一、Ni-Cr-Al合金Ti+Nb微合金化前后相含量及其分布对高温性能的影响（论文文献综述）
潘士伟[1]（2022）在《纳米弥散相在含锆铝合金中的析出行为与强化机制》文中指出Al3Zr纳米颗粒因其良好的热稳定性在开发耐热铝基合金方面拥有较大应用潜力。然而其弥散强化效果受到粒子密度和体积分数的限制;此外多元体系凝固/变形/热处理过程中多组元间交互作用复杂,Al3Zr弥散强化与各体系中本征相强化作用往往难以兼得。针对上述问题,本文选取Al-Cu和Al-Mn两种材料体系,结合热力学/DFT计算、SEM/TEM/EBSD/APT等表征手段和室温/高温拉伸测试,对合金中纳米Al3Zr弥散相的析出行为与强化机制进行了系统的研究。本文充分考虑析出影响因素及体系相平衡、通过合适的元素成分配比与均匀化/时效工艺的设计,调控Al3Zr析出行为并协同发挥其与体系本征相的强化效果。第一部分研究阐明了微量Er、Zr单独/复合添加对Al-Cu合金组织与性能的影响机制。单独添加Er元素时,凝固过程中形成的Al8Cu4Er粗大共晶相会降低后续时效强化效果,同时组织中Al3Er的析出也受到严重抑制;而Er、Zr复合添加可获得高密度（1.33×1021m-3）的Al3（Er,Zr）相,其对θ’-Al2Cu相的异质形核促进作用可弥补因共晶相形成所导致的负面影响,合金屈服强度得到显着提升。第二部分研究基于热力学计算设计出Al-2.5Cu-0.28Zr（wt.%）系合金,并尝试采用连续升温热处理以代替高温均匀化,在充分促进Al3Zr析出并抑制其粗化的同时最大程度地实现Cu固溶;并在此基础之上引入Si、Sn/Mg以分别促进Al3Zr与θ’相的析出,两种类型的第二相分别主要分布于枝晶中心与边缘区域、协同强化使合金室温屈服强度从72 MPa大幅提升至199 MPa,在高密度Al3Zr作用下合金250℃拉伸屈服强度可达到129 MPa,上述性能均远胜于Al-Cu（-Zr）参照合金;此外,对Cu元素影响下Al3Zr沿{002}Al惯习面聚集析出现象进行了分析与讨论。第三部分研究系统分析了 Al-2.5Cu-0.28Zr（wt.%）系合金在冷轧退火过程中的再结晶行为,其中Al-Cu-Zr-Si-Sn-Mg（B3）合金内因高密度Al3Zr的存在、在300-450℃区间展现出优异的再结晶抗力;定量探究了合金在400℃长时间保温过程中拉伸性能演变,结果表明在保温的不同阶段B3合金的强度均优于参照合金（如保温1000 h屈服强度为80MPa）;借助HAADF-STEM表征发现长期保温后大量Al3Zr内部沿{100}面形成了反相畴界（APB）,局部位置多重APB之间粒子结构为D023型、此时APB的产生预示着Al3Zr内部Ll2-D023相转变的开始;此外具有多重APB的粒子内部存在Cu元素在APB附近偏聚的现象,该行为可有效释放应变、降低能量,DFT计算结果证明Cu元素在体系能量的驱动下倾向于往连接D023与L12结构的纯Al层扩散偏聚。第四部分研究通过在3003合金中微量添加Zr结合连续升温热处理,设计出微观组织以弥散分布的纳米α-Al（Mn,Fe）Si与Al3Zr为特征的新型耐热铝合金。连续升温过程中α及Al3Zr依次在枝晶边缘和中心分别析出,弥散相的密度与均匀性相较于3003和Al-Zr参照合金均有显着改善,枝晶边缘存在A13Zr依附α粒子析出行为、取向关系为:[001]Al//[001]Al3Zr//[532]α及{200}Al//{100}Al3Zr//{-352}α。合金在 400℃ 具有优异耐热性（保温 12 h 至 250 h其屈服强度107 MPa保持稳定）,保温过程中Al3Zr的持续析出弥补了 α粗化所带来的软化效果,研究总结了通过α相的长大降低基体中Si含量以控制Al3Zr粗化的调控机制。本文中的研究成果对含Zr铝合金的生产具有积极意义,为多元体系中Al3Zr粒子析出行为的调控及充分发挥Al3Zr粒子与合金本征相的协同强化效果提供了一种有效思路。
张乾伟[2]（2021）在《Nb、Ti元素对NiAl-Cr（Mo）合金组织及力学性能的影响》文中指出NiAl合金具有低密度,高热导率、高熔点以及优良的抗氧化性能等优点,然而室温脆性及较低的高温强度严重影响了其工业应用。之前的研究表明合金化和制备复合材料是改善合金力学性能的有效方法,且过共晶成分合金可以增大Cr（Mo）增强相在合金中的占比,从而明显改善合金的综合性能。在此基础上,本文向NiAl-Cr（Mo）过共晶合金中添加不同含量的Nb、Ti元素,观察合金的铸态及定向凝固组织,随后对合金进行了热处理和力学性能测试,研究了合金成分、凝固工艺参数和热处理对合金微观组织和力学性能的影响规律以及合金的断裂行为,主要研究结果如下:铸态NiAl-32Cr-6Mo过共晶合金微观组织由初生Cr（Mo）枝晶和NiAl+Cr（Mo）共晶组成。添加Nb、Ti元素后铸态合金中共晶胞和共晶片层组织的形成被扰乱,胞界分布着块状Cr2Nb相和Ni2AlTi相。随添加量的增多,沉淀相的数量也会逐渐增加。对于定向凝固NiAl-Cr（Mo）-Nb合金,在抽拉速率为6μm/s时,通过初生相和共晶的竞争生长,最终在稳态生长时初生相均被淘汰,获得了全共晶凝固组织。由于合金成分偏离共晶点太大,定向凝固NiAl-32Cr-6Mo-3Nb-3Ti合金中得不到全共晶组织,且随抽拉速率的增大初生相含量更多。热处理后合金的相组成均未发生变化,铸态合金热处理后共晶片层发生明显的粗化和球化,但定向凝固合金热处理后组织比较稳定。此外,合金中沉淀相的分布变得更加均匀。添加Nb和Ti后,Cr2Nb相和Ni2AlTi沉淀相会明显提高合金的硬度、室温压缩强度和高温压缩强度,但Cr（Mo）初生相增多以及共晶组织退化对性能不利,因此添加微量元素后铸态合金的强度和硬度先增加后下降。但是,定向凝固合金中规则排列的全共晶组织使合金的强度和硬度得到了显着地提高。由于热处理后合金中沉淀相在组织中重新分布,合金的室温断裂强度和断裂应变均有不同程度提高。在合金的室温压缩断口可观察到解理面和撕裂棱,所有合金均呈现出典型的脆性断裂。热处理后Cr（Mo）相中NiAl颗粒的粗化和位错的增多使合金硬度出现一定程度下降,室温断口中可见有类韧窝状断口出现。高温压缩后共晶片层几乎都出现了波浪形变形带,片层错配明显增多。此外,有小块Cr（Mo）片层脱落,胞界处有细微裂纹产生。与合金室温性能的变化类似,适量的Nb加入能显着改善铸态合金的高温压缩强度。过量的Nb加入会导致枝晶增多,同时会影响共晶胞及共晶片层的形成,从而降低合金的高温强度。相比于铸态合金,具有规则全共晶组织的定向凝固合金的高温强度显着提高。
王草[3]（2021）在《(CoCrFeNi)94Ti2Al4高熵合金相析出行为及力学性能的研究》文中研究说明与传统合金不同,高熵合金包含5种或者5种以上含量在5%到35%之间的组元。由于其具有高混合熵效应、晶格畸变效应、迟滞扩散效应、“鸡尾酒”效应使其具有很多优异性能从而引起人们的广泛关注。但是具有FCC结构的高熵合金室温强度较低,影响其室温及高温下的应用。本文针对细晶粒尺寸（90%冷轧+900℃/0.5h再结晶）和粗晶粒尺寸（90%冷轧+1100℃/0.5h再结晶）的（CoCrFeNi）94Ti2Al4高熵合金,探索不同时效工艺参数条件下合金微观组织形貌与力学性能之间的关系。首先是将合金分别在600℃、650℃、750 ℃、800℃分别时效2 h、10 h、30 h,发现细晶样品在600℃时效2 h时晶界处已经出现具有L12结构的γ’相和具有L21结构的Heusler相,且随着时效温度的升高,晶界处γ’相含量明显降低,直至800℃时消失,而Heusler相含量随着时效温度的升高而增加。经过时效热处理的细晶样品室温屈服强度达到997 MPa,抗拉强度达到1345 MPa,同时还保持28%的断后伸长率,其强度提高的主要支撑为析出强化。随后还研究了不同应变速率和不同拉伸温度下（CoCrFeNi）94Ti2Al4高熵合金的力学行为,发现再结晶态样品抗拉强度随着拉伸温度和应变速率的增加呈现出降低趋势,表现出负的应变速率敏感系数。在600℃以10-4 s-1应变速率拉伸时观察到Heusler相动态析出,由于溶质原子易于通过滑移位错进行扩散,造成孪晶界附近存在明显的元素偏析,且孪晶界是Heusler相的优先形核位置。在较高温度拉伸时,拉伸曲线上出现锯齿状流变应力,锯齿的应力降幅度随着拉伸温度的增加和应变速率的降低而增加,通过平均场理论可以对拉伸时不同应变速率下出现的最大应力幅度进行定量预测。
