一、Numerical simulation on rapid melting and nonequilibrium solidification of pure metals and binary alloys（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》文中指出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。
王金华[2]（2021）在《Nb-Ti-Co合金相图热力学计算及其定向凝固行为研究》文中研究指明近年来,伴随着能源以及智能设备需求量的不断增加,相应的对设备所需材料的性能要求也日益提升,这就对传统的铸造工艺提出了挑战,该背景下,定向凝固技术逐渐引起了人们的关注。此外,随着航空航天的发展,对高温合金的性能要求也越来越高,Ti基和Co基合金因具有很好的耐高温,耐腐蚀,磁性性能而被广泛使用到航空航天,电子工业等行业,向上述二者中添加适量Nb合金还可以形成具有特殊用途的三元Nb-Ti-Co合金,例如渗氢合金、形状记忆合金。不过,关于该三元合金体系完整相图以及定向凝固组织转变规律的研究鲜有文献报道,亟待研究。因此,本论文选取Nb-Ti-Co三元合金体系,首先对其开展相图热力学计算研究工作,而后优选合金成分并结合定向凝固工艺研究其组织演化规律,最后探究了Ti/Co比率对于合金凝固路径、显微组织和渗氢性能的影响。即:从相图（CALPHAD）热力学计算软件入手,结合SEM、SRD、硬度测试和渗氢实验等手段对其相图、显微组织演化、凝固路径和氢传输性能等进行了详细的研究,具体的研究内容如下:1.利用Thermo-Calc软件构建了Nb-Ti-Co三元合金富Nb角相图,得出相图中三元四相平衡反应等重要信息,并提出微观偏析统一模型,最后通过XRD和SEM等实验手段验证了相图计算结果,证明共晶点的存在,丰富了Nb-Ti-Co三元相图的凝固模型。2.围绕Nb-Ti-Co合金体系进行定向凝固凝固行为的研究,着重探讨合金成分和不同抽拉速率对合金组织和凝固路径的影响规律。主要分析了不同抽拉速率对定向凝固合金各部分显微组织的影响以及定向凝固组织演化。研究结果表明:随着抽拉速率的增加,包共晶和共晶间距逐渐减小,硬度也随之增加,说明定向凝固对组织有明显的细化作用,并且提高了合金的硬度。3.研究Ti/Co比率对Nb-Ti-Co合金凝固路径及渗氢性能的影响,结果表明Ti/Co比对凝固方向有显着影响但对凝固结构的影响很小。随着Ti/Co比的减小,初生BCC-Nb相的体积分数减小,而共晶相增加,随着这些变化,Φ值逐渐增加。这与氢扩散系数以及氢吸收能密切相关。通常,Nb45Ti25Co30合金的Φ值为Nb45Ti27.5Co27.5(Nb45Ti30Co25)的1.03（～1.08）倍。这可以归因于氢扩散活化势垒的减少和氢吸附能的较小。此工作证明了具有较高Φ值的Nb-TiCo多相合金仍然可以通过适当的优化合金成分组成来得到,如Ti/Co比。
卢楠楠[3]（2021）在《CMSX-10高温合金激光熔化沉积单晶生长控制》文中指出航空发动机作为国之重器,被誉为“工业皇冠上的明珠”,对国民经济和科技发展有着巨大带动作用,是国家安全和大国地位的重要战略保障。单晶高温合金高压涡轮叶片是发动机的动力核心部件。在长期服役于极端高温、高压及高应力的环境中,单晶叶片会出现损伤导致失效,高昂的更换成本极大提升了单晶叶片的修复需求。单晶叶片激光修复技术被国际知名发动机公司长期垄断并实行技术封锁,该技术也是我国科技创新2030-航空发动机及燃气轮机领域中亟待攻克的“卡脖子”技术之一。本文针对单晶高温合金激光熔化沉积中存在单晶连续外延生长控制困难、沉积区内易产生严重影响高温性能的热裂纹及杂晶缺陷等问题,以CMSX-10第三代单晶高温合金为研究对象,采用试验与理论计算相结合的方法,研究了CMSX-10单晶高温合金激光熔化沉积特性,热裂及杂晶缺陷形成机制,提出了磁场耦合激光熔化沉积方法,为实现单晶高温合金高效绿色修复提供理论基础。为解决单晶连续外延生长困难的问题,研究了单晶的激光熔化沉积特性。随着沉积区的高度提升,温度梯度下降并伴随凝固速度上升,从单晶沉积区底部到顶部依次形成平面晶、胞状晶、柱状树枝晶及等轴晶组织。证实了激光熔化沉积技术修复单晶的可行性。随着激光功率的升高及扫描速度的下降,单晶的外延生长高度提升而外延生长率下降;送粉速率增大,外延生长高度先升高后降低,外延生长率显着降低。基于柱状晶-等轴晶转变修正判定准则,获得了激光加工条件下CMSX-10单晶高温合金组织选择图。提出了间歇沉积与动态沉积策略,相比于传统连续沉积策略,外延生长高度从1.7 mm增加到3.8 mm及4 mm,外延生长率从40%提升到90%及92%。为了解决沉积区内易形成严重影响高温性能的热裂纹及杂晶缺陷等问题,研究了单晶高温合金沉积区热裂纹形成机制。CMSX-10单晶沉积区内热裂纹不仅在大角晶界处形成,而且在小角晶界处形成,最小晶界角为6.9°。热裂纹的形成取决于稳定液相薄膜、应力集中及富Re析出相的共同作用。液膜的稳定性取决于与晶界角相关的枝晶凝并过冷,CMSX-10合金形成稳定液膜的最小晶界角为4.2°,即该合金热裂纹形成的临界角。小角晶界处（6.9°晶界）枝晶凝并过冷度为178 K,远大于晶粒内部枝晶间液膜形成的敏感温度区间38 K。沉积区中心区域的拉伸应力集中驱动热裂纹的萌生与扩展。富Re析出相通过钉扎作用抑制液相补缩进一步促进了热裂纹形成。揭示了单晶沉积区内部杂晶的形成机制,建立了熔池内部Marangoni对流与转向枝晶交汇处杂晶的关系。阐明了沉积区与基体之间熔合界面处杂晶形成机制:由于熔合界面处基体一侧存在的枝晶间析出相及共晶相,熔化过程中导致了固液界面发生失稳塌陷,温度梯度方向的改变导致该处胞晶生长偏离原有方向而形成杂晶。揭示了转向枝晶交汇处杂晶形成机制:基于枝晶最小生长速度准则获得了熔池形貌与转向枝晶交汇处杂晶的关系,并阐明了波状熔池形貌对该种杂晶的促进作用。揭示了Marangoni对流促进圆弧状熔池向波状熔池的转变机制。建立了Marangoni对流促进转向枝晶交汇处杂晶形成的关系。基于热裂纹与杂晶的形成机制,提出了外加磁场辅助激光熔化沉积方法,实现对沉积区内部缺陷的调控。施加横向及纵向稳恒磁场后,促进熔池形貌由波状向弧形转变,显着抑制了熔池内部的Marangoni对流,且抑制效果随着磁场强度的增大而变强。磁场的加入促进了沉积区内部由胞状晶向柱状树枝晶的转变。揭示了稳恒磁场对熔池流动的抑制机制:Marangoni对流携带导电液相切割磁感线运动产生感应电流,感应电流与磁场进一步交互作用形成与原来液相运动方向相反的Lorentz力,抑制了熔池内部的Marangoni对流。阐明了固液界面梯度溶质引起的梯度磁场进一步促进了溶质富集而促进转变的原因。最终,基于纵向稳恒磁场辅助激光熔化沉积方法进行多层修复,实现了对沉积区内部杂晶及热裂纹缺陷的抑制,获得了高度为5 mm以上的全单晶组织。
赵紫松[4]（2021）在《激光增材制造Ti-Zr-V-Nb合金设计与组织性能研究》文中指出激光增材制造技术（LAM）是一种新型制造技术,其是利用高能量激光束逐层熔化金属粉末,直接从三维CAD模型中生成金属零件的先进技术。因具有生产周期短、加工成本低、材料利用率高、不受零部件尺寸和几何形状限制、无需模具直接实现近净成形等优势,受到了广泛的关注和重视。然而目前用于激光增材制造的钛合金多为传统的合金体系,并未考虑到激光增材制造过程中独特的超高温、强对流、小熔池的微区物理冶金条件以及超高温度梯度和极快冷却速度的非平衡凝固条件,致使目前能进行工业应用的钛合金材料非常少。因此,研发适用于金属激光增材制造新的钛合金体系势在必行。作为激光增材制造用材料,需要实现对其从熔融态到凝固态全形态的有效控制,这就要求合金材料具有液态流动性好、裂纹敏感性低、成分偏析小和宽的加工窗口等性质,应以接近直熔成分点为优先原则之一。研究表明,Ti-Zr直熔点合金具有高的组织稳定性和均匀性,而且有着良好的成形性能和优异的耐蚀性,且其塑性应变量更是达到56%,但因其是单元素合金化,导致该合金的强度和硬度较低。因此,在保持直熔合金固有性能优势的同时,需要通过合金化的手段有效地提高其力学性能。为此,本文基于Ti-Zr二元直熔点合金,通过添加合金化元素V和Nb,利用“团簇+连接原子”模型设计Ti-Zr-V-Nb合金。以期利用Ti-Zr直熔点合金良好的液态流动和低的微观偏析改善合金的成形性,利用V和Nb对β-Ti稳定性及与Ti的原子半径差来提高合金的结构稳定性和力学性能。根据合金化元素与基体钛之间的混合焓大小,并结合合金化元素的作用,确定合金化元素在团簇结构模型中的具体位置,设计了一系列具有恒定的V含量和不同的Nb含量的Ti-Zr-V-Nb合金,并通过激光增材制造技术在TA2基板上制备了合金块体。采用现代微观分析技术对各成分合金的组织、硬度、力学性能、耐磨性、耐蚀性以及成形性进行了系统的研究。实验结果表明,不同成分沉积态Ti-Zr-V-Nb合金均是由无明显择优取向的β-Ti Zr近等轴晶所组成。但有所不同的是,随着Nb含量的增加,β-Ti Zr固溶体晶格常数逐渐增大,而晶粒尺寸则逐渐减小。受此组织变化的影响,沉积态合金的硬度和强度逐渐增加,进而有效提高了合金抗磨粒磨损能力,从而增加了合金的耐磨性。而合金的塑性则因固溶强化作用的增强而显示出与硬度和强度相反的变化趋势。由于合金单相组成的特点,致使合金在HCl溶液中发生均匀腐蚀,且其耐蚀性与合金化学成分密切相关,即越高的Nb含量越有利于钝化膜中稳定的Nb2O5的形成,从而有效提高合金的耐蚀性。受合金熔体流动性和铺展性两个重要因素影响,致使含有2.35 at.%Nb沉积态合金具有最低的表面粗糙度。通过综合分析,Nb含量为2.35at.%的合金具有最佳的硬度、强度、耐磨性和耐腐蚀性匹配关系,且较Ti60.94Zr39.06直熔点合金有了明显提升,但塑性和成形性却较后者略有下降。
