一、扩散Nb_3Sn膜晶粒非均匀性与位错界面的电子显微观察（论文文献综述）
姜贝贝[1]（2019）在《基于团簇结构模型的多元Ti合金成分设计方法和性能研究》文中研究指明Ti合金具有高的比强度、低的弹性模量、优良的抗疲劳和蠕变性能以及耐蚀性能等,从而在航空航天、生物医用、石油化工等重要领域得到了广泛的应用。为满足愈发苛刻的使役性能,目前高性能Ti合金朝着多组元合金化发展,但多元合金化势必造成合金成分的复杂性,且元素之间的相互作用也会对合金的结构稳定性产生影响,故很难量化多组元合金化的种类和含量,从而难以针对合金性能在多元体系中实施有效的成分优化设计。事实上,多元固溶体合金典型的结构特征表现为局域化学短程有序,即溶质原子的局域最近邻分布不同于平均结构,它决定了固溶体的结构稳定性及有序超结构相的析出,进而影响了合金的性能。因此,本文工作首先根据表征化学短程序特征的’团簇加连接原子’结构模型,确定了Ti合金中晶体相结构的团簇结构单元,探索了相结构随合金化元素的演化规律,建立了多组元Ti合金的团簇式成分设计方法;其次,利用该方法设计了多组元的抗高温氧化的近α-Ti合金和低弹性模量的亚稳β-Ti合金,并对设计的合金进行结构稳定性与性能的表征,最终建立了团簇式成分-结构稳定性-性能之间的关联。具体如下:1.基于团簇结构模型探索了Ti合金相结构随合金化元素的演化规律。首先,基于Friedel理论的电子-结构相互作用稳定机制,研究了Ti合金中合金相αα-Ti、β-Ti、αo-Ti、α"-Ti、α2-Ti3A1、-TiAl、O-Ti2AINb和B2-Ti（Al,Nb）的局域短程序特征,确定了各合金相的团簇结构单元（团簇成分式）,分别为[Al-Ti6Ti6]Ti3（α相）、[Al-Ti2Ti12]Til（ω相）、[A1-Ti4TiUTi2Ti2]（Ti2Tii）（αt"相）、[Al-Ti8Ti6]Til（β相）、[Al-Ti6Ti6]A13（α2相）、[Al-Al4Ti8]A13（丫相）、[Al-Ti4Ti2Ti2Nb2Nb2]（A12AI1）（O相）和[Al-Ti8（Al,Nb）6]（Al,Nb）1（B2相）,其中各相的结构单元中原子总数都为Z=16。进而,根据合金相的团簇结构单元,解析了不同体系工程Ti合金的成分,建立了多元Ti合金的团簇成分通式,为新合金的研发提供了一种简单实用的成分设计方法。2.利用团簇式成分设计方法设计了抗高温氧化的近α-Ti合金。为进一步提升合金在高于600环境中的抗氧化能力,基于确定的高温近α-Ti合金的团簇成分通式[Al-（Ti,2r）12](Ti2（AI,M1]）（M=Sn,Mo,Nb,Ta,W,Si）,通过添加Nb和Ta元素替代Mo,对600℃C高温近αα-Ti合金Ti-1 100（Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Si,wt.%）进行了成分优化。结果表明 Mo/Nb/Ta 共同合金化的[Al-（Ti11.7Zr0.3）]（Ti2Al0.69Sn0.18Mo0.01 Ta0.01Nb0.01Si0.1）（Ti-6.OA1-2.8Sn-3.6Zr-0.1 3Mo-0.12Nb-0.24Ta-0.37Si,wt.%）合金的室温及高温（650℃）拉伸力学性能优于Ti-1100;Ta合金化的[AI-（Ti11.7Zr0.3）]（Ti2AJ0.69Sn0.18Ta0.03Sio0.1）（Ti-6.OAl-2.8Sn-3.6Zr-0.72Ta-0.37Si,wt.%）合金具有优异的抗高温氧化性能,在800℃下暴露100 h的氧化增重仅为Ti-1100合金的1/7。3.利用团簇式成分设计方法设计了低弹性模量的亚稳β-Ti合金。现有低模量β-Ti合金的弹性模量通常为50～80 GPa,为进一步降低合金的弹性模量,利用团簇式成分设计方法实现了低弹性模量元素（Sn,Zr）和β结构稳定元素（Mo,Nb）的最佳匹配,在确保结构稳定及性能目标的基础上,确定了低弹性模量β-Ti合金的实用合金设计步骤,获得的(β-Ti 合金[（Sn0.5Mo0.5）-（Ti13ZrI）]Nb1（Ti-10.0Zr-5.2Mo-6.5Sn-10.2Nb,wt.%）的弹性模量仅为E=43 GPa。这是由于多个元素的最佳匹配使得β结构稳定,从而抑制了具有高弹性模量的ω>和α"相的析出。在此基础上,提出了合金化元素对β结构稳定的定量化方法,即通过计算Ti-M二元相图中的[β/（α+β）]相界斜率与Ti-Mo的比值,来确定合金化元素M的当量系数,得到新的Mo当量公式:（Moeq）Q=1.OMo+1.25V+0.59W+0.33Nb+0.25Ta+1.93Fe+1.84Cr+1.50Cu+2.46Ni+2.67Co+2.26Mn+0.30Sn+0.31 Zr+0.19Hf+3.01 Si-1.47A1（wt.%）,临界浓度βc= 11.8 wt.%。该公式可更好地衡量β结构稳定的临界下限浓度（βc）附近亚稳β-Ti合金的结构稳定性,并给出了多组元Ti-Mo-Sn-Zr-Nb系列合金弹性模量E随（Moeq）Q的变化规律,可指导低弹亚稳β-Ti合金的成分设计。4.探究了加工工艺对低模量亚稳β-Ti合金结构稳定性和力学行为的影响。经过冷变形后,[（Sn0.5Mo0.5）-（Ti13ZrI）]Nbl合金的晶粒得到了细化,并形成织构,由此使得合金的弹性模量进一步降低至E=39 GPa（抗拉强度outs=738 MPa）;进一步时效可大幅提升该合金的强度Outs=1369 MPa,这是由于冷轧过程中形成的α"、位错和晶界均促进时效过程中a相的形成,并抑制ω相析出。对于[Sn-Ti14]Nb3（Ti-26.2Nb-ll Sn,wt.%）合金,相对于吸铸态（E=56 GPa,OUTs=447 MPa）,冷变形后弹性模量降至E=48GPa,强度提高一倍至OUTS=855 MPa;时效处理过程中,位错和晶界促进α相的析出,在保证一定塑性的基础上,进一步将合金的强度提高到1049 MPa;此外,该合金具有高的β结构稳定性,冷轧、固溶和低温时效处理都不会析出ω相,从而展现出良好的塑性。
冯巧丽[2]（2020）在《高固溶度Cu-Sn合金的制备及组织与性能研究》文中研究指明Nb3Sn低温超导材料因具备优越的高场强性能而广泛适用于高能物理（HEP）、热核聚变（ITER）、核磁共振（NMR）等10T以上高场强磁体领域。目前,多芯Nb3Sn/Cu超导线材采用Cu-Sn合金作为Sn源通过内锡法、青铜法等方法制备而成,高固溶度Cu-Sn合金需要从日本（大阪特殊合金株式会社）、德国（维兰德集团Wieland Group）等国家进口,而超高固溶度Cu-Sn合金因为技术封锁难以购买以及实现在我国国内的批量化生产。因此,本论文先采用粉末冶金技术制备超高Sn含量Cu-Sn合金毛坯,再经过轧制、热挤压等形变方式进行致密化和均匀化,然后施加高能脉冲电流进行电致塑性处理,获得了晶粒细小、高固溶的Cu-Sn合金,其性能超过进口的Cu-12.5Sn合金。基于以上研究,主要的结论如下:（1）采用粉末冶金法制备的铜锡合金晶粒尺寸约50μm,部分富Sn相仍偏析于晶界处。（2）采用不同烧结温度制备的Cu-14Sn-0.3Ti合金的物相组成不同,在750-800℃的烧结温度范围内,可制备富α相的铜锡合金。在750℃的烧结温度下,制备的不同Sn含量的Cu-xSn-0.3Ti（x=13,14,15,16,wt.%）合金中溶质原子的固溶含量随着Sn含量的增加而提高。4wt.%Sn含量下,烧结温度为750℃、800℃、850℃时,铜锡合金的密度、硬度、电导率随着烧结温度的升高而升高。（3）采用轧制、热挤压形变结合电脉冲处理,可细化铜锡合金晶粒,使合金致密化、均匀化,并引入大量孪晶及少量位错,有利于合金塑性的提高。此外,铜锡合金的密度、硬度、电导率也明显提高。（4）当变形量为50%,电脉冲参数为50V-400HZ-2min时,制备出的铜锡合金晶粒细小、组织较为均匀,仅有少部分富Sn相偏聚于晶界处,获得了组织较为均匀的、晶粒细化的、组织中存在大量孪晶及层错的Cu-14Sn-03Ti合金。（5）当热挤压温度为680℃,保温时间为1.5h,获得具有单相α固溶体组织的铜锡合金。电脉冲参数为50V-400Hz,对铜锡合金处理不同时间。当电脉冲处理时长为2min时,获得了晶粒细化（晶粒尺寸为10μm）、组织较为均匀的铜锡合金。