李文道[4]（2021）在《基于多组元扩散多元节的CoNi基高温合金1000-1150℃组织稳定性与元素作用研究》文中研究指明γ’相强化钴基高温合金具有成为新一代高温结构材料的潜力,被2014年欧洲高温合金大会（Eurosuperalloys2014）的主旨报告誉为“高温合金技术未来发展的七大趋势之一”。但是,该合金的发展和应用仍存在诸多挑战,如γ’相溶解温度低、γ/γ’两相区窄、抗氧化性能差和密度高等。发展多组元CoNi基高温合金是应对上述挑战的有效途径;但是,随着合金化程度增加,复杂多组元合金体系的合金化原理成为亟待解决的关键科学问题之一,尤其是合金化元素对合金在1000℃及以上组织稳定性的影响规律和机制,而这方面的研究目前非常匮乏。通过传统研究方法解决上述科学问题需要的周期长、成本高。因此,需要发展一种更加高效的研究方法以加速多组元CoNi基高温合金体系的合金化原理研究。本论文在课题组前人研究工作基础上,以材料基因工程理念为指导,针对多组元CoNi基高温合金,开展了以下研究:（1）探索和发展了基于多组元扩散多元节的高通量实验方法,并应用该方法研究了γ和γ’相形成元素对合金在1000℃组织稳定性的影响规律,同时积累了超过1700组CoNi基高温合金成分和组织量化关系的实验数据;（2）在此基础上,通过机器学习建立该合金的成分和组织量化关系预测模型,并形成数据驱动的合金设计方法;（3）结合多种表征手段,深入研究Ni、Cr和Al/W 比对合金在1000-1150℃组织稳定性、γ/γ’两相纳米硬度、抗氧化性能等方面的影响规律和机制,进一步加深对这三个关键参量合金化原理的认识,以指导合金成分设计。本论文设计的多组元扩散多元节以Co-20Ni-7Al-8W-1Ta-4Ti为基础合金,由15个扩散偶和7个三元节组成,共针对Ni、Cr、Al、W、Ti、Ta、Mo、Nb等8种合金化元素,研究其单独或交互作用对基础合金1000℃组织稳定性的影响规律,并为机器学习积累实验数据。结果表明,增加Ni含量可提高γ’相体积分数;但是,Ni含量过高会促进有害相χ相的析出。在避免析出二次相的前提下,提高Cr/W 比可有效增加Cr的最大添加量,且Cr的添加可提高γ’相体积分数,一定程度上弥补W含量下降导致的γ’相体积分数降低。用Al替代W,即Al/W 比增大使γ’相体积分数先增后降,同时可显着降低合金密度;但是,该值过高时会导致β相析出。用Ta、Mo、Nb替代W,过量时均会导致χ相的析出,并进一步降低γ’相体积分数;而Ti等量替代W不易促进二次相析出,且仅略微降低γ’相体积分数。γ’相形成元素促进二次相析出的强弱顺序为:Nb>Ta≈Al>Mo>Ti。多组元扩散多元节的研究积累了大量CoNi基高温合金成分和组织量化关系的实验数据,具体包括1000℃合金成分和相组成的对应关系,以及合金成分和γ’相体积分数的对应关系。以此为基础,本论文建立了数据驱动的机器学习合金预测模型,可针对该系列合金1000℃的合金成分和部分组织参量（相组成和γ’相体积分数）的量化关系进行预测,为合金设计提供支撑。对比机器学习和相图计算对合金组织的预测结果表明,机器学习模型对多组元合金体系的预测精度更高,弥补了相图计算在这方面的不足;但相图计算可以弥补机器学习外推能力较弱的不足。因此,机器学习与相图计算相结合更有利于多组元合金体系的成分设计和研发工作。Ni、Cr和Al/W 比对多组元CoNi基合金1000-1150℃组织稳定性和部分性能的影响规律和机制研究表明,同时提高Ni含量和Al/W 比可显着提高合金的高温组织稳定性,使其经1150℃/1000h时效后仍能保持较高γ’相体积分数且无二次相析出。增大Al/W 比可显着改变成分配分行为,并引起γ/γ’两相错配度的增大,从而显着改变γ’相形貌;此外,还可促进合金在1000℃氧化时形成连续而致密的Al2O3氧化层,并显着提高其抗氧化性能。但是,增大Al/W比会明显降低γ和γ’相室温硬度。Cr可促进合金在1000℃静态氧化时形成连续Cr2O3氧化层（但不致密）,并提高其抗氧化性能;Cr还可有效提高γ’相室温硬度。但是,提高Cr含量会促使W从γ’相中向γ相中富集,并降低W在γ相中的固溶度,从而促进μ相的析出。本论文基于以上研究内容,发展了多组元扩散多元节和机器学习相结合的多组元CoNi基高温合金设计方法,不仅为加速该合金体系的研发奠定了基础,还为材料基因工程技术在高温合金研究领域的应用提供了示范,并可推广应用至其他金属材料的研发之中。同时,系统阐明合金化元素对多组元CoNi基高温合金1000℃及以上组织稳定性的影响规律,丰富和发展γ’相强化钴基高温合金的合金化原理,为该系列合金的成分设计与优化提供物理冶金依据。
陈晓玮[5]（2021）在《母合金法制备粉末镍基高温合金及性能研究》文中认为粉末镍基高温合金具有优异的高温力学性能、良好的抗氧化和耐腐蚀性能,目前主要采用热等静压+等温锻造（热挤压）工艺制备,原料粉末成本高,且难以制备小型复杂形状零件。本文提出母合金法与注射成形技术结合的方法制备镍基合金,以母合金粉末和超细羰基镍粉混合粉末为原料,通过增加粉末比表面积和晶格畸变、提高粉末间的化学成分梯度来提高烧结过程中原子迁移的驱动势,达到强化烧结的目的,实现粉末高温合金小型复杂形状零部件的低成本制备。将热力学计算与扩散偶方法应用于母合金成分设计,研究了母合金液相的润湿性与渗透性、母合金固相的扩散与相变行为。提高合金元素浓度梯度虽然可以降低合金粉末的使用量,但与目标合金相组成差异增大,在固相扩散过程中易形成NiAl阻挡层与σ相,阻碍合金元素的均匀化过程。母合金需要有低液相线温度、与目标合金相近的相组成、与基体良好的润湿性、在多孔坯体中由毛细作用力下较快的渗透速率,MA35Ni母合金满足上述条件,是最适用于制备MIM418合金的母合金成分。通过气雾化法制备得到MA35Ni母合金粉末,其球形性好,氧含量仅为490ppm。同时开发了更低成本的粉末制备工艺,通过铸锭破碎法制备得到母合金粉末,其粒径更加细小,但氧含量略高（≤0.2%）。采用气雾化法与铸锭破碎法制备的母合金粉末,最终烧结态合金抗拉强度分别为1047MPa、930MPa,均高于铸造合金强度。研究了母合金法MIM418合金的烧结致密化机理,对烧结过程中的扩散行为、相演变行为进行了表征。烧结过程中合金元素扩散行为不同步,Al元素由于在Ni基体中有最高的扩散速率,在液相出现前,通过固相扩散进入Ni基体,并在界面前沿析出大量5 nm左右细小的γ’相,导致升温过程中γ’相的形貌、尺寸随Al元素浓度变化而变化,但由于最终烧结温度高于γ’相固溶温度,γ’相在烧结冷却过程从过饱和固溶体中重新均匀析出。Cr、Mo等高熔点元素则主要通过液相进行扩散。母合金中的Nb主要存在于（Nb,Ti）C中,由于MC碳化物溶解温度高,Nb元素扩散困难。烧结过程中瞬时液相的演变表现为等温凝固过程,Ni颗粒在液相出现后逐渐溶解,导致界面前沿合金熔点上升,从而发生凝固。瞬时液相中主要合金元素为Cr,在凝固后的富Cr液相演变为晶界M23C6型碳化物,有利于钉扎晶界,减小晶粒尺寸。瞬时液相的出现加速了致密化过程与合金均匀化速率,经过烧结工艺的优化,烧结态合金的相对密度高达98.37%。系统表征了母合金法MIM418合金的力学性能,其室温与高温800℃下抗拉强度分别为1047 MPa、819 MPa,分别高于铸造K418合金强度70.7%、8.5%。经长时间高温热暴露后,其性能依然十分稳定,在900℃下热暴露200 h后,抗拉强度与延伸率分别为1246MPa、7.8%。通过母合金法与注射成形技术制备了尺寸收缩均匀、外观无缺陷的增压涡轮,实现了小型复杂形状粉末高温合金零件的近终成形。本文为建立高合金化材料的母合金法制备技术奠定了理论和技术基础,对扩大高性能粉末高温合金和注射成形技术的应用有积极的推动作用。
李叶凡[6]（2020）在《Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为》文中指出Ni3Al基高温合金凝固组织复杂,其最终使用性能与其凝固组织形成与演化过程密切相关,系统阐明宽冷却速度范围组织演变和相变行为,对理解Ni3Al基合金凝固行为,以及非平衡凝固工艺的开发具有重要的理论意义和实用价值。本文选用Ni3Al基合金作为实验材料,采用具有较低凝固速率的常规凝固工艺与真空铜模喷铸急冷凝固和雾化快速凝固技术,对比研究了该合金从较低冷却速度凝固到快速凝固过程的合金组织演变行为及相变机制。并在此基础上,通过喷铸合金与常规凝固合金的对比研究,探索快速凝固造成的原始组织差异对合金在热暴露过程中相变行为、组织演变规律以及高温氧化行为的影响。快速凝固使Ni3Al基合金组织中枝晶干γ′相尺寸由双峰分布（常规凝固）转为单峰分布,二次γ’相消失;枝晶间界面处γ′相包覆层消失;枝晶间β相发生马氏体相变,α-Cr析出相与马氏体基体相界面处的共格应力促进了{111}原子面上位错向层错和孪晶的转变,形成具有高密度层错与微孪晶亚结构的马氏体。在快速凝固条件下,Ni3Al基合金枝晶间组织体积分数随冷却速度的增加而增加,二次枝晶间距、枝晶干γ′相尺寸以及碳化物数量降低。Ni3Al基合金中Cr、Fe在枝晶干γ相偏聚,快速凝固提高了Cr、Fe原子在γ′相中的溶解度,并优先替代γ’相中的Al原子,使得枝晶干γ相和γ′相的晶格常数减小,两相晶格错配程度增大,从而导致在γ/γ′相界面处形成刃型位错。600℃热暴露时,常规凝固Ni3Al基合金组织中γ’相包覆层发生明显宽化,枝晶间β相内析出大量板块状γ’相和近球形或棒状α-Cr相;γ′相包覆层内初生Cr7C3碳化物分解,生成二次Cr23C6碳化物和γ′相。快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体板条直接转变为具有高密度微孪晶亚结构的γ′相。900℃热暴露时,常规凝固合金枝晶间β相内γ’相和α-Cr颗粒数量明显减少,快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体首先完全转变成有序B2-β相,而后析出无明显位错和孪晶的γ′相。600℃等温氧化时,Ni3Al基合金氧化膜主要由NiO、Al2O3、Cr2O3和NiFe2O4组成。常规凝固合金组织中,γ′相包覆层优先发生氧化,形成显着凸起的NiO和NiFe2O4胞状混合物。快速凝固Ni3Al基合金组织中,由于不存在γ′相包覆层,避免了枝晶间界面处的优先氧化。