赵康[5]（2021）在《深过冷快速凝固条件下高熵合金的结构演变与力学性能调控》文中提出近年来,以多主元为特点的高熵合金（High Entropy Alloys,HEAs）以其优异的力学性能和在各领域的多元应用得到了广泛的关注,成为近来的研究热点,得到了极大的发展。其四大核心效应:高熵效应、晶格畸变效应、迟滞扩散效应和鸡尾酒效应,使其在主元较多的情况下趋于形成简单固溶体相的同时带来了优异的综合性能。其特殊的构型机制与结构特征使其拥有独特的特征。当前对高熵合金的研究主要集中在合金体系和加工过程的选择、变形机制的理解和性能的调控等方面。本文采用深过冷快速凝固的方法探讨了不同粒径的高熵合金的微观组织演变及其对力学性能的影响。利用高真空落管设备制备了的 Fe267Co26.7Ni26.7Si8.9B11.0 HEAs 和 AlCoCrFeNi21 HEAs 球状样品,利用X射线衍射仪与扫描电子显微镜等设备研究了不同粒径球状样品的相组成和微观组织演变,通过维氏硬度测试研究了其力学性能的变化。首先,搭建了所需的落管实验设备平台,为了保证实验设备能制备出符合要求的过冷态球状合金,本文以Fe26.7Co26.7Ni26.7Si8.9B11.0高熵合金为样本,进行HEAs液滴在落管中下落时动力学和热力学的理论计算。结合计算,选用5×104Pa氩气环境作为保护气进行落管预实验,并通过预实验总结了合理的实验参数。其次,落管制备的Fe26.7Co26.7Ni26.7Si8.9B11.0高熵球状样品与铸态的相比没有出现相变,球体的微观组织由粗大的fcc初生树状晶、（Fe,Co）2B金属间化合物和些许Ni31Si12相构成。其呈现的反常共晶组织与铸态合金的微观结构明显不同,深过冷水平可以诱导规则共晶组织向反常共晶组织的演变。随着液滴粒径的减小,发达的fcc树枝状结构和共晶结构的体积分数分别逐渐减小和增大。这些微观结构的变化与初生共晶结构在深过冷凝固过程中的由于再辉效应引起的局部再熔融和随后的解耦生长有关。随着液滴尺寸从2400μm减小到100μm,样品的维氏硬度从451±8Hv提高到483±10Hv,比铸态450 HV有所提高,并且球状样品的维氏硬度与其共晶基体的体积分数呈现线性关系。相应的强化机制应该为固溶强化、细晶强化和第二相强化。第三,落管制备的AlCoCrFeNi2.1高熵合金球状样品均由fcc相和bcc相组成,尺寸较大的2800μm至1500μm样品内部出现了初生枝晶相与反常共晶相→不规则共晶→规则层片共晶的组织梯度变化;随着尺寸的减少,样品的冷却速度变大,常规共晶组织（如规则共晶和不规则共晶）逐渐消失;随着尺寸的进一步减少初生树枝晶和共晶结构的尺寸均变小,当尺寸小于520μm时,样品中的初生枝晶相消失。对于2800μm至1500μm样品其内部存在维氏硬度的梯度分布,从样品中心到外围维氏硬度呈现增加的趋势,这与其内部微观结构的梯度分布有关;对于其余尺寸的样品其内部存在均匀的维氏硬度。对于1200μm至100μm样品,维氏硬度呈现随着液滴尺寸的减小而增加的线性关系,从直径为1200μm样品的307±6Hv增加到100μm样品的324±11Hv,相应的强化机制应归结为细晶强化。
彭文海[6]（2021）在《强流脉冲电子束辐照WC-10%Co硬质合金改性组织性能及热稳定性研究》文中研究指明表面磨损是硬质合金刀具在高强度服役环境中失效的主要因素,也是研发高性能硬质合金工具所面临的重要问题。近年来,强流脉冲电子束（High current pulsed electron beam,简称HCPEB）在材料表面改性领域发展迅速,短脉冲、高能量密度的电子束辐照下,在材料表面产生热力耦合作用,可以实现材料层微观结构的原位转变。本文以常见的WC-Co类硬质合金为研究载体,利用强流脉冲电子束辐照技术原位调控硬质合金表面微观组织结构,旨在提高硬质合金刀具材料耐磨损性能。本文在HOPE-Ⅰ型强流脉冲电子束装置上选用不同的辐照参数来处理WC-10%Co硬质合金表面,采用显微硬度测试、往复式摩擦磨损实验评价了改性前后硬质合金的性能,利用X射线衍射、三维激光共聚焦显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜等材料表征测试手段考察强流脉冲电子束辐照处理下硬质合金表面形貌及微观组织结构的影响,总结了微观组织的演变规律并建立微观组织结构与性能之间的关系。通过对比三种不同晶粒度硬质合金试样（YG10、YG10X、YG10S）改性后组织与性能的差异,考察了原始WC晶粒尺寸对改性过程及效果的影响。在改性理论的分析中,结合温度场模拟、高温扩散计算、形核热力学理论计算等手段,揭示了 HCPEB诱导纳米石墨析出行为的特征以及非平衡凝固过程中稳态相与亚稳相的竞争机制。HCPEB辐照处理诱发硬质合金表面的快速熔凝,处理后表面形成熔坑、微裂纹以及“峰-谷”状起伏等典型形貌。进一步表征结果显示,硬质合金试样表层形成了～1 μm厚结构致密的改性层,微米尺寸的WC晶粒转变为大量纳米尺寸的细小晶粒,改性组织以亚稳立方相WC1-x为主,其间弥散分布着黑色的球状纳米石墨颗粒。随着电子束辐照脉冲次数增加,改性层厚度逐渐增大,平均晶粒尺寸进一步减小,改性层中的石墨颗粒发生了再分布,并逐渐向改性层底部集中:三种硬质合金试样表面形貌、组织、显微结构演变规律总体一致,但原始WC晶粒粗细影响相变进度、石墨形成量、晶粒细化程度。显微硬度测试结果表明,HCPEB辐照使硬质合金试样表面发生了硬化,辐照35次后,YG10、YG10X、YG10S试样的显微硬度分别从原始的1735 HV、2167 HV、2240 HV增大至3128 HV、2903 HV、2883 HV,其中YG10试样硬度的增幅最大～80%,显微硬度的提高主要与改性表层内晶粒的细化有关。摩擦学性能也得到了大幅提升,以YG10为例,辐照6次后改性效果最佳,摩擦系数和磨损率分别从初始状态的～0.70和～3.83×10-4 mm3/min减小至～0.23和～1.63×10-4 mm3/min。磨损形貌对比分析结果表明,改性层中的纳米石墨颗粒起到了润滑减摩作用。HCPEB辐照下,硬质合金表面温度场变化极快,数值模拟结果显示,最大升温和降温速率分别可达～1010 K/s和～108 K/s量级,表面温度最高可达～3200 K;在这样的温度循环中,W、C、Co原子扩散能力也有明显变化,随着温度的降低,原子扩散系数大幅减小。根据改性层内的元素分布情况,石墨的析出区域分为贫Co区和富Co区。贫Co区石墨的形成通过WC熔化过程中的分解反应WC?liq.+gra（～3047K）来实现,该区域内石墨颗粒尺寸相对较小;在富Co区内,高温下C原子快速扩散进入该区并迅速析出形成石墨颗粒,由于Co熔点低,该区处于液相时间较长,因而石墨颗粒进一步析出长大。HCPEB辐照后,硬质合金表层内液相的凝固属于极快的非平衡凝固,此过程中会发生稳态相WC和亚稳相WC1-x的竞争。形核热力学理论计算结果显示,高度过冷情况下,由于原子扩散能力对固液界面前沿成分再分布的限制,在适合的成分区间内（C含量低于39 at.%）,亚稳相WC1-x的形成能力大于稳定相WC,因而通过亚稳共晶反应liq.?WC1-x+gra.快速析出,形成精细的纳米组织。考虑到硬质合金材料在使用过程中会涉及高温环境及改性表层组织的亚稳状态,采用了退火的方式探究亚稳结构热稳定性以及表面性能与组织的关系。研究表明,退火温度不高于500℃时,改性层内没有明显的相变;退火温度在600-700℃时,改性层内发生了固态相变WC1-x→HEX*+HCP*→WC+W2C,形成纤维状纳米组织;当退火温度在900℃以上时,改性表层内形成了大量三元相Co6W6C和Co2W4C,以及少量Co3C和无定形碳。显微硬度测试结果显示,采用合适的退火工艺可以进一步提高表面硬度。
