素决定：1）固溶处理的温度：在不超过共晶体熔点的情况下，温度越高，强化相溶解速度越快，快速冷却后强化效果就越明显。2）保温时间：剩余相的溶解速度决定保温时间，溶解速度又由铝合金的成分、组织、铸造方法决定。3）冷却速度：固溶处理后铸件的冷却速度越大，高温状态得到的过饱和固溶体也就越多，其铸件力学性能也就越好，同时铸件内残留的内应力也
12、就越大，使铸件的尺寸不稳定。（3）时效处理：为消除固溶处理后的铸件残余的内应力，稳定尺寸，把铸件重新加热（100-250），保温一定时间后，放在空气中让铸件缓慢冷却至常温的热处理工艺称为时效。 A356铝合金研究现状国内外对铝硅系铸造铝合金做了许多研究，比如宛农6等人研究分析了Al-Si-Mg系铝合金热处理工艺对合金的力学性能的影响，得出固溶和时效温度分别处在 525550和 150200的范围时，力学性能基本能满足使用需要。当材料处于非平衡条件下时，Mg2Si强化相会在含较多Si、Mg的 相枝状晶间优先形成，实际时效处理温度及保温时间应根据铝合金的 Mg 含量来做出相应的调整。王尚清7研究分
13、析了 A356.0 铝合金的热处理工艺，探讨了时效温度和保温时间与合金抗拉强度和延伸率之间的规律，当时效温度一定时，保温时间和抗拉强度趋于正比例关系，和延伸率呈反比例关系，保温时间一定时，时效温度与抗拉强度和延伸率的规律与时效温度一定时相似。余忠土8等人研究了 A356 铝合金半固态成形件在经T6 热处理后的原始强化相和析出的一部分强化相，起主要作用的是后者，还得出随着时效时间的延长，析出的强化相越多，硬度越高，但时效时间超过一定时间后，就会出现过时效，硬度反而下降。冉广9-10等人研究分析了 A356 铝合金的微观组织、拉伸性能及其断口形貌，得出铸A356铝合金在经T6热处理后，抗拉强度屈服
14、强度与离浇道口平面距离成反比例关系，延伸率则变化不是很明显，研究分析了其拉伸断口发现其断裂是韧性断裂和脆性断裂两种不同模式的混合。Jacques Stolarz11等人研究分析了Al-Si系铸造铝合金低周疲劳断裂存在的微观影响因素后指出 Al-Si 系铝合金的断裂纹穿过其表面形核并在共晶铝层中扩展。上官晓峰12等人研究分析了 A356 铝合金拉伸性能，发现其裂纹都是出现在材料的铸造缺陷处。李建国13等人研究分析得出铸造铝合金材料中最薄弱的区域是-Al 的二次枝晶臂之间的枝状共晶体，裂纹源是Si 颗粒中尺寸最粗大的首先发生断裂形成的。Buffiere J Y14等人研究分析了铸造时产生疏松与 A
15、1-Si7-Mg0.3 铝合金的疲劳机理的关系。 主要内容关于铝硅系铸造铝合金的研究主要集中优化合金成分和热处理工艺及对熔炼和铸造工艺的改进等方面，但系统的研究其微观组织、 缺陷以及合金在室温环境下的力学性能的研究相对较少。未经热处理的A356铝合金，其树枝状共晶硅比较粗大，分布不均匀，很大程度上降低了力学性能，但也是其具有较好的塑性，本文在室温下对A356铝合金分别进行金相观察，硬度和拉伸实验，研究其微观组织及性能，同时探讨热处理方式对A356铝合金组织与性能的影响，优化A356热处理工艺。2 实验方法及过程 合金成分实验的研究材料为某工厂生产提供的A356合金锭，其主要化学成分如表2.1所
16、示： A356合金锭的化学成分(Wt.%)元素SiCuMnMgFeZnPbTiSnAl含量余量 试样制备和热处理方法.1 试样切割采用型号为DK7745的电火花数控线切割机床，把块状A356合金锭切割成尺寸为51020（mm)的小块试样和6块尺寸为图2.1 的非比例拉伸试样。图2.1 拉伸试样尺寸(mm).2 热处理(1) 固溶处理：将切割好的小块合金试样，分九组，放于型号为SK-5-13的箱式电阻炉中加热，保温一定时间后，拿出电阻炉，于温度为90的水中快速冷却。固溶温度和保温时间如表2.2所示：表2.2 固溶温度及保温时间1#2#3#4#5#6#7#8#9#固溶温度/500500500530