郭亚雄[7]（2020）在《类Mo型高熔点高熵合金涂层成分设计及其激光熔覆合成》文中进行了进一步梳理为了获得高耐磨、优良高温抗软化和抗氧化的高速切削刀具涂层材料,本文从平均原子半径和平均价电子浓度的角度,并结合高熵合金固溶体热力学经验判据和Miedema金属间化合物形成焓计算规则,设计了类Mo型高熔点高熵合金成分。采用激光熔覆技术在M2工具钢表面制备MoFexCrTiWAl Nby高熵合金涂层。在此基础上,首先,研究了激光工艺参数对涂层组织及性能的影响规律,揭示涂层各相形成机理及高硬度高耐磨性增强机制。其次,研究了MoFeCrTiWAlNb涂层高温组织结构演变规律,阐明涂层抗高温软化机制;最后,通过同时改变Fe和Nb含量,研究了Fe和Nb对MoFexCrTiWAl Nby高熵合金涂层的组织结构及性能的影响规律,优化了类Mo型高熵合金涂层成分,并研究Mo Fe1.5Cr Ti WAl Nb1(以下简称Fe1.5Nb1)高熵合金涂层在相同时间不同退火温度及相同退火温度不同退火时间条件下组织结构及性能演化规律,考察了其高温热稳定性和抗氧化性能。获得主要结论如下:（1）采用光纤激光制备高熵合金涂层,研究结果表明,选用光纤激光器能量分布均匀的矩形光斑制备的涂层稀释率较低,裂纹较少,显微组织均匀。最优激光熔覆工艺参数为:P=3.0 k W,v=4 mm/s,矩形光斑尺寸2 mm×10 mm。涂层主要物相为BCC+C14-Laves+MC+未熔W颗粒相。高熵合金涂层具有较高的室温硬度（～820 HV）。涂层室温下也表现出优良的耐磨性,其磨损机制主要为磨粒磨损。（2）MoFeCrTiWAlNb高熵合金涂层在700℃退火4h后硬度达到最大值,且表现出最优的耐磨性。涂层中BCC基体相从600℃开始发生脱溶析出C14-Laves相。涂层枝晶组织在1000℃以下保持着良好组织稳定性。而涂层在1000℃长时间保温后,枝晶区域逐渐发生失稳分解。同时,未熔W颗粒在1000℃长时间保温下会发生缓慢溶解,但扩散区由于高浓度的W和Fe所形成的有序相,会增大其开裂敏感性。（3）通过同时调节Fe和Nb含量,制备了系列MoFexCrTiWAl Nby（x=1,1.5,2;y=1,1.5,2）类Mo型高熵合金涂层。涂层中的物相并不随Fe和Nb含量的改变而发生变化,但随着Nb含量增加,涂层中C14相数量明显上升,且显微组织随着Nb含量增加逐渐由胞状树枝晶向共晶和过共晶组织转变。同时随着C14相的增多,涂层裂纹数量显着升高。其中,Fe1.5Nb1高熵合金涂层具有均匀的显微组织、低的开裂敏感性以及极高的平均显微硬度（913.5 HV）,其枝晶纳米硬度为9.83 GPa,晶间纳米硬度为8.39 GPa。（4）Fe1.5Nb1涂层600℃开始退火,从BCC基体相中不断析出C14相。其中在650℃退火时,涂层内部C14相颗粒的尺寸和体积分数达到最优的分配,表现出最高的硬度和耐磨性。Fe1.5Nb1涂层在800℃具有优良的抗高温软化性能。（5）Fe1.5Nb1高熵合金涂层在800℃下,其表面会形成致密且稳定性好的氧化膜,表现出优异的抗高温氧化特性。另外,随着保温时间的延长,涂层晶间BCC相中脱溶析出的Laves相不断粗化,内应力不断减小,第二相强化效果基本消失,导致显微硬度和耐磨性能发生明显下降,且磨损机制由磨粒磨损和氧化磨损向黏着磨损转变。
郭宇[8]（2020）在《高导热铝硅合金设计制备及其导热机理》文中认为本文利用热力学模拟和第一性原理计算,研究了不同合金化元素及形成的第二相对铝合金导热系数的影响,根据模拟和验证试验的结果,优化设计并制备出了一种具备较高导热性能和较好力学性能的铝硅合金。通过对制备获得的高导热铝硅合金进行锶变质处理、轧制变形处理和热处理,系统地讨论了高导热铝硅合金在不同工艺条件下显微组织的演变规律,揭示了第二相形貌、尺寸与分布的变化对铝硅合金导热系数影响机制,阐明了微观组织演变对高导热铝硅合金力学性能的影响规律及强韧化机理,为铸锭-热加工-热处理工艺制备高导热铝硅合金材料提供新思路和理论基础。通过热力学模拟计算分别对Cu、Fe、Mg、Si元素在不同含量下对铝合金导热系数的变化规律进行研究,结果表明Si元素引起铝合金导热系数降低程度最小,以Al-12Si合金为基础进行了进一步的成分设计,计算结果表明,添加相同含量的Fe、Cu、Mg对Al-12Si合金导热系数损害程度的大小为:Fe<Cu<Mg,且随着第二相含量增加合金的导热系数呈现出下降的趋势。通过第一性原理计算对含有Cu、Fe、Mg三种元素的铝硅合金中常见第二相的热力学性质和力学性能进行了分析和讨论,其中三元铝铁硅相具有良好的刚度和理论硬度,其德拜温度和导热系数的理论计算值最高,说明其热传导和强化能力均优于其它第二相。结合模拟和验证试验的结果对铝硅合金进行了成分优化,并最终制备出了一种高导热Al-Si-Fe-Mg合金,其铸态室温导热系数可达155.99 W/（m·K）。对所制备Al-Si-Fe-Mg合金进行Sr变质处理的研究结果表明,共晶硅组织由原本粗大片层状或长针状变为高度分支纤维状。由于变质后共晶硅尺寸和形貌的改变以及硅相本身导热能力的提高,降低了对热传导过程中自由电子的散射作用,变质合金的导热系数较未变质合金提高了3.86%,同时纤维状共晶硅削弱了对基体的割裂作用,合金的力学性能也得到了改善。T6热处理后,未变质合金与变质合金中共晶硅颗粒平均尺寸和长径比发生了显着的变化,统计结果显示,与粗大的片层状的共晶硅相比,高分支细化的纤维状共晶硅相的球化能力更强,但其熔断后在基体中存在偏聚现象,限制了合金导热系数的进一步提高,导致T6热处理后,变质合金的力学性能优于未变质合金,而导热系数略低。热轧制处理能同时改善铝硅合金中第二相的尺寸和分布,有利于提高合金的导热系数和力学性能。随着热轧压下量的增加,合金中Si相和富铁相的破碎程度加重,同时硅颗粒在铝基体上分布均匀。热轧态合金的导热系数和力学性能随着压下量的增加而提高,结果表明当铝硅合金中共晶硅颗粒细小、分布弥散时,合金表现出良好的导热系数和强度。T6热处理后,热轧态合金中共晶硅相发生球化,且小尺寸共晶硅颗粒的比例有所增加,细小类球状的硅颗粒对电子的散射作用较小,弥散分布在基体中的硅颗粒增加了电子平均自由程,同时降低了对基体的割裂作用,还具有一定程度的弥散强化效果,从而使热处理后热轧态合金的导热系数提高,其力学性能也得到了较大的改善。本文制备的高导热铝硅合金在经过压下量为71.25%均匀化热轧制和T6热处理后,获得了具有更高导热系数和力学性能的铝硅合金,该合金的显微组织中,共晶硅、富铁相等第二相细小且弥散分布,其室温导热系数为188.22 W/m·K,室温极限抗拉强度为295.21 MPa,伸长率为9.56%。
宋扬[9]（2020）在《钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织和性能的影响》文中认为低碳高强钢因其应用环境以及使用条件的特殊性,常常材料需要具有良好的力学性能。对低碳高强钢进行微合金化处理并结合一定的热处理工艺,可以有效地提高材料的性能;研究钛微合金化及热处理工艺对低碳高强钢组织和性能的影响规律及作用机理对于提高材料的性能、扩大材料的应用具有重要的意义。本文主要研究了钛微合金化处理以及固溶处理对低碳高强钢显微组织和力学性能的影响规律,并对析出粒子对材料原奥氏体晶粒尺寸长大的影响规律以及材料的强化机制进行了分析与讨论。通过JMatPro软件模拟分析材料的热力学及动力学行为,随着钛元素含量的增加,低碳高强钢平衡相成分中的Ti（C,N）沉淀相含量逐渐增加、析出温度逐渐升高,而M23C6的析出量和析出温度降低。提高钛元素的含量,会促进低碳高强钢等温冷却转变过程中的铁素体转变以及连续冷却转变过程中马氏体组织的形成;而钛含量改变不会对低碳高强钢的Ac3温度产生明显影响。在低碳高强钢中加入了不同含量的钛元素并在不同温度下固溶处理30min,分析钛元素含量以及固溶温度对低碳高强钢显微组织的影响。低碳高强钢的显微组织主要是板条马氏体,钛元素含量的增加没有改变低碳高强钢的室温相组成;随着钛含量的增加,材料的原奥氏体晶粒尺寸降低,并在钛元素含量达到0.05 wt%时原奥氏体晶粒最小,随着钛含量的继续升高,原奥氏体晶粒细化程度减弱但相比于未添加Ti的试样,原奥氏体晶粒仍得到细化。固溶处理不会改变低碳高强钢的相组成;随着固溶温度的提高,材料的原奥氏体晶粒尺寸仅略微长大,马氏体板条的边界逐渐模糊。测试了不同钛含量、不同固溶处理工艺的低碳高强钢的力学性能。提高钛元素的含量,低碳高强钢的强度、硬度提高,塑性降低、屈强比提高;钛元素含量达到0.05 wt%时低碳高强钢的力学性能最优,继续提高钛元素的含量,材料的性能有所下降,但与未进行钛微合金化处理的无钛钢相比,性能仍然较好。在850℃～900℃的温度范围内对材料进行固溶处理时,固溶温度每提高25℃,材料的强度提高约50 MPa～100 MPa,材料的屈强比降低。结合第4章及第5章的内容分析了析出粒子对含钛低碳高强钢显微组织长大行为的影响,并讨论了钛微合金化处理后材料的强化机制。在钛微合金化低碳高强钢中,生成的Ti C粒子、Ti N粒子可以细化组织、抑制原奥氏体晶粒的长大,但是Ti C粒子的抑制作用最强;当低碳高强钢中的Ti C粒子不能析出时,材料的晶粒长大倾向性明显。对于钛微合金化低碳高强钢,它的高强度主要是固溶强化、细晶强化、沉淀强化、位错强化协同作用的结果。
