一、包晶合金定向凝固平界面前沿的形核分析（论文文献综述）
申耀祖[1]（2021）在《Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究》文中进行了进一步梳理Fe-Mn-C-Al系高锰钢兼具高抗拉强度、高延伸率和高能量吸收能力,是理想的汽车用抗冲击结构材料和吸能材料。高锰钢还具有优越的低温力学性能、高温抗氧化性能、抗腐蚀性能等,在低温应用、航空航天和化学工业等领域中受到青睐。但凝固成形调控不易、拉矫和轻压下困难等问题严重限制了其工业生产和推广。基于此,本文主要针对Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性和铸态高温力学性能方面进行了系统研究,以期为该钢种的进一步研究和工业化生产提供指导。主要工作和结果如下:（1）高温凝固模式研究分别通过差示扫描量热法（DSC）和等温凝固淬火法研究了不同成分高锰钢在高温状态下的相变顺序和组织特征。结果表明,通过DSC实验和等温凝固淬火实验得到了相同的凝固模式,加热/冷却速率的变化会影响DSC曲线中峰的位置和形状,但不会影响凝固模式。通过实验结果对不同预测方法进行验证后发现,Thermo-Calc热力学计算中的平衡模型模块能够用来预测高锰高铝钢的凝固相变顺序,由此计算得到Fe-C-20Mn-5Al成分高锰钢亚包晶反应区域的C含量为0.062～0.527 wt.%。（2）凝固过程组织特征研究通过定向凝固实验研究了不同C含量高锰钢凝固组织演变行为。研究发现,由于在固液界面前沿存在较大成分过冷现象,在所有抽拉速度下高锰钢中凝固组织都以枝晶形式生长。当C含量为0.06、0.24和0.68 wt.%时,高锰钢一次枝晶间距与抽拉速度之间的关系分别为λ0.06=11.75·V-0.30、λ0.24=10.38·V-0.32和λ0.68=10.56·V-0.31,通过增加冷却速度能够显着细化高锰钢微观组织。通过实验结果验证发现,可以使用Kurz-Fisher模型预测Fe-0.68C-18.02Mn-1.35Al成分高锰钢的一次枝晶间距。在相同的凝固条件下,C含量通过影响高锰钢凝固区间宽度和高温凝固模式来影响一次枝晶间距。（3）凝固过程溶质元素分布研究以Fe-Mn-C-Al系高锰钢定向凝固试样为研究对象,通过EPMA进行点阵法分析研究了高锰钢中溶质元素分布特征,比较了不同C含量高锰钢在不同拉速下的微观偏析情况。结果表明,凝固过程中C元素和Mn元素在液相中聚集,而Al元素则在固相中具有更高含量。在定向凝固试样中能够观察到固相中存在溶质元素扩散现象,这将导致凝固过程中溶质元素在固相中的均质化。增加抽拉速度会加剧微观偏析,这是因为相比于对局部凝固时间的影响,抽拉速度变化对二次枝晶间距影响更大。当C含量从0.06 wt.%增加到0.68 wt.%时,凝固模式发生改变,C元素和Al元素微观偏析先减小后升高。C含量增加会吸引Mn元素,从而导致更严重的Mn元素微观偏析。（4）凝固过程相场模拟研究通过多元多相场模型系统研究了Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固过程中的组织演变和溶质元素分布情况。结果表明溶质分布与凝固组织之间具有交互作用,微观组织演变改变溶质分布情况,溶质分布会影响相变的局部驱动力,导致不同的局部界面生长速度,影响微观组织生长。在包晶相变过程中,初始铁素体相凝固形成的溶质分布情况和奥氏体相形核位置会影响最终的凝固组织和微观偏析情况。与过包晶成分和全奥氏体模式高锰钢相比,冷却速度和过冷度对亚包晶成分高锰钢凝固组织影响更大,冷却速度和过冷度通过影响相变来影响包晶成分高锰钢的微观偏析情况。通过点阵法进行多组分合金偏析计算时,排序方法采用WIR排序法所得结果最准确,F-G排序法操作过程简便,且拟合所得曲线与分布点间的相关性最好,进行简要分析时可采用。（5）高温力学特性和变形行为研究通过高温拉伸和等温热压缩实验研究了三种不同C含量铸态高锰钢的高温拉伸性能和变形行为。研究发现,高温拉伸试验中不同成分高锰钢的真实应力-真实应变曲线具有相似趋势,峰值应力随拉伸温度降低和C含量增加而增加。C含量通过影响奥氏体与铁素体之间的相变来影响热延展性。C含量为0.028 wt.%时,高锰钢延展性较好,在所研究温度范围内断面收缩率（RA）均大于40%。当C含量为0.028 wt.%和0.28 wt.%时,RA随拉伸温度增加先升高后降低,而当C含量增至0.64 wt.%时,延展性随温度升高而提高。对于高温压缩实验,流动应力随C含量增加而增加,这是因为随着C含量增加,可用于短程有序的Mn-C偶极子数量增加。通过拟合关系确定热变形相关物性参数、激活能以及描述热变形条件的Z因子表达式,使用Z因子预测峰值应力,预测结果与实验结果基本吻合。
李亚强[2]（2021）在《亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究》文中提出高压锅炉管钢具有良好的抗氧化性、耐热性和耐腐蚀性能,主要用来制造高压和超高压锅炉的过热器管、再热器管、导气管等。但是,在生产过程中,成分处于亚包晶范围的高压锅炉管钢容易出现表面缺陷问题,严重影响产品质量和生产效率。为了高效生产高品质亚包晶高压锅炉管钢,本文围绕亚包晶高压锅炉管钢凝固特性及固态相变开展研究,主要研究内容和结果如下:（1）通过定向凝固实验方法研究了亚包晶高压锅炉管钢（15CrMoG）定向凝固组织特征。在凝固速率15、50和80 μm/s下,δ-枝晶是断续的,被包晶γ相包围,且δ-枝晶在凝固过程中优先沿晶面（110）方向生长。随着凝固速率的增加,一次和二次平均枝晶间距均呈现减小趋势。基于定向凝固组织演变规律,对包晶转变体积收缩进行了分析,并结合连铸生产讨论了冷却速率对表面裂纹的影响机理。结果表明,降低初始凝固冷却速率,可以使δ→γ块状转变远离LIT～ZDT脆性区,从而降低连铸生产时表面裂纹形成的几率。此项研究可为亚包晶钢连铸采用结晶器缓冷措施控制表面裂纹提供了新的理论支撑。（2）通过定向凝固实验研究了钢的凝固裂纹特征,在高压锅炉管钢（12Cr1MoVG、15CrMoG以及20CrMoG）定向凝固试样中均发现枝晶间裂纹,并且枝晶界有硫化物析出,促进裂纹的形成。基于定向凝固裂纹特征分析,提出以枝晶间裂纹所占面积比来衡量钢的裂纹敏感性,对比分析了不同钢种的指标值。结果表明,亚包晶钢（12Cr1MoVG和15CrMoG）裂纹敏感性高于过包晶钢（20CrMoG）,验证了该方法的可靠性。基于凝固偏析模型,计算了 LIT～ZDT脆性区包晶相变引起的热应变,并以热应变值大小来衡量钢的裂纹敏感性,结果得出,12Cr1MoVG裂纹敏感性最强,15CrMoG次之,20CrMoG钢裂纹敏感性最弱,与基于定向凝固实验测试结果一致。在此基础上,计算分析了钢中合金元素对12Cr1MoVG和15CrMoG裂纹敏感性的影响,结果表明,硅、锰、磷以及硫含量的增加,裂纹敏感性升高;铬、钼和钒含量的增加,裂纹敏感性降低。（3）借助高温共聚焦激光扫描显微镜对亚包晶高压锅炉管钢凝固过程进行原位观察,研究冷却速率对包晶相变的影响机制,探究连铸初凝坯壳不均匀生长的原因和调控机理。结果表明,随着冷却速率的增加,包晶转变（δ→γ）界面呈现三种不同的模式:溶质扩散控制的平面形态和胞状形态,以及界面过程控制的δ→γ块状转变。凝固过程包晶转变（δ→y）模式的不同会导致体积收缩率不同,进而导致连铸结晶器内初凝坯壳不均匀生长,引发连铸坯表面缺陷。在连铸生产亚包晶钢时,尽量控制结晶器弯月面处钢液初始凝固均匀冷却,降低初凝坯壳的不均匀性。（4）借助高温共聚焦激光扫描显微镜对亚包晶高压锅炉管钢加热过程进行原位观察,研究升温过程固态相变与组织演化规律。结果表明,温度升高至Ac1温度以上,Fe3C+α→γ转变发生,转变结束α-铁素体相首先消失,基体中仍有渗碳体残余,这不同于平衡状态（渗碳体优先消失）。Fe3C+α→γ转变结束后,奥氏体发生静态再结晶现象,并且伴随着渗碳体的溶解。随着温度继续升高,δ相首先从奥氏体晶界析出,随后在奥氏体晶粒内部析出。（5）采用热膨胀仪和Gleeble-3500热模拟机对亚包晶高压锅炉管钢过冷奥氏体连续冷却转变进行研究,建立实验钢的静态和动态CCT曲线,分析奥氏体形变对连续冷却相变的影响机理。结果表明,奥氏体形变扩大了 CCT曲线中铁素体和珠光体区域,提高了铁素体相变开始温度,但抑制了贝氏体和马氏体的转变,导致CCT曲线向左移动。冷却速率为1～20℃/s未变形和冷却速率为3～30℃/s奥氏体变形连续冷却转变组织中出现上贝氏体。组织中出现上贝氏体会降低钢的机械性能,容易导致裂纹形成和扩展,在生产中应该控制冷却减少该组织的出现。（6）结合上述研究结果和实际生产分析,对钢厂生产的亚包晶高压锅炉管钢棒材表面缺陷形成原因和工艺调控进行研究。结果表明,棒材表面缺陷的根本原因是连铸初凝坯壳生长不均匀;棒材表面缺陷产生于结晶器弯月面区,在连铸凝固后续工序加剧。通过调质保护渣使结晶器弯月面处钢液初始凝固均匀冷却,以及优化钢液成分降低钢的裂纹敏感性,棒材表面缺陷得到有效控制,拉速也得以提高。在连铸凝固调控基础上,对连铸坯和热轧棒材线下冷却进行调整,棒材表面缺陷得到进一步改善。
