导读:本文包含了凝固路径论文开题报告文献综述、选题提纲参考文献及外文文献翻译，主要关键词:合金,路径,组织,镁合金,晶形,相图,模型。
凝固路径论文文献综述
王志,李一洲,刘正,周野,王峰[1]（2018）在《Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固路径及热裂倾向性》一文中研究指出基于修正的Clyne-Davies热裂模型(CSC~*),对Mg-6Zn-xCu-0.6Zr(x%=0,1%,2%,3%,质量分数)合金热裂倾向性进行预测;采用双电偶热分析法研究Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固路径、凝固过程中的特征温度、枝晶干涉固相分数等。利用"T"型热裂模具测试系统采集Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固收缩力随温度(或时间)的变化曲线。实验结果与CSC~*预测值均表明合金的热裂倾向性随着Cu含量的增加而减小。Cu元素的加入使初生α-Mg相的析出温度降低、MgZn_2相的析出温度升高,从而使合金的凝固温度区间变窄,降低合金的热裂倾向性。Mg-6Zn-(0,1)Cu-0.6Zr合金热裂纹断口主要为液膜和分离的自由枝晶臂。Mg-6Zn-(2,3)Cu-0.6Zr合金断口表面生成大量的低熔点共晶相,液膜较厚,增强残余液相对分离的枝晶补缩能力,降低合金的热裂倾向性。(本文来源于《中国有色金属学报》期刊2018年07期）
赵光伟,丁翀,叶喜葱,黄才华,吴海华[2]（2018）在《Al-Cu-Mg包共晶合金凝固组织演变及凝固路径研究》一文中研究指出选取初生相在不同相区的成分为Al-15.0Mg-9.6Cu(wt.%,下同)和Al-19.5Mg-17.8Cu的叁元包共晶合金,进行了不同冷却速度下的凝固试验,而后对其凝固路径、组织演化规律以及凝固机制进行了分析。试验结果表明,两种合金在凝固过程中发生了叁元包共晶反应,凝固路径为别为(L+α-Al)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)和(L+S)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)。合金Al-19.5Mg-17.8Cu和Al-15.0Mg-9.6Cu的初生相分别为S相和α-Al相,而且两相共晶组织(α-Al+S)和(α-Al+T)均为离异共晶,呈团块状,而包共晶组织(α-Al+T)呈灰黑相间的条带状共生形貌。两种合金的凝固组织中均发现残余的S相,并且初生相为S相的Al-19.5Mg-17.8Cu合金的残余S相数量和尺度都要大于Al-15.0Mg-9.6Cu合金。(本文来源于《铸造》期刊2018年03期）
赵光伟,叶喜葱,黄才华[3]（2016）在《基于两种热力学数据获取方法计算铝铜硅合金的凝固路径》一文中研究指出基于两种热力学数据获取方法 (直接耦合Thermo-Calc相图计算法与调用拟合函数法)对Al-4Cu-6Si合金的凝固路径进行数值计算;为验证这两种方法的正确性,选取Al-15.05Cu-6.17Si合金进行凝固试验,并将试验结果与计算结果进行对比。结果表明:Al-4Cu-6Si合金的凝固路径分为叁个阶段,即L+α→L+α+Si→L+α+θ+Si;耦合Thermo-Calc相图计算法计算得到的初生相、两相共晶、叁相共晶的体积分数分别为50.813%,37.234%,11.953%,调用拟合函数法的计算结果分别为50.809%,38.000%,11.191%;两种方法的计算精度比较接近,但调用拟合函数法的计算效率更高,运行时间仅为直接耦合Thermo-Calc相图计算法的1.21%;Al-15.05Cu-6.17Si合金的凝固试验验证了采用这两种热力学数据获取方法进行凝固路径计算的正确性。(本文来源于《机械工程材料》期刊2016年09期）