王琬冬[10]（2020）在《Al0.3CoCrFeNi高熵合金及其表面氮化处理后的性能和形变机理研究》文中研究指明传统的合金设计理念是基于一种元素为基体,向其中添加不同的其他合金元素使得材料满足不同的力学性能要求。与传统合金不同,高熵合金基于五种及五种以上元素以近等原子比例混合,每种元素的含量在5%-35%。由于合金中含有多种组分,导致其获得较高的混合熵。从热力学角度上,高的混合熵抑制了金属间化合物的形成,使得单相固溶体稳定存在。多种不同尺寸的原子等比混合,给晶体内部带来了严重的畸变,这种畸变使得高熵合金在动力学上存在迟滞扩散效应。由于体系中包含多种元素且每种元素的含量可以在一定范围内改变,使得这种新型合金在性能上具备多元素调和性。高熵合金开创性的设计理念,使得其在物理性能、力学性能等方面有别于传统合金,尤其在极端条件下,合金表现出极高的应用潜力。由于AlxCoCrFeNi高熵合金在晶体结构和微观组织上具有可调节性,因而受到广泛关注。体系中Al原子的尺寸较大,当其达到一定浓度后,会导致拓扑结构的不稳定性,晶体结构逐渐从面心立方向体心立方转变,Al0.3CoCrFeNi高熵合金中Al含量正好位于体心立方结构出现的临界点附近。由于Al、Ni元素间混合焓为负,在高温下进行退火处理,会形成体心立方结构的B2相,同时体系中Al元素的含量限制了B2析出相的含量,晶体内部仍然以面心立方结构为主。析出相的形成引入了沉淀强化,改善了合金的力学性能,但是析出相的尺寸和分布会影响强化作用的效果。基于此,本研究针对Al0.3CoCrFeNi高熵合金力学性能的改善提出了两种思路,一是通过对材料微观组织的调节,得到不同的沉淀强化作用;二是引入表面渗氮改性技术,氮化物的生成提高了材料的硬度。不同的强化手段为合金的设计和应用提供了理论基础。对再结晶态的合金引入预变形处理,导致合金内部产生大量缺陷,这些缺陷则会作为析出相的形核中心,在后续的时效过程中,纳米尺寸的沉淀相在晶界和孪晶界弥散分布。在不改变合金组分的情况下,这一微观组织的改变实现了强度的提高。利用变形和热处理工艺能够实现对合金力学性能的改善,但是变化范围具有局限性,为了进一步扩大高熵合金的应用,利用等离子渗氮技术,对合金表面进行了强化处理。由于体系内含有Al、Cr元素,其与氮的混合焓为负,且远低于Al-Ni元素间的混合焓,在中温条件下,会与氮原子结合形成氮化物,而原有的B2相则可能消失。微观组织表征结果揭示了氮化层的厚度为1.3μm,同时氮化物颗粒的尺寸小于5 nm,并且以高密度分散在了基体上。因为氮化层的存在,在室温条件下,合金表面的显微硬度达到了13.71 GPa,是原本合金硬度的三倍。纳米压痕实验结果说明,高熵合金在中温条件下会出现锯齿状屈服,而氮化后的合金样品在室温和中温条件下均未出现台阶状的突起,P-h曲线较为平滑。此外,塑性变形的过程中,氮化后合金样品的激活体积是氮化前的十分之一。不同的锯齿状屈服和激活体积均证明氮化前后合金样品的形变机理发生了改变。氮化前,由于外界施加应力,在压头附近的晶粒内部有大量位错增殖,位错与溶质原子的相互作用导致锯齿状屈服行为的出现。当基体上生成纳米尺度的氮化物时,会阻碍位错的形核,形变机理由原本的位错滑移转变为界面滑移。
二、Ni-Cr-Al合金Ti+Nb微合金化前后相含量及其分布对高温性能的影响（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、Ni-Cr-Al合金Ti+Nb微合金化前后相含量及其分布对高温性能的影响（论文提纲范文）
（1）纳米弥散相在含锆铝合金中的析出行为与强化机制（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 铝合金强化方法概述 |
| 2.1.1 细晶/固溶/位错/异质强化 |
| 2.1.2 第二相强化 |
| 2.1.3 弥散相强化机制 |
| 2.2 铝合金中微合金化强化作用机制 |
| 2.2.1 促进第二相析出机制 |
| 2.2.2 界面偏聚机制 |
| 2.2.3 直接析出(Al_3M相)行为 |
| 2.3 含Zr铝合金概述 |
| 2.3.1 Zr元素在铝合金中的存在形式 |
| 2.3.2 Zr在铝合金中的析出行为特征 |
| 2.3.3 Al_3Zr弥散相的粗化及抑制再结晶行为 |
| 2.4 复合微合金化促进Al_3Zr析出 |
| 2.4.1 Sc,Zr微合金化协同析出 |
| 2.4.2 RE,Zr微合金化协同析出 |
| 2.4.3 Si对Al_3Zr析出的促进作用 |
| 2.5 铝合金中Zr微合金化的一些研究进展 |
| 2.5.1 Zr在2xxx系中应用及析出行为 |
| 2.5.2 Zr在3xxx系中应用及析出行为 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 研究方案 |
| 3.2 研究内容 |
| 3.3 创新点 |
| 3.4 实验设备与计算软件 |
| 3.4.1 熔炼/热处理/轧制 |
| 3.4.2 性能测试 |
| 3.4.3 微观组织表征 |
| 3.4.4 热力学/第一性原理计算 |
| 4 Er,Zr微合金化对Al-Cu合金组织和力学性能的影响 |
| 4.1 合金制备与实验工艺 |
| 4.2 微观组织演变 |
| 4.3 力学性能研究 |
| 4.4 第二相析出行为 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 相演变与析出机制 |
| 4.5.2 弥散相抑制再结晶行为 |
| 4.5.3 断口形貌分析 |
| 4.5.4 析出相强化值计算 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 多组元第二相协同强化Al-Cu-Zr合金 |
| 5.1 合金制备和实验方法 |
| 5.2 热处理工艺优化 |
| 5.3 连续升温热处理中的微观组织演变 |
| 5.3.1 升温前后组织的SEM表征对比 |
| 5.3.2 Al_3Zr弥散相的析出 |
| 5.4 峰值时效态组织分析 |
| 5.5 室温/高温力学性能 |
| 5.6 APT表征结果 |
| 5.7 分析与讨论 |
| 5.7.1 Cu对Al_3Zr析出行为的影响 |
| 5.7.2 协同强化机制 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 高温下Al-Cu-Zr系合金的组织与性能演变 |
| 6.1 实验工艺 |
| 6.2 Al_3Zr弥散相对再结晶行为的抑制作用 |
| 6.3 400℃长期保温过程中的力学性能演变 |
| 6.4 Al_3Zr弥散相内的反相畴界 |
| 6.4.1 原子尺度表征与分析 |
| 6.4.2 Cu元素偏聚现象与DFT计算 |
| 6.5 Al_3Zr弥散相的共格性与强化机制分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 耐热Al-Mn-Fe-Si-Zr合金中Al_3Zr与α弥散相的协同强化 |
| 7.1 合金制备与实验工艺 |
| 7.2 铸态组织分析 |
| 7.3 连续升温热处理分析 |
| 7.4 400℃长期等温热处理分析 |
| 7.5 力学性能研究 |
| 7.6 APT表征结果 |
| 7.7 弥散相和基体间的晶体学取向关系 |
| 7.8 分析与讨论 |
| 7.8.1 连续升温过程中弥散相的析出序列 |
| 7.8.2 弥散相在400℃的热稳定性及DFT计算分析 |
| 7.8.3 Al_3Zr与α弥散相的协同强化效果 |
| 7.9 本章小结 |
| 8 结论 |
| 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元素对NiAl-Cr（Mo）合金组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 NiAl合金的晶体结构和性能特点 |
| 1.2.1 NiAl合金的晶体结构 |
| 1.2.2 NiAl合金的基本性质 |
| 1.2.3 NiAl合金的力学性能 |
| 1.3 NiAl合金的强韧化方法和机理 |
| 1.3.1 NiAl合金化 |
| 1.3.2 NiAl合金的热处理 |
| 1.3.3 制备复合材料 |
| 1.4 定向凝固NiAl基合金的研究进展 |
| 1.5 本文研究内容及意义 |
| 1.5.1 研究的目的及意义 |
| 1.5.2 研究的主要内容 |
| 2 实验与分析方法 |
| 2.1 合金成分的选择 |
| 2.2 母合金熔炼 |
| 2.3 定向凝固实验 |
| 2.4 热处理 |
| 2.5 试验仪器与设备 |
| 2.6 微观组织表征 |
| 2.6.1 金相组织观察 |
| 2.6.2 相组成分析 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 合金的显微硬度测试 |
| 2.7.2 合金的室温压缩测试 |
| 2.7.3 合金的高温压缩测试 |
| 3 Nb/Ti添加后NiAl-Cr(Mo)合金的微观组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb/Ti添加后铸态合金的微观组织 |
| 3.3 Nb/Ti添加的定向凝固合金微观组织与演变过程 |