杨恬[7]（2021）在《Fe-Ni-B合金深过冷凝固行为与体积随温度变化规律研究》文中研究指明多元共晶合金的共晶转变机制目前还存在很多未解决的问题,尤其是对非共晶成分合金的共晶转变研究甚少,这不仅限制了人们对多元合金相变机制的理解,也影响了设计新合金的工艺思路。因而,本文理论研究了共晶生长过程,并利用深过冷快速凝固,高速摄影,Matlab图像处理等手段,系统研究Fe-Ni-B合金凝固过程的再辉度、合金成分与再辉速率、界面形态、生长速率、相分数、体积变化和组织形貌之间的关系,以及热处理对Fe38Ni38B24合金组织性能的影响,获得的主要结论如下:在经典理论Jackson-Hunt模型的基础上,推导了含金属间化合物相参与的共晶转变理论模型。明确了经典共晶理论用于含化合物相生长情况的模型使用方法。计算发现,随着生长速率和液相界面浓度起伏次数的增加,共晶层片间距减少。合金固溶度增加,溶质分配系数增大,共晶凝固时生长速率会随之增加;而液相线斜率减小和扩散系数的增大,也会使生长速率增大。研究了再辉度（过冷度）、成分与再辉速率、生长速率的关系。通过分析Fe-Ni-B合金深过冷凝固时的温度曲线和高速摄影照片,发现随再辉度（过冷度）增加,亚共晶合金的再辉速率和生长速率均增大,同一再辉度下随B含量增大,初生相转变的再辉速率和生长速率减小,共晶转变的再辉速率和生长速率增大;对于过共晶合金,增大再辉度和B含量,再辉速率和生长速率均增大,但生长速率与再辉速率的比值随再辉度的增大而减小。揭示了 Fe-Ni-B合金过冷凝固过程中相分数和体积变化的规律。采用冷却曲线基线法计算了不同再辉度下Fe42Ni42B16和Fe44Ni44B12合金凝固过程的相分数,发现随初生相转变再辉度（过冷度）的增加,初生相分数不断增加,并通过格子计数法计算了相分数,以验证冷却曲线基线法的准确性。同时还研究了 Fe-Ni-B合金凝固时样品体积随温度的变化规律,发现随温度降低,体积总体下降。阐明了成分、再辉度以及热处理时间对Fe-Ni-B合金组织与性能的影响。分析深过冷Fe-Ni-B合金的组织形貌发现,随再辉度增加,γ-（Fe,Ni）相由粗大的树枝晶转变为细小的颗粒状,共晶组织由规则片层状转变为非规则颗粒状。硬度测试发现,当成分相同时,硬度随再辉度增加而增加;当再辉度相同时,硬度值随B含量增加而增加。过共晶合金的密度测试发现,随再辉度增加密度逐渐减小;当再辉度相同时,B含量增加密度值减小。对Fe38Ni38B24合金在950℃下热处理10小时发现,随再辉度增加,规则片层组织开始转变为非规则颗粒状。当再辉度为230K时,随保温时间的延长,凝固组织从树枝晶转变为团絮状最后变为颗粒状,显微硬度随保温时间的增加不断降低。
刘泽田[8]（2020）在《Al-Mg-Si系合金亚快速凝固行为、微观组织演化及力学性能》文中研究指明铝合金在汽车行业等领域具有重大应用价值,对实现车辆轻量化、提高能源利用效率具有重要意义。基于亚快速凝固技术（冷却速率102–103℃/s）的双辊铸轧可以进一步提升铝合金的综合性能并实现高效化生产,是一种具有良好应用前景的工艺技术。然而,目前亚快速凝固铝合金的研究较少,特别是尚未有效揭示铝合金在亚快速凝固过程中溶质再分配及微观偏析、微观组织演化、力学性能等方面的科学规律,这给深入把握铝合金的亚快速凝固行为及相应的力学性能等带来了困扰和挑战。因此,本文以Al-Mg-Si系铝合金为研究对象,研究了Mg含量对亚快速凝固（200℃/s）铝合金的微观组织及含Fe相演化、微观偏析及力学性能的影响规律,优化出适合亚快速凝固的较佳成分。在30–350℃/s的冷速范围内,系统研究并阐明了不同冷速下铝合金的微观组织演化、微观偏析以及液相中溶质元素相互作用等规律。揭示了固溶温度对亚快速凝固铝合金在淬火态和人工时效后的溶质原子团簇及析出相演化、析出强化效果及机制等方面的影响规律。本文的主要研究内容和得到的主要结论如下:（1）研究了Mg含量对亚快速凝固Al-x Mg-1.0Si-0.20Fe铝合金的柱状晶向等轴晶转化（CET）、含Fe相的种类、微观偏析及相应力学性能的影响。当Mg含量为0.15 wt.%时,亚快速凝固组织全部为柱状晶,含Fe相为β-Al Fe Si;当Mg含量提高到0.73 wt.%,亚快速凝固组织中出现了少量等轴晶（面积分数～9%）,含Fe相转变为α-Al Fe Si;继续增加Mg含量,等轴晶面积分数进一步增加（≥35%）,含Fe相仍为α-Al Fe Si,枝晶界出现大量共晶Mg2Si;当Mg含量为0.73 wt.%时,亚快速凝固铝合金的微观偏析较轻,在固溶和人工时效后具有较佳的强塑性匹配;因此,适合亚快速凝固的较佳成分为Al-0.7Mg-1.0Si-0.2Fe（wt.%）。（2）研究了在30–350℃/s的冷却速率范围内铝合金微观组织的演化规律,建立了溶质分配系数与冷速之间的关系,并揭示了随冷速增加铝合金中不同溶质元素被α-Al基体捕获的能力。冷速从30℃/s提高到350℃/s后,粗大Mg2Si被完全抑制,含Fe相从β-Al Fe Si转化为α-Al Fe Si,面积分数从～3.3%降低到～0.4%;铝合金中Mg元素的溶质分配系数增加了0.22,而Si和Fe元素的溶质分配系数分别增加0.09和0.06;因此,Mg元素的溶质分配系数对冷却速率的变化较为敏感,随冷速增加Mg元素较容易被α-Al基体所捕获。（3）基于BCT模型,建立了适用于多元稀溶液的枝晶自由生长动力学模型。在30–350℃/s冷却速率的范围内,Al-Mg-Si-Fe四元铝合金的枝晶生长速率介于0.05–0.68 m/s;通过Aziz方程获得了Mg、Si和Fe元素的理论溶质分配系数,发现Mg、Si元素的理论溶质分配系数与实测值接近,而Fe元素相差较大;这是因为Si元素促进了Fe在液态Al中的扩散。（4）研究了固溶温度对亚快速凝固铝合金析出强化效果的影响。400℃固溶的淬火态铝合金维氏硬度为38.6 HV,经170℃、11 h人工时效后维氏硬度值为40.8 HV,基本无析出强化;450℃固溶的淬火态铝合金维氏硬度为47.9 HV,人工时效4 h后维氏硬度提高到58.4 HV,产生析出强化;550℃固溶的淬火态铝合金维氏硬度为83.5 HV,人工时效0.5 h后维氏硬度提高到85.1 HV,产生析出强化;因此,较高的固溶温度会加快铝合金的析出强化响应;固溶温度从400℃升高到550℃,淬火态铝合金的维氏硬度提高44.9 HV,人工时效态铝合金的维氏硬度提高77.6 HV;因而,高的固溶温度也会提升铝合金的析出强化效果。（5）研究并揭示了固溶温度对亚快速凝固铝合金溶质原子团簇和析出相的影响机制。400℃固溶的铝合金在淬火态和经170℃、11 h人工时效后均没有形成溶质原子团簇或析出相;550℃固溶的铝合金在淬火态存在大量Mg-Si团簇结构,团簇的半径约0.8±0.3 nm,密度约1.86×1024 m-3;人工时效后,基体中形成了亚稳析出相β",密度约1.64×1023 m-3;此外,400℃固溶的淬火态铝合金基体中Mg和Si元素含量分别约为0.22 at.%和0.52 at.%;550℃固溶的淬火态铝合金基体中Mg和Si元素的含量升高到约0.64 at.%和1.15 at.%;因此,高的固溶温度可以提升淬火态铝合金基体中溶质原子的固溶度;固溶温度400℃时,淬火态铝合金屈服强度为65 MPa;固溶温度为550℃时,淬火态铝合金屈服强度为163 MPa,屈服强度提高98 MPa。屈服强度的增量主要由固溶强化和团簇强化提供,其中固溶强化贡献约41 MPa,团簇强化贡献约57 MPa,因而团簇强化的贡献较高。综上,本文研究了Mg含量对亚快速凝固Al-Mg-Si-Fe合金微观组织及力学性能的影响规律,并优化出适合于亚快速凝固的较佳化学成分。然后系统研究并阐明了铝合金的亚快速凝固行为以及固溶温度对亚快速凝固铝合金溶质原子团簇和析出相的影响机制,揭示了固溶温度对亚快速凝固铝合金析出强化效果的影响规律。本文的研究结果为深入理解铝合金的亚快速凝固行为,进而调控其微观组织和力学性能,开发基于亚快速凝固技术的高性能Al-Mg-Si系铝合金并实现高效化生产提供了依据。