17、530530560560560保温时间/h468468468(2) 时效处理：把固溶后的小块合金试样标记好，每组拿出一个组成新的一组，一共九组，时效处理为单级时效，合金试样在固溶处理后，放置在空气中静置12h，再放于型号为SK-5-13的箱式电阻炉中加热到一定的时效温度，保温一定时间后，拿出放在空气中自然冷却。时效温度和保温时间如表2.3所示：表2.3 时效温度及保温时间1#2#3#4#5#6#7#8#9#时效温度/140140140160160160180180180保温时间/h246246246(3) 通过对固溶、时效处理的试样进行金相组织观察与硬度测试，选出硬度最好的热处理工艺，得出最佳
18、的热处理工艺为(560/6h)固溶+（180/4h)人工时效。拉伸试样在该工艺下热处理后再进行拉伸实验。 金相观察.1 金相试样的制备金属材料在经过特殊处理（粗加工、镶嵌、磨光、抛光和浸蚀）后，通过金相显微镜观察研究其微观组织和缺陷的方法，叫显微分析法15。金相显微分析是一种非常重要的研究分析金属材料微观组织的方法。在实际生产和科研实验中，通过金相显微镜来观察研究金属材料的微观组织是一种不可缺少的手段，它能解决金属材料微观组织方面的诸如晶粒的形状和大小、裂纹以及热处理工艺是否合理等问题。金相试样的制取是十分关键的一步，如果制取不当，就可能观察不到金属材料的真实组织，从而得出错误的结论。显微试样
19、的制备过程包括：取样、粗加工（磨平）、镶嵌、磨光、抛光和浸蚀。(1) 取样、粗加工及镶嵌（镶样）金相试样取样时，根据研究的目的选择取样位置及观察面截取部位，同时要保证试样观察面的微观组织在切割时不发生变化，试样必须能够描述测试材料的性质。本实验的试样使用电火花数控线切割机床切割，经砂纸打磨后，表面较平整。(2) 磨光试样因切割时面较平整，可直接用砂纸进行细磨。磨样时，所用砂纸的沙粒要由粗到细。将砂纸先用水冲洗一下置于水平桌面上。一手轻压砂纸，一手握住试样，将待磨面轻压在砂纸上向前推进，压力要尽可能适当均匀，以保证磨面平整，切忌来回磨削。如此反复磨削，直至上一道磨痕完全消失。每次更换砂纸时，试样
20、均需旋转90，便于把上一道划痕磨去，且操作者的手、试样及桌面要清洗干净，以免残留沙粒影响细磨效果，一般要用四五种不同规格的砂纸。(3) 抛光抛光的目的是去除细磨时残留的细微磨痕得到更为光亮的磨面。实验用机械抛光，抛光盘转速一般为600转/分，把细帆布、呢绒等织物平铺在抛光盘面上。抛光时先在抛光盘抹上含有金刚石微粒的抛光膏进行粗抛，然后再用含有粒度更细的Al2O3或Cr2O3等的抛光膏进行细抛。抛光时手要握紧试样，把试样磨面轻压在旋转的抛光盘上并与之均匀接触。(4) 浸蚀金相试样在经过浸蚀后，微观组织可以更加清晰呈现出来，便于观察。实验所用的浸蚀液为0.5%的氢氟酸水溶液，浸蚀时间为10-15s
21、，然后用清水冲洗，再用沾有酒精的棉花擦拭，最后用电吹风吹干即可。.2 金相观察所用的是型号为MX-6RT的金相显微镜，它除了有显微镜，还配备有一台电脑，观察后拍的照片可以直接上传电脑。利用显微镜对所有待观察试样金相观察拍照，主要观察试样的微观组织形态及所存在的缺陷类型。2.4 力学性能的测试.1 硬度测试试样进行的是布氏硬度测试，用的是型号为HB-3000C的电子布氏硬度计。首先打开电子布氏硬度计电源，进入“准备实验状态”，按“MENU”键选取合适的实验参数（钢球直径为10mm，载荷为500Kgf，实验力为4.903KN，试验力保持时间为15s，施加实验力时间为8s)，按“ENTER”键确定；
22、然后按“STARE”键开始实验；一个试样测试三次，再用配套的显微读数测量仪器分别读出它们的压痕直径，再查金属布氏硬度数值表读出相应的硬度值，最后取平均值。.2 拉伸性能测试试样使用的是型号为WDW-100的微机控制电子万能实验机来做拉伸实验。首先用游标卡尺分别测量试样的长、宽和厚三次，求出平均值；然后开启微机控制电子万能实验机和配套的电脑，调节夹具把试样夹装好，在电脑控制面板上把实验速度调整为2mm/min，按下“运行”按钮，待试样被拉断后，按下“停止”按钮，把试样尺寸数据输入电脑，并自动计算数据，记录下抗拉强度、屈服强度和延伸率，最后取出试样。3 实验结果及分析3.1 金相组织观察结果.1