| 3.3.1 定向凝固合金的相选择与竞争生长 |
| 3.3.2 定向凝固合金微观组织 |
| 3.4 热处理后合金的微观组织 |
| 3.4.1 热处理后铸态合金的微观组织形貌 |
| 3.4.2 热处理后定向凝固合金的微观组织形貌 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Nb/Ti添加后NiAl-Cr(Mo)合金的力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的显微硬度 |
| 4.3 合金的室温压缩性能 |
| 4.3.1 合金的应力-应变曲线 |
| 4.3.2 断裂行为分析 |
| 4.4 定向凝固合金的高温压缩 |
| 4.4.1 定向凝固合金的高温压缩组织 |
| 4.4.2 定向凝固合金的高温压缩性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（3）(CoCrFeNi)94Ti2Al4高熵合金相析出行为及力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高熵合金的四大效应 |
| 1.2.1 高熵效应 |
| 1.2.2 晶格畸变效应 |
| 1.2.3 迟滞扩散效应 |
| 1.2.4 鸡尾酒效应 |
| 1.3 高熵合金的常见制备方法 |
| 1.3.1 真空熔炼法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 机械合金化法 |
| 1.3.4 激光熔覆法 |
| 1.3.5 其他方法 |
| 1.4 高熵合金的潜在应用 |
| 1.5 高熵合金的研究现状 |
| 1.6 本课题主要研究内容 |
| 2.合金制备及分析方法 |
| 2.1 合金制备 |
| 2.2 析出相以及微观组织结构的分析方法 |
| 2.2.1 XRD相组成分析 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜 |
| 2.2.3 透射电子显微镜 |
| 2.2.4 DSC分析 |
| 2.3 力学性能分析方法 |
| 2.3.1 室温维氏硬度 |
| 2.3.2 拉伸试验 |
| 2.4 技术路线 |
| 3. (CoCrFeNi)_(94)Ti_2Al_4高熵合金的相时效析出行为及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同变形量和再结晶温度对晶粒尺寸的影响 |
| 3.2.1 DSC分析 |
| 3.2.2 XRD分析 |
| 3.2.3 微观组织形貌 |
| 3.3 晶粒尺寸对合金微观组织以及室温和高温力学性能的影响 |
| 3.3.1 XRD分析 |
| 3.3.2 不同时效温度和时间对微观形貌的影响 |
| 3.4 室温及高温拉伸性能 |
| 3.5 维氏硬度 |
| 3.6 强化机制分析 |
| 3.6.1 细晶强化 |
| 3.6.2 固溶强化 |
| 3.6.3 析出强化 |
| 3.6.4 位错强化 |
| 3.7 本章小结 |
| 4. (CoCrFeNi)_(94)Ti_2Al_4高熵合金的锯齿形流变行为及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 拉伸性能分析 |
| 4.3.1 力学性能测试 |
| 4.3.2 拉伸断口分析 |
| 4.3.3 应变速率敏感性 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 600℃拉伸试验后的25%变形微观结构 |
| 4.4.2 600℃拉伸试验后的5%变形微观结构 |
| 4.5 拉伸曲线锯齿流变分析 |
| 4.5.1 锯齿临界应变 |
| 4.5.2 锯齿振幅 |
| 4.6 平均场理论预测 |
| 4.7 本章小结 |
| 5.结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间取得的成果 |
（4）基于多组元扩散多元节的CoNi基高温合金1000-1150℃组织稳定性与元素作用研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 γ'相强化钴基高温合金概述 |
| 2.1.1 高温合金的涵义和发展 |
| 2.1.2 传统钴基高温合金 |
| 2.1.3 γ'相强化钴基高温合金的发现与合金发展的挑战 |
| 2.1.4 γ'相强化钴基高温合金的化学成分特征 |
| 2.2 γ'相强化钴基高温合金的组织稳定性 |
| 2.2.1 γ'相溶解温度 |
| 2.2.2 γ/γ'两相组织稳定性 |
| 2.2.3 合金化元素的γ/γ'两相配分行为 |
| 2.2.4 γ/γ'点阵错配度 |
| 2.3 γ'相强化钴基高温合金的研究现状和发展趋势 |
| 2.3.1 合金体系的研究现状和发展趋势 |
| 2.3.2 合金设计方法的研究现状和发展趋势 |
| 2.4 材料基因工程技术 |
| 2.4.1 材料基因工程的基本内涵 |
| 2.4.2 高通量实验和扩散多元节 |
| 2.4.3 数据驱动和机器学习 |
| 3 研究方案 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 研究方法 |
| 3.3.1 扩散多元节 |
| 3.3.2 热力学相图计算 |
| 3.3.3 合金制备 |
| 3.3.4 热处理 |
| 3.3.5 分析测试 |
| 3.3.6 显微组织定量表征 |
| 4 基于多组元扩散多元节的高通量实验方案设计和样品制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多组元扩散多元节的设计方案以及与传统扩散多元节的区别 |
| 4.2.1 设计方案 |
| 4.2.2 与传统扩散多元节的区别 |
| 4.3 针对γ相形成元素的优化设计 |
| 4.3.1 针对组织稳定元素Ni的优化设计 |
| 4.3.2 针对抗氧化腐蚀元素Cr的优化设计 |
| 4.4 针对γ'相形成元素的优化设计 |
| 4.4.1 针对轻质金属元素Al的优化设计 |
| 4.4.2 针对力学性能强化元素Ti、Ta、Mo、Nb的优化设计 |
| 4.5 多组元扩散多元节的样品制备 |
| 5 γ相形成元素对多组元CoNi基高温合金1000℃组织稳定性的影响规律 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 初始合金组织 |
| 5.2.2 扩散偶的长时热处理组织和成分分布 |
| 5.2.3 γ/γ'两相元素配分行为 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 扩散偶的成分曲线 |
| 5.3.2 Ni、W和Cr对组织稳定性的影响 |
| 5.3.3 元素配分行为 |
| 5.3.4 研究方法的优势 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 γ'相形成元素替代W对多组元CoNi基高温合金1000℃组织稳定性的影响规律 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.2.1 初始合金组织 |
| 6.2.2 扩散偶的长时热处理组织和成分分布 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 γ'相形成元素对组织稳定性的影响 |
| 6.3.2 γ'相成分变化 |
| 6.3.3 合金的轻量化和高强度设计 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 基于机器学习的多组元CoNi基高温合金组织预测模型建立 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 机器学习模型的建立 |
| 7.2.1 数据库的建立 |
| 7.2.2 分类模型的建立 |
| 7.2.3 回归模型的建立 |
| 7.3 预测模型的应用 |
| 7.4 分析与讨论 |
| 7.4.1 机器学习模型的可靠性 |
| 7.4.2 机器学习与相图计算对比 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 Ni和Al/W比对多组元CoNi基高温合金1100-1150℃组织稳定性的影响规律和机制 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验结果 |
| 8.2.1 热力学计算 |
| 8.2.2 相转变温度和合金密度 |
| 8.2.3 高温长时时效组织 |
| 8.2.4 元素配分行为 |
| 8.2.5 γ和γ'相纳米硬度 |
| 8.3 分析与讨论 |
| 8.3.1 Ni和Al/W比对γ'相溶解温度的影响 |
| 8.3.2 Ni和Al/W比对高温组织稳定性的影响 |
| 8.3.3 Ni和Al/W比对γ和γ'相纳米硬度的影响 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 Cr和Al/W比对多组元CoNi基高温合金1000-1100℃组织稳定性和氧化性能的影响规律和机制 |