狄翀博[3]（2021）在《Nb-Ti-Co包共晶合金定向凝固组织演化及其置氢行为研究》文中研究指明铌（Nb）系合金由于兼具良好的高温强度和突出的低温塑性,近年来发展迅速。其中Nb-Ti-Co三元合金作为一种新型的功能材料在氢分离领域、电磁领域和生物医学领域有着广泛的应用,使其成为各国学者的研究热点。目前对铌系二元合金凝固理论的研究已经比较成熟,但相对完整的多元合金凝固理论体系还尚未建立,因此,深入研究多元合金的凝固理论将是未来凝固学的主要方向之一。另外,有学者在氢分离研究中发现Nb-Ti-Co三元合金在凝固过程中发生包共晶反应,即L+α→β+γ,从反应式看它兼具共晶和包晶反应的双重特性,涉及的相变反应更加复杂,人们对其凝固特点了解很少,其凝固机制尚未明确。因此,研究包共晶合金的组织演化规律及凝固机理,对促进Nb-Ti-Co三元合金实际应用有着重要的理论和工程意义。基于此,本文将通过Bridgman法定向凝固技术,选取相图中包共晶点附近的成分对其组织演化规律及凝固机理进行研究,同时结合Nb-Ti-Co三元合金在氢分离领域的应用,对其置氢行为及耐腐蚀性能进行探究,主要结论如下:（1）优选Nb10Ti61Co29等4个成分点进行定向凝固实验,阐明Nb-Ti-Co三元包共晶合金凝固组织演化规律,并结合CALPHAD方法,明确其凝固路径:（a）L→BCC-（Nb,Ti）;（b）二元共晶反应L→BCC-（Nb,Ti）+Ti Co;（c）三元包共晶反应L+Ti Co→BCC-（Nb,Ti）+Ti2Co和（d）二元共晶反应L→BCC-（Nb,Ti）+Ti2Co。（2）Nb-Ti-Co铸态和定向凝固合金置氢量随着氢流量和保温时间的增加而增大,但合金置氢量有上限值;在保温时间和氢流量一定时,置氢量会随着温度的升高而增大。并且定向凝固合金置氢量总是大于铸态合金;合金置氢量和显微硬度随着合金中Nb含量的升高而增加,随着生长速率提高而降低。（3）通过电化学实验测量Nb30Ti35Co35等8种Nb-Ti-Co合金的耐腐蚀性能,阐明了其随合金成分和组织（或相结构）之间的变化规律;提出了Nb-Ti-Co合金的耐腐蚀机理,首次揭示了高Nb含量合金耐腐蚀性能相对较弱的根本原因,构建了合金成分-显微组织-耐腐蚀性能之间的本征关系。
张安桥[4]（2021）在《定向凝固Cu-68at.%Sn包晶合金组织演化及力学性能研究》文中研究指明包晶合金是一种重要的结构材料和功能材料。目前对于包晶合金体系的研究大多是针对包晶相为高固溶度的固溶体相,对于包晶相无固溶度或者低固溶度的包晶合金体系相生长特性的研究目前还比较匮乏,然而一些先进的功能材料中包晶相的固溶度范围都非常低。因此,研究包晶相无固溶度或者低固溶度的包晶合金体系对于丰富包晶合金凝固理论,制备具有包晶反应特征的先进功能材料有着重要的理论和实用价值。本文以Cu-68at.%Sn过包晶合金为研究对象,该合金中初生相Cu3Sn和包晶相Cu6Sn5均为低固溶度的金属间化合物相。通过定向凝固实验研究了不同生长速度下合金的组织演化以及相选择规律,分析了Cu3Sn相和Cu6Sn5相的生长特性及力学性能。中速生长时（5μm/s、10μm/s、20μm/s）,包晶相Cu6Sn5成为动力学稳定相,并首先从液相析出。Cu3Sn相和Cu6Sn5相竞争生长服从最高界面温度假设,根据界面响应函数计算得到的包晶相取代初生相的速度区间为2.1μm/s-33.4μm/s,随着生长速度的增加,相选择遵循以下规律:初生相Cu3Sn胞状生长→包晶相Cu6Sn5枝晶状生长→初生相Cu3Sn胞状生长。有别于固溶体相中所发生相取代时的生长行为,Cu6Sn5相成为动力学稳定相后并非自起始生长界面开始生长,而需要Cu3Sn相先生长一段距离。此距离随着生长速度的增加而增加。低固溶度的金属间化合物相Cu3Sn和Cu6Sn5发生相取代需要满足两个条件:首先包晶相生长的界面温度高于初生相生长的界面温度,其次固液界面前沿的液相溶质浓度超过包晶极限CLP。包晶Cu6Sn5相取代初生相后呈现出枝晶形貌,用熔融熵ΔSαL随温度的变化率解释了此现象。腐蚀后发现Cu6Sn5相有三种亚结构:扇贝状结构、棱柱状结构、纤维状结构,扇贝状结构是Cu6Sn5相直接从液相析出时形成的,棱柱状结构是扇贝状结构演化来的,纤维状结构通过共晶反应生成。分析载荷-位移曲线发现Cu3Sn相和Cu6Sn5相在纳米压痕实验过程中存在不同程度的蠕变行为,当应变速率为0.1 s-1时Cu6Sn5相的载荷-位移曲线上出现位移突进现象。利用连续刚度法技术（CSM）测量得到Cu3Sn相的硬度为5.66-6.69GPa,杨氏模量为117.11?3.52 GPa;Cu6Sn5相的硬度为6.14-6.79 GPa,杨氏模量为105.64?3.5 GPa。Cu3Sn相和Cu6Sn5相的硬度随生长速度的增加而增加,杨氏模量与生长速度无关,相同生长速度下Cu3Sn相的硬度高于Cu6Sn5相但是模量低于Cu6Sn5相。
岳锦绵[5]（2021）在《定向凝固Sn-9at.%Co包晶合金组织演化及微观力学性能研究》文中研究说明Sn-Co包晶合金是一种理想的无铅焊料,其在凝固过程中会发生包晶反应（L+CoSn→CoSn2）。其生成CoSn和CoSn2金属间化合物相的生长行为具有很高的研究价值。前人对Co-Sn合金系统进行了热力学评估和第一性原理计算并总结了Co-Sn二元合金相图,然而针对Sn-Co包晶合金的研究却十分稀少。由于目前几乎没有对Sn-Co包晶合金凝固规律的系统性研究和报道,Sn-Co包晶合金的应用和发展受到了严重阻碍。而本文采用定向凝固方法研究了在Sn-9at.%Co包晶合金凝固过程中生成金属间化合物相的生长行为及力学性能,主要研究内容如下:（1）本文中的所有定向凝固试样中均观察到了凝固过程中领先相的转变。通过应用界面响应函数,计算出Sn-9at.%Co包晶合金凝固过程中领先相由初生相转变为包晶相的生长速率范围为0.501μm/s至398μm/s。而且,CoSn和CoSn2金属间化合物相发生相转变并非开始于初始生长界面,而且发现出现相转变所需生长距离会随生长速率的增加而增加;（2）采用深腐蚀进一步观察定向凝固试样中CoSn和CoSn2金属间化合物相的三维形貌,发现两相虽同为几乎无固溶度的金属间化合物相其生长方式却存在较大区别。计算溶解熵(ΔSSL)后发现CoSn2相的溶解熵更低,其更倾向于非小平面生长。随后在深腐蚀后的Sn-9at.%Co包晶合金定向凝固样品中发现了亚稳CoSn4相的存在,结合定向凝固样品中CoSn4相的三维形貌,发现其生长需要较高的冷却速率和熔体中Sn浓度。CoSn4相主要以螺旋方式长大,通常呈现出层叠的板片状形貌或微型柱状形貌。另外,CoSn2相和CoSn4相之间存在特定位向关系;（3）采用纳米压痕仪的连续刚度测量（CSM）技术测量了两相的硬度和杨氏模量。发现两相杨氏模量近乎恒定,而硬度随生长速率的增加而增加,CoSn2相的硬度低于CoSn相的硬度。
于向洋[6]（2021）在《CuSn20亚包晶合金半固态组织及性能研究》文中研究表明高锡含量的铜锡合金因具有强度高、摩擦系数低以及耐磨耐蚀性好等优点,而广泛应用在交通、航天、航海等高速重载领域。然而由于常规铸造下包晶相的含量少以及晶间硬脆δ相的存在使其变形能力差、塑性较低,极大的限制其应用。因此,为了提高该系列合金的力学性能,本文以Cu Sn20合金为研究对象,采用熔体约束流动诱导形核装置制备半固态浆料,研究制浆工艺参数（熔体处理温度、冷却通道角度和循环水流速度）对半固态浆料显微组织的影响,获得最优制浆工艺参数,然后采用底注式挤压机进行流变挤压成形,研究挤压参数（成形比压、充型速率）对铸件显微组织和力学性能的影响,最后探讨短时固溶处理对铸件组织和性能的影响。本文的研究结论如下:半固态浆料制备过程中随着熔体处理温度升高,半固态浆料的显微组织由蠕虫状转变为蔷薇状或近球状,初生α相平均晶粒尺寸减小,但当温度过高时,半固态浆料显微组织中存在大量枝晶,初生α相平均晶粒尺寸增加,形状因子随着处理温度升高逐渐减小。随着冷却通道角度增加,半固态浆料的显微组织由蠕虫状转变为近球状或者等轴状,初生α相平均晶粒尺寸呈先减小后增加的变化趋势,形状因子呈先增加后减小的变化趋势。随着循环水流速度的增加,初生α相平均晶粒尺寸逐渐减小,形状因子逐渐增加。半固态浆料的最佳制备工艺参数为:熔体处理温度960℃、冷却通道角度45°、循环水流速度540 L/h,初生α相形状因子0.746,平均晶粒尺寸36μm,包晶相含量最多,占总体积的34.47%。初生α相中心Sn元素质量分数由8.07%提高到12.5%,晶间组织中Sn元素质量分数由26.94%降低到了24.41%,固溶强化效果显着。工艺参数对半固态浆料显微组织的影响顺序:熔体处理温度>冷却通道角度>循环水流速度。通道内壁对半固态浆料的瞬时强烈激冷效果,抑制溶质Sn元素扩散,导致包晶β-Cu5Sn相发生无扩散的类马氏体转变生成亚稳包晶β’-Cu5.6Sn相。类马氏体转变使其晶格结构发生改变,由体心立方结构变为简单四方结构,在点阵变形区发生明显浮凸或倾动,导致大量针状和板条状组织生成,板条状组织较为粗大且数量较少;针状组织相互交错,自由生长且数量较多,通过TEM进一步证实板条状和针状组织为β’相。半固态流变挤压铸造时,当充型速率一定,随着成形比压增加,缺陷数量逐渐减少,铸件致密性逐渐增加,而初生α相平均晶粒尺寸和延伸率呈先减小后增加的变化趋势,形状因子、布氏硬度和抗拉强度呈先增加后减小的变化趋势。当成形比压一定,随着充型速率增加,初生α相平均晶粒尺寸呈先减小后增加的变化趋势,铸件致密性、抗拉强度和延伸率呈先增加后减小的变化趋势。当成形比压130 MPa、充型速率21 mm/s时,铸件显微组织中无明显的缩松缩孔等缺陷,初生α相分布均匀,晶粒尺寸27μm,形状因子0.765,晶粒细小,形状完整,综合性能最好,抗拉强度、延伸率和布氏硬度值分别为421 MPa、2.8%和150.1HBW,较液态挤压铸造分别提高了28.9%、833%和35.5%,断裂方式由脆性断裂转变为混合型断裂。挤压参数对铸件组织和性能的影响顺序:成形比压>充型速率。铸件在750℃下进行短时固溶处理时,当固溶时间为10 min,初生α相发生长大,平均晶粒尺寸为54μm,但晶粒变得尖锐,晶粒间发生相互吞并导致晶粒的尺寸差异较大;当固溶时间为20 min,初生相继续长大,平均晶粒尺寸达到79μm,但其分布变得均匀,不发生明显的团聚以及粗化;当固溶时间为30 min,初生相晶粒发生团聚,且个别晶粒发生明显粗化现象导致其晶粒变得尤为粗大,晶粒间的尺寸差异更大,组织的均匀性降低。当固溶时间为20 min时,组织最为均匀,缩松缩孔等缺陷完全消失,抗拉强度和延伸率分别为657 MPa和11.4%,较固溶处理前分别提高了56.1%和307.1%,断裂方式由混合型断裂转变为韧性断裂。