李晓芃[9]（2020）在《电磁搅拌2A14铝合金空心铸锭偏析行为研究》文中进行了进一步梳理铝合金由于其低成本、高性能以及易于生产等特点,一直以来都在工业领域广泛应用。半连续铸造方法在生产高强铝合金铸锭方面具有重要地位。对于普通半连铸方法制备的高强铝合金铸锭往往存在着组织粗大、成分不均匀和热裂等缺陷,为改善铸锭产品质量,常常在半连铸过程中对熔体施加外场处理。环缝式电磁搅拌方法常用于制备高强铝合金铸锭。在实际生产中,常常采用空心铸锭来代替实心铸锭来通过一系列工艺流程加工成为大型环件,以提高环件的质量、节约加工成本。本文通过对比普通半连铸与电磁搅拌半连铸方法,建立普通半连铸与电磁搅拌半连铸2A14铝合金Φ730/Φ340mm大规格空心铸锭制备过程数学模型,通过数值模拟方法模拟半连铸过程中熔体内电磁场、温度场、液穴形貌与流场等宏观物理场,结果表明施加电磁搅拌处理后熔体内的感应磁场集中分布在铸锭外表面,并由铸锭外表面向内壁沿半径方向呈断崖式降低。熔体中产生的洛伦兹力在熔体中产生强制对流,施加电磁搅拌处理使整体温度场的均匀性有很大提升,同时也明显降低液穴深度。通过对普通半连铸与电磁搅拌半连铸铸锭的微观组织观察与成分分析,发现电磁搅拌处理后晶粒组织细化效果显着,平均晶粒尺寸由115μm减少至70 μm,晶粒等轴化更完全,铸锭内部晶粒尺寸分布更加均匀;在施加电磁搅拌处理后,非平衡共晶数量减少21%,尺寸明显减小,分布更加均匀;在施加电磁搅拌处理后,Cu元素微观偏析程度得到减轻,Cu元素在晶粒内固溶度增大,非平衡共晶相内浓度降低,凝固过程中Cu元素有效溶质分配系数增大;在普通半连铸与电磁搅拌半连铸中Cu元素宏观偏析规律相似,在铸锭中间偏向内壁区域和外壁位置出现负偏析,在中间位置和内壁位置出现正偏析。施加电磁搅拌处理后,铸锭中间位置正偏析与中间偏向内壁位置负偏析有所加重。电磁搅拌通过促进熔体内部散热,增加了凝固前沿冷却速度,从而提高熔体温度场与成分场均匀性,为晶粒形核提供更大的过冷度,增加形核质点,促进非均质形核的发生,有效增加形核率,晶粒组织得到显着细化,显着提高了 Cu元素在晶粒内的固溶度,微观偏析得到改善。
王旗[10]（2020）在《含Ce超级奥氏体不锈钢凝固特性及第二相控制基础研究》文中认为超级奥氏体不锈钢（以下简称超奥钢）是一种超低C、高Mo、Cr、Ni和N元素的不锈钢,其合金含量达50%,耐点蚀指数≥40,广泛应用于海洋、环保、化工等苛刻腐蚀环境。由于该钢种凝固过程中易出现晶粒粗大、偏析严重且中心部分析出脆性相等问题,增加了工业化生产难度,国内企业已能试制,但仍存在一些问题。为了有效细化超奥钢凝固组织,减少偏析及第二相,本论文探索在此高合金钢中添加稀土 Ce,旨在细化S31254凝固组织,减少合金元素偏析,达到控制第二相析出的目的。钢中添加稀土 Ce是重要的细化凝固组织晶粒的方法,在低合金钢中已进行广泛应用,本论文进一步探索稀土在高合金钢中凝固过程的作用机理。首先,论文以某厂连铸生产的S31254超奥钢连铸坯为分析对象,系统分析了铸坯凝固偏析及第二相析出。结果表明,柱状晶发达占比85.3%,而等轴晶狭小仅10%,且σ相在柱状晶-等轴晶（columnar to equiaxed transition,CET）转变前沿大量析出;钢中σ相是以离异共晶反应析出;芯部等轴晶区微观凝固组织粗大,枝晶间Mo元素微观偏析严重（偏析比SR=6.43）,凝固组织中σ相比例可达6.1%。因此,细化凝固组织晶粒尺寸,扩大等轴晶区比例,改善凝固偏析,成为S31254超奥钢稳定化生产的关键。采用Thermo-Calc热力学软件TCFE9数据库,计算了超奥钢凝固路径、相种类、相分数,以及各合金元素对相图的影响规律。结果表明,超奥钢平衡凝固路径:L→γ;非平衡凝固路径:L→L1+γ→L2+γ+δ→γ+δ+σ。γ相、δ相和σ相分别在1394.5℃、1371.4℃和1318.8℃析出。其中,Mo偏析是导致σ相析出的主要原因,δ相和σ相析出时液相中Mo含量分别为8.5 wt%和11.3 wt%。热力学计算表明稀土 Ce具有促进凝固过程δ相析出的功能。钢中添加稀土 Ce可以扩大凝固过程δ相的析出区间,当Ce含量为0.1 wt%时,凝固末期δ相的Mo析出含量降低0.24 wt%,析出温度升高1.6℃。基于Gulliver-Scheil模型,非平衡凝固过程Ce原子在液相中富集,当钢中Ce含量为0.016 wt%时,在凝固末期其含量最高可达1.37 wt%。采用高温共聚焦原位观察法,研究了钢中添加0.016 wt%Ce对凝固形核和晶粒长大的影响规律。在50℃/min冷速下,稀土 Ce使奥氏体凝固形核面密度由68.8个/mm2提高至280.0个/mm2,将晶粒生长速率由～20μm/s降低至～2 μm/s。基于 Johnson-Mehl-Avrami-Kologoromov（JMAK）模型对凝固过程动力学分析。结果表明:含Ce超奥钢的形核机制由位置饱和型转变为位置饱和型加Avrami形核,凝固速率常数k由3.91×10-3降至1.79×10-5,凝固激活能降低139.86 kJ/mol。含Ce复合夹杂物（Ce2O3-Al2O3-SiO2系）的异质形核作用有效促进了凝固形核,且Ce在样品表面和固液界面富集而产生成分过冷度是稀土能够降低晶粒生长速率的主要原因。含Ce超奥钢在高冷速下（100℃/min）,形核数量密度可达440.3个/mm2,晶粒尖端生长速度可达22μm/s,同时易导致多个奥氏体晶粒发生生长融合现象,使稀土 Ce细化凝固组织功能降低。基于本研究,含0.016 wt%Ce S31254超奥钢在冷却速度为50℃/min发挥了最好的细化晶粒的效果。采用定向凝固和差热分析的方法,研究了钢中添加0.016 wt%Ce对凝固偏析和相组织演变规律。结果表明,S31254超奥钢实际凝固路径遵循热力学计算结果,首先由L→γ,继而从L→γ+第二相。Ce元素的添加使奥氏体和第二相析出温度差ΔT降低了 3.2℃,并通过增加残余液相成分过冷,促进铁素体相先于脆硬相σ的析出,而对固液界面前沿Mo的溶质再分配作用有限。中低冷速条件下,铁素体优先析出是改善凝固组织微观偏析的重要原因,在78℃/min的冷速条件下,通过铁素体析出,消耗液相中Mo元素,使Mo元素偏析比由4.11降至2.71,从而改善凝固组织的微观偏析。此外,铁素体的优先析出可缩短均匀化时间,降低枝晶间第二相的硬度,利于热加工的顺行。采用真空感应炉熔炼浇铸和模拟计算相结合的方法,研究了钢中添加0.005 wt%Ce对铸态组织演变和第二相析出的影响规律。结果表明,铸锭芯部在中等冷却（37.5℃/min-69℃/min）条件下,依靠含Ce复合夹杂物的异质形核作用,通过增加凝固过程形核晶粒密度,促进CET转变,使铸锭等轴晶区比例由18.38%扩大至50.81%;细化铸锭芯部等轴晶区凝固组织,使微观晶粒密度由2.06×108/m2提高至3.00×108/m2。铸锭等轴晶区比例的扩大及微观晶粒密度的增加减少了铸锭芯部的第二相析出,使铸锭芯部第二相比例由5.6%降至2.5%,且第二相尺寸细小、分布弥散,有利于铸锭芯部组织均匀化。
二、Numerical simulation on rapid melting and nonequilibrium solidification of pure metals and binary alloys（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、Numerical simulation on rapid melting and nonequilibrium solidification of pure metals and binary alloys（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）Nb-Ti-Co合金相图热力学计算及其定向凝固行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| §1.1 课题的研究背景与意义 |
| §1.2 定向凝固技术 |
| §1.2.1 定向凝固理论的研究 |
| §1.2.2 定向凝固方法的研究 |
| §1.2.3 定向凝固技术的应用 |
| §1.3 相图热力学计算 |
| §1.3.1 CALPHAD方法 |
| §1.3.2 常用相图计算软件 |
| §1.3.3 Thermo-Calc软件简介 |
| §1.4 研究目的和主要内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| §2.1 实验成分及试样制备 |
| §2.1.1 合金成分的选择 |
| §2.1.1 Nb-Ti-Co合金母锭的制备 |
| §2.1.1 Nb-Ti-Co定向凝固试样的制备 |
| §2.2 实验方法 |
| §2.2.1 组织观察与分析 |
| §2.2.2 性能测试与分析 |
| 第三章 Nb-Ti-Co合金相图热力学计算及验证 |
| §3.1 引言 |
| §3.2 微观偏析模型 |
| §3.3 Nb-Ti-Co合金相图热力学计算 |
| §3.3.1 Nb-Co二元相图 |
| §3.3.2 Nb-Ti二元相图 |
| §3.3.3 Ti-Co二元相图 |
| §3.3.3 Nb-Ti-Co三元相图 |
| §3.4 Nb-Ti-Co合金相图实验验证 |
| §3.5 本章小结 |
| 第四章 Nb-Ti-Co定向凝固合金组织演化规律及其机械性能 |
| §4.1 引言 |
| §4.2 Nb-Ti-Co铸态合金的显微组织 |
| §4.3 Nb-Ti-Co定向凝固合金的显微组织 |
| §4.3.1 Nb-Ti-Co定向凝固合金的组织演化 |