| 9.1 引言 |
| 9.2 实验结果 |
| 9.2.1 γ'相溶解温度和合金密度 |
| 9.2.2 高温长时时效组织 |
| 9.2.3 γ/γ'两相错配度和元素配分行为 |
| 9.2.4 氧化行为 |
| 9.2.5 氧化层结构与成分 |
| 9.2.6 γ'相纳米硬度 |
| 9.3 分析与讨论 |
| 9.3.1 Cr对元素配分行为的影响 |
| 9.3.2 γ/γ'两相错配度 |
| 9.3.3 组织稳定性 |
| 9.3.4 Cr和Al/W比对氧化性能和机制的影响 |
| 9.4 本章小结 |
| 10 结论 |
| 11 创新点 |
| 12 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）母合金法制备粉末镍基高温合金及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高温合金概述 |
| 2.2 K418合金的性能与应用要求 |
| 2.3 粉末注射高温合金概述 |
| 2.3.1 粉末注射成形概述 |
| 2.3.2 注射成形高温合金的显微组织与力学性能 |
| 2.4 粉末母合金法概述及研究进展 |
| 2.4.1 粉末母合金法原理 |
| 2.4.2 母合金粉末的成分设计 |
| 2.4.3 母合金粉末的制备 |
| 2.4.4 母合金法的烧结致密化行为 |
| 2.5 本文研究目的与意义 |
| 3 研究内容及技术路线 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 4 母合金成分设计 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 热力学计算 |
| 4.3 润湿性与渗透性实验 |
| 4.4 母合金铸锭的相变与扩散规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 母合金粉末的制备 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 机械合金化法 |
| 5.3 铸锭-破碎法 |
| 5.4 氩气雾化法 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 瞬时液相烧结中的致密化行为、扩散与相变规律 |
| 6.1 实验方法 |
| 6.2 母合金法MIM418合金烧结致密化行为 |
| 6.3 瞬时液相烧结过程中的扩散与相变 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 母合金法MIM418合金的显微组织与力学性能 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 母合金粉末制备工艺对显微组织与力学性能的影响 |
| 7.3 不同成形工艺对母合金法MIM418合金力学性能的影响 |
| 7.4 母合金法MIM418合金的高温力学性能 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论 |
| 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 |
（6）Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 Ni_3Al 基合金概述 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 Ni_3Al基合金 |
| 1.2.3 Ni_3Al基合金国内外发展现状 |
| 1.3 Ni_3Al基合金制备 |
| 1.3.1 熔炼工艺 |
| 1.3.2 凝固特征 |
| 1.3.3 凝固组织控制 |
| 1.4 Ni_3Al基合金的相组成与特点 |
| 1.4.1 γ和γ′相 |
| 1.4.2 β相 |
| 1.4.3 碳化物和α-Cr等其他析出相 |
| 1.5 Ni_3Al基合金氧化行为 |
| 1.5.1 合金高温氧化 |
| 1.5.2 Ni-Al合金氧化 |
| 1.5.3 γ′-Ni_3Al氧化机制 |
| 1.5.4 Ni_3Al基合金氧化研究进展 |
| 1.6 本文主要研究内容和思路 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 母合金熔炼 |
| 2.1.2 常规凝固Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.3 铜模喷铸Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.4 雾化Ni_3Al基合金粉末样品制备 |
| 2.2 样品分析测试方法 |
| 2.2.1 组织形貌观察与分析 |
| 2.2.2 差示扫描量热分析 |
| 2.2.3 γ、γ′相物相检测及晶体学分析 |
| 2.2.4 合金元素在γ、γ′相的分配及占位行为分析 |
| 2.2.5 力学性能表征 |
| 2.2.6 氧化产物分析 |
| 第3章 Ni_3Al基合金凝固组织演变与相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 常规凝固Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.2.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.2.2 枝晶间组织 |
| 3.2.3 碳化物 |
| 3.2.4 凝固过程分析 |
| 3.3 喷铸Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.3.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.3.2 碳化物 |
| 3.3.3 枝晶间组织 |
| 3.3.4 枝晶间马氏体转变机制 |
| 3.4 雾化Ni_3Al基合金典型凝固组织形貌分析 |
| 3.4.1 雾化合金冷却速度估算 |
| 3.4.2 冷却速度对枝晶特征的影响 |
| 3.4.3 冷却速度对枝晶干γ′相和枝晶间组织的影响 |
| 3.4.4 冷却速度对合金粉末微观硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ni_3Al基合金γ、γ′相元素分配及γ/γ′相界面特征研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为 |
| 4.2.1 合金元素在γ和γ′相的分配行为的实验研究 |
| 4.2.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为的第一性原理研究 |
| 4.3 γ/γ′相界面特征及错配度 |
| 4.4 枝晶干(γ+γ′)两相组织的力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni_3Al基合金热暴露时组织演变及相变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶干(γ+γ′)两相组织演变 |
| 5.4 热暴露时Ni_3Al基合金碳化物演变 |
| 5.5 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变及机理 |
| 5.5.1 600℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.5.2 900℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.6 热暴露对Ni_3Al基合金维氏硬度的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 不同冷却速度凝固Ni_3Al基合金氧化行为对比 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 常规凝固Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.4 喷铸Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.5 Ni_3Al基合金在600℃下氧化行为 |
| 6.5.1 枝晶干/枝晶间界面处氧化行为 |
| 6.5.2 枝晶干和枝晶间区域氧化行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 全文结论和创新点 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（7）类Mo型高熔点高熵合金涂层成分设计及其激光熔覆合成（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 论文研究的工程背景 |
| 1.3 高熵合金的研究现状 |
| 1.3.1 高熵合金的定义及特征 |