周捷[3]（2020）在《B2相韧塑化Ti基和Zr基块体非晶复合材料的结构调控及其力学性能研究》文中研究说明虽然块体非晶合金具有高强度、大弹性极限等优异的力学性能,但室温脆性和应变软化仍是其结构工程应用的关键瓶颈。主要原因在于其长程无序的原子排列,难以产生晶体材料中类似“位错”所带来的加工硬化机制,塑性变形集中在非常小的局部区域内（即剪切带）,容易引起灾难性的脆性断裂。研究发现,在非晶基体中引入晶体相能够促进更多剪切带形成和抑制剪切带扩展,从而提高塑性变形能力。其中,引入可发生形变诱导相变的亚稳第二相制备“相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料,被认为是同时克服非晶合金的室温脆性和应变软化的有效手段之一。然而,“相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料中的晶体第二相形貌特征不易调控的问题仍然十分突出,尤其是在Ti基和Zr基合金体系中,亚稳晶体母相易联结、分布不弥散,组织结构可重复性差。这些因素会大幅弱化晶体相的韧塑化效果,降低力学性能的一致性。针对上述问题,本论文尝试通过微合金化调控内生析出与外加相变介质等手段来调控亚稳第二相的形貌特征,并进一步揭示了此类块体非晶复合材料的组织结构、马氏体相变及其在不同载荷下力学性能、变形行为特征的关联。论文的主要研究内容和结论包括以下几个方面:（1）针对Ti-Cu-Ni-Zr块体非晶复合材料体系中的亚稳B2晶体相分布不均匀降低“相变诱导塑性”效果和力学性能的问题,通过在Ti45Cu41Ni9Zr5非晶合金中添加0.2～0.3 at.%的Ta元素,成功使得B2相弥散析出并同时提高材料的强度和塑性变形能力。研究表明,Ta的固溶促进了亚稳B2相的形核。此外,Ta还起到稳定高温A2相的作用,使得大量纳米A2相粒子在B2相内部形成。纳米A2相粒子促进了 B2相的均匀析出并抑制了 B2相的粗化和长大。变形过程中,纳米A2相粒子可以促进马氏体相变在B2相内部多取向形核,并抑制其快速扩展,均匀化塑性变形,从而提高材料的综合力学性能。其中,Ti44.7Cu41Ni9Zr5Ta0.3的抗压强度达～3050 MPa,压缩塑性应变达到～25%,加工硬化因子为0.11。此外,准静态拉伸载荷下亦具有～1%的塑性变形能力;（2）针对内生B2相“相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料中组织可重复性差的问题,提出了通过外加TiNi丝方法以提高组织结构和力学性能的可重复性。研究表明,TiNi丝韧塑化Zr47Ti13Cu11Ni10Be16Nb3块体非晶复合材料具有良好的力学性能一致性。添加50%体积分数的TiNi丝后,Zr47Ti1 3Cu11Ni10Be16Nb3块体非晶复合材料的准静态压缩断裂强度和塑性变形能力同时提高,分别达到2134±46 MPa和13.4±1.0%,且具有强的加工硬化能力,抗压强度比基础非晶合金提高了接近30%。在准静态拉伸下,这种添加TiNi丝的块体非晶复合材料也表现出0.8±0.2%的塑性。TiNi丝的马氏体相变及其与非晶基体的协同变形对力学性能的提高起到决定性的作用。研究表明,外加TiNi丝的方法可以便捷地调控组织结构并大幅提高力学性能的一致性;（3）针对非晶合金材料服役过程中可能面临的极端条件,系统研究了“相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料在高应变率载荷下的动态力学行为,厘清了 B2相高应变率下的马氏体相变及应变率强化特征。研究表明,在动态载荷下,具有“相变诱导塑性”效应的Cu46.25Zr48Al4Ag1Sn0.75块体非晶复合材料在表现出高的极限强度（～1550 MPa）的前提下,还显示了大的断裂应变（～15%）以及独特的两阶段硬化特征。此外,TiNi丝韧塑化Zr47Ti13Cu11Ni10Be16Nb3块体非晶复合材料的动态断裂应变也达到～15%。在高应变率下,相对于传统树枝晶块体非晶复合材料而言,“相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料在较低的晶体相体积分数（～40%）下即可达到最佳的韧塑化效果,从而不用牺牲强度。研究发现,高应变率下马氏体相变仍然可以发生,从而有效地释放局部应力集中,抑制单一剪切带快速扩展,促进多重剪切带形成,均匀化塑性变形。“相变诱导塑性”和绝热温升之间的竞争决定了不同应变率下的动态力学行为。一方面,提高应变率会促进马氏体相变,有利于“相变诱导塑性”;另一方面,更高的应变率会加剧局部瞬时温升,引起应变局域化。总的来说,“相变诱导塑性”极大提高了块体非晶复合材料的动态力学性能,这使其在高速高载能工程应用方面具备巨大的潜力。
王璐[4]（2020）在《Cu-Sn合金制备工艺及其微合金化改性研究》文中研究指明高性能铜合金因具有高强度、高硬度以及良好的抗蚀、耐磨性能,广泛应用于汽车制造、船舶制造、海水淡化系统等方面。本课题研究的超高固溶的Cu-Sn合金,是作为生产超导材料Nb3Sn的重要材料。Nb3Sn是一种被广泛应用在基础科学前沿和尖端装备领域的超导材料,目前研究表明,铜锡合金中Sn的固溶度需要要达到14 wt.%以上。根据Cu-Sn二元相图,Sn在Cu中的固溶极限只有13.5 wt.%,当Sn含量大于13.5wt.%时,合金中就会出现金属间化合物,如Cu3Sn、Cu3Sn5等,而且随着Sn含量的升高,金属间化合物的含量也越来越高。因此,本课题在当前研究基础上,采用在Cu-Sn合金中添加合金元素的方法,研究其影响机理,并确定合适的添加量,以达到提高合金性能的目的。另一方面,通过轧制变形结合电脉冲处理对Cu-Sn合金组织和性能进行研究,获得高固溶度、高性能Cu-Sn合金制备工艺。研究结果表明:（1）采用粉末冶金法制备的铜锡合金组织不均匀,有部分富Sn相仍偏析于晶界,基体主要由α相固溶体组成。采用不同Sn含量制备的铜锡合金除了α相以外,还有部分金属间化合物生成。在650-750℃时随烧结温度的升高而逐渐增大,铜锡合金中溶质原子的固溶随着Sn含量的增加而提高,合金的密度、硬度、电导率也随着烧结温度的升高而升高。（2）通过对Cu-Sn合金进行轧制及电脉冲处理,能够有效地促进铜锡合金中溶质Sn原子溶入Cu基体中,形变过程中产生的高能非平衡晶界为Sn原子的扩散提供了有力通道,再结合电脉冲的热效应与非热效应共同作用下,为Sn原子的扩散在热力学与动力学上提供了有利条件,促进固溶体的形成。此外,在电脉冲作用下,促进了金属间化合物的重溶,即形变与电脉冲处理两者共同作用促进Sn固溶。（3）不同Ti含量下的Cu-Sn合金,随着Ti含量的增加,Ti对Cu-Sn合金的初生相细化程度越大,Cu-Sn合金中会出现第二相,合金的密度和致密度、电导率都增大,合金固溶随着Ti含量的增加而提高。（4）不同In含量的Cu-Sn合金表面白色的析出相为弥散相分布,随着In含量的增加,合金组织仍只有α相,无第二相出现,随着In添加的增多,合金密度和致密度、电导率有了明显的提高,固溶随着In含量的增加而提高。
王璐[5]（2020）在《Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相形成规律及变形机理研究》文中研究指明高熵合金打破了传统合金以一种或者两种元素为主的设计理念,是一种包含多种主要元素的新型合金。多种主要元素的协同作用使其具有较高混合熵,并延伸出许多优异的性能,如高强度/硬度,良好的耐磨性/耐蚀性,优异的高温强度以及低温韧性等。其中,亚稳态高熵合金以其优良的变形能力和独特的力学性能引起了研究人员的广泛关注。目前亚稳态高熵合金的研究仍然处于起步阶段,许多科学问题亟待解决。首先,由于亚稳态高熵合金主元较多且成分范围宽泛,难以通过传统计算方法进行设计;其次,目前尚缺乏对亚稳态高熵合金成分-组织-性能关系的系统研究;另外,独特的变形行为赋予亚稳合金形状记忆的特点,而关于亚稳态高熵合金在形状记忆效应方面的研究较为匮乏。本文以Ti-Zr-Hf-Nb-Al系富Ti高熵合金为研究对象,系统研究了高熵合金中元素含量对相组成的影响规律,利用机器学习成功预测出具有应力诱导相变特征的富Ti五元高熵合金,通过变形和热处理优化了合金的超弹性和力学性能,并系统研究了合金的变形行为及变形机理。首先,初步确定四元Ti-Zr-Nb-Al和Ti-Zr-Hf-Al合金体系中成分对相组成和力学性能的影响。在Ti-Zr-Nb-Al体系中,Nb和Al的含量都会影响亚稳β相的生成。当Nb和Al含量较少时,合金由亚稳的β相和α"马氏体相组成;当Nb含量较多时,铸态合金由稳定的β相组成;过量的A1会促进金属间化合物的生成,恶化合金力学性能。在（Ti2ZrHf）100-xAlx（x=12,14,16,18,20,at.%）体系中,A1起到弱定元素的作用,对合金相组成和力学性能具有重要影响。随Al含量的增加,合金相组成由HCP结构的α’相转变为正交结构的α"相,后转变为BCC结构的β相。当A1增加到20at.%时,亚稳β相的存在使合金在拉伸过程中发生了应力诱导马氏体相变。结合Ti-Zr-Nb/Hf-Al四元体系和亚稳钛合金数据,建立数据库,利用机器学习方法实现了 Ti-Zr-Hf-Nb-Al五元体系相组成预测,并预测了亚稳合金的存在范围。对部分预测结果进行实验验证,结果表明机器学习利用其优异的数据挖掘能力,可实现复杂多主元高熵合金的成分设计。基于机器学习对亚稳态五元高熵合金的预测结果,选取铸态Ti（ss-x）Zr20Hf15Ali(oNbx（x=l-9,at.%,简记为T-Nbx）合金作为研究对象,对其相组成、相稳定性、力学性能和变形机理展开了深入分析。Nb的添加促进了合金由HCP结构向BCC结构转变,且β相稳定性逐渐增强。对于含α’/α’+α〃相的T-Nbl-3合金,其所含六方相高度固溶强化,表现出高强度低塑性的特点。T-Nb4-8合金在拉伸过程中出现双屈服现象,其中T-Nb4合金发生自适应马氏体去孪晶过程,T-Nb5-8合金在拉伸过程中发生应力诱导β→α"马氏体相变。T-Nb9合金中β相稳定,拉伸过程中无双屈服和明显的加工硬化现象。研究了亚稳β相为主的Ti-Zr-Hf-Nb-Al合金的力学性能变化规律和变形机理。经不同温度退火后的T-Nb7合金完全再结晶,晶粒尺寸随退火温度的提高而增大。晶粒大小影响合金相变自由能,进而改变了合金的变形行为:具有较小晶粒的T-Nb7-800（800℃退火）合金在变形过程中先发生应力诱导马氏体相变,生成不同的马氏体变体,后续变形主要为马氏体变体发生重排;而具有较大晶粒的T-Nb7-900（900℃ 退火）合金在变形初期发生应力诱导β-,α"相变,随着应变量的增加,出现α"孪晶使合金具有优异的变形能力。研究了 Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金的超弹性及变形机理。发现经冷轧+900℃/0.5h热处理的T-Nb6合金同时具有良好的强度和超弹性,循环变形过程中最大可回复应变高达5.2%,且对应的最大拉伸应力达到900MPa。对经冷轧+800℃/0.5h退火的T-Nb5合金进行了同步辐射原位拉伸实验,结果表明:合金在拉伸过程中的超弹性是由可逆的B（?）α"相变引起的,超过一定变形量,马氏体变体发生重排,合金超弹性消失。