| §4.3.2 固/液界面以及定向凝固起始界面形态 |
| §4.4 Nb-Ti-Co包共晶定向凝固合金的凝固生长机制 |
| §4.4.1 抽拉速率对片层间距的影响 |
| §4.4.2 包共晶凝固生长机制 |
| §4.4 抽拉速率对Nb-Ti-Co定向凝固合金的硬度影响 |
| §4.5 本章小结 |
| 第五章 Ti/Co比率对Nb-Ti-Co合金凝固路径及渗氢性能的影响 |
| §5.1 引言 |
| §5.2 不同Ti/Co比率Nb-Ti-Co合金的凝固路径和显微组织 |
| §5.2.1 Nb-Ti-Co合金的凝固路径 |
| §5.2.2 Nb-Ti-Co合金的显微组织 |
| §5.3 合金氢渗透性 |
| §5.4 氢的溶解度和扩散度 |
| §5.4.1 Nb-Ti-Co合金的氢溶解度 |
| §5.4.2 Nb-Ti-Co合金的氢扩散度 |
| §5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者在攻读硕士期间的主要研究成果 |
（3）CMSX-10高温合金激光熔化沉积单晶生长控制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 航空发动机概述 |
| 1.3 镍基高温合金概述 |
| 1.3.1 镍基高温合金的发展 |
| 1.3.2 镍基高温合金的成分和组织 |
| 1.3.3 镍基高温合金的制备方法 |
| 1.4 单晶高温合金叶片的修复 |
| 1.4.1 单晶高温合金的修复技术现状 |
| 1.4.2 单晶高温合金的修复工艺研究进展 |
| 1.4.3 单晶高温合金修复缺陷的研究进展 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体 |
| 2.1.2 粉末 |
| 2.2 试验设备与试验方法 |
| 2.2.1 激光熔化沉积系统 |
| 2.2.2 单晶试样及粉末的准备 |
| 2.2.3 单晶激光熔化沉积方法 |
| 2.2.4 磁场辅助单晶激光熔化沉积方法 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 微观组织形貌及成分分析 |
| 2.3.3 晶体取向分析 |
| 第3章 单晶高温合金激光熔化沉积特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 单晶高温合金激光熔化沉积区的组织演变规律 |
| 3.2.1 单晶沉积区内部组织分布特征 |
| 3.2.2 单晶沉积区内部组织演变规律 |
| 3.3 单晶高温合金激光熔化沉积区外延生长特性 |
| 3.4 单晶高温合金激光熔化沉积工艺优化 |
| 3.5 沉积策略对单晶外延生长的影响 |
| 3.5.1 柱状晶-等轴晶转变 |
| 3.5.2 沉积策略对CET的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 单晶高温合金激光熔化沉积区的热裂纹形成机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 单晶激光熔化沉积区裂纹形貌及分布特征 |
| 4.3 单晶高温合金激光熔化沉积区热裂行为分析 |
| 4.4 单晶高温合金激光熔化沉积区热裂纹形成机制 |
| 4.4.1 热裂纹形成的液膜条件 |
| 4.4.2 热裂纹萌生与扩展的驱动力 |
| 4.4.3 Re元素对热裂纹的影响 |
| 4.5 单晶高温合金激光熔化沉积区热裂纹的调控 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 单晶高温合金激光熔化沉积区杂晶形成机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 杂晶的分布特征及分类 |
| 5.3 熔合界面处杂晶的形成机制 |
| 5.4 转向枝晶交汇处杂晶的形成机制 |
| 5.5 熔池流动对转向枝晶交汇处杂晶的影响 |
| 5.5.1 熔池形貌的演变行为 |
| 5.5.2 熔池形貌与转向枝晶的关系 |
| 5.5.3 Marangoni对流对熔池形貌的影响 |
| 5.5.4 熔池流动下的外延生长取向偏离和组织非均匀性 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 外加磁场对单晶高温合金沉积区的缺陷调控 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 稳恒磁场与单晶激光熔化沉积系统的耦合 |
| 6.3 稳恒磁场对熔池流动的抑制行为 |
| 6.3.1 横向稳恒磁场对熔池流动的抑制行为 |
| 6.3.2 纵向稳恒磁场对熔池流动的抑制行为 |
| 6.4 稳恒磁场对沉积区组织结构的影响 |
| 6.4.1 横向稳恒磁场对组织结构的影响 |
| 6.4.2 纵向稳恒磁场对组织结构的影响 |
| 6.5 稳恒磁场对沉积区的缺陷的调控机制 |
| 6.5.1 稳恒磁场对熔池流动的控制机制—磁阻尼效应 |
| 6.5.2 稳恒磁场对组织的影响机制—磁-质交互 |
| 6.5.3 稳恒磁场对单晶沉积区缺陷的调控效果 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
（4）激光增材制造Ti-Zr-V-Nb合金设计与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 激光增材制造技术概述 |
| 1.2.1 激光增材制造技术原理及其分类 |
| 1.2.2 激光增材制造技术的发展 |
| 1.3 钛合金的激光增材制造 |
| 1.3.1 α钛合金激光增材制造 |
| 1.3.2 α+β钛合金激光增材制造技术 |
| 1.3.3 β钛合金激光增材制造技术 |
| 1.4 钛合金的设计方法 |
| 1.4.1 d电子合金设计理论 |
| 1.4.2 第一性原理 |
| 1.4.3 Mo当量和Al当量法 |
| 1.4.4 “团簇+连接原子”结构模型 |
| 1.5 本文立题依据和研究内容 |
| 2 实验设备、材料及研究方法 |
| 2.1 成分设计 |
| 2.2 实验材料及前期准备 |
| 2.2.1 基板材料 |
| 2.2.2 增材制造成形材料 |
| 2.3 实验设备、参数及加工过程 |
| 2.4 成形性及冶金缺陷分析 |
| 2.4.1 单道沉积层宽度和高度变化 |
| 2.4.2 表面粗糙度 |
| 2.4.3 孔隙率 |
| 2.5 显微组织分析 |
| 2.5.1 XRD衍射实验 |
| 2.5.2 微观组织观察 |
| 2.5.3 EBSD实验 |
| 2.6 力学性能分析 |
| 2.6.1 显微硬度测试 |
| 2.6.2 压缩性能测试 |
| 2.7 摩擦磨损性能测试 |
| 2.8 电化学腐蚀测试 |
| 3 Ti-Zr-V-Nb合金的成形性及冶金缺陷 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 单道沉积层宽度和高度变化 |
| 3.3 Ti-Zr-V-Nb合金的表面粗糙度变化 |
| 3.4 Ti-Zr-V-Nb合金的缺陷 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Ti-Zr-V-Nb合金微观组织分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 物相分析 |
| 4.3 微观组织分析 |
| 4.4 晶粒取向分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Ti-Zr-V-Nb合金的性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti-Zr-V-Nb合金的力学性能 |
| 5.2.1 Ti-Zr-V-Nb合金的硬度 |
| 5.2.2 Ti-Zr-V-Nb合金的压缩性能 |
| 5.3 Ti-Zr-V-Nb合金的摩擦磨损性能 |
| 5.4 Ti-Zr-V-Nb合金的耐腐蚀性 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
（5）深过冷快速凝固条件下高熵合金的结构演变与力学性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与研究的目的和意义 |
| 1.2 高熵合金的定义 |
| 1.3 高熵合金的核心效用和相组成 |
| 1.3.1 高熵效应 |
| 1.3.2 晶格畸变效应 |
| 1.3.3 缓慢扩散效应 |
| 1.3.4 “鸡尾酒”效应 |