| 1.3.2 高熵合金的制备方法 |
| 1.3.3 高熵合金的分类 |
| 1.3.4 高熵合金的组织结构 |
| 1.3.5 高熵合金的性能与应用 |
| 1.4 高熵合金涂层制备技术及其研究现状 |
| 1.4.1 溅射沉积 |
| 1.4.2 热喷涂 |
| 1.4.3 激光熔覆 |
| 1.5 激光熔覆高熵合金涂层的研究现状 |
| 1.5.1 激光熔覆低熔点3d过渡族金属元素高熵合金涂层 |
| 1.5.2 激光熔覆高熔点高熵合金涂层 |
| 1.6 本论文研究目的及主要研究内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 类Mo型高熵合金涂层激光熔覆制备 |
| 2.2.2 涂层高温退火处理 |
| 2.2.3 涂层组织结构表征 |
| 第三章 类Mo型高熔点高熵合金成分体系构建 |
| 3.1 MoFeCrTiWAlNb高熵合金设计的热力学依据 |
| 3.1.1 无序固溶体相形成的热力学 |
| 3.1.2 有序相形成热力学 |
| 3.2 类Mo型高熔点成分高熵合金的设计 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 激光熔覆MoFeCrTiWAlNb高熵合金涂层 |
| 4.1 粉末形态 |
| 4.2 光斑类型选择 |
| 4.2.1 光斑能量分布 |
| 4.2.2 物相分析 |
| 4.2.3 显微组织分析 |
| 4.2.4 显微硬度 |
| 4.3 矩形光斑激光熔覆参数优化 |
| 4.3.1 激光功率优化 |
| 4.3.2 激光扫描速率优化 |
| 4.3.3 TEM分析 |
| 4.3.4 显微及纳米硬度 |
| 4.3.5 耐磨性 |
| 4.4 高熵合金涂层相形成机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 激光熔覆MoFeCrTiWAlNb高熔点高熵合金涂层高温组织及性能演化规律 |
| 5.1 退火温度对涂层组织性能的影响 |
| 5.1.1 物相分析 |
| 5.1.2 显微组织分析 |
| 5.1.3 C14析出相的热动力学分析 |
| 5.1.4 显微及纳米硬度 |
| 5.1.5 耐磨性 |
| 5.2 退火时间对涂层组织结构及性能的影响规律 |
| 5.2.1 物相分析 |
| 5.2.2 显微组织分析 |
| 5.2.3 未熔W颗粒的溶解与扩散 |
| 5.2.4 显微硬度 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 激光熔覆类Mo型 MoFe_xCrTiWAlNb_y高熔点高熵合金涂层及其高温抗软化机制 |
| 6.1 同时改变Fe和Nb添加量对涂层组织及性能的影响 |
| 6.1.1 物相分析 |
| 6.1.2 显微组织分析 |
| 6.1.3 TEM分析 |
| 6.1.4 涂层开裂敏感性影响因素 |
| 6.1.5 显微硬度及纳米压痕分析 |
| 6.2 不同退火温度下MoFe_(1.5)CrTiWAlNb_1 涂层高温组织结构及性能演变机制 |
| 6.2.1 物相分析 |
| 6.2.2 显微组织分析 |
| 6.2.3 BCC相脱溶析出行为分析 |
| 6.2.4 不同温度下涂层的硬度及其强化机制 |
| 6.2.5 耐磨性 |
| 6.2.6 抗氧化性 |
| 6.3 长时间退火对MoFe_(1.5)CrTiWAlNb涂层高温组织结构及性能影响规律 |
| 6.3.1 物相分析 |
| 6.3.2 显微组织分析 |
| 6.3.3 纳米硬度 |
| 6.3.4 耐磨性 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 展望 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 攻读博士学位期间的科研成果 |
（8）高导热铝硅合金设计制备及其导热机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景与意义 |
| 1.2 金属的导热性能 |
| 1.2.1 导热系数和热扩散率 |
| 1.2.2 热传导的物理机制 |
| 1.2.3 导热系数的测量 |
| 1.3 导热铝合金的发展及研究现状 |
| 1.3.1 导热铝硅合金 |
| 1.3.2 其他导热铝合金 |
| 1.4 影响铝硅合金导热性能的因素 |
| 1.4.1 合金元素对铝硅合金导热系数的影响 |
| 1.4.2 缺陷对铝硅合金导热系数的影响 |
| 1.4.3 合金微观组织对铝硅合金导热系数的影响 |
| 1.5 制备工艺对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.5.1 变质处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.5.2 热处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.5.3 轧制处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 1.6 计算材料学在材料设计的应用 |
| 1.6.1 材料设计原理及方法 |
| 1.6.2 第一性原理计算在材料设计的应用 |
| 1.6.3 热力学计算在材料设计的应用 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究思路与技术路线 |
| 2.2 第一性原理计算和热力学模拟 |
| 2.2.1 第一性原理计算方法 |
| 2.2.2 热力学模拟方法 |
| 2.3 试验材料及制备方法 |
| 2.3.1 试验材料及合金熔炼工艺 |
| 2.3.2 试验合金轧制工艺及设备 |
| 2.3.3 试验合金热处理工艺及设备 |
| 2.4 试样的制备及分析表征 |
| 2.4.1 合金成分测定 |
| 2.4.2 金相组织观察(OM) |
| 2.4.3 场发射扫描电镜观察(SEM) |
| 2.4.4 透射电镜观察(TEM) |
| 2.4.5 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.6 差示热分析(DTA) |
| 2.4.7 硅颗粒状态统计方法 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 导热系数测试 |
| 2.5.2 密度的测量 |
| 2.5.3 拉伸试验 |
| 2.5.4 布氏硬度测试 |
| 第3章 高导热铝硅合金组织和成分设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 基于热力学计算的合金化元素设计 |
| 3.2.1 镁元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.2 铜元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.3 铁元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.4 硅元素含量对铝合金导热系数的影响 |
| 3.2.5 合金化元素对铝硅合金导热系数的影响 |
| 3.3 铝硅合金中第二相第一性原理研究 |
| 3.3.1 晶格模型的建立 |
| 3.3.2 铝硅合金中第二相的力学性能 |
| 3.3.3 铝硅合金中第二相的热力学性质 |
| 3.4 高导热铝硅合金的制备 |
| 3.4.1 高导热铝硅合金成分设计和试制 |
| 3.4.2 高导热铝硅合金的成分优化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 变质处理对铝硅合金导热性能的影响机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 变质处理下合金第二相尺寸及形貌演变 |
| 4.3 变质处理对铝硅合金性能的影响 |
| 4.3.1 变质处理对铝硅合金导热系数的影响 |
| 4.3.2 变质处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 4.4 热处理下合金第二相尺寸及形貌演变 |
| 4.4.1 热处理工艺参数的确定 |
| 4.4.2 热处理下变质前后铝硅合金中第二相形貌演变规律 |
| 4.5 热处理对铝硅合金性能的影响 |
| 4.5.1 热处理对铝硅合金导热性能的影响 |
| 4.5.2 热处理对铝硅合金力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 热轧制处理对铝硅合金导热性能的影响机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 均匀化处理后铝硅合金的显微组织形貌特征 |
| 5.3 热轧制处理后铝硅合金中第二相的形貌演变 |
| 5.3.1 热轧制工艺参数的确定 |
| 5.3.2 热轧制变形量对第二相尺寸和形貌的影响 |
| 5.4 热轧制对铝硅合金性能的影响 |
| 5.4.1 热轧制对铝硅合金导热系数的影响 |