李再久,田娟娟,朱绍武,陈家林,金青林[4]（2016）在《AgCuZnNi合金铸态组织及凝固路径分析》一文中研究指出采用扫描电子显微镜、能谱仪以及X射线衍射等技术,对Ag-18Cu-30Zn-2Ni合金的铸态组织、相组成及结构进行了分析。结果表明,合金主要由白色基体、细小片层状共晶胞及直径为2~6μm的黑色颗粒相组成;铸态合金的物相组成为面心立方(fcc)晶格结构的Ag基固溶体相、灰色层状共晶相(Ag+Cu64Zn36)及简单立方(sc)晶格结构的近球形黑色颗粒Cu2Ni Zn相;Ag Cu Zn Ni合金的平衡凝固路径为:L→L+γ→(L+α1)+γ→((α2+β)+α1)+γ。(本文来源于《贵金属》期刊2016年03期）
赵光伟,叶喜葱,黄才华[5]（2016）在《枝晶形貌假设对AlCuSi合金凝固路径计算的影响》一文中研究指出基于相图计算方法,耦合微观凝固模型,计算了Al-Cu-Si合金的凝固路径,研究了不同枝晶形貌假设条件下合金凝固路径的区别,并获得了温度与固相体积分数变化的定量关系。计算结果表明:Al-4.61Cu-0.92Si合金在Lever模型条件下的凝固路径为:L→(L+α),而在球形、圆柱、等轴晶、内圆柱、平板、内球等枝晶形貌假设下的凝固路径为:L→(L+α)→(L+α+θ)→(L+α+θ+Si)。枝晶形貌假设对合金凝固路径计算结果的影响较大,球状与圆柱状枝晶形貌假设条件下的计算结果与Lever模型比较接近,而平板、内球与内圆柱枝晶形貌假设条件下的计算结果更加接近Scheil模型。(本文来源于《铸造技术》期刊2016年07期）
闫二虎,孙立贤,徐芬,徐达鸣[6]（2016）在《基于Thermo-Calc和微观偏析统一模型对Al-6.32Cu-25.13Mg合金凝固路径的预测》一文中研究指出采用微观偏析统一模型并耦合Thermo-Calc研究了Al-6.32Cu-25.13Mg(质量分数,%)合金在不同冷却速率Rf和固相反扩散系数F下的凝固路径.结果表明:冷却速率对合金的凝固路径影响较小,即不同冷却速率下合金的凝固路径均为:(L+a)→(L+a+T)→(L+a+b+T);固相反扩散系数对合金的凝固路径影响较大,当F由0逐渐增大至1时,合金的凝固路径由(L+a)→(L+a+T)→(L+a+b+T)逐渐过渡为(L+a)→(L+a+T);随着Rf的降低,显微组织中初生相体积分数Va基本不变,两相共晶体积分数V2E增大而叁相共晶体积分数V_(3E)减少,上述参数满足:V_(2E)=-2.5lg Rf+64.9,V3E=2.5lg Rf+22.12,F的增加使得显微组织中的Va和V2E变大而V3E变小.结合实验研究了Al-6.32Cu-25.13Mg合金在上述不同冷却速率下的凝固路径及各相体积分数,结果显示,实验结果与模拟结果吻合较好.(本文来源于《金属学报》期刊2016年05期）
刘少军,杨光昱,介万奇[7]（2015）在《Mg-Zn-Gd叁元铸造镁合金的自由凝固路径选择》一文中研究指出采用实验和数值计算方法,研究了Mg-4.58Zn-2.6Gd叁元铸造镁合金的自由凝固路径选择.实验结果表明,当铸型冷却速率≤0.75 K/s时,合金首先生成的共晶为a(Mg)+W(Mg3Zn3Gd2);当铸型冷却速率≥7.71 K/s时,合金首先生成的共晶为a(Mg)+I(Mg3Zn6Gd).建立了综合考虑合金液相扩散和冷却速率因素的多元合金初生相凝固路径计算模型.耦合热力学计算软件Thermo-Calc及其数据库获得了Mg-4.58Zn-2.6Gd合金凝固路径计算所需的热力学数据,发现计算结果与实验结果吻合良好.(本文来源于《金属学报》期刊2015年05期）
张彦周,马秋香[8]（2015）在《包共晶合金凝固路径的数学模型》一文中研究指出以Al-Cu-Mg叁元共晶合金为研究对象,采用石墨保温型凝固的方法,对叁元共晶合金进行了凝固路径的研究,并采用数学模型对凝固过程进行了模拟。结果表明,Al-Cu-Mg叁元共晶反应的凝固路径为:(L+α或L+T)→(L+α+T)→(L+α+T+β);模拟计算结果与实验结果具有较好的一致性。(本文来源于《铸造技术》期刊2015年03期）