23、热处理前的微观组织A356铝合金的组织以共晶硅和初生(A1)基体为主，还有一部分在熔炼和铸造过程中产生的缺陷，包括缩孔、夹杂、气孔和氧化膜等，它们的种类、数量多少、尺寸大小和组织分布对合金的性能影响很大。原始组织金相组织照片。照片显示共晶硅晶粒比较粗大，共晶硅形态一般呈现树枝状，其形成原因是高温铝液在冷却成型时由于局部存在温度梯度，使得过冷度有一定差别，晶粒成长多呈树枝状。而且较快的冷却速度，各组分不同的析晶温度，导致原子在固相中来不及扩散，结晶存在前后顺序，最终在枝晶间出现成分偏析。所以在原始组织的微观组织中，能观察到树枝状晶粒。在高倍光学显微镜下观察时，成分偏析现象还是很明显的，主要表现为
24、颜色深浅不一的带状分界，颜色较深的其中的铜元素含量较高。研究表明16-17，铸件在凝固过程中的凝固速率决定了树状枝晶尺寸大小。在凝固过程中，如果不能很好的控制冷却速率，形成的树状枝晶就会比较粗大，在一定外加载荷作用下，树状枝晶壁间的脆弱区域，就会成为裂纹萌生源，降低了合金的力学性能。图3.1 A356 原始组织（100倍）氧化膜（如图3.2 中的A）是合金在熔炼和铸造过程中，高温的金属液表面始终与空气接触，一直进行着氧化反应生成氧化膜，当搅拌不当时，氧化膜就会进入金属液，除渣不彻底残留下来的氧化膜，或是熔炼时所用原材料（纯铝、中间合金等）残留的氧化膜，它多是片状，颜色较浅。孔洞（如图3.2 中
25、的B)的形成是铸造铝合金需要迫切解决的主要问题之一。孔洞是造成合金力学性能下降的主要因素，而且容易使合金的致密度下降，铸件表面易产生凹痕，不仅影响金属的连续性，而且在铸件使用过程中容易导致应力集中，最终在凹痕处断裂。孔洞分缩孔和气孔两种，缩孔主要是合金在铸锭凝固过程中，金属液在液固转换时体积差没有能够及时补充而形成的，多为不规则形状，颜色较深。而气孔是金属液中除气不彻底残留的气体凝固后形成的，其形状多为球形，颜色较深。Anson和Gruzleski18用定量分析的方法研究分析了缩孔和气孔的差别，并总结得出两个孔隙形成的因素：金属液液固转化过程中枝晶间液体体积差得不到及时补充而形成的缩孔和由于凝
26、固过程中氢气溶解度的降低而导致的氢气泡的形成(气孔)。比较典型的缩孔周围一般都环绕着枝晶和共晶相(针状Si)，形状较大并且不规则的孔洞；而比较典型的气孔为单个分散的、横截面为圆形的孔洞。非金属夹杂（如图3.2 中的C）是合金在熔炼和铸造过程中，除渣不彻底，残留的溶剂、炉衬、炉渣和油污等所产生的夹杂，它没有固定形状，多为块状，颜色较其他组织浅一些。图3.2 A356的缺陷（200倍）.2 热处理后的微观组织A356 合金经过固溶时效处理后，其树枝状共晶硅熔化断裂，形成形状趋于球形的更为细小的共晶硅颗粒，且在组织中的分布较热处理前更为均匀。由图3.3得，当固溶处理、时效温度相同时，随着时效保温时间
27、的延长，其枝状共晶硅熔断形成趋于球状颗粒更加充分，分布更为均匀。与图3.1相比，经一定热处理后，A356铝合金的枝状共晶硅会熔断基本消失，形成球状颗粒，这也是其力学性能有显著提高的根本原因。保温4h保温6h保温8h图3.3 A356经560、6h固溶及180时效的组织（200倍）3.2 力学性能分析.1 表面硬度采用布氏硬度测试方法，在每个试样上打三个点，测量压痕直径，对照金属布氏硬度数值表查出相应的硬度值，结果如下表3.1、表3.2、表3.3所示。表3.1 未经热处理试样表面硬度/HB试样编号1#2#3#平均值1表3.2 固溶处理后试样表面硬度/HB试样编号1#2#3#平均值500/4h50
28、0/6h500/8h530/4h530/6h530/8h560/4h560/6h560/8h表3.3 560固溶后160不同保温时间时效处理试样的表面硬度/HB试样编号1#2#3#平均值560/4h，2h560/4h，4h560/4h，6h560/6h，2h560/6h，4h560/6h，6h560/8h，2h560/8h，4h560/8h，6h图3.4 固溶后的表面硬度图3.5 时效温度(160)后的表面硬度由上表数据可知，实验结果最大相差4.5，这可能是由于试样组织的局部不均匀造成，硬度较大的，其单位面积上的共晶硅较多，反之，硬度小的就少一点，其他的，可以看做是实验误差所致19。由图3.4