| 5.4.2 热轧制对铝硅合金力学性能的影响 |
| 5.5 热处理下热轧态铝硅合金中第二相的形貌演变规律 |
| 5.6 热处理下热轧态铝硅合金性能的影响 |
| 5.6.1 热处理对热轧态铝硅合金导热系数的影响 |
| 5.6.2 热处理对热轧态铝硅合金力学性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文、专利 |
| 致谢 |
（9）钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛微合金化钢的概述 |
| 1.2.1 钛微合金化钢的发展 |
| 1.2.2 钛微合金化对材料组织和性能的影响 |
| 1.3 钛微合金钢强韧化机制 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 析出强化 |
| 1.3.3 细晶强化 |
| 1.3.4 位错强化 |
| 1.4 热处理工艺对微合金钢的影响 |
| 1.5 热力学及动力学模拟计算在钛微合金钢中的作用 |
| 1.6 本文主要研究内容及意义 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 课题研究路线 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 材料制备以及加工 |
| 2.3.1 材料的熔炼以及浇铸 |
| 2.3.2 材料的轧制处理 |
| 2.3.3 材料的热处理工艺 |
| 2.4 JMatPro模拟计算 |
| 2.5 显微组织表征 |
| 2.5.1 金相试样制备及组织观察 |
| 2.5.2 晶粒尺寸的统计 |
| 2.5.3 X射线衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 硬度测试 |
| 2.6.2 拉伸测试 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 钛微合金钢的热力学及动力学模拟计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 理论基础 |
| 3.2.1 热力学计算原理 |
| 3.2.2 动力学计算原理 |
| 3.3 热力学计算与有关分析 |
| 3.3.1 0Ti钢中的平衡相与温度的关系 |
| 3.3.2 钛元素的引入对低碳高强钢各平衡相的影响 |
| 3.4 动力学计算与有关分析 |
| 3.4.1 低碳高强钢的TTT曲线 |
| 3.4.2 低碳高强钢的CCT曲线 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同钛含量对低碳高强钢组织的影响 |
| 4.2.1 轧制态不同钛含量对材料显微组织的影响 |
| 4.2.2 不同钛含量对850℃固溶处理30min的低碳高强钢显微组织的影响 |
| 4.2.3 不同钛含量对875℃固溶处理30min的低碳高强钢显微组织的影响 |
| 4.2.4 不同钛含量对900℃固溶处理30min的低碳高强钢显微组织的影响 |
| 4.3 不同固溶处理温度对低碳高强钢组织的影响 |
| 4.3.1 不同固溶处理温度对无钛钢显微组织的影响 |
| 4.3.2 不同固溶处理温度对含钛钢显微组织的影响 |
| 4.3.3 低碳高强钢的物相分析 |
| 4.4 析出粒子对含钛钢晶粒长大的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 钛微合金化及热处理对低碳高强钢性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同钛含量对低碳高强钢性能的影响 |
| 5.2.1 轧制态钛含量改变对低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.2.2 不同钛含量对850℃固溶处理30min的低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.2.3 不同钛含量对875℃固溶处理30min的低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.2.4 不同钛含量对900℃固溶处理30min的低碳高强钢力学性能的影响 |
| 5.3 不同固溶处理温度对低碳高强钢性能的影响 |
| 5.3.1 不同固溶处理温度对无钛钢力学性能的影响 |
| 5.3.2 不同固溶处理温度对含钛钢力学性能的影响 |
| 5.4 含钛钢力学性能与强化机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）Al0.3CoCrFeNi高熵合金及其表面氮化处理后的性能和形变机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 高熵合金简介 |
| 1.1.2 高熵合金的特性 |
| 1.1.3 高熵合金的制备工艺 |
| 1.1.4 高熵合金的性能及其应用潜力 |
| 1.2 高熵合金的研究热点及亟待解决的问题 |
| 1.2.1 高熵合金的热力学稳定性 |
| 1.2.2 高熵合金的锯齿型屈服行为及模型的建立 |
| 1.3 材料的表面强化技术 |
| 1.3.1 简介 |
| 1.3.2 等离子渗氮技术 |
| 1.4 纳米压痕技术 |
| 1.4.1 纳米压痕技术简介 |
| 1.4.2 纳米压痕技术在高熵合金领域的应用 |
| 1.5 Al_xCoCrFeNi体系高熵合金的研究现状 |
| 1.6 本论文的研究内容及研究意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料的制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备的工艺流程 |
| 2.1.1 电弧熔炼的制备工艺流程 |
| 2.1.2 等离子渗氮的制备工艺流程 |
| 2.2 材料的力学性能测试 |
| 2.2.1 材料的宏观力学性能测试 |
| 2.2.2 材料的微观力学性能测试 |
| 2.3 材料的组织结构表征 |
| 2.3.1 聚焦离子束技术的制样过程 |
| 2.3.2 X射线衍射技术及扫描/透射电子显微镜技术 |
| 第三章 沉淀相对高熵合金力学性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.1.1 沉淀相对合金力学性能的影响 |
| 3.2 高熵合金拉伸过程中形变行为及析出相的组织结构表征 |
| 3.2.1 常温下拉伸的应力应变曲线 |
| 3.2.2 预变形热处理前后析出相的组织结构表征 |
| 3.3 析出相的分布对力学性能的影响分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 高熵合金及其氮化物的变形行为 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 氮化物层的组织结构表征 |
| 4.3 纳米压痕实验结果分析 |
| 4.3.1 纳米压痕实验硬度结果分析 |
| 4.3.2 纳米压痕P-h曲线分析 |
| 4.3.3 纳米压痕实验激活体积计算 |
| 4.4 透射电镜表征结果分析 |
| 4.5 高熵合金及其表面氮化层的变形机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 结论 |
| 5.1 主要结论 |
| 5.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
四、Ni-Cr-Al合金Ti+Nb微合金化前后相含量及其分布对高温性能的影响（论文参考文献）
- [1]纳米弥散相在含锆铝合金中的析出行为与强化机制[D]. 潘士伟. 北京科技大学, 2022
- [2]Nb、Ti元素对NiAl-Cr（Mo）合金组织及力学性能的影响[D]. 张乾伟. 西安理工大学, 2021
- [3](CoCrFeNi)94Ti2Al4高熵合金相析出行为及力学性能的研究[D]. 王草. 西安理工大学, 2021(01)
- [4]基于多组元扩散多元节的CoNi基高温合金1000-1150℃组织稳定性与元素作用研究[D]. 李文道. 北京科技大学, 2021
- [5]母合金法制备粉末镍基高温合金及性能研究[D]. 陈晓玮. 北京科技大学, 2021
- [6]Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为[D]. 李叶凡. 天津大学, 2020(01)
- [7]类Mo型高熔点高熵合金涂层成分设计及其激光熔覆合成[D]. 郭亚雄. 贵州大学, 2020(05)
- [8]高导热铝硅合金设计制备及其导热机理[D]. 郭宇. 哈尔滨理工大学, 2020(01)
- [9]钛微合金化及热处理对低碳高强钢组织和性能的影响[D]. 宋扬. 哈尔滨工程大学, 2020(05)
- [10]Al0.3CoCrFeNi高熵合金及其表面氮化处理后的性能和形变机理研究[D]. 王琬冬. 上海交通大学, 2020(09)