马晓[6]（2019）在《Nb-Si基超高温合金微观组织结构特征》文中研究指明Nb-Si基超高温合金以其高熔点、低密度、良好的高温强度等性能而成为重要的高温结构材料,但其低的室温断裂韧性和较差的高温抗氧化性能严重制约了其实际应用。合金化是改善Nb-Si基超高温合金力学性能及抗氧化性能最有效的方法,而定向凝固技术可进一步提高其综合力学性能。通过在Nb-Si基超高温合金中添加Ti、Cr、Al、Hf等合金化元素形成Nb-Ti-Si-Cr-Al和Nb-Ti-Si-Cr-Al-Hf合金体系,可以在提高其室温断裂韧性、高温抗氧化性能的同时,兼顾保持较高的高温强度,从而达到室温、高温力学性能与抗氧化性能的平衡。此外,定向凝固技术可以改善Nbss/Nb5Si3共晶组织生长耦合性,进而大幅提高合金的室温断裂韧性及高温拉伸持久性能。经过十余年的研究,目前对不同合金化元素对Nb-Si体系主要组成相形成规律的影响已基本清楚。本课题组自主研发的有坩埚超高温整体定向凝固技术可制备定向生长效果明显、力学性能优良的Nb-Si基超高温合金。但是,Nb-Si基超高温合金体系中的硅化物晶型转变、沉淀相形成机制以及定向凝固组织生长特性等精细组织结构特征仍有待进一步研究。本文首先研究了Nb-Si基超高温合金的硅化物结构相变和界面析出相的形成过程。高温相均匀化处理过程中发生βNb5Si3→αNb5Si3+Nbss共析转变,在相变过程中形成不同取向的αNb5Si3变体。采用透射电子显微（TEM）、电子背散射衍射（EBSD）等方法分析了αNb5Si3取向变体的形成过程以及αNb5Si3与Nbss颗粒之间的晶体学取向关系、界面类型。揭示了Nb-Si基超高温合金中Ti沉淀相的形成与转变过程,fcc-Ti沉淀相的形成过程是由热驱动的,并且随着温度的升高该沉淀相将回溶于Nbss中。界面上块状fcc-Ti沉淀相在均匀化处理过程中发生部分转变,形成hcp-Ti板条,这些hcp-Ti板条在TEM中实时加热升温过程中发生逆相变,又转变为fcc-Ti板条。Hcp-Ti→fcc-Ti相变过程中形成了PC1与PC2两种周期结构,作为调制结构促进转变的进行。添加Hf使得Nb-Si基超高温合金的初生相由βNb5Si3转变为αNb5Si3,进一步提高Hf含量则使初生相转变为γNb5Si3。对含Hf的Nb-Si基超高温合金进行长时均匀化热处理后,硅化物未发生晶型转变;在Nbss内部主要出现三类金属间化合物沉淀相,γNb5Si3、δNb11Si4与Cr2Nb。揭示了该三类沉淀相的形貌、界面特征以及与Nbss基体的取向关系。γNb5Si3沉淀相呈片状,主要沿Nbss中缺陷形成。Nbss与γNb5Si3沉淀相之间形成晶体学取向关系[111]Nb//[0001]γ,并具有光滑、平直的共格界面。采用重合位置点阵模型/完整花样移动点阵模型（CSL/DSC）分析了Nbss/γNb5Si3界面类型和界面位错。采用原位加热TEM观察了Nbss中γNb5Si3沉淀相的析出与回溶过程。发现在升温过程中形成了两组与Nbss具有不同取向关系的γNb5Si3沉淀相:[010]Nb//[0001]γ（OR-I）,[010]Nb//[112!3]γ（OR-II）。两类γNb5Si3沉淀相在升温过程中均经历了调整、长大及回溶过程。其中具有OR-I取向关系的γNb5Si3沉淀相在1150℃发生回溶,而具有OR-II取向关系的γNb5Si3沉淀相在1250℃时开始回溶,表明取向关系影响γNb5Si3沉淀相的稳定性。Nbss中形成了均匀分布和非均匀分布的δNb11Si4沉淀相,其中均匀沉淀相呈针状和点状,其特殊形态可能与Nbss→δNb11Si4+Nbss1固态相变过程中对称性丢失、形成不同取向变体有关;非均匀沉淀相呈片状,可能是由均匀沉淀相异常长大形成。Cr2Nb沉淀相通常沿Nbss中位错或沿Nbss/γNb5Si3界面形成,具有C15结构。Cr2Nb沉淀相与Nbss之间形成共格界面、而与γNb5Si3形成非共格界面,Cr2Nb沉淀相的形成降低了Nbss/γNb5Si3界面共格性。此外,Nbss中沿晶体缺陷可同时形成γNb5Si3、δNb11Si4、Cr2Nb沉淀相,分析了其析出序列。定向凝固Nb-Si基超高温合金的组织由初生γNb5Si3和Nbss/γNb5Si3共晶胞构成。随着抽拉速率增加,组织细化,定向生长效果及共晶组织耦合特征逐渐增强。当抽拉速率为100μm/s时,Nbss与γNb5Si3实现了耦合定向生长并形成了[111]Nb//[0001!]γ、{011!}Nb//{01!10}γ的取向关系。在此取向关系下,两相之间形成了具有较高稳定性和较低能量的共格界面。定向凝固Nb-Si基超高温合金在高温均匀化处理及时效处理后,Nbss中形成了大量的短棒状hcp-Ti沉淀相。这些hcp-Ti沉淀相沿Nbss的密排方向与密排面形成,与Nbss基体形成了取向关系[111]Nb//[112!0]hcp-Ti和（11!0）Nb//（0001）hcp-Ti以及共格界面。Nbss及Tiss两类固溶体可以互为基体并从中形成另一相的沉淀相,两相界面匹配符合“Edge-to-Edge”模型,形成具有较低界面能的相界面。
万明攀[7]（2015）在《Ti-1300合金室温变形与组织演变研究》文中提出随着航空航天器向高速化、大型化和复杂化方向发展,飞行器的框梁承力构件、紧固件、高强度弹簧等结构对钛合金的性能提出越来越高的要求。超高强钛合金成为了新一代航空航天器的关键结构材料。热处理技术作为挖掘金属材料力学性能潜力的重要手段在钛合金领域也得到广泛应用。掌握钛合金中的相变和组织演变规律是制订可靠热处理制度的关键。当前国内外研究主要是在恒温条件下进行,但得到的结论难以反映连续加热和冷却过程中相变和组织变化。又因晶体缺陷是影响相变的重要因素之一。因此,研究钛合金在连续加热和冷却过程中相变和组织演变规律,掌握晶体缺陷对钛合金时效过程中相变影响,成为超高强钛合金热处理技术开发中急需解决的问题。为此,本文以西北有色院自主研发的新型超高强钛合金Ti-1300合金为对象,采用膨胀法并结合OM、SEM、TEM、EBSD和XRD等分析手段,系统研究了合金在连续加热、固溶处理、时效和连续冷却过程中的相变和组织演变,并研究了合金固溶后的室温变形及对合金相变的影响。主要研究内容和结论为:基于修正后的Johnson-Mehl-Avrami方程,计算出Ti-1300合金在连续加热过程中α+β→β相变的激活能,揭示了α+β→β相变是一个典型的形核-扩散控制型相变;并用Arrhenius和Beck方程,建立了合金在等温条件下的β晶粒长大模型,计算出β晶界迁移的表观激活能。发现了合金在α+β两相区固溶时,初生α相的形态逐渐从“细针状”向“棒状”演变,位置也逐渐从晶内迁移到晶界上,并用LSW理论揭示了粗化机制主要是由原子沿着晶界扩散而聚集长大形成的。系统研究了β晶粒尺寸、初生α相、变形速率（0.008s-10.08 s-1）对固溶态Ti-1300合金的室温变形的影响,发现变形过程中都没有发生应力/应变诱发马氏体的产生,而是以位错滑移为主,从合金的化学成分的角度进行了解释。发现了固溶态合金的室温拉伸变形后组织中出现择优取向,并随着变形量的增加,合金中β晶粒取向逐渐趋为<110>取向。利用杠杆定律处理Ti-1300合金在等温时效过程中长度变化效应,获得了固溶态合金的亚稳β相等温分解动力学方程中Avrami指数n和反应常数K,从而建立了合金固溶后亚稳β相等温分解JMA方程。发现了合金在350℃等温时效时亚稳β相的分解方式为:β→ω+β→α+β;在400℃保温1h时亚稳β相的分解方式为:β→β′+β→α+β;500700℃时效时,亚稳β相的分解方式为:β→α+β。基于Avrami指数n和组织观察,阐明了次生α相的形核机制为原β晶界和晶粒内部开始形核,且形核率逐渐衰减。系统研究了预冷变形对固溶态Ti-1300合金时效的影响,发现合金经预冷变形后进行等温时效,预冷变形留下的晶体缺陷加剧了α相的析出,并表现出明显的变体选择效应。经过连续加热实验研究,发现了预冷变形推迟了合金中β→ω相变。基于KAS方程,计算出未变形、预变形量为2.5%、5%和7.5%的固溶态Ti-1300合金的非等温ω相激活能。激活能随着预变形量的增加而增大,这是推迟β→ω相变的主要原因。采用膨胀法和金相法,系统研究了Ti-1300合金从β相区连续冷却中组织演变规律,发现不同取向的α相首先在β晶界处形成,并以薄膜状形态连续分布在β晶界上。随着温度的降低,α相开始不断从β晶粒内部析出,晶界上析出的α相逐渐向晶内生长,并形成α集束。冷却速率大于0.3℃/s时,Ti-1300合金中开始出现了残留的亚稳β相,冷却速率大于3℃/s时,Ti-1300合金中基本全部获得残留的亚稳β相。随着冷却速率的增加,Ti-1300合金的显微硬度先增大,冷却速率为0.3℃/s时,Ti-1300合金的显微硬度达到了最大值,随后又逐渐降低。并建立了Ti-1300合金自β相区连续冷却的转变动力学图（CCT曲线）。