郑辉庭[7]（2020）在《CoCrFeNi系高熵合金定向凝固组织演变及力学性能》文中认为高熵合金是含有四种或四种以上元素以等摩尔比或近等摩尔比组成的一种新型合金,凝固时形成简单的FCC或BCC固溶体相而不是复杂的金属间化合物相。这种独特的固溶体结构,使得高熵合金具有高强度、高塑性、高耐腐蚀性等优点,是一种极具发展潜力的新型金属材料。铸造合金的性能取决于合金的成分C0、凝固速度V、温度梯度G。在传统的铸造方法中,由于这三个因素不能独立控制,因此对于高熵合金凝固过程的研究一直较为缺乏。定向凝固技术是一种可以分别独立控制合金凝固速度V和温度梯度G的凝固技术,适用于新型金属材料凝固机理的研究。本文采用定向凝固技术系统地研究CoCrFeNi系高熵合金在不同定向凝固条件下的相组成和微观组织演变与力学性能的关系。通过设计加入与Co、Cr、Fe、Ni混合焓较为接近的Mn元素和Cu元素,以及混合焓较负的Al元素和Ti元素,研究添加原子尺寸差异较小且混合焓较为接近的Mn元素和Cu元素,原子尺寸差异较大且混合焓较负的Al元素和Ti元素对CoCrFeNi高熵合金基体的组织演变及力学性能的影响规律。全文通过系统的分析和讨论,得出如下研究结论:在CoCrFeNi高熵合金的定向凝固过程中,随着抽拉速度由5μm/s增加到50μm/s,固液界面形貌呈现出胞状晶→胞状树枝晶→树枝晶的转变。通过理论计算得出CoCrFeNi高熵合金胞晶→枝晶临界转变速度为26.1μm/s。随着抽拉速度的提高,CoCrFeNi高熵合金的屈服强度由233MPa提高到383MPa,断裂强度由431MPa提高到596MPa,与此同时,所有试样的延伸率均超过34.3%。等摩尔比的Mn元素添加到CoCrFeNi高熵合金中进行定向凝固后,发现加入原子尺寸及混合焓与基体较为接近的Mn元素,CoCrFeNi Mn高熵合金的相组成是富CoCrFeNi的FCC1型固溶体和富Mn Ni的FCC2型固溶体。抽拉速度由5μm/s增加到100μm/s时,富CoCrFeNi的FCC1固溶体的择优生长方向由（001）转变为（101）,富Mn Ni的FCC2型固溶体的择优生长方向是由（010）转变为（110）。富Mn Ni的FCC2型固溶体不能作为增强相显着提升高熵合金的力学性能,拉伸过程中裂纹萌生在富Mn Ni的FCC2型固溶体和富CoCrFeNi的FCC1型固溶体的界面,最终导致试样的断裂。加入等摩尔比Cu元素后,由于原子尺寸和混合焓与基体中各组元较为接近,CoCrFeNi Cu高熵合金的相组成为富CoCrFeNi的FCC1型固溶体和富Cu-Ni的FCC2型固溶体。加入Cu元素形成的FCC2型固溶体不能作为增强相显着增加合金的强度,但是可以提升合金的塑性。拉伸变形过程中富Cu Ni的FCC2固溶体在断裂过程中形成韧窝,富CoCrFeNi的FCC1固溶体则形成撕裂棱和解理台阶。8at.%Al原子加入CoCrFeNi高熵合金后,由于Al原子与Ni原子的混合焓较负,（CoCrFeNi）92Al8高熵合金的组织由单相的FCC固溶体转变为FCC+BCC双相固溶体结构。8at.%Al原子的加入可以显着提升CoCrFeNi高熵合金基体的强度,这是由于混合焓最负的Al-Ni原子对均匀分布在晶界上形成BCC固溶体相。由于Ti原子与基体中各元素的混合焓较负,Ti原子的加入使得大量尺寸较大的Co3Ti和Ni3Ti等金属间化合物生成。这些尺寸较大的金属间化合物在变形过程中不能起到强化基体的作用,反而容易形成裂纹。加入等摩尔的Al元素和Ni元素形成名义成分Al CoCrFeNi2.1的高熵合金,定向凝固后的组织为富Co Cr Fe的FCC型固溶体和富Ni Al的BCC型固溶体。Al CoCrFeNi2.1高熵合金的平衡凝固路径为L→L+FCC→L+FCC+BCC→FCC+BCC,在抽拉速度为5μm/s的近平衡凝固状态下,富Co Cr Fe的FCC型固溶体相具有明显的生长优势而成为领先相。在抽拉速度为100μm/s快速凝固条件下,获得的组织为几乎全片层状的共晶组织。阐述了Al CoCrFeNi2.1高熵合金在近平衡凝固条件下和非平衡凝固条件下所获得组织的差异。当抽拉速度在较低的5μm/s时,Al CoCrFeNi2.1高熵合金的断裂强度为696MPa,延伸率为33.3%。当抽拉速度增加到100μm/s时,断裂强度提高到1012 MPa,延伸率为14.5%。
杜玉俊[8]（2015）在《TiAl合金定向片层组织电磁约束制备及力学性能》文中研究指明TiAl基金属间化合物所具有的密度低、比强度和比弹性模量高、抗氧化性及高温抗蠕变强等优点,使其成为航空、航天、汽车等发动机耐热结构件的理想替代材料,但室温塑性低和热变形能力差等不足制约着其进一步应用。在TiAl合金的各种组织中,由籽晶法定向凝固技术制备的平行于生长方向的定向全片层组织,可以实现抗拉强度和延伸率之间较好的平衡,具有较好的应用前景。但是,TiAl合金熔体的活性很高,几乎能够与所有的陶瓷坩埚发生反应,使得利用Bridgman定向凝固技术很难生产出无污染、高性能的TiAl合金试样。而目前广泛采用的光悬浮区熔定向凝固设备,尽管能彻底避免坩埚材料对合金熔体的污染,但很难制备出较大尺寸的TiAl合金试样。到目前为止,还没有出现一种技术能够实现大尺寸、高性能TiAl合金定向全片层组织的无污染制备。本文的目的是将本课题组特有的“电磁约束定向凝固技术”和“TiAl合金籽晶法”结合起来,形成“Ti Al合金籽晶法电磁约束定向凝固技术”,通过调节工艺参数和凝固条件,制备出无污染、大尺寸、片层组织平行于生长方向的TiAl合金试样,并对其力学性能进行研究和讨论。以此为基础,系统讨论传统籽晶法和准籽晶法的引晶原理,建模并分析两种引晶过程中的溶质再分配及其对定向全片层组织制备的影响。得出的结论如下:利用电磁约束定向凝固技术制备TiAl合金试样,在将试样加热熔化并约束成形的同时,还需要确保凝固组织能够定向、稳定、连续的生长。在分析总结合金材料和试样直径、成形感应器形状、屏蔽罩插入深度、熔区形状和稳定性以及固/液界面形状等多种影响因素的基础下,通过合理控制工艺参数和凝固条件,成功得到直径分别为12.5和1620 mm、片层组织生长良好的TiAl合金试样。根据传统籽晶法,采用Ti-43Al-3Si合金,经冷坩埚熔炼并浇铸,得到片层取向一致且平行于铸锭轴向、同时具有较好热稳定性的传统籽晶锭。在该籽晶的引晶作用下,当生长速率较低时,在不同直径试样中成功制备出平行于生长方向的Ti-47Al合金定向全片层组织。该组织的室温拉伸强度、延伸率和断裂韧性分别达到693 MPa、10.0%和34.7 MPa·m1/2,优于国内外报道的最高水平,充分说明利用电磁约束定向凝固技术可以制备出无污染、大尺寸、高性能的Ti Al合金定向凝固试样。然而,随着速率的增加,引晶过程中往往容易出现杂晶的形核和生长,从而导致引晶失败,最终只能得到倾斜或垂直于生长方向的定向全片层组织,严重影响了材料的力学性能。首次提出准籽晶法引晶机理,并将其成功的用于制备TiAl合金定向全片层组织。通过合理控制浇注温度和凝固条件,可使初生相为β的Ti-48Al-2Nb-2Cr和Ti-48Al-6Nb-1Cr合金以包晶α相凝固并形成穿晶组织,从而制备出片层取向一致且平行于铸锭轴向的准籽晶锭。当加热速率足够快时,由于γ相的形核和生长受到很大程度的限制,使得这些片层组织具有较好的热稳定性。根据该特性,采用Ti-48Al-2Nb-2Cr和Ti-48Al-6Nb-1Cr合金准籽晶,利用快速加热的方法,最终在一定的抽拉速率下分别制备出与准籽晶合金成分相同、片层取向平行于生长方向的TiAl合金定向全片层组织。充分说明通过准籽晶法定向凝固技术,即使在准籽晶材料并不满足传统籽晶制备要求的情况下,也可以成功制备出理想的TiAl合金定向全片层组织。然而,随着速率的增加,准籽晶法定向凝固过程中同样容易出现杂晶的形核和生长,从而导致引晶失败。通过数学建模,分别分析和探讨了准籽晶法和传统籽晶法定向凝固过程中的溶质再分配,研究了两种籽晶法定向凝固过程中的溶质浓度分布及其变化情况,讨论了在包晶α凝固界面前沿对于初生β相的成分过冷及其变化,从而在一定程度上分别对两种籽晶法定向凝固过程中杂晶的形核和生长机理进行了预测。另外,通过综合分析传统籽晶法定向凝固过程中成分过冷和Si元素对界面稳定性的影响,探讨了在初始引晶阶段固/液界面发生平-枝-胞转变的机理。片层取向对TiAl合金定向全片层组织的力学性能有着重要的影响。当片层取向平行于加载方向时,由于裂纹在扩展过程中受到α2/γ片层边界和α2层片的阻碍作用,试样中出现较多的裂纹扩展机制以及增韧机制,如裂纹尖端钝化、微裂纹形核和二次裂纹以及裂纹桥接等,很大程度上提升了材料的力学性能。然而,当片层组织倾斜或者垂直于加载方向时,试样断裂过程中裂纹扩展机制较小,导致其力学性能较差。