闫二虎[9]（2014）在《Nb-Ni(Co)-Ti(Hf)系合金凝固路径及组织和渗氢性能》一文中研究指出近年来，由于化石能源的濒临枯竭及其产生的环境问题使得开发清洁、无毒、无害、无污染的可再生新能源成为世界各国的能源战略重点。氢由于具有以上一系列特征以及高纯氢在半导体工业、石油化工行业、航空航天、燃料电池等诸多领域的广阔应用使其制备和分离（或纯化）备受关注。过去几十年，钯及其合金膜（如Pd-Ag）由于具有较高的氢渗透选择性、良好的机械和热稳定性及催化活性而得到了深入广泛的研究，成为了目前用于氢分离唯一商业化的合金膜。然而，钯资源十分稀缺、价格昂贵，不适合大规模工业化应用，亟待开发廉价、高渗氢性能的无钯或少钯的新型氢分离金属膜材料。在上述背景下，具有较高氢渗透性能的5B族金属（Nb，V及Ta）很快引起了人们的关注。然而这些纯金属及其单相合金渗氢过程引起的氢脆非常严重，无法应用于氢分离。因此，围绕5B族金属(尤其是Nb基合金)开发同时具有抗氢脆和高渗氢性能的新型氢分离金属膜材料仍是当今氢能源和膜材料的重要研究方向之一。基于课题组前期提出的二元合金微观偏析统一模型，建立了叁元共晶合金微观偏析模型，并结合Thermo-Calc软件构建了叁元共晶合金单相凝固区、两相共晶区和叁相共晶区凝固路径预测的耦合算法，成功对Nb-Ni-Ti叁元合金凝固路径进行了数值模拟计算，并利用Brigman定向凝固实验对其进行了验证；首次确定出了“初生Nb+共晶相”区域(可渗氢区域)在Nb-Ni-Ti叁元合金相图中的位置，而后利用氢渗透性能测试仪对上述渗氢区域内的10种合金成分进行不同压力和温度下的氢渗透性能测试，研究发现：随着Nb含量以及Ni/Ti比值的增加，合金的氢渗透系数逐渐增大，Nb55Ni20Ti25合金在673K时具有最高的氢渗透系数，为2.9×108mol H2m-1s-1Pa-0.5，是相同条件下纯Pd的1.8倍，在上述研究基础之上，提出了Nb-Ni-Ti氢分离合金成分设计选择图。为提高上述Nb-Ni-Ti合金的氢渗透性能，采用元素替代法以及定向凝固技术来制备新型的渗氢材料，通过元素Co取代Ni以及Hf取代Ti形成了Nb-Ni(Co)-Ti，Nb-Ni-Ti(Hf)和Nb-Co-Hf系新型氢分离合金；通过定向凝固技术成功制备了共晶Nb-TiCo氢分离合金。对上述合金膜进行了氢渗透性能测试，发现其在保持较高氢渗透性能的同时，抗氢脆性能良好，Nb-TiCo定向凝固合金膜在673K下的氢渗透系数为3.58×108mol H2m-1s-1Pa-0.5，是相同条件下铸态合金膜的1.35倍。此外，研究了元素替代前后合金凝固组织及其对渗氢性能的影响，分析了凝固组织转变的本质原因，考察了凝固组织与渗氢性能的对应关系，并建立相应的凝固机制。通过利用上述元素(Co或Hf取代Ni或Ti)来调配显微组织中初生Nb相和共晶中Nb相的体积分数，进而平衡合金的氢溶解系数以及扩散系数，制备出了一种新型的氢渗透合金系：Nb-Hf-Co系，其在保持较高氢渗透性能的同时，抗氢脆性能良好，Nb40Hf30Co30合金的氢渗透性能最高：4.96×10-8mol H2m-1s-1Pa-0.5，是相同条件下Pd的氢渗透系数的3.5倍。基于Fick扩散定律构建了5B族合金膜的氢渗透模型，提出了一种计算氢扩散系数的新方法—“拐点-切线法”。利用该方法计算了Nb-Ni(Co)-Ti，Nb-Ni-Ti(Hf)和Nb-Co-Hf系新型氢分离合金的氢扩散系数和氢溶解系数，得出了影响其大小的主要因素，即：氢扩散系数大小主要与两个因素有关，其一为合金共晶组织中的Nb相分布以及其体积分数大小，其二为替换元素的原子半径大小；合金的氢溶解系数主要取决于合金晶胞中的间隙大小和数量；阐明了影响上述合金系氢渗透性能的主要因素，并利用“电阻模型”以及“原子溶解模型”揭示了合金的渗氢机理。(本文来源于《哈尔滨工业大学》期刊2014-07-01）