张立京[8]（2018）在《粉末冶金法制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的组织和性能》文中研究指明Nb-Ti-Si基超高温合金具有低密度、高熔点、良好的高温强度和抗蠕变性能等一系列优点,因而在航空航天等领域呈现出重要的应用前景。然而,由于Nb-Ti-Si基超高温合金的熔点很高,采用传统熔炼工艺制备该合金时能耗较大,并且极易产生成分不均匀及污染,因而需要在超高真空下多次重熔才能获得成分相对均匀、纯净的合金,这导致合金的制备成本高、周期长,严重阻碍了该系列合金的实际应用。采用机械合金化的方法制备高质量粉末,然后对其热压烧结成形,可望制备出组织均匀及综合性能优良的Nb-Ti-Si基超高温合金。制备高质量的Nb-Ti-Si基超高温合金粉末是后续热压烧结的前提,然而到目前为止尚缺乏机械合金化工艺对Nb-Ti-Si基超高温合金粉末内部组织、成分变化及杂质含量等影响规律的系统研究。此外,有关热压烧结工艺对Nb-Ti-Si基超高温合金组织、相形成及其力学、高温抗氧化性能影响也有待深入研究。有鉴于此,本文以配料成分为Nb-（20,22）Ti-15Si-5Cr-3Hf-3Al（at.%）的Nb-Ti-Si基超高温合金为研究对象,以机械合金化及热压烧结为材料制备方法,系统研究了机械合金化工艺对合金粉末形貌、尺寸、相组成、微观组织以及杂质含量等的影响。研究了热压烧结工艺对合金组织、致密度以及力学和抗氧化性能的影响。主要结论如下:在不同球磨机转速（300,400,500 rpm）下,随着球磨时间的增加,Nb,Ti等韧性颗粒先发生塑性变形成而为片状,而Si等脆性颗粒则发生破碎成为细小颗粒;之后这些颗粒发生冷焊团聚形成大颗粒;继续球磨,这些团聚颗粒细化并变得尺寸均一,颗粒形貌则逐渐变为球状。粉末颗粒尺寸都经历了先增大后减小的过程。球磨机转速越高,粉末颗粒细化速度越快。在300 rpm下即使球磨70 h后粉末颗粒仍粗大且尺寸分布不均匀,而在400 rpm下球磨20 h后颗粒细小均匀且为球状,当球磨机转速提高到500 rpm时,在球磨相同时间后,粉末颗粒更加细小。在不同球磨机转速（300,400,500 rpm）下球磨时,粉末颗粒内部均先形成层片状微观组织。在300 rpm下,随球磨时间延长,颗粒内部的层片状组织始终存在。而当转速提高到400 rpm时,球磨40 h后则层片状组织消失,颗粒内部呈现为单一均匀组织。继续升高球磨机转速至500 rpm时,球磨20 h后层片状组织则完全消失。球磨时合金化元素Ti,Cr,Si等溶解到Nb晶格中形成Nb基固溶体（Nbss）,从而导致Nbss晶格常数减小。随着球磨过程的进行,Nbss晶粒尺寸减小,而微观应变则增大。球磨机转速越高,合金化进程越快。在300 rpm下球磨时,Ti,Cr,Si等单质元素颗粒始终存在。而当球磨机转速提高到400 rpm时,球磨40 h后合金化元素Ti,Cr,Si等已完全溶解到Nb晶格中形成过饱和Nbss。在500 rpm下球磨时,该固溶过程在球磨20 h后即完成,继续球磨至40 h后,粉末则完全非晶化。当球磨机转速达到500 rpm时,所制备出的粉末颗粒中杂质含量明显升高,因此较适宜的球磨机转速为400 rpm。由元素粉末配比而成的Nb-Ti-Si基超高温合金粉末中,由于塑性成分较多,在球磨过程中必须添加过程控制剂。添加甲醇与乙醇时,在球磨过程中容易产生杂质HfC。由于正己烷具有较高挥发性,其作为过程控制剂的润滑作用有限,导致球磨时冷焊严重,粉末颗粒粗大。硬脂酸作为一种固态过程控制剂,当添加量过高时会导致过分润滑,造成粉末机械合金化速率较慢;而当添加量过低时则润滑作用不足,冷焊严重,颗粒尺寸粗大,同时易产生杂质HfC。因此,选取硬脂酸作为球磨过程中的控制剂时,其适宜的添加量为1.25 wt.%。采用优化的球磨工艺制备出Nb-Ti-Si基超高温合金粉末,然后在压应力40MPa,温度为1250,1350,1400,1450,1500℃下分别对合金粉末进行热压烧结。所制备出的Nb-Ti-Si基超高温合金均由Nbss,βTiss和γ（Nb,X）5Si3（“X”代表Ti,Cr和Al）组成。在1450℃热压烧结时合金的组织细小且为等轴状;当热压烧结温度低于1450℃时,合金组织中存在着未充分扩散反应的过饱和Nbss;而当热压烧结温度过高时,合金组织又发生粗化。随着热压烧结温度的升高,Nb-Ti-Si基超高温合金组织中βTiss和γ（Nb,X）5Si3的含量逐渐增加,密度不断提高,在1450℃时达到最大,而且具有较高的室温断裂韧性和维氏硬度。在不同温度热压烧结所制备的Nb-Ti-Si基超高温合金在1250℃氧化时,氧化膜均发生脱落。氧化膜存在明显的分层结构,在基体合金中有明显的内氧化区。在1250℃氧化相同时间后,在1450℃热压烧结所制备合金的氧化增重最小。合金中βTiss和O优先反应生成TiO2,氧化膜生长时发生O的内扩散和Nb的外扩散,生成Nb2O5,然后TiO2和Nb2O5进一步反应生成TiNb2O7。氧化膜主要由Nb2O5,TiNb2O7,TiO2及少量无定型硅酸盐组成。从组织、力学性能、抗氧化性能等方面综合考虑,1450℃为制备Nb-Ti-Si基超高温合金的比较适宜的热压烧结温度。
许艳飞[9]（2012）在《新型医用β钛合金的设计、制备及其固溶时效行为》文中研究说明钛合金凭借其优良的生物相容性和力学性能,逐渐取代不锈钢和CoCrMo等传统的生物医用金属材料,已被广泛用作人工关节、脊柱矫形内固定系统、牙科植体等医用内植入材料。而相对于纯钛和传统的α+p型医用钛合金,p型医用钛合金具有更低的弹性模量,更加优异的生物相容性以及耐蚀性能,因此受到越来越多的关注,已成为当前研究的热点。本文利用第一性原理对Ti-Nb二元合金的能量、电子结构及弹性性质进行了计算,并结合d-电子理论和平均价电子浓度等设计理论与方法,设计了无毒低模量的Ti-25Nb-10Ta-1Zr-0.2Fe（TNTZF, wt.%）新型生物医用p钛合金；采用真空自耗电弧熔炼技术制备了TNTZF合金,利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、差热分析仪（DSC）、X射线衍射仪（XRD）、透射电镜（TEM）、X射线光电子谱（XPS）等分析手段,对TNTZF合金的时效析出行为、ω相的析出长大动力学、冷变形行为进行了研究,并对合金的拉伸、冲击以及耐蚀性能进行了表征与评价,分析了合金微观结构演变对性能的影响,并对合金的时效析出规律、冷变形机制、断裂及耐蚀机理进行了深入的探讨。主要结论如下：（1）利用第一性原理方法对Ti-Nb二元合金的能量、β结构稳定性和弹性性质进行了计算。结果表明随着Nb含量的增加：合金的内聚能不断升高,正方剪切常数C’不断增加,β结构稳定性逐渐增强,体模量B不断上升,剪切模量G和弹性模量E则呈现先上升后降低的趋势。当Nb含量>12.5at.%时,Ti-Nb二元合金能够以p结构稳定存在；当Nb含量为12.5～25at.%时,正方剪切常数C’大于并接近于零,此时价电子浓度e/a处于4.125～4.25范围内,合金的弹性模量E最低约为45～46GPa。对Ti-25at.%Nb合金中β相、α"相和ω相的结构稳定性进行了计算,得到p相、α"相和ω相的内聚能分别为5.7046、5.7305和5.726leV·atom-1,说明α"相的结构稳定性最高,p相的结构稳定性相对最低。同时根据第一性原理的计算结果并结合d-电子理论和平均价电子浓度等理论,设计了无毒低模量的Ti-25Nb-10Ta-1Zr-0.2Fe（TNTZF, wt.%）新型生物医用β钛合金。（2）采用真空自耗电弧熔炼技术制备了TNTZF合金,并对TNTZF合金的时效行为进行了研究。合金经过800℃/lh固溶淬火后主要由过冷p、α"马氏体以及少量淬火ωOath组成,在时效初期,亚稳p与α"发生分解并向α相转变,ω相先与α相竞争长大,最后分解转变成α相,合金最终获得p+α平衡组织。时效早期α相优先在ω/β相界处形核,消耗ω相长大,随着时效时间的延长,α相开始在p晶界处形核,并向晶内生长。α相的形核和长大受溶质原子长程扩散控制,长大速度受扩散速率所控制。合金的时效析出序列与温度的关系如下：较低温度（350℃以下）为：p+α"+ωath→β+ωiso→ωiso+α→β+α；中间温度（400-500℃）为：β+α"+ωath→β+ωiso+α→β+α；较高温度（500℃以上）为：p+α"+ωath→β+α.