29、 得，A356铝合金在熔化温度（580620）以下温度做固溶实验，在固溶温度一定时，随着保温时间的延长，表面硬度存在先上升，后下降的趋势，那是因为，铸态合金锭再次加热时，第二相融入过饱和固溶体，晶粒吸收能量继续生长，使得晶粒变粗，在能量吸收饱和后，晶粒又会破裂形成更小的晶粒。实际挤压铸造生产中，可以选硬度较低的固溶处理（500+4h)，可有效减小挤压力，还可以节省能耗。时效处理中，坚硬的第二相逐渐从过饱和固溶体中析出，分布在各组织晶粒中，与基体呈共格关系，导致晶格出现一定的畸变，增加了位错移动的难度，产生硬化的效果，称为时效硬化。但是如果时效时间过长，就会导致试样内部的内应力被大量释放，金属变
30、软；时间过长还会影响第二相与基体的共格关系，导致过时效。两者共同作用，使得硬度反而下降，图3.5 很明显的体现了这样的变化，在2-6h过程中，时效效果使试样硬度上升，在6h时达到最佳，超过6h后，呈过时效，硬度反而下降。.2 拉伸性能拉伸试样所得数据如表3.4 所示，5号样实验失败，经观察为在试样加工时，试样边沿出现较大气孔，使试样边沿出现凹区，且不在拉伸区，在实验过程中，可能引起应力集中在凹区，最终断裂，使实验失败。表1 拉伸实验数据实验编号抗拉强度/M Pa屈服强度/M Pa延伸率/%123456注：1、2、3号样未经热处理比较热处理前后试样的抗拉强度、屈服强度后发现，热处理后抗拉强度和屈
31、服强度有了明显提高，分别提高了16.8%、19.1%，但其延伸率下降了18.4%，其力学性能在热处理前后有所变化，主要是试样在经一定热处理后，一部分非平衡相Mg2Si被析出，且经固溶处理后，树枝状共晶硅熔化断裂形成更为细小的趋于球状且在组织中分布更为均匀的颗粒，时效处理后析出坚硬的第二相，从而提高了试样的抗拉强度和屈服强度，但在力学性能提高的同时，试样的塑性也有所下降。4 结 论(1) A356铝合金的组织以共晶硅和初生(A1)基体为主，还有一部分在熔炼和铸造过程中产生的缺陷，包括缩孔、夹杂、气孔和氧化膜等，其共晶硅在组织中多为枝状，形状比较粗大，分布较为松散，表面硬度、抗拉强度和屈服强度较低
32、，但塑性较好，因为还存在成分偏析，其组织还有一些颜色深浅不一的带状分界。(2) A356 合金固溶处理中，铸态合金锭因为再次加热，第二相融入过饱和固溶体，晶粒吸收能量继续生长，使得晶粒变粗，在能量吸收饱和后，晶粒又会破裂形成更小的晶粒，在固溶温度一定时，随着保温时间的延长，表面硬度存在先上升，后下降的趋势。时效处理中，坚硬的第二相逐渐从过饱和固溶体中析出，分布在各组织晶粒中，与基体表现为共格关系，导致晶格出现一定的畸变，增加了位错移动的难度，产生硬化的效果，但是如果时效时间过长，就会导致试样内部的内应力被大量释放，时间过长还会影响第二相与基体的共格关系，导致过时效。两者共同作用，使得硬度反而下
33、降。(3) 最佳热处理工艺为固溶处理（560+6h）+人工时效（160+4h）。致 谢首先，感谢在远方的父母，你们辛苦二十余载，把我养育成人，生活上无微不至的关怀和精神上的鼓励是我努力的源泉。本文自始自终是在导师黄彩敏的指导下完成的。本文从选题、试验设计及试验过程指导直到最后论文的定稿都得到了黄老师指点和帮助。无论是在知识的授予还是在试验的指导上，黄老师都倾注了大量的精力，给了我很大的支持，对此我在这里表示最真诚的感谢。这次试验及后期数据处理，蔡怡娴、罗泽昌及很多一起做实验的同学的帮助，在此对他们表示由衷感谢。衷心的感谢四年大学中所有关心和帮助过我的老师和朋友们，感谢在百忙中抽出宝贵时间评审本
34、论文的各位专家、老师们！参考文献1 张雷. 铝合金半固态流变铸锻成形技术基础研究D. 武汉: 华中科技大学, 2012.2 J O Aweda, M B Adeyemi. Determination of temperature distribution in squeeze cast aluminum using the semi-empirical equations methodJ, Journal of Materials Processing Technology 209 (2009) : 5751-5759.3 C H Fan, Z H Chen, W Q He, et al. E
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