侯丹辉[10]（2014）在《铸造Mg-Al-Zn系合金的凝固路径、枝晶生长约束因子及晶粒尺寸》一文中研究指出镁合金具有低密度,高比强度等优点,在汽车、航空和航天等领域的应用日益增加,成为近年来新材料领域的研究重点。Mg-Al系合金是目前工业应用极为广泛的合金系之一。本文采用双电偶热分析、热力学计算、显微组织观察和力学性能测试等手段研究了Zn元素含量变化、微合金化、熔体变质处理及铸造方法对Mg-Al系合金的凝固路径、凝固过程中的特征温度、枝晶相干点固相分数、铸态组织、晶粒尺寸及力学性能的影响规律。研究了砂型铸造Mg-6Al-x%Zn(简写为AZ6x,其中x=0,2,4,6wt.%)的铸态、T6态组织及力学性能。AZ60的组织由α-Mg、β-Mg17Al12相组成；Zn含量≥2%后,组织中出现了Φ-Mg21(Al, Zn)17相。经T6处理后,Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)的室温屈服强度约提高20MPa；AZ60合金的抗拉强度约提高40MPa,其它叁种合金的抗拉强度约提高20MPa。由于基体以及第二相在高温下软化,在从室温到175℃的测试温度范围内,合金的抗拉强度均随温度升高而显着降低,伸长率随温度升高而显着增加,但屈服强度受温度影响较小。采用双电偶热分析研究了树脂砂型铸造Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)合金的凝固路径,采用EBSD技术获得了合金凝固后的晶粒尺寸。凝固过程中β-Mg17Al12相的生成温度由AZ60合金的439～436℃逐渐降低到AZ66合金的372～369℃；Φ-Mg21(Al,Zn)17相的生成温度在359～362℃。Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)合金的枝晶相干点固相分数fsDCP和晶粒尺寸均随着Zn含量的增加而减小,Zn含量由0增加到6%,fsDCP从36%逐渐减小至23%,晶粒尺寸从557gm减小到235μm；提出在所研究的合金成分范围内,采用fsDCP大小判定晶粒尺寸时可能应考虑枝晶生长过程中的形貌变化对固相分数和晶粒尺寸的影响。利用热力学软件Pandat计算获得了Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)平衡和Scheil非平衡条件下的凝固路径和室温时的相组成,平衡和Scheil非平衡凝固条件下,AZ60合金的室温相组成为α-Mg、β-Mg17Al12, AZ62-AZ66合金的相组成为α-Mg、β-Mg17Al12和Φ-Mg21(Al,Zn)17;计算结果与铸造组织观察结果相吻合。在平衡条件下,Mg-6Al-x%Zn(X=0,2,4,6)合金中的β-Mg17Al12相不能直接从液相中凝固形成；Zn含量≤4%时,Φ-Mg21(Al,Zn)17相由固相中析出,当Zn含量为6%时,Φ-Mg21(Al,Zn)17相直接从液相中凝固形成。在Scheil非平衡条件下,β-Mg17Al12相由共晶反应L→α-Mg+β-Mg17Al12形成,Φ相通过包晶反应L+β-Mg17Al12→α-Mg+Φ-Mg21(Al, Zn)17形成。利用二元及叁元平衡相图参数计算了Mg-6Al-x%Zn(x=0,2,4,6)合金中的QAl、QZn及Q值；利用Scheil非平衡凝固过程中固相分数与温度的关系计算了Mg-6Al-x%Zn(x=0,2,4,6)合金中的Q值。结果发现：叁元平衡相图及Schei非平衡条件下计算的Q值基本一致,通过二元相图参数计算所得的叁元合金的Q值与直接采用叁元平衡相图参数和Scheil模型获得的Q值差异较大。随Zn含量增加,由Scheil非平衡模型计算获得的Mg-6Al-x%Zn (x=0,2,4,6)叁元合金的Q值由21.3增加至41.8,平均晶粒尺寸则相应由557μm减小至235μm,但平均晶粒尺寸与1/Q并不存在现有文献报道的线性关系。研究了微量Sb元素对砂型铸造AZ91合金组织和性能的影响。显微组织观察表明,加入Sb后,AZ91合金中形成Mg3Sb2相。随Sb含量增加,铸态AZ91+x%Sb (x=0,0.1,0.5,1)合金的室温强度略有增加,而伸长率相应略有降低。经过T6处理后,AZ91+x%Sb合金的抗拉强度和屈服强度可以提高80-100Mpa,但伸长率没有显着提高。