| 1.3.5 高熵合金的相组成 |
| 1.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.4.1 液相制备法 |
| 1.4.2 固相制备法 |
| 1.4.3 气相制备法 |
| 1.5 高熵合金的性能法 |
| 1.5.1 高熵合金的力学性能 |
| 1.5.2 高熵合金的物理性能 |
| 1.5.3 高熵合金的化学性能 |
| 1.6 深过冷快速凝固技术 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 落管样品的制备 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验分析方法 |
| 2.2.1 晶体结构及微观组织 |
| 2.2.2 力学性能 |
| 2.2.3 热力学参数 |
| 第3章 落管实验及其动力学和热力学分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 金属液滴在落管中下落的动力学分析 |
| 3.3 金属液滴在落管中下落的热力学分析 |
| 3.4 落管实验的预实验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 亚共晶Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11)高熵合金的非平衡凝固 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11.0)高熵合金球体的相组成 |
| 4.3.2 Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11.0)高熵合金球体的微观结构 |
| 4.3.3 Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11.0)高熵合金球体的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 共晶AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金的非平衡凝固 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金球体的相组成 |
| 5.3.2 AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金球体的微观结构 |
| 5.3.3 AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金球体的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术成果 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）强流脉冲电子束辐照WC-10%Co硬质合金改性组织性能及热稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 强流脉冲电子束及其材料表面改性 |
| 1.1.1 电子束发展及应用 |
| 1.1.2 强流脉冲电子束及其对材料组织结构的影响 |
| 1.1.3 HCPEB材料表面改性机制的物理描述 |
| 1.2 硬质合金及其表面改性 |
| 1.2.1 硬质合金及其应用 |
| 1.2.2 硬质合金的表面改性 |
| 1.2.3 硬质合金强流脉冲电子束改性研究现状 |
| 1.3 非平衡凝固与亚稳相 |
| 1.3.1 稳态与亚稳态 |
| 1.3.2 非平衡过程与亚稳相的形成 |
| 1.4 选题依据及主要研究内容 |
| 2 实验材料、设备与方法 |
| 2.1 强流脉冲电子束辐照工艺 |
| 2.1.1 电子束设备构成与放电流程 |
| 2.1.2 HCPEB装置放电流程与性能参数 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 微观结构与性能表征方法 |
| 2.3.1 微观形貌与结构分析 |
| 2.3.2 性能测试 |
| 2.4 理论分析方法 |
| 2.4.1 温度场模拟 |
| 2.4.2 高温扩散计算 |
| 2.4.3 热力学计算 |
| 3 强流脉冲电子束辐照WC-10%Co硬质合金表面改性 |
| 3.1 强流脉冲电子束YG10X硬质合金表面改性研究 |
| 3.1.1 表面形貌演变 |
| 3.1.2 截面形貌及成分分析 |
| 3.1.3 XRD分析 |
| 3.1.4 显微硬度 |
| 3.1.5 摩擦学性能 |
| 3.1.6 讨论 |
| 3.2 强流脉冲电子束YG10硬质合金表面改性研究 |
| 3.2.1 表面形貌演变 |
| 3.2.2 截面显微组织演变 |
| 3.2.3 相组成与微观组织分析 |
| 3.2.4 显微硬度 |
| 3.2.5 摩擦学性能 |
| 3.2.6 讨论 |
| 3.3 HCPEB辐照硬质合金改性过程中的尺寸效应 |
| 3.3.1 原始WC晶粒尺寸对改性形貌与组织的影响 |
| 3.3.2 改性组织性能及尺寸效应 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 强流脉冲电子束WC-10%Co硬质合金改性理论分析 |
| 4.1 温度场模拟 |
| 4.1.1 强流脉冲电子束在材料表层内的能量分布 |
| 4.1.2 温度场模型及计算结果分析 |
| 4.2 高温下的扩散 |
| 4.2.1 高温液态下的原子扩散 |
| 4.2.2 高温液态金属中溶质C的扩散系数 |
| 4.3 相变机制讨论 |
| 4.3.1 纳米石墨颗粒的析出行为 |
| 4.3.2 非平衡凝固过程中的相选择 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 HCPEB辐照WC-10%Co硬质合金改性组织热稳定性 |
| 5.1 表面形貌分析 |
| 5.2 相结构与显微组织分析 |
| 5.2.1 相结构 |
| 5.2.2 表面组织与元素分析 |
| 5.2.3 截面组织与元素分析 |
| 5.3 表面显微硬度 |
| 5.4 讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点摘要 |
| 6.3 展望 |
| 附录A W-C系统热力学数据及CALPHAD相图计算 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）Fe-Ni-B合金深过冷凝固行为与体积随温度变化规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 规则共晶形成理论 |
| 1.2.1 二元合金规则共晶转变 |
| 1.2.2 三元合金规则共晶转变 |
| 1.3 非规则反常共晶形成理论 |
| 1.3.1 非规则反常共晶的理论模型 |
| 1.3.2 非规则反常共晶的实验研究 |
| 1.4 深过冷凝固技术与非平衡凝固理论 |
| 1.4.1 深过冷凝固技术 |
| 1.4.2 再辉过程研究 |
| 1.4.3 界面形态与生长速率研究 |
| 1.4.4 非平衡组织的后续转变 |
| 1.5 凝固过程中相分数的研究 |
| 1.6 合金凝固收缩的研究现状 |
| 1.7 本课题的研究目的和内容 |
| 1.7.1 研究目的 |
| 1.7.2 主要内容 |
| 2 实验过程及方法 |
| 2.1 实验材料及合金制备 |
| 2.1.1 合金的选择 |
| 2.1.2 合金的配制 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 加热熔炼装置 |
| 2.2.2 测温装置 |
| 2.2.3 凝固界面记录装置 |
| 2.2.4 热处理装置 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 扫描组织分析(SEM) |
| 2.3.3 X射线衍射仪物相分析(XRD) |
| 2.3.4 显微硬度分析 |
| 2.3.5 密度分析 |
| 2.3.6 Matlab数据分析 |
| 2.4 技术路线 |
| 3 共晶生长理论模型 |
| 3.1 共晶转变JH模型的修正 |
| 3.1.1 推导定向生长方程 |
| 3.1.2 推导动态浓度偏微分方程 |
| 3.1.3 傅里叶系数B_0、 B_n的推导 |
| 3.1.4 平均浓度C_α,C_β的推导 |
| 3.1.5 生长速率、层片间距与过冷度关系的推导 |
| 3.2 理论模型计算 |