王灵水,沈军,商昭,王雷,傅恒志[9]（2013）在《对流条件下定向凝固包晶合金的相和微观组织选择》文中研究表明利用边界层模型和Bower-Brody-Flemings模型,分析了对流条件下合金生长界面形态、合金分别以平界面和胞界面生长时界面前沿的溶质分布.在此基础上,运用充分形核和成分过冷准则以及最高界面温度判据,分析了对流条件下包晶合金定向凝固过程中初生相和包晶相生长界面前沿发生第二相形核转变的条件,建立了对流条件下定向凝固包晶合金的相和微观组织选择模型.此模型不仅涵盖Hunziker模型和Karma模型,还能预测Hunziker模型和Karma模型所不能反映的对流条件下的混合带状组织和胞状初生相与平界面包晶相的协同生长组织,能够更为合理地解释对流条件下包晶合金的复杂定向凝固组织.将Sn-1.6%Cd（质量分数）包晶合金的理论计算结果和实验结果进行了对比,两者吻合较好.
刘冬梅[10]（2012）在《Al-Ni包晶合金定向凝固组织演化及小平面包晶相生长机制》文中指出本文以Al-Ni包晶合金（L+Al3Ni2Al3Ni：Al3Ni相为符合化学计量比的无任何固溶度的有序金属间化合物）为主要研究对象，通过差示扫描量热法（DSC）及Bridgman法定向凝固实验，研究了Al3Ni相从液相直接析出时的生长特性，包晶Al3Ni相的形核机制，定向凝固过程中Al-Ni包晶合金的组织演化规律及包晶Al3Ni相的生长机制。采用Al3Ni相为初生相的Al-6at%Ni过共晶合金，通过Bridgman法定向凝固实验，研究了Al3Ni相从液相直接析出时的凝固特性，发现在较低凝固速度（V=5m/s，G=30K/mm）下，Al3Ni初生相具有尖锐的棱角，呈现典型的小平面相生长特征，且形貌复杂。采用Al3Ni为包晶相的Al-Ni包晶合金，综合DSC实验及组织观察，研究了Al3Ni相作为包晶相时的形核与生长机制。发现当外推冷却速度为零时，相比于固溶体型包晶相，无任何固溶度的包晶Al3Ni相具有较大的形核过冷度。组织观察表明，连续凝固过程中，包晶Al3Ni相以初生Al3Ni2相为衬底形核并生长，Al3Ni包晶相具有尖锐的棱角，并且包晶相层由多个晶粒组成。就理论而言，定向凝固过程中，晶体生长起始于平面状的初始固/液界面，但是定向凝固实验过程中，初始固/液界面的准备由试样在定向凝固炉中熔化及后续的热稳定化处理（保温）组成。Al-18at%Ni（凝固区间为320℃）、Cu-13at%Sn（凝固区间为110℃）包晶合金在定向凝固初始固/液界面的准备过程中，位于完全液相区及未熔固相区之间，形成由液、固两相组成的糊状区，该糊状区与完全液相区之间的界面对应于初始固/液界面。随热稳定化处理时间的增加，糊状区内液相体积分数逐渐减少，定向凝固初始固/液界面向低温区移动。然而，即使经历了长达2h的热稳定化处理后，初始固/液界面仍不是平界面。本文建立了温度梯度作用下糊状区内的溶质扩散模型，对上述实验现象进行了合理的解释。研究了Al-18at%Ni、Cu-13at%Sn包晶合金定向凝固初始固/液界面形貌对后续凝固组织的影响。当初始固/液界面为平界面，定向凝固工艺条件（温度梯度G、抽拉速度V）满足固相平面状生长时，后续定向凝固过程中生长界面为平界面；当初始固/液界面为非平界面时，即使定向凝固工艺条件满足固相平面状生长，后续定向凝固过程中生长界面仍为非平界面。在定向凝固工艺条件不满足固相平面状生长条件时，初始固/液界面为平界面与否对后续定向凝固过程中生长界面形貌以及定向凝固组织演化的影响将不明显，不会改变定向凝固包晶合金中各相的凝固顺序及生长机制。依据相图推测，近平衡凝固时，Al-Ni包晶合金的凝固顺序应为初生Al3Ni2相领先于包晶Al3Ni相自液相析出。然而，Al-18at%Ni合金定向凝固过程中，发现凝固速度为1m/s、8m/s时，初生Al3Ni2相分别呈胞状和枝晶生长，随凝固距离的增加，固/液界面处的领先相由初生Al3Ni2相转变为包晶Al3Ni相。根据溶质守恒和菲克扩散定律，建立了无任何固溶度的金属间化合物以平界面定向生长时的溶质再分配模型，发现当合金初始成分小于金属间化合物成分时，随凝固距离的增加，固/液界面处液相中溶质浓度线性递减，并利用这一模型揭示了上述现象发生的机理。在Al-25at%Ni包晶合金定向凝固过程中，当凝固速度处于5m/s500m/s范围内，初生Al3Ni2相将以枝晶形貌领先于包晶Al3Ni相从液相析出，温度降至包晶反应温度以下时，Al3Ni相以Al3Ni2相为基底形核并长大。当凝固速度为5、10、20m/s时，包晶反应界面前后初生Al3Ni2相体积分数明显减少。当凝固速度高于20m/s时，包晶反应界面前后初生相Al3Ni2体积分数不大，包晶Al3Ni相的生长机制为自液相直接凝固。定量测量了Al-25at%Ni合金在凝固速度为20m/s条件下定向凝固时试样对应不同温度的横截面上各相体积分数。上述实验现象与利用经典包晶凝固理论模型计算的Al-Ni包晶合金中包晶反应以及包晶转变对初生Al3Ni2相的消耗量有很大差异。对定向凝固Al-Ni包晶合金组织演化的研究发现，在定向凝固过程中，初生Al3Ni2相二次枝晶臂上端形成大量的包晶Al3Ni相，而初生Al3Ni2相二次枝晶臂下端处并未发现包晶Al3Ni相。分析表明，在定向凝固包晶合金枝晶生长过程中，温度梯度的存在会导致温度梯度区域熔化效应（TGZM：Temperature Gradient Zone Melting），并且当外界强制冷却不足以抑制TGZM效应引起的重熔现象时，TGZM效应将导致初生Al3Ni2相与包晶Al3Ni相的重熔和凝固，这促使一种特殊的分离式包晶反应机制的发生，进而导致定向凝固过程中大量初生Al3Ni2相发生溶解。
二、包晶合金定向凝固平界面前沿的形核分析（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、包晶合金定向凝固平界面前沿的形核分析（论文提纲范文）
（1）Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高锰钢简介 |
| 2.2 高锰钢凝固过程相转变研究现状 |
| 2.2.1 高锰钢凝固路径和固液相线温度研究 |
| 2.2.2 包晶相变过程研究 |
| 2.2.3 凝固模式预测方法 |
| 2.3 高锰钢凝固组织研究现状 |
| 2.3.1 定向凝固晶体生长理论 |
| 2.3.2 高锰钢微观组织研究 |
| 2.4 高锰钢溶质元素分布研究现状 |
| 2.4.1 合金微观偏析研究方法 |
| 2.4.2 高锰钢宏观和微观偏析研究 |
| 2.5 高锰钢凝固过程相场模拟研究现状 |
| 2.6 高锰钢高温力学性能研究现状 |
| 2.7 本课题研究内容、研究方法及创新点 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 高锰钢高温凝固模式研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 材料制备 |
| 3.1.2 研究方法 |
| 3.2 高锰钢高温凝固模式实验结果分析 |
| 3.2.1 Fe-0.028C-21.1Mn-5.72Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.2 Fe-0.28C-21.0Mn-5.80Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.3 Fe-0.64C-20.8Mn-5.10Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.4 变温速率对DSC实验结果的影响 |
| 3.3 不同凝固模式预测方法分析 |
| 3.4 Fe-C-20Mn-5Al高锰钢亚包晶反应区间 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 高锰钢凝固组织生长研究 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 材料制备 |
| 4.1.2 研究方法 |
| 4.2 高锰钢晶体生长特点 |
| 4.2.1 定向凝固组织形貌 |
| 4.2.2 拉速对凝固组织影响 |
| 4.2.3 C含量对凝固组织影响 |
| 4.3 高锰钢晶体生长机理分析 |
| 4.3.1 枝晶组织的形成 |
| 4.3.2 高锰钢一次枝晶间距预测模型 |
| 4.3.3 C含量对一次枝晶间距的影响机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高锰钢微观偏析研究 |
| 5.1 研究方法 |
| 5.2 高锰钢元素分布规律分析 |
| 5.3 高锰钢微观偏析影响因素分析 |
| 5.3.1 抽拉速度对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.3.2 C含量对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.4 高锰钢微观偏析影响机理分析 |
| 5.4.1 抽拉速度对微观偏析的影响机理 |
| 5.4.2 C含量对微观偏析影响机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 高锰钢凝固过程相场模拟研究 |
| 6.1 多元多相高锰钢相场模型的建立和验证 |
| 6.1.1 相场模型的建立 |
| 6.1.2 相场模型的验证 |
| 6.2 高锰钢凝固过程相场研究 |
| 6.2.1 高锰钢凝固过程分析 |
| 6.2.2 C含量对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.3 冷却速度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.4 过冷度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.3 多组分合金点阵法的相场研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 高锰钢铸态高温热塑性及变形行为研究 |