AZ91中添加Sb后,在120℃下的强度明显提高。双电偶热分析结果表明,当Sb含量由0增加到1%,合金凝固过程中a-Mg的形核温度降低,枝晶相干点固相分数fsDCP在40%-35%之间,晶粒尺寸在217μm～246μm之间。热力学计算结果表明Mg3Sb2相的形成温度比a-Mg形核温度低约50℃以上,且枝晶生长约束因子Q值随Sb含量增加不发生明显变化,因此Sb元素添加到AZ91合金后,在合金凝固过程中Sb元素不会对α-Mg起异质形核作用,对枝晶生长也起不到明显的抑制作用。研究了金属型、树脂砂型以及消失模铸造方法下AZ91合金的组织和力学性能,结果表明：由于金属型铸造的冷却速度最快,所得到的AZ91合金的晶粒尺寸最小,大约为186gm；消失模铸造的的冷却速度较慢,所得晶粒尺寸为284gm,且第二相的组织粗大且连续；相应地,消失模铸造AZ91合金抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为120MPa、72MPa、0.65%,而金属型铸造分别达到176Mpa、96Mpa、2.4%.(本文来源于《大连理工大学》期刊2014-03-01）
凝固路径论文开题报告
（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：
选取初生相在不同相区的成分为Al-15.0Mg-9.6Cu(wt.%,下同)和Al-19.5Mg-17.8Cu的叁元包共晶合金,进行了不同冷却速度下的凝固试验,而后对其凝固路径、组织演化规律以及凝固机制进行了分析。试验结果表明,两种合金在凝固过程中发生了叁元包共晶反应,凝固路径为别为(L+α-Al)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)和(L+S)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)。合金Al-19.5Mg-17.8Cu和Al-15.0Mg-9.6Cu的初生相分别为S相和α-Al相,而且两相共晶组织(α-Al+S)和(α-Al+T)均为离异共晶,呈团块状,而包共晶组织(α-Al+T)呈灰黑相间的条带状共生形貌。两种合金的凝固组织中均发现残余的S相,并且初生相为S相的Al-19.5Mg-17.8Cu合金的残余S相数量和尺度都要大于Al-15.0Mg-9.6Cu合金。
（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。
凝固路径论文参考文献
[1].王志,李一洲,刘正,周野,王峰.Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固路径及热裂倾向性[J].中国有色金属学报.2018
[2].赵光伟,丁翀,叶喜葱,黄才华,吴海华.Al-Cu-Mg包共晶合金凝固组织演变及凝固路径研究[J].铸造.2018
[3].赵光伟,叶喜葱,黄才华.基于两种热力学数据获取方法计算铝铜硅合金的凝固路径[J].机械工程材料.2016
[4].李再久,田娟娟,朱绍武,陈家林,金青林.AgCuZnNi合金铸态组织及凝固路径分析[J].贵金属.2016
[5].赵光伟,叶喜葱,黄才华.枝晶形貌假设对AlCuSi合金凝固路径计算的影响[J].铸造技术.2016
[6].闫二虎,孙立贤,徐芬,徐达鸣.基于Thermo-Calc和微观偏析统一模型对Al-6.32Cu-25.13Mg合金凝固路径的预测[J].金属学报.2016
[7].刘少军,杨光昱,介万奇.Mg-Zn-Gd叁元铸造镁合金的自由凝固路径选择[J].金属学报.2015
[8].张彦周,马秋香.包共晶合金凝固路径的数学模型[J].铸造技术.2015
[9].闫二虎.Nb-Ni(Co)-Ti(Hf)系合金凝固路径及组织和渗氢性能[D].哈尔滨工业大学.2014
[10].侯丹辉.铸造Mg-Al-Zn系合金的凝固路径、枝晶生长约束因子及晶粒尺寸[D].大连理工大学.2014
论文知识图