合金在中间温度（400℃和470℃）时效表现出强烈的时效硬化效应,而在较低（350℃）和较高（500℃）温度下时效表现出较弱的时效硬化效果。（3）利用DSC和TEM两种手段,对ω相的析出长大动力学行为进行了研究。TNTZF固溶态合金在5-40℃/min的连续升温过程中,随着升温速率的提高,ω相对应的析出峰值温度向高温方向移动；其析出体积分数曲线和析出速率曲线也都表现出向高温方向移动的趋势；利用Kissinger方法计算得到合金在连续升温过程中ω相变激活能为355.1kJ/mol。TNTZF合金在350、400和470℃下等温时效不同时间后,ω相的晶粒生长符合抛物线规律,其生长动力学指数n分别为0.23、0.25和0.26；利用Burke-Turnbull动力学模型,计算得到ω相的晶粒长大激活能为119.7kJ/mol,并建立了ω相的晶粒尺寸D与时效时间t和温度T之间的动力学方程：D4-D04=4.3×1013·t·exp（-119.7/RT）。（4）合金经900℃/1h固溶后获得等轴β单相组织,抗拉强度为697MPa,弹性模量为75GPa,伸长率为34%。合金在150-450℃温度范围时效,脆性ω相的析出不但引起弹性模量的大幅提高,还导致强度、塑性和韧性急剧下降,尤其是在400和450℃温度下时效后ω相的体积分数超过50%,此时合金的塑性几乎为零,变成完全脆性的材料。合金在550℃下时效,随着时效时间的延长,α相的体积分数不断增加,合金的屈服强度和抗拉强度都呈现出先升高后降低的趋势,两者均在α相体积分数为21.4%（时效1h）时达到最大值,分别为696MPa和876MPa。弹性模量随着α相体积分数的增加呈逐渐增加的趋势,伸长率则先快速降低,在α相体积分数达到13.6%（时效30min）后缓慢下降。（5）900℃/1h固溶态合金的冲击韧性为58.7J/cm2。在400℃温度下时效5min-72h后,合金的冲击韧性几乎均为零。在550℃下时效5min-72h,合金的冲击韧性随着时效时间的延长而降低,时效24h后基本稳定在18～20J/cm2。固溶态冲击试样的断口特征为韧窝断裂；400℃时效态试样呈完全脆性断裂,断裂模式为沿晶+解理的混合断裂；合金在550℃下时效后的断裂机理均为韧性断裂,断裂机理随着时效时间的延长发生变化,由韧窝断裂逐渐向韧窝+沿晶混合断裂类型转变。（6）TNTZF合金锻造态和900℃/1h固溶态试样的冲击疲劳寿命均为17600次左右。在400℃下时效5min后,冲击疲劳寿命就降低了～70%,之后随着时效时间的延长,冲击疲劳寿命不断降低,时效72h之后仅为～450次。在550℃下时效后的冲击疲劳寿命也大致呈现逐渐下降的趋势,但是要明显高于400℃下时效的合金试样。在550℃下时效24h后合金的冲击疲劳寿命基本保持在3500～3700次的范围内。固溶态试样的冲击疲劳断裂以穿晶方式进行,裂纹扩展区存在许多的准解理小平面以及疲劳条带和二次裂纹,瞬断区存在大量的韧窝。400℃时效态合金的疲劳断裂机制为解理+沿晶脆性断裂混合模式。550℃下早期时效,合金的疲劳断裂机制较固溶态试样没有发生明显变化,经过72h长时间时效后,瞬断区的断裂模式由韧窝+疲劳条带的混合断裂转变为沿晶韧窝断裂。（7）与其他热处理状态相比,TNTZF合金经过550℃/30min时效处理之后,获得较好的综合力学性能：屈服强度为615MPa,抗拉强度为804MPa,弹性模量为72GPa,伸长率为9%,冲击韧性为35.8J/cm2,冲击疲劳寿命为13468次,满足生物医用钛合金所需要的高强度、低模量和良好塑韧性的匹配。（8）TNTZF合金的主导变形机制随着变形量的增加,逐渐从应力诱发α"马氏体相变、位错滑移向孪晶、剪切带以及结构纳米化转变,同时,合金中{111}<110>织构逐渐转向再结晶织构{111}<112>,当变形量达到80%时,{111}<112>成为主导。随着变形量的增加,合金中的位错密度不断升高,晶粒不断被细化,合金的强度和硬度不断提高；弹性模量则随着变形量的增加不断降低,这主要归因于变形过程中应力诱发马氏体相变以及脆性ω相的消失的共同作用。与30%CR和80%CR合金试样相对比,60%CR合金试样具有较高的强度（屈服强度为787MPa,抗拉强度为1213MPa）,较低的弹性模量（68GPa）、适中的伸长率（7.8%）以及最高的强模比（17.8×10-3）。（9）与Ti-6A1-4V ELI合金相比,TNTZF合金在Ringer’s溶液中表现出更高的腐蚀电位、更低更稳定的钝化电流密度以及更宽的钝化电位区间,并且合金试样表面没有观察到像Ti-6A1-4V ELI合金那样的点蚀现象,表明TNTZF合金具有更加优异的抗腐蚀性能。这归因于TNTZF合金表面形成了一层主要由TiO2、 Nb2O5、NbO2、Ta2O5和Zr02组成的钝化膜,比Ti-6A1-4V ELI合金的钝化膜（主要成分为TiO2、A12O3、V2O3）更加稳定。冷轧变形之后,TNTZF合金内部产生高密度的位错、应变集中区以及应力诱发α"马氏体相变,加快了合金的腐蚀速率,合金的耐蚀性能下降。TNTZF合金经过时效处理后析出第二相粒子降低了合金的抗腐蚀性能,并且随着时效温度的升高,耐蚀性能不断下降。
杜赵新[10]（2014）在《新型高强β钛合金的热处理和微合金化以及高温变形行为研究》文中指出高强β型钛合金具有良好的成型能力，而且具有非常高的比强度，通过固溶-时效热处理工艺可以获得良好的强度与塑性和韧性的匹配。但是随着航空航天事业的发展，对高强钛合金的比强度和比刚度等性能提出了更高的要求。本文以自主设计的Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金为研究对象，系统地研究了热处理工艺以及微量的B4C与C的混合添加对合金的组织与性能的影响。开展了Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金的超塑性研究以及对变形过程中的组织演变规律进行研究。对合金高温压缩变形能力进行研究，并以高温压缩试验结果为依据轧制了合金板材。对锻造后的Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金棒材组织性能进行研究，发现热处理工艺对合金的力学性能非常重要。合金在（α+β）两相区和β单相区固溶后具有非常好的塑性，但是强度水平较低。经过低温时效后，合金的强度大幅提高，并且时效温度越低，强度越高。对合金在775℃/1h/AC+440℃/8h条件下热处理时，获得了1715MPa的超高抗拉强度，并具有一定的塑性。在800℃/1h/AC+520℃/8h热处理条件下，合金获得了强度与塑性的优良匹配，抗拉强度与延伸率分别为1466MPa和14.5%。Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金的力学性能对其组织非常敏感，尤其是α相的影响尤为重要。在（α+β）两相区固溶条件下产生的初生α相可以抑制β晶粒的长大，α相的数量越多，其晶粒越细小，因此合金能够获得更好的强度与塑性。而在β单相区固溶的合金β晶粒将迅速长大，这对合金的性能带来不利影响。时效过程中析出的细小的次生α相是合金强度提高的主要原因，次生α相尺寸的减小或者其体积分数的增加，都会使合金的强度得到提高。塑性的变化与强度呈相反趋势，即强度越高，塑性越低。研究了微量B4C与C的添加对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe显微组织及性能的影响。合金中加入微量的B4C与C后，以原位反应合成的方式生成总体积分数约为1%的TiB和TiC。TiB和TiC具有细化β晶粒的作用。在β单相区固溶时TiB和TiC可以通过钉扎作用而限制β晶粒的长大，其晶粒大小只有相当于基体合金的一半；当合金在（α+β）两相区固溶时，B4C与C增加了初生α相的数量，从而也达到了细化β晶粒的效果。另外，B4C和C的加入还细化了次生α相的尺寸。添加B4C和C的合金的最高抗拉强度可以达到1834MPa，塑性为2%。在相同的热处理条件下，B4C和C可以明显提高合金的强度，但是塑性略有下降。本文研究了Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金在650℃～800℃、2.78×10-4s-1～8.33×10-3s-1条件下的（α+β）两相区的超塑性变形行为。结果发现，变形温度的升高或者应变速率的降低都会提高合金的超塑性延伸率，在变形温度为800℃，应变速率为2.78×10-4s-1时，合金得到最大延伸率，为455%。合金超塑性变形的主要机制为位错的运动。在塑性变形过程中，合金产生大量的位错，位错缠结并切割母相形成亚晶粒和亚晶界。随着变形的继续，亚晶粒发生长大，晶界随着变形发生转动，最终形成与母相具有一定晶界角度的晶粒。合金在塑性变形过程中也发现有少量的再结晶晶粒，但数量很少，并不是合金超塑性变形的主要机制。采用热物理模拟方法，研究了Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金的高温压缩变形行为，揭示了变形应力与变形温度和应变速率之间的关系，峰值应力和流变应力均随温度的升高和应变速率的减小而降低，且峰值应力σ与温度（1000/T）、lnε之间都满足线性关系。合金在（α+β）两相区的平均变形激活能为271.1kJ/mol。建立了合金在（α+β）相区热变形本构方程，为后续热变形参数的选择和设备吨位的确定提供了指导。根据热压缩的研究结果，对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金分别在790℃（（α+β）两相区）及870℃（β单相区）进行了板材的轧制。当合金在790℃变形量为90%时和在870℃变形量为90%时产生<110>方向平行于轧制方向的织构。合金轧制板材具有中等强度及优异的塑性。对790℃变形量为90%的合金板材进行了热处理强化，在800℃固溶及440℃时效条件下的合金板材抗拉强度可达到1744MPa，延伸率4.3%。在800℃固溶及520℃时效时的抗拉强度为1486MPa，延伸率为15.6%，具有非常优异的强度塑性匹配。