| 3.2.1 过冷度、生长速率与层片间距关系的理论计算 |
| 3.2.2 相图参数对生长速率的影响 |
| 3.3 小结 |
| 4 Fe-Ni-B合金非平衡凝固特性研究 |
| 4.1 Fe-Ni-B合金的冷却曲线 |
| 4.1.1 亚共晶Fe-Ni-B合金的冷却曲线分析 |
| 4.1.2 过共晶Fe-Ni-B合金的冷却曲线分析 |
| 4.2 Fe-Ni-B合金的再辉速率分析 |
| 4.2.1 亚共晶Fe-Ni-B合金的再辉速率 |
| 4.2.2 过共晶Fe-Ni-B合金的再辉速率 |
| 4.3 Fe-Ni-B合金的凝固界面形态分析 |
| 4.3.1 亚共晶Fe-Ni-B合金的凝固界面 |
| 4.3.2 过共晶Fe-Ni-B合金的凝固界面 |
| 4.4 Fe-Ni-B合金生长速率研究 |
| 4.4.1 亚共晶Fe-Ni-B合金的生长速率 |
| 4.4.2 过共晶Fe-Ni-B合金的生长速率 |
| 4.5 过共晶Fe-Ni-B合金生长速率与再辉速率关系 |
| 4.6 Fe-Ni-B合金的各相分数测试研究 |
| 4.6.1 冷却曲线基线法计算初生相分数 |
| 4.6.2 格子计数法计算初生相分数 |
| 4.6.3 再辉度与初生相分数关系研究 |
| 4.7 Fe-Ni-B合金凝固时体积变化 |
| 4.7.1 亚共晶Fe-Ni-B合金凝固时体积变化 |
| 4.7.2 过共晶Fe-Ni-B合金凝固时体积变化 |
| 4.7.3 再辉度与凝固收缩率的关系 |
| 4.8 Fe-Ni-B合金凝固时体积随温度的变化关系 |
| 4.9 小结 |
| 5 Fe-Ni-B合金凝固组织与性能研究 |
| 5.1 Fe-Ni-B合金金相组织分析 |
| 5.1.1 亚共晶Fe-Ni-B合金的金相组织 |
| 5.1.2 过共晶Fe-Ni-B合金的金相组织 |
| 5.2 Fe-Ni-B合金扫描组织分析 |
| 5.2.1 亚共晶Fe-Ni-B合金的扫描组织 |
| 5.2.2 过共晶Fe-Ni-B合金的扫描组织 |
| 5.3 Fe-Ni-B合金的XRD分析 |
| 5.4 Fe-Ni-B合金的显微硬度分析 |
| 5.5 Fe-Ni-B合金的密度分析 |
| 5.6 后续热处理对Fe_(38)Ni_(38)B_(24)合金凝固组织与性能的影响 |
| 5.6.1 热处理Fe_(38)Ni_(38)B_(24)合金的组织分析 |
| 5.6.2 热处理Fe_(38)Ni_(38)B_(24)合金的物相分析 |
| 5.6.3 热处理Fe_(38)Ni_(38)B_(24)合金的显微硬度分析 |
| 5.7 小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
（8）Al-Mg-Si系合金亚快速凝固行为、微观组织演化及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 过冷熔体非平衡凝固理论 |
| 1.2.1 溶质再分配与溶质捕获 |
| 1.2.2 非平衡凝固过程的过冷理论 |
| 1.2.3 过冷熔体枝晶自由生长模型 |
| 1.3 溶质元素微观偏析理论 |
| 1.4 Al-Mg-Si系铝合金的析出强化机制 |
| 1.4.1 铝合金热处理工艺 |
| 1.4.2 Al-Mg-Si系铝合金的时效析出机制 |
| 1.4.3 合金元素对Al-Mg-Si体系时效析出的影响 |
| 1.5 亚快速凝固研究进展 |
| 1.5.1 冷却速率分类 |
| 1.5.2 亚快速凝固工艺技术 |
| 1.5.3 亚快速凝固研究现状 |
| 1.5.4 亚快速凝固研究存在的一些问题 |
| 1.6 本论文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 合金熔炼工艺 |
| 2.2.2 非平衡凝固工艺 |
| 2.2.3 轧制及热处理工艺 |
| 2.3 样品检测与表征 |
| 2.3.1 化学成分分析 |
| 2.3.2 微观组织检测 |
| 2.3.3 材料性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 亚快速凝固铝合金微观组织及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 凝固工艺对6022铝合金微观组织及力学性能的影响 |
| 3.2.1 实验材料及制备 |
| 3.2.2 凝固过程分析 |
| 3.2.3 微观组织 |
| 3.2.4 力学性能 |
| 3.3 Mg对亚快速凝固铝合金微观组织及力学性能的影响 |
| 3.3.1 实验材料及制备 |
| 3.3.2 Mg含量对铝合金CET的作用及机制 |
| 3.3.3 Mg含量对铝合金相选择的作用及机制 |
| 3.3.4 Mg含量对铝合金微观偏析的作用及机制 |
| 3.3.5 Mg含量对铝合金力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 多元Al-Mg-Si-Fe合金的亚快速凝固行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及制备 |
| 4.2.1 材料化学成分 |
| 4.2.2 非平衡凝固工艺 |
| 4.3 微观组织演化研究 |
| 4.3.1 冷却速率对SDAS的影响 |
| 4.3.2 冷却速率对第二相的影响 |
| 4.4 微观成分偏析研究 |
| 4.4.1 冷却速率对溶质元素分布的影响 |
| 4.4.2 实际溶质分配系数计算 |
| 4.4.3 Al-0.76Mg-0.93Si-0.20Fe铝合金微观成分偏析 |
| 4.5 Al-Mg-Si-Fe四元体系溶质相互作用及机制 |
| 4.5.1 多元体系枝晶自由生长模型 |
| 4.5.2 Al-0.76Mg-0.93Si-0.20Fe合金枝晶生长速率计算 |
| 4.5.3 Al-0.76Mg-0.93Si-0.20Fe四元体系溶质间相互作用 |
| 4.5.4 溶质元素在液态Al中的扩散系数 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 固溶温度对亚快速凝固铝合金人工时效的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及制备 |
| 5.3 铝合金亚快速凝固组织 |
| 5.4 固溶温度对铝合金微观组织的影响 |
| 5.5 固溶温度对铝合金电导率的影响 |
| 5.6 固溶温度对铝合金力学性能的影响 |
| 5.6.1 时效硬化曲线 |
| 5.6.2 力学性能 |
| 5.7 固溶温度对析出相的影响 |
| 5.7.1 TEM组织表征 |
| 5.7.2 APT组织表征 |
| 5.7.3 固溶温度对溶质原子固态扩散的影响 |
| 5.7.4 固溶温度对Al基体空位浓度的影响 |
| 5.7.5 DSC分析 |
| 5.8 淬火态铝合金强化机制 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（9）电磁搅拌2A14铝合金空心铸锭偏析行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 研究背景 |
| 1.1 大规格铝合金与连铸工艺研究现状 |
| 1.1.1 2XXX铝合金 |
| 1.1.2 铝合金半连铸工艺 |
| 1.1.3 半连铸凝固过程 |
| 1.1.4 电磁搅拌在凝固过程的应用 |
| 1.1.5 铝合金空心铸锭 |
| 1.2 半连铸中的元素偏析行为 |
| 1.2.1 微观偏析 |
| 1.2.2 宏观偏析 |
| 1.3 半连铸过程与元素偏析的数值模拟研究 |
| 1.3.1 半连续铸造的数值模拟 |
| 1.3.2 半连铸过程中元素偏析的数值模拟 |
| 1.4 研究目的及内容 |
| 1.4.1 研究目的和意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 研究方案 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 电磁搅拌半连铸实验 |
| 2.2.1 铝合金熔炼 |
| 2.2.2 电磁搅拌半连铸实验 |
| 2.2.3 均匀化热处理 |
| 2.3 测试与分析方法 |
| 2.3.1 试样制备与金相分析 |
| 2.3.2 微观组织分析 |
| 2.3.3 宏观偏析测量 |
| 2.3.4 微观偏析测量 |
| 2.4 普通半连铸与电磁搅拌半连铸过程的数学模型 |
| 2.4.1 物理模型的建立 |
| 2.4.2 热物性参数计算方法 |
| 2.4.3 电磁搅拌中的电磁场模拟方法 |