| 7.1 实验方案 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 高锰钢拉伸变形特性研究 |
| 7.2.1 高温强度特征 |
| 7.2.2 高温热塑性变化规律 |
| 7.2.3 拉伸断口形貌及断裂机理分析 |
| 7.3 高锰钢压缩变形特性分析 |
| 7.3.1 高温压缩曲线分析 |
| 7.3.2 高温压缩热变形本构方程构建 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高压锅炉管 |
| 2.1.1 高压锅炉管简介 |
| 2.1.2 高压锅炉管的发展 |
| 2.2 包晶凝固相变特性研究 |
| 2.2.1 包晶相变 |
| 2.2.2 包晶反应 |
| 2.2.3 包晶转变 |
| 2.2.4 块状相变 |
| 2.2.5 包晶相变热力学分析 |
| 2.3 亚包晶钢表面裂纹研究 |
| 2.3.1 亚包晶钢表面纵裂纹的形成 |
| 2.3.2 钢的裂纹敏感性研究 |
| 2.4 固态相变研究 |
| 2.4.1 奥氏体化过程研究 |
| 2.4.2 过冷奥氏体连续冷却转变研究 |
| 2.5 研究背景和内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 定向凝固组织及包晶转变体积收缩研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验设备 |
| 3.1.3 实验方法 |
| 3.1.4 定向凝固试样处理与分析 |
| 3.2 平衡凝固分析 |
| 3.3 定向凝固组织分析 |
| 3.3.1 固液形貌分析 |
| 3.3.2 凝固组织中相组成 |
| 3.3.3 枝晶间距特征分析 |
| 3.4 包晶转变体积收缩分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 凝固裂纹特征和裂纹敏感性研究 |
| 4.1 实验材料 |
| 4.2 研究方法 |
| 4.3 凝固裂纹特征 |
| 4.4 基于凝固实验裂纹敏感性分析 |
| 4.5 基于热应变计算的裂纹敏感性分析 |
| 4.5.1 模型建立 |
| 4.5.2 模型求解 |
| 4.5.3 裂纹敏感性分析 |
| 4.5.4 溶质元素对裂纹敏感性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 包晶凝固特征与机制研究 |
| 5.1 实验方案 |
| 5.1.1 实验设备 |
| 5.1.2 实验材料与方法 |
| 5.2 凝固过程δ相析出和包晶相变分析 |
| 5.2.1 近平衡凝固分析 |
| 5.2.2 非平衡凝固分析 |
| 5.3 冷却速率对包晶相变的影响 |
| 5.3.1 冷却速率对包晶反应的影响 |
| 5.3.2 冷却速率对包晶转变的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 固态相变研究 |
| 6.1 加热过程组织和相变演化规律研究 |
| 6.1.1 实验方法 |
| 6.1.2 Fe_3C +α→γ的转变 |
| 6.1.3 奥氏体再结晶过程 |
| 6.1.4 γ→δ转变 |
| 6.2 过冷奥氏体连续冷却相变研究 |
| 6.2.1 实验材料与设备 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.2.3 相变点与奥氏体晶粒分析 |
| 6.2.4 未形变奥氏体连续冷却相变分析 |
| 6.2.5 形变奥氏体连续冷却相变分析 |
| 6.2.6 奥氏体形变对CCT曲线和显微硬度的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 工业生产应用研究 |
| 7.1 生产工艺与分析方法 |
| 7.2 表面缺陷分析 |
| 7.2.1 棒材表面细小纵裂纹分析 |
| 7.2.2 棒材表面轴向裂口分析 |
| 7.3 表面缺陷成因分析 |
| 7.3.1 表面细小纵裂纹成因分析 |
| 7.3.2 表面轴向裂口成因分析 |
| 7.4 调整措施与效果 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 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 |
（3）Nb-Ti-Co包共晶合金定向凝固组织演化及其置氢行为研究（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 金属凝固理论 |
| §1.2.1 凝固理论发展概况 |
| §1.2.2 多元合金的凝固类型 |
| §1.2.3 多元合金的凝固路径 |
| §1.2.4 包共晶合金研究现状 |
| §1.3 定向凝固技术 |
| §1.3.1 定向凝固技术简介 |
| §1.3.2 定向凝固初始过渡区物理意义及形成机理 |
| §1.3.3 定向凝固稳态区的研究 |
| §1.4 置氢理论及工艺 |
| §1.4.1 热氢处理技术概况 |
| §1.4.2 置氢工艺 |
| §1.5 研究目的和主要内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| §2.1 实验原材料 |
| §2.2 成分确定及实验方法 |
| §2.2.1 实验成分确定 |
| §2.2.2 铸态Nb-Ti-Co合金熔炼 |
| §2.2.3 Nb-Ti-Co合金定向凝固实验 |
| §2.2.4 Nb-Ti-Co包共晶合金置氢处理 |
| §2.2.5 Nb-Ti-Co合金力学性能测试 |
| §2.2.6 Nb-Ti-Co合金电化学腐蚀测试 |
| §2.3 合金表征 |
| 第三章 Nb-Ti-Co包共晶合金定向凝固组织演化及凝固路径模拟计算 |
| §3.1 引言 |
| §3.2 Nb-Ti-Co铸态合金相组成及其显微结构分析 |
| §3.3 Nb-Ti-Co包共晶合金定向凝固组织演化 |
| §3.3.1 Nb-Ti-Co合金定向凝固组织相组成及相含量 |
| §3.3.2 不同生长速率Nb-Ti-Co合金初始过渡区和稳态区组织演化 |
| §3.3.3 不同生长速率Nb-Ti-Co合金淬火界面演化 |
| §3.4 Nb-Ti-Co合金凝固路径及凝固机理 |
| §3.4.1 Nb-Ti-Co合金凝固路径 |
| §3.4.2 Nb-Ti-Co合金凝固机理 |
| §3.5 本章小结 |
| 第四章 Nb-Ti-Co包共晶合金置氢行为研究 |
| §4.1 引言 |
| §4.2 Nb-Ti-Co合金置氢行为研究 |
| §4.2.1 置氢时间对Nb-Ti-Co合金置氢量的影响 |
| §4.2.2 氢流量对Nb-Ti-Co合金置氢量的影响 |
| §4.2.3 置氢温度Nb-Ti-Co合金置氢量的影响 |
| §4.3 Nb-Ti-Co合金置氢行为与力学性能的关系 |
| §4.3.1 置氢对Nb-Ti-Co合金显微硬度的影响 |
| §4.3.2 不同生长速率对Nb-Ti-Co合金显微硬度的影响 |
| §4.3.3 合金中Nb含量对Nb-Ti-Co合金显微硬度的影响 |
| §4.4 本章小结 |
| 第五章 Nb-Ti-Co合金显微组织及其耐腐蚀性能的关系 |
| §5.1 引言 |
| §5.2 Nb-Ti-Co显微组织与相结构分析 |
| §5.2.1 合金晶体结构分析 |
| §5.2.2 合金显微组织分析 |
| §5.3 Nb-Ti-Co合金耐腐蚀性能 |
| §5.3.1 腐蚀电位及腐蚀电流与Nb-Ti-Co合金耐腐蚀性能的关系 |
| §5.3.2 共晶相含量对Nb-Ti-Co合金耐腐蚀性能的影响 |
| §5.3.3 Nb-Ti-Co合金腐蚀机理 |
| §5.4 本章小结 |
| 第六章 结论和展望 |
| §6.1 结论 |
| §6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士研究生阶段主要研究成果 |
（4）定向凝固Cu-68at.%Sn包晶合金组织演化及力学性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 包晶合金凝固 |
| 1.2.1 包晶系统特点 |
| 1.2.2 包晶相的生长机制 |
| 1.2.3 包晶合金定向凝固组织 |
| 1.2.4 包晶合金相选择模型 |
| 1.3 金属间化合物相的生长特性 |
| 1.3.1 金属间化合物相界面前沿的溶质变化 |
| 1.3.2 金属间化合物相的生长形态 |
| 1.4 金属间化合物Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相的力学性能 |
| 1.4.1 纳米压痕实验硬度和杨氏模量测量原理 |
| 1.4.2 Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相力学性能的研究现状 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料选取及母合金制备 |
| 2.2 定向凝固实验 |
| 2.2.1 定向凝固实验装置 |
| 2.2.2 定向凝固实验设计 |
| 2.2.3 温度梯度的测量 |
| 2.3 试样处理与分析 |