二、扩散Nb_3Sn膜晶粒非均匀性与位错界面的电子显微观察（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、扩散Nb_3Sn膜晶粒非均匀性与位错界面的电子显微观察（论文提纲范文）
（1）基于团簇结构模型的多元Ti合金成分设计方法和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 Ti合金概述 |
| 1.2 Ti合金中的合金化元素 |
| 1.3 Ti合金中的相及相变 |
| 1.3.1 固溶体中存在的相及相变 |
| 1.3.2 Ti固溶体合金的变形机制 |
| 1.3.3 Ti-Al金属间化合物相 |
| 1.4 Ti合金热处理与显微组织 |
| 1.4.1 热处理工艺 |
| 1.4.2 显微组织 |
| 1.5 常用Ti合金设计方法 |
| 1.5.1 固溶度理论(Hume-Rothery规则) |
| 1.5.2 基于电子理论的合金设计方法 |
| 1.5.3 当量法 |
| 1.5.4 计算机模拟计算 |
| 1.6 基于短程序结构的团簇成分式合金设计方法 |
| 1.6.1 合金中的化学短程序 |
| 1.6.2 团簇加连接原子模型及团簇成分式 |
| 1.6.3 团簇式成分设计方法的应用 |
| 1.7 本文主要研究内容与意义 |
| 2 基于团簇结构模型的Ti合金相结构演化及工程合金成分解析 |
| 2.1 Ti合金相结构中的局域原子分布 |
| 2.2 Ti合金相的团簇结构单元及其演化 |
| 2.2.1 相结构稳定机制(Friedel振荡理论) |
| 2.2.2 Ti合金相的团簇结构单元的确定 |
| 2.2.3 基于团簇结构单元的Ti合金相结构演化 |
| 2.3 基于团簇式成分设计方法的工程Ti合金成分解析 |
| 2.3.1 固溶体基Ti合金 |
| 2.3.2 金属间化合物基Ti合金 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 基于团簇式成分设计方法的多元Ti合金的成分设计 |
| 3.1 高温近α-Ti合金的成分设计与优化 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 近α-Ti合金的成分设计与优化 |
| 3.1.3 样品制备与表征方法 |
| 3.1.4 近α-Ti合金的结构与组织 |
| 3.1.5 近α-Ti合金的力学性能 |
| 3.1.6 近α-Ti合金的高温抗氧化性能 |
| 3.2 低弹β-Ti合金的成分设计 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 低弹β-Ti合金的成分设计 |
| 3.2.3 低弹β-Ti合金的结构与组织 |
| 3.2.4 低弹β-Ti合金力学性能 |
| 3.3 亚稳β-Ti合金的结构稳定性表征 |
| 3.4 利用团簇式成分设计方法设计合金成分的流程 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热处理和冷变形对亚稳β-Ti合金的影响 |
| 4.1 [(Sn_(0.5)Mo_(0.5))-(Ti_(13)Zr_1)]Nb_1合金不同状态下的结构稳定性及力学行为 |
| 4.1.1 样品制备与表征方法 |
| 4.1.2 合金棒材固溶处理前后的微观组织和力学行为 |
| 4.1.3 冷变形及热处理对合金板材的结构稳定性和力学性能的影响 |
| 4.2 冷变形及热处理对[Sn-Ti_(14)]Nb_3合金的结构稳定性和力学性能的影响 |
| 4.2.1 冷变形合金微观组织和力学性能 |
| 4.2.2 固溶和时效合金的微观组织和力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 混合焓 |
| 附录B [(Sn,Mo)-(Ti,Zr)_(14)]Nb_(1～3)系列合金成分 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）高固溶度Cu-Sn合金的制备及组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Cu-Sn合金研究现状 |
| 1.2.1 Cu-Sn合金简介 |
| 1.2.2 Cu-Sn合金性质及应用 |
| 1.2.3 Cu-Sn合金的制备 |
| 1.3 固溶度 |
| 1.4 形变及电脉冲处理铜合金研究现状 |
| 1.5 本文研究目的与内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2.实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验主要设备与仪器 |
| 2.2 实验流程 |
| 2.3 检测及表征 |
| 2.3.1 组织成分分析 |
| 2.3.2 物理性能检测 |
| 2.3.3 力学性能检测 |
| 3.粉末冶金法制备铜锡合金的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 烧结温度对Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能的影响 |
| 3.2.1 Cu-14Sn-0.3Ti合金的组织分析 |
| 3.2.2 Cu-14Sn-0.3Ti合金的物相分析 |
| 3.2.3 Cu-14Sn-0.3Ti合金的性能 |
| 3.3 Sn含量对铜锡合金组织及性能的影响 |
| 3.3.1 不同Sn含量的铜锡合金组织分析 |
| 3.3.2 不同Sn含量的铜锡合金DSC分析 |
| 3.3.3 不同Sn含量的铜锡合金物相分析 |
| 3.3.4 不同Sn含量的铜锡合金性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4.轧制变形及电脉冲处理对铜锡合金组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 轧制变形及电脉冲处理对不同Sn含量铜锡合金组织及性能的影响 |
| 4.2.1 轧制制备不同Sn含量铜锡合金的组织及性能演变 |
| 4.2.2 电脉冲处理制备不同Sn含量铜锡合金的组织及性能演变 |
| 4.3 轧制与电脉冲处理对Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能的影响 |
| 4.3.1 30%变形量下不同电脉冲处理的Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能演变 |
| 4.3.2 50%变形量下不同电脉冲处理的Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能演变 |
| 4.4 轧制及电脉冲制备高固溶铜锡合金的固溶机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5.热挤压及电脉冲处理对Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热挤压对Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能的影响 |
| 5.2.1 热挤压Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能 |
| 5.2.2 热挤压与热处理Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能 |
| 5.3 电脉冲处理对热挤压Cu-14Sn-0.3Ti合金组织及性能的影响 |
| 5.3.1 电脉冲处理的热挤压Cu-14Sn-0.3Ti合金组织分析 |
| 5.3.2 电脉冲处理的Cu-14Sn-0.3Ti合金物相分析 |
| 5.3.3 电脉冲处理的Cu-14Sn-0.3Ti合金力学性能 |