| 2.4.4 半连铸过程模拟方法 |
| 3 电磁搅拌半连铸空心铸锭数值模拟研究 |
| 3.1 数值模拟原理 |
| 3.1.1 热物性参数计算 |
| 3.1.2 电磁场模型 |
| 3.1.3 控制方程 |
| 3.1.4 边界条件 |
| 3.2 模拟结果 |
| 3.2.1 电磁场分布 |
| 3.2.2 宏观物理场 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 电磁搅拌对空心铸锭中凝固组织的影响 |
| 4.1 电磁搅拌半连铸实验 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 电磁搅拌对晶粒的影响 |
| 4.2.2 电磁搅拌对非平衡共晶相的影响 |
| 4.3 讨论与分析 |
| 4.3.1 晶粒细化 |
| 4.3.2 非平衡共晶相 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 电磁搅拌对空心铸锭中元素偏析的影响 |
| 5.1 电磁搅拌半连铸实验 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 电磁搅拌对宏观偏析的影响 |
| 5.2.2 电磁搅拌对Cu元素分布的影响 |
| 5.2.3 电磁搅拌下Cu元素的分布曲线 |
| 5.2.4 电磁搅拌对Cu元素有效分配系数的影响 |
| 5.3 讨论与分析 |
| 5.3.1 微观偏析 |
| 5.3.2 宏观偏析 |
| 5.3.3 微观偏析与宏观偏析共同作用 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（10）含Ce超级奥氏体不锈钢凝固特性及第二相控制基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超奥钢应用及生产现状 |
| 2.1.1 超奥钢发展历程 |
| 2.1.2 国内外奥氏体不锈钢产能变化 |
| 2.2 超奥钢概述 |
| 2.2.1 超奥钢的化学成分及作用 |
| 2.2.2 超奥钢凝固特点 |
| 2.3 超奥钢研究现状 |
| 2.3.1 热力学相图计算研究进展 |
| 2.3.2 凝固组织演变机理和偏析控制研究进展 |
| 2.3.3 热变形组织演化和诱导第二相析出研究进展 |
| 2.3.4 小结 |
| 2.4 稀土元素在钢中应用 |
| 2.4.1 稀土元素概述 |
| 2.4.2 稀土细化凝固组织晶粒研究现状 |
| 2.5 课题研究背景与内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 实验方法与样品表征 |
| 3.1 实验原料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 钢中添加稀土Ce实验 |
| 3.2.2 凝固过程原位在线观察实验 |
| 3.2.3 定向凝固实验 |
| 3.2.4 熔炼浇铸实验 |
| 3.3 稀土Ce在钢中存在状态预测 |
| 3.4 样品制备与表征 |
| 3.4.1 样品制备 |
| 3.4.2 微观组织分析与性能测试 |
| 3.5 计算软件评估 |
| 4 铸态组织凝固偏析及第二相析出的研究 |
| 4.1 连铸坯宏观凝固组织分析 |
| 4.2 连铸坯微观凝固组织分析 |
| 4.3 连铸坯凝固过程冷却特点 |
| 4.4 连铸坯中夹杂物 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 凝固过程相组织演变热力学的研究 |
| 5.1 S31254超奥钢—平衡相图 |
| 5.2 S31254超奥钢—非平衡凝固相图 |
| 5.3 合金元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.3.1 耐蚀元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.3.2 微合金元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.3.3 Mo、Cr元素协同作用对S31254超奥钢相组织影响规律 |
| 5.4 Ce元素对S31254超奥钢凝固相变影响规律 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 钢中添加稀土Ce对凝固形核及晶粒长大影响的研究 |
| 6.1 稀土Ce对凝固形核及晶粒长大的影响 |
| 6.1.1 S31254超奥钢凝固过程原位观察 |
| 6.1.2 稀土Ce对凝固形核及晶粒长大过程动力学的影响 |
| 6.1.3 稀土Ce对凝固形核的影响 |
| 6.1.4 稀土Ce对典型奥氏体晶粒长大过程影响 |
| 6.2 冷却速度对含Ce S31254超奥钢凝固形核及晶粒长大的影响 |
| 6.2.1 不同冷速下含Ce S31254超奥钢凝固过程原位观察 |
| 6.2.2 不同冷速下S31254超奥钢凝固过程对照分析 |
| 6.2.3 冷却速度对凝固形核及晶粒长大过程动力学的影响 |
| 6.2.4 稀土Ce耦合冷却速度变化对凝固形核的影响 |
| 6.2.5 稀土Ce耦合高冷速对晶粒长大的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 钢中添加稀土Ce对凝固偏析及相组织演变规律的研究 |
| 7.1 S31254超奥钢熔化和凝固过程差热分析 |
| 7.2 不同凝固速度下定向凝固样品固液界面形貌 |
| 7.3 凝固过程元素再分配与微观偏析 |
| 7.3.1 稀土Ce对超奥钢元素再分配与微观偏析的影响 |
| 7.3.2 凝固速度对含Ce超奥钢元素再分配与微观偏析的影响 |
| 7.4 凝固过程相组织演变 |
| 7.4.1 稀土Ce对超奥钢凝固过程相组织演变的影响 |
| 7.4.2 凝固速度对含Ce超奥钢凝固过程相组织演变的影响 |
| 7.5 钢中第二相转变对其性能的影响 |
| 7.5.1 第二相转变对凝固组织均匀化的影响 |
| 7.5.2 第二相转变对枝晶间硬度的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 钢中添加稀土Ce对铸态组织演变及第二相析出的研究 |
| 8.1 宏观凝固组织特征及统计分析 |
| 8.2 微观凝固组织特征及统计分析 |
| 8.3 稀土Ce对钢中夹杂物的影响 |
| 8.4 稀土Ce对凝固过程CET转变的影响 |
| 8.4.1 凝固数值模拟模型构建与计算参数确定 |
| 8.4.2 凝固模拟计算结果与讨论 |
| 8.4.3 CET转变图计算 |
| 8.5 稀土Ce对铸锭第二相析出及芯部元素偏析的影响 |
| 8.6 本章小结 |
| 9 结论和创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 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 |
四、Numerical simulation on rapid melting and nonequilibrium solidification of pure metals and binary alloys（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]Nb-Ti-Co合金相图热力学计算及其定向凝固行为研究[D]. 王金华. 桂林电子科技大学, 2021
- [3]CMSX-10高温合金激光熔化沉积单晶生长控制[D]. 卢楠楠. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [4]激光增材制造Ti-Zr-V-Nb合金设计与组织性能研究[D]. 赵紫松. 大连理工大学, 2021(01)
- [5]深过冷快速凝固条件下高熵合金的结构演变与力学性能调控[D]. 赵康. 山东大学, 2021(09)
- [6]强流脉冲电子束辐照WC-10%Co硬质合金改性组织性能及热稳定性研究[D]. 彭文海. 大连理工大学, 2021
- [7]Fe-Ni-B合金深过冷凝固行为与体积随温度变化规律研究[D]. 杨恬. 西安工业大学, 2021(02)
- [8]Al-Mg-Si系合金亚快速凝固行为、微观组织演化及力学性能[D]. 刘泽田. 吉林大学, 2020(03)
- [9]电磁搅拌2A14铝合金空心铸锭偏析行为研究[D]. 李晓芃. 北京有色金属研究总院, 2020(08)
- [10]含Ce超级奥氏体不锈钢凝固特性及第二相控制基础研究[D]. 王旗. 北京科技大学, 2020