| 2.3.1 金相显微镜 |
| 2.3.2 扫描电镜 |
| 2.3.3 XRD |
| 2.3.4 纳米压痕测试 |
| 2.3.5 腐蚀 |
| 第三章 定向凝固Cu-68at.%Sn包晶合金组织演化及相选择 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu-68at.%Sn包晶合金相组成与分析 |
| 3.3 Cu-68at.%Sn包晶合金定向凝固组织演化 |
| 3.3.1 不同生长速度下的固液界面组织 |
| 3.3.2 不同生长速度下的相取代界面组织 |
| 3.3.3 样品不同位置处的微观组织 |
| 3.4 Cu-68at.%Sn包晶合金定向凝固过程中相选择 |
| 3.4.1 IRF模型相界面温度的计算 |
| 3.4.2 IRF模型所需参数的确定 |
| 3.4.3 相选择、界面温度及生长动力学之间的关系 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 金属间化合物Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相的生长特性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相的生长行为 |
| 4.2.1 发生相取代时Cu_6Sn_5相的生长行为 |
| 4.2.2 不同生长速度下相取代距离的变化趋势 |
| 4.3 Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相的形貌分析 |
| 4.3.1 Cu_6Sn_5相枝晶组织的形成机制 |
| 4.3.2 腐蚀后Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相的生长形貌 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 金属间化合物相Cu_3Sn和 Cu_6Sn_5的力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相的纳米压痕实验 |
| 5.2.1 不同应变速率下两相的载荷-位移曲线及分析 |
| 5.2.2 生长速度对Cu_3Sn相和Cu_6Sn_5相硬度和模量的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 本工作的主要结论 |
| 6.2 对未来工作的分析和展望 |
| 参考文献 |
| 在学期间的研究成果 |
| 致谢 |
（5）定向凝固Sn-9at.%Co包晶合金组织演化及微观力学性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 定向凝固技术 |
| 1.2.1 凝固理论的发展 |
| 1.2.2 定向凝固技术的意义 |
| 1.2.3 定向凝固技术的发展 |
| 1.3 包晶合金的凝固 |
| 1.3.1 包晶合金 |
| 1.3.2 包晶相的形核生长 |
| 1.3.3 包晶合金的分类 |
| 1.3.4 包晶合金的非平衡凝固 |
| 1.3.5 包晶凝固中的相选择 |
| 1.4 金属间化合物相 |
| 1.4.1 金属间化合物的概念 |
| 1.4.2 金属间化合物相生长过程中的溶质分配 |
| 1.4.3 金属间化合物相的生长方式 |
| 1.5 Sn-Co包晶合金概述 |
| 1.5.1 Sn-Co包晶合金焊料的应用 |
| 1.5.2 Sn-Co包晶合金凝固过程中稳定相的生长 |
| 1.5.3 Sn-Co合金凝固组织中亚稳相的存在 |
| 1.6 本文研究目的及内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验方案及样品的制备 |
| 2.2 样品的处理与表征 |
| 2.3 实验所用设备简介 |
| 2.3.1 真空感应熔炼炉 |
| 2.3.2 布里奇曼型定向凝固炉 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜 |
| 2.3.4 能谱仪 |
| 2.3.5 纳米压痕仪 |
| 第三章 Sn-Co包晶合金组织演化及相选择 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Sn-Co包晶合金组织演化 |
| 3.2.1 典型纵截面整体形貌 |
| 3.2.2 淬火固液界面微观组织形貌 |
| 3.2.3 起始凝固界面微观组织形貌 |
| 3.2.4 相转变界面微观组织形貌 |
| 3.3 相选择计算—界面响应函数(IRF) |
| 3.3.1 界面响应函数(IRF) |
| 3.3.2 领先相发生转变的临界生长速率计算 |
| 3.4 相转变的特征长度—相转变长度 |
| 3.4.1 相转变长度与生长速率的关系 |
| 3.4.2 CoSn和 CoSn_2金属间化合物相的生长行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Sn-Co包晶合金生成相的形貌及生长行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 相转变前后形貌对比 |
| 4.3 CoSn相和CoSn_2相不同的生长方式 |
| 4.4 Sn-Co包晶合金深度酸腐蚀后的典型形貌 |
| 4.5 亚稳CoSn_4相形貌及其生长行为的研究 |
| 4.5.1 Sn-Co包晶合金定向凝固样品中的亚稳CoSn_4相 |
| 4.5.2 亚稳CoSn_4相的生长行为 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 CoSn和 CoSn_2金属间化合物相的微观力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CoSn相和CoSn_2相的微观力学性能表征 |
| 5.3 纳米压痕法力学性能计算 |
| 5.4 CoSn相和CoSn_2相的微观力学性能分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论与创新 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 在学期间研究成果 |
| 致谢 |
（6）CuSn20亚包晶合金半固态组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 Cu-Sn系合金的研究进展 |
| 1.2.1 Cu-Sn合金的特点及应用 |
| 1.2.2 挤压铸造工艺研究 |
| 1.2.3 热处理工艺研究 |
| 1.2.4 包晶反应机理的研究 |
| 1.2.5 研究中存在的问题 |
| 1.3 Cu-Sn合金的半固态成形 |
| 1.3.1 半固态成形技术及其特点 |
| 1.3.2 半固态成形技术在Cu-Sn合金中的应用 |
| 1.3.3 半固态成形技术提高Cu-Sn合金强韧性的可行性 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验技术路线 |
| 2.3 CuSn20 合金半固态浆料的制备 |
| 2.3.1 熔体约束流动诱导形核装置 |
| 2.3.2 半固态浆料制备工艺 |
| 2.4 CuSn20 合金半固态流变挤压铸造 |
| 2.4.1 挤压铸造设备 |
| 2.4.2 挤压铸造模具 |
| 2.4.3 挤压铸造工艺 |
| 2.4.4 固溶处理工艺 |
| 2.5 显微组织分析 |
| 2.5.1 金相制备和组织观察 |
| 2.5.2 X-ray衍射分析 |
| 2.5.3 扫描及能谱分析 |
| 2.5.4 透射分析 |
| 2.6 力学性能表征 |
| 2.6.1 布氏硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸性能测试 |
| 第三章 CuSn20 合金半固态浆料的制备 |
| 3.1 不同工艺下CuSn20 合金浆料的组织 |
| 3.2 熔体处理温度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.3 冷却通道角度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.4 循环水流速度对半固态浆料组织的影响 |
| 3.5 β'相形成机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 CuSn20 合金半固态流变挤压铸造组织与性能 |
| 4.1 液态挤压铸造CuSn20 合金的组织和性能 |
| 4.1.1 液态挤压铸造CuSn20 合金的组织 |
| 4.1.2 液态挤压铸造CuSn20 合金的布氏硬度 |
| 4.1.3 液态挤压铸造CuSn20 合金的拉伸性能 |
| 4.2 成形比压对CuSn20 合金铸件组织和性能的影响规律 |
| 4.2.1 不同成形比压下铸件的组织 |
| 4.2.2 不同成形比压下铸件的布氏硬度 |
| 4.2.3 不同成形比压下铸件的拉伸性能 |
| 4.3 充型速率对CuSn20 合金铸件组织和性能的影响规律 |
| 4.3.1 不同充型速率下铸件组织 |
| 4.3.2 不同充型速率下铸件的布氏硬度 |
| 4.3.3 不同充型速率下铸件的拉伸性能 |
| 4.4 固溶处理对CuSn20 合金铸件组织和性能的影响规律 |
| 4.4.1 固溶处理后铸件的显微组织 |