| 5.4 形变与电脉冲制备铜锡合金的固溶机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6.结论及展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间主要研究成果 |
（3）B2相韧塑化Ti基和Zr基块体非晶复合材料的结构调控及其力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 非晶合金概述 |
| 2.1.1 块体非晶合金的发展 |
| 2.1.2 块体非晶合金的力学性能及应用前景 |
| 2.1.3 非晶合金的微观变形机制 |
| 2.2 块体非晶复合材料概述 |
| 2.2.1 外加第二相块体非晶复合材料的制备及其准静态力学行为 |
| 2.2.2 内生第二相块体非晶复合材料的制备及其准静态力学行为 |
| 2.3 “相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料概述 |
| 2.3.1 “相变诱导塑性”韧塑化CuZr基块体非晶复合材料 |
| 2.3.2 “相变诱导塑性”韧塑化Ti基块体非晶复合材料 |
| 2.3.3 其他体系“相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料 |
| 2.3.4 “相变诱导塑性”韧塑化块体非晶复合材料的韧塑化机理 |
| 2.4 块体非晶复合材料的动态力学行为 |
| 2.5 本文的研究背景、研究目的和主要研究内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究目的 |
| 2.5.3 主要研究内容 |
| 3 实验材料与研究方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 样品制备 |
| 3.2.1 真空电弧熔炼母合金 |
| 3.2.2 铜模吸铸法制备内生第二相块体非晶复合材料 |
| 3.2.3 渗流铸造法制备外加第二相块体非晶复合材料 |
| 3.3 组织分析及性能测试 |
| 3.3.1 物相及微观结构分析 |
| 3.3.2 热力学性能测试 |
| 3.3.3 力学性能测试 |
| 3.3.4 有限元模拟 |
| 4 Ta微合金化调控Ti_(45)Cu_(41)Ni_9Zr_5非晶合金的相形成与力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ta微合金化调控Ti_(45)Cu_(41)Ni_9Zr_5非晶合金相形成及其作用机理 |
| 4.2.1 Ta微合金化对相形成的影响 |
| 4.2.2 Ta微合金化对相形成的影响机制探究 |
| 4.3 Ta微合金化对Ti_(45)Cu_(41)Ni_9Zr_5非晶合金准静态力学性能的影响 |
| 4.3.1 准静态压缩性能 |
| 4.3.2 准静态拉伸性能 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 Ti_(45-x)Cu_(41)Ni_9Zr_5Ta_x合金组织结构与力学性能的关联 |
| 4.4.2 Ti_(45-x)Cu_(41)Ni_9Zr_5Ta_x合金力学性能拉压不对称性的成因 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 外加TiNi丝制备块体非晶复合材料 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TiNi丝韧塑化Zr_(47)Ti_(13)Cu_(11)Ni_(10)Be_(16)Nb_3块体非晶复合材料的制备 |
| 5.2.1 渗流铸造工艺对非晶复合材料界面的影响 |
| 5.2.2 渗流铸造工艺对非晶复合材料压缩性能的影响 |
| 5.3 TiNi丝韧塑化Zr_(47)Ti_(13)Cu_(11)Ni_(10)Be_(16)Nb_3块体非晶复合材料的界面 |
| 5.3.1 界面结构 |
| 5.3.2 界面微区力学性能 |
| 5.4 外加TiNi丝韧塑化其它合金体系块体非晶复合材料的可行性 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 TiNi丝块体非晶复合材料的准静态力学行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 TiNi丝韧塑化Zr_(47)Ti_(13)Cu_(11)Ni_(10)Be_(16)Nb_3块体非晶复合材料的准静态压缩力学行为 |
| 6.2.1 准静态压缩性能 |
| 6.2.2 准静态压缩变形行为 |
| 6.2.3 准静态压缩断裂模式 |
| 6.2.4 马氏体相变在准静态压缩力学行为中的作用 |
| 6.2.5 马氏体相变的作用及其动力学模型 |
| 6.3 TiNi丝韧塑化Zr_(47)Ti_(13)Cu_(11)Ni_(10)Be_(16)Nb_3块体非晶复合材料的准静态拉伸力学行为 |
| 6.3.1 准静态拉伸性能 |
| 6.3.2 准静态拉伸变形行为 |
| 6.3.3 马氏体相变在准静态拉伸力学行为中的作用及机制 |
| 6.4 拉压力学性能不对称性的成因 |
| 6.5 准静态力学性能的一致性 |
| 6.6 外加TiNi丝韧塑化Ti基块体非晶复合材料的力学性能 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 B2相韧塑化块体非晶复合材料的动态力学行为研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Zr_(46.25)Cu_(48)Al_4Ag_1Sn_(0.75)块体非晶复合材料动态力学测试样品的制备 |
| 7.3 Zr_(46.25)Cu_(48)Al_4Ag_1Sn_(0.75)块体非晶复合材料的动态压缩性能及变形机制 |
| 7.3.1 动态压缩性能 |
| 7.3.2 动态压缩变形机制 |
| 7.4 Zr_(46.25)Cu_(48)Al_4Ag_1Sn_(0.75)块体非晶复合材料动态力学行为的影响因素 |
| 7.4.1 应变率的影响及其机制 |
| 7.4.2 B2相体积分数的影响及其机制 |
| 7.5 Zr_(46.25)Cu_(48)Al_4Ag_1Sn_(0.75)块体非晶复合材料的动态变形模拟研究 |
| 7.6 TiNi丝韧塑化Zr_(47)Ti_(13)Cu_(11)Ni_(10)Be_(16)Nb_3块体非晶复合材料的动态力学性能 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 总结 |
| 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 |
（4）Cu-Sn合金制备工艺及其微合金化改性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 锡青铜研究现状 |
| 1.3 轧制变形处理的研究 |
| 1.3.1 同步轧制变形 |
| 1.3.2 低温轧制变形 |
| 1.4 高能电脉冲处理的研究 |
| 1.4.1 电脉冲处理的研究简介 |
| 1.4.2 高能电脉冲对合金回复再结晶的影响 |
| 1.4.3 高能电脉冲对固溶后合金析出组织的影响 |
| 1.5 研究主要内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验方法及内容 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 实验研究工艺 |
| 2.2.1 粉末冶金制备合金 |
| 2.2.2 冷轧处理 |
| 2.2.3 电脉冲处理 |
| 2.3 材料的制备 |
| 2.3.1 试验材料 |
| 2.3.2 试验设备 |
| 2.4 性能测试与组织分析 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 电导率测定 |
| 2.4.3 固溶度测定 |
| 2.4.4 致密度测定 |
| 2.4.5 微观组织的观察和分析 |
| 3 铜锡合金的制备工艺研究 |
| 3.1 烧结温度对铜锡合金组织及性能影响 |
| 3.1.1 不同烧结温度下Cu-14Sn-0.3Ti合金的组织变化 |
| 3.1.2 不同烧结温度下Cu-14Sn-0.3Ti合金密度变化情况 |
| 3.1.3 不同烧结温度下Cu-14Sn-0.3Ti合金硬度、电导率的变化 |
| 3.2 Sn含量对铜锡合金组织及性能的影响 |
| 3.2.1 不同Sn含量的铜锡合金组织变化规律 |
| 3.2.2 不同Sn含量的铜锡合金密度的变化 |
| 3.2.3 不同Sn含量的铜锡合金硬度、电导率变化 |
| 3.3 相同轧制变形对铜锡合金组织及性能影响 |
| 3.3.1 轧制变形量为25%对Cu-xSn-0.3Ti合金的组织变化 |