| 4.4.2 固溶处理后铸件的拉伸性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果 |
（7）CoCrFeNi系高熵合金定向凝固组织演变及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 高熵合金的特点及性能 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的四大效应 |
| 1.2.3 高熵合金的性能 |
| 1.3 高熵合金的制备方法 |
| 1.3.1 电弧炉熔炼法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 电磁感应熔炼法 |
| 1.3.4 增材制造法 |
| 1.4 定向凝固技术的研究现状 |
| 1.4.1 定向凝固技术的优势及分类 |
| 1.4.2 定向凝固技术的发展及应用现状 |
| 1.5 定向凝固制备高熵合金的研究现状 |
| 1.6 目前存在的问题及本文研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 实验设备及材料的制备 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 定向凝固母材的制备 |
| 2.2.3 定向凝固的试验过程 |
| 2.3 组织及力学性能的测试与分析 |
| 2.3.1 定向凝固试样组织的分析 |
| 2.3.2 定向凝固试样力学性能的测试 |
| 第3章 定向凝固CoCrFeNi高熵合金的组织演变及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固CoCrFeNi高熵合金的宏观组织 |
| 3.3 定向凝固CoCrFeNi高熵合金的组织演变 |
| 3.3.1 不同抽拉速度下CoCrFeNi高熵合金的组织演变规律 |
| 3.3.2 不同抽拉速度下CoCrFeNi高熵合金的力学性能及断裂形貌 |
| 3.4 定向凝固CoCrFeNi高熵合金的胞-枝转变机制及强化机理 |
| 3.4.1 定向凝固CoCrFeNi高熵合金的胞-枝转变机制 |
| 3.4.2 定向凝固CoCrFeNi高熵合金的强化机理 |
| 3.5 CoCrFeNi高熵合金的相形成机理研究 |
| 3.6 小结 |
| 第4章 Mn、Cu合金化对定向凝固CoCrFeNi高熵合金组织演变及强化机制的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 定向凝固CoCrFeNi Mn高熵合金的组织演变及力学性能 |
| 4.2.1 不同抽拉速度下CoCrFeNi Mn合金的组织演变规律 |
| 4.2.2 定向凝固CoCrFeNi Mn高熵合金的力学性能研究 |
| 4.3 定向凝固CoCrFeNi Cu高熵合金的组织演变与力学性能 |
| 4.3.1 不同抽拉速度下CoCrFeNi Cu合金的组织演变规律 |
| 4.3.2 定向凝固CoCrFeNi Cu高熵合金的强化机制及断裂机理 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 Al、Ti合金化对定向凝固CoCrFeNi高熵合金组织演变及强化机制的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 定向凝固CoCrFeNi Al高熵合金的组织演变与力学性能 |
| 5.2.1 不同抽拉速度下CoCrFeNi Al高熵合金的组织演变规律 |
| 5.2.2 定向凝固CoCrFeNi Al高熵合金的强化机制及力学性能研究 |
| 5.3 定向凝固CoCrFeNiTi_x高熵合金的组织演变 |
| 5.3.1 不同抽拉速度下CoCrFeNi Ti高熵合金的组织演变规律 |
| 5.3.2 定向凝固CoCrFeNi Ti高熵合金的力学性能及断裂机理 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 Ni、Al合金化对定向凝固CoCrFeNi高熵合金的组织演变及强化机制的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 定向凝固Al CoCrFeNi_(2.1)高熵合金的组织演变与力学性能 |
| 6.2.1 不同抽拉速度下AlCoCrFeNi_(2.1)共晶高熵合金的组织演变规律 |
| 6.2.2 定向凝固AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金的力学性能及断裂机理 |
| 6.3 小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（8）TiAl合金定向片层组织电磁约束制备及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新和贡献 |
| 物理量名称及符号 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 TiAl合金的研究现状 |
| 1.2.1 γ-TiAl的晶体结构及基本特性 |
| 1.2.2 TiAl合金的相图 |
| 1.2.3 TiAl合金的合金化 |
| 1.2.4 TiAl合金的组织与性能 |
| 1.3 TiAl基合金片层取向的控制 |
| 1.3.1 TiAl基合金的定向凝固 |
| 1.3.2 控制凝固路径法 |
| 1.3.3 籽晶法 |
| 1.4 TiAl基合金定向凝固制备技术 |
| 1.4.1 Bridgman定向凝固 |
| 1.4.2 悬浮区熔定向凝固 |
| 1.4.3 电磁冷坩埚定向凝固 |
| 1.4.4 电磁约束定向凝固 |
| 1.5 本文的选题背景和意义 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第2章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料的选择与铸锭制备 |
| 2.1.1 合金成分的选择 |
| 2.1.2 铸锭和原始试棒的制备 |
| 2.2 电磁约束定向凝固设备 |
| 2.2.1 定向凝固设备 |
| 2.2.2 电磁约束定向凝固装置 |
| 2.3 电磁约束定向凝固实验 |
| 2.3.1 实验步骤 |
| 2.3.2 磁场强度的测量 |
| 2.3.3 温度梯度的测量 |
| 2.4 热处理 |
| 2.5 组织分析与定量测量 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 室温拉伸 |
| 2.6.2 三点弯曲试验 |
| 2.6.3 断裂试样侧面和断口的观察 |
| 第3章 TiAl合金试样的电磁约束定向凝固 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电磁约束定向凝固基本原理 |
| 3.3 电磁约束定向凝固装置的设计 |
| 3.3.1 试样尺寸的确定 |
| 3.3.2 成形感应器 |
| 3.3.3 屏蔽罩 |
| 3.4 电磁约束定向凝固过程 |
| 3.4.1 成形感应器中的磁场分布及变化规律 |
| 3.4.2 屏蔽罩对磁场分布的影响 |
| 3.4.3 试样直径和熔区高度对温度梯度的影响 |
| 3.4.4 其他因素对电磁约束定向凝固的影响 |
| 3.5 不同尺寸TiAl合金的制备 |
| 3.5.1 12.5 mm试样的制备 |
| 3.5.2 16~20 mm试样的制备 |
| 3.6 小结 |
| 第4章 传统籽晶和准籽晶的制备及其片层稳定性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 传统籽晶的制备 |
| 4.2.1 传统籽晶的制备原理 |
| 4.2.2 籽晶的成分选择和制备 |
| 4.2.3 Ti-43Al-3Si籽晶热稳定性分析 |
| 4.3 准籽晶的制备 |
| 4.3.1 概念的提出及可行性分析 |
| 4.3.2 准籽晶成分选择 |
| 4.3.3 准籽晶的制备 |
| 4.4 准籽晶热稳定性分析 |
| 4.4.1 准籽晶的片层稳定性 |
| 4.4.2 热处理过程中的相和组织变化 |
| 4.4.3 热处理过程中的成分偏析和析出相 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TiAl合金定向全片层组织的制备 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 非籽晶法定向凝固 |
| 5.2.1 宏观组织 |
| 5.2.2 固/液界面形貌 |
| 5.2.3 定向凝固区组织 |
| 5.3 传统籽晶法制备Ti-47Al合金定向全片层组织 |
| 5.3.1 不同尺寸试样的引晶过程 |
| 5.3.2 引晶过程中的凝固组织 |
| 5.3.3 抽拉速率对引晶过程的影响 |
| 5.4 准籽晶法制备Ti-48Al-(Nb, Cr)合金定向全片层组织 |
| 5.4.1 4822 合金定向全片层组织的制备 |
| 5.4.2 4861 合金定向全片层组织的制备 |
| 5.4.3 准籽晶法引晶机理及应用前景 |
| 5.5 电磁约束定向凝固过程中晶体生长的影响因素 |
| 5.5.1 熔区形状及其稳定性 |
| 5.5.2 固/液界面形状 |
| 5.5.3 流场和溶质场 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 引晶过程中的溶质再分配及相选择 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 定向凝固过程中的溶质再分配 |
| 6.2.1 Bridgman定向凝固过程 |
| 6.2.2 区熔定向凝固过程 |
| 6.2.3 电磁约束定向凝固 |
| 6.3 电磁约束定向凝固过程中的溶质再分配 |
| 6.3.1 稳态时的溶质浓度分布 |
| 6.3.2 过渡区内的溶质再分配 |
| 6.4 引晶过程中的溶质再分配及其对相选择的影响 |
| 6.4.1 溶质再分配对准籽晶法定向凝固的影响 |
| 6.4.2 传统籽晶法定向凝固过程中的溶质再分配 |
| 6.4.3 溶质再分配对传统籽晶法定向凝固的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 定向全片层组织的力学性能 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Ti-47Al合金定向全片层组织的室温拉伸性能 |
| 7.2.1 不同取向定向全片层组织的室温拉伸性能 |
| 7.2.2 片层取向对裂纹扩展路径及断口形貌的影响 |
| 7.3 4822 合金定向全片层组织的室温拉伸性能 |
| 7.3.1 不同取向定向全片层组织的室温拉伸性能 |
| 7.3.2 片层取向对裂纹扩展路径及断口形貌的影响 |
| 7.4 不同取向定向全片层组织的断裂机制 |
| 7.5 Ti-47Al合金定向全片层组织的断裂韧性 |
| 7.5.1 三点弯曲试验 |
| 7.5.2 裂纹扩展路径及断口形貌 |
| 7.5.3 P-取向定向全片层组织的增韧机理 |
| 7.6 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 |
（9）对流条件下定向凝固包晶合金的相和微观组织选择（论文提纲范文）
| 1 对流条件下不同生长界面前沿的溶质分布 |
| 1.1 平界面生长 |
| 1.2 胞界面生长 |
| 2 对流条件下包晶合金的相和微观组织选择 |
| 2.1 初生相α单相生长时 |
| 2.2 包晶相β单相生长时 |
| 3 计算结果与实验结果讨论 |
| 3.1 计算结果 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.3 计算结果与实验结果对比 |
| 4 结论 |
（10）Al-Ni包晶合金定向凝固组织演化及小平面包晶相生长机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题目的和意义 |
| 1.2 包晶凝固理论研究现状 |
| 1.2.1 近平衡包晶凝固理论 |
| 1.2.2 包晶相的形核 |
| 1.2.3 包晶相的生长 |
| 1.3 包晶共生生长 |
| 1.4 定向凝固过程中的温度梯度区熔效应及其对组织的影响 |
| 1.4.1 温度梯度区熔效应(TGZM) |
| 1.4.2 定向凝固过程中二次枝晶迁移 |
| 1.5 小平面相的凝固特性研究 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料及其制备 |
| 2.1.1 Al-Ni 和 Cu-Sn 合金制备 |
| 2.1.2 Al-Cr 和 Al-Co 合金制备 |
| 2.2 DSC 差热分析 |
| 2.3 Al-Ni 包晶合金的等温热处理 |
| 2.4 Bridgman 法定向凝固实验 |
| 2.4.1 感应加热定向凝固装置 |
| 2.4.2 定向凝固初始固/液界面准备实验 |
| 2.4.3 定向凝固实验 |
| 2.4.4 定向凝固系统温度梯度的测量 |
| 2.5 试样的处理与分析 |
| 第3章 具小平面特性 Al_3Ni 相的形核及生长特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固 Al-6at%Ni 合金中 Al_3Ni 相的生长机制 |
| 3.3 连续凝固过程中金属间化合物包晶相的形核及生长机制 |
| 3.4 连续冷却过程中包晶 Al_3Ni 相的形核过冷度 |
| 3.4.1 Ni 含量对包晶相形核过冷度的影响 |
| 3.4.2 恒温保温对包晶相形核过冷度的影响 |
| 3.4.3 冷却速度对包晶相形核过冷度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 包晶合金定向凝固初始固/液界面及熔体准备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熔化过程中糊状区的形成机制 |
| 4.3 熔化糊状区的形成及其在热稳定化处理过程中的组织演化 |
| 4.3.1 Al-18at%Ni 包晶合金 |
| 4.3.2 Cu-13at%Sn 包晶合金 |
| 4.3.3 糊状区包晶温度界面处初生相重熔 |
| 4.3.4 定向凝固初始固/液界面形貌及熔体中的成分分布 |
| 4.3.5 糊状区成分分析 |
| 4.4 糊状区内温度梯度作用下的溶质扩散模型 |
| 4.5 热稳定化处理对 Al-Ni 包晶合金熔体中溶质分布的影响 |
| 4.5.1 假设 |
| 4.5.2 糊状区转变为完全固相区 |
| 4.5.3 糊状区转变不完全 |
| 4.6 热稳定化处理对 Cu-Sn 包晶合金熔体中溶质分布的影响 |
| 4.6.1 假设 |
| 4.6.2 糊状区转变为完全固相区 |
| 4.7 热稳定化处理对后续定向凝固组织的影响 |
| 4.7.1 平面状生长 |
| 4.7.2 非平面状生长 |
| 4.7.3 定向凝固过程中初始过渡区组织演化 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 Al-Ni 包晶合金定向凝固组织演化及各相的生长机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 金属间化合物的溶质分凝特性 |
| 5.3 定向凝固 Al-Ni 包晶合金组织演化 |
| 5.3.1 Al-Ni 包晶合金定向凝固过程 |
| 5.3.2 定向凝固 Al-18at%Ni 合金凝固界面形貌演化 |
| 5.3.3 定向凝固 Al-18at%Ni 合金与溶质分配有关的组织选择 |
| 5.3.4 定向凝固 Al-25at%Ni 合金凝固界面形貌演化 |
| 5.4 定向凝固 Al-Ni 包晶合金中的共生生长 |
| 5.5 定向凝固 Al-Ni 包晶合金带状组织预测 |
| 5.6 纯扩散条件下定向凝固相/组织选择图的建立 |
| 5.7 定向凝固过程中包晶 Al_3Ni 相生长机制 |
| 5.7.1 定向凝固 Al-25at%Ni 包晶合金实验结果分析 |
| 5.7.2 Al-Ni 包晶合金中包晶反应生成包晶相厚度计算 |
| 5.7.3 Al-Ni 包晶合金中包晶转变动力学 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 定向凝固 Al-Ni 包晶合金分离式包晶反应机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 分离式包晶反应机制 |
| 6.3 TGZM 效应对凝固过程中包晶相生长机制的影响 |
| 6.3.1 阶段 I (Stage I) |
| 6.3.2 阶段 II (Stage II) |
| 6.3.3 阶段 III (Stage III) |
| 6.3.4 阶段 IV (Stage IV) |
| 6.4 定向凝固 Al-Ni 包晶合金分离式包晶反应动力学 |
| 6.5 合金特性、实验参数对分离式包晶反应机制形成的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、包晶合金定向凝固平界面前沿的形核分析（论文参考文献）
- [1]Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究[D]. 申耀祖. 北京科技大学, 2021
- [2]亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究[D]. 李亚强. 北京科技大学, 2021
- [3]Nb-Ti-Co包共晶合金定向凝固组织演化及其置氢行为研究[D]. 狄翀博. 桂林电子科技大学, 2021
- [4]定向凝固Cu-68at.%Sn包晶合金组织演化及力学性能研究[D]. 张安桥. 兰州大学, 2021(09)
- [5]定向凝固Sn-9at.%Co包晶合金组织演化及微观力学性能研究[D]. 岳锦绵. 兰州大学, 2021
- [6]CuSn20亚包晶合金半固态组织及性能研究[D]. 于向洋. 昆明理工大学, 2021(01)
- [7]CoCrFeNi系高熵合金定向凝固组织演变及力学性能[D]. 郑辉庭. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [8]TiAl合金定向片层组织电磁约束制备及力学性能[D]. 杜玉俊. 西北工业大学, 2015(04)
- [9]对流条件下定向凝固包晶合金的相和微观组织选择[J]. 王灵水,沈军,商昭,王雷,傅恒志. 金属学报, 2013(07)
- [10]Al-Ni包晶合金定向凝固组织演化及小平面包晶相生长机制[D]. 刘冬梅. 哈尔滨工业大学, 2012(03)