| 3.3.2 轧制变形量为25%不同Sn含量铜锡合金XRD |
| 3.3.3 轧制变形量为25%不同Sn含量铜锡合金硬度 |
| 3.3.4 轧制变形量为25%不同Sn含量铜锡合金电导率 |
| 3.4 不同轧制变形量对铜锡合金组织影响 |
| 3.4.1 不同轧制变形量下铜锡合金组织形貌 |
| 3.4.2 不同轧制变形量下铜锡合金组织XRD |
| 3.4.3 不同轧制变形量下铜锡合金性能 |
| 3.5 电脉冲对轧制处理后铜锡合金组织及性能的影响 |
| 3.5.1 电脉冲处理以后25%不同Sn含量铜锡合金组织形貌 |
| 3.5.2 电脉冲对不同变形量下铜锡合金组织性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 添加不同元素对铜锡合金组织与性能的影响 |
| 4.1 Cu-14Sn合金的组织与性能 |
| 4.1.1 Cu-14Sn组织形貌 |
| 4.1.2 Cu-14Sn合金性能 |
| 4.2 添加合金元素钛对铜锡合金组织与性能的影响 |
| 4.2.1 添加合金元素钛对铜锡合金组织的影响 |
| 4.2.2 添加合金元素钛对铜锡合金密度的影响 |
| 4.2.3 添加合金元素钛对铜锡合金电导率和硬度的影响 |
| 4.3 添加合金元素铟对铜锡合金组织与性能的影响 |
| 4.3.1 添加合金元素铟对铜锡合金组织的影响 |
| 4.3.2 添加合金元素铟对铜锡合金密度的影响 |
| 4.3.3 铟对铜锡合金硬度和电导率的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间主要研究成果 |
（5）Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相形成规律及变形机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高熵合金简介 |
| 2.1.1 高熵合金的定义 |
| 2.1.2 高熵合金的特点 |
| 2.2 高熵合金的相组成及预测 |
| 2.3 高熵合金的强化机理 |
| 2.3.1 固溶强化 |
| 2.3.2 析出强化 |
| 2.3.3 细晶强化 |
| 2.3.4 相变强化 |
| 2.4 应力诱导马氏体相变及应用 |
| 2.4.1 应力诱导马氏体相变原理 |
| 2.4.2 形状记忆效应和超弹性 |
| 2.5 含有亚稳相的合金的开发 |
| 2.5.1 d-电子合金设计 |
| 2.5.2 机器学习 |
| 3 研究内容和方法 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 合金样品制备 |
| 3.2.2 晶体结构分析 |
| 3.2.3 显微组织表征 |
| 3.2.4 热分析 |
| 3.2.5 室温力学性能测试 |
| 3.2.6 高温力学性能测试 |
| 4 Ti-Zr-Nb/Hf-Al四元高熵合金相组成、稳定性及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti-Zr-Nb-Al合金相组成及力学性能 |
| 4.3 Ti、Zr含量对Ti_(80-x)Zr_xNb_(10)Al_(10)合金组织和性能的影响 |
| 4.3.1 铸态组织及力学性能 |
| 4.3.2 600℃和700℃下的稳定性 |
| 4.4 (Ti4Zr4Nb)_(100-x)Al_x合金的相组成和力学性能 |
| 4.4.1 固溶态组织及力学性能 |
| 4.4.2 600℃和700℃下的稳定性及力学性能 |
| 4.5 Ti-Zr-Hf-Al合金相组成及力学性能 |
| 4.6 Ti_(44)Zr_(22)Hf_(22)Al_(12)合金高温稳定性和高温拉伸性能 |
| 4.6.1 组织结构和稳定性 |
| 4.6.2 高温力学性能 |
| 4.7 Al含量对(Ti2ZrHf)_(100-x)Al_x合金相组成和变形机理的研究 |
| 4.7.1 合金相组成及微观组织 |
| 4.7.2 力学性能 |
| 4.7.3 Al元素的β稳定作用 |
| 4.8 小结 |
| 5 基于机器学习Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相组成预测 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 数据库的建立和模型选择 |
| 5.2.1 数据库的建立 |
| 5.2.2 机器学习模型的选择 |
| 5.3 五元高熵合金相组成的预测和结果验证 |
| 5.3.1 亚稳相预测 |
| 5.3.2 预测结果的验证 |
| 5.4 与传统Bo-Md图的对比 |
| 5.5 小结 |
| 6 Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相组成和变形机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti_(55-x)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_x合金相组成及微观组织变化 |
| 6.3 不同Nb含量合金相稳定性及相转变规律 |
| 6.3.1 相稳定性 |
| 6.3.2 相转变机制 |
| 6.4 不同Nb含量合金力学性能及变形机制 |
| 6.4.1 力学性能 |
| 6.4.2 变形机制 |
| 6.5 晶粒大小对Ti_(48)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_7力学性能的影响 |
| 6.6 Ti_(48)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_7合金变形机理 |
| 6.6.1 应力诱导马氏体相变 |
| 6.6.2 形变孪晶 |
| 6.6.3 晶粒大小对变形机理的影响 |
| 6.7 小结 |
| 7 Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金超弹效应与变形机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 铸态Ti_(55-x)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_x合金的超弹性 |
| 7.3 冷轧-热处理对合金超弹性影响 |
| 7.4 合金超弹性变形机理 |
| 7.5 小结 |
| 8 总结 |
| 8.1 全文结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 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 |
（6）Nb-Si基超高温合金微观组织结构特征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 主要术语列表 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Nb-Si基超高温合金微观组织结构概述 |
| 1.2.1 Nb-Si基超高温合金组成相结构特征 |
| 1.2.2 Nb-Si基超高温合金组织特征 |
| 1.2.3 Nb-Si基超高温合金中的沉淀相 |
| 1.3 Nb-Si基超高温合金微观组织结构及相变特征 |
| 1.3.1 Nb-Si基超高温合金中硅化物晶型选择及结构转变 |
| 1.3.2 Nb-Si基超高温合金中沉淀相形成机制 |
| 1.4 定向凝固Nb-Si基超高温合金微观组织特征 |
| 1.4.1 抽拉速率对定向凝固微观组织形貌特征的影响 |
| 1.4.2 抽拉速率对定向凝固组织择优生长方向的影响 |
| 1.5 论文的选题依据与研究内容 |
| 1.5.1 论文的选题依据 |
| 1.5.2 论文的研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料及制备 |
| 2.1.1 电弧熔炼法制备Nb-Si基超高温合金 |
| 2.1.2 定向凝固Nb-Si基超高温合金 |
| 2.2 微观组织结构分析 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 热分析 |
| 2.2.3 扫描电子显微分析与电子背散射衍射分析 |
| 2.2.4 透射电子显微分析 |
| 2.2.5 原位电子显微分析 |
| 第3章 Nb-Si基超高温合金结构相变特征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电弧熔炼态Nb-Si基超高温合金微观组织 |
| 3.2.1 主要组成相 |
| 3.2.2 晶界析出相 |
| 3.3 βNb_5Si_3→ αNb_5Si_3+ Nbss共析转变 |
| 3.3.1 βNb_5Si_3→ αNb_5Si_3+ Nbss相变特征 |
| 3.3.2 βNb_5Si_3→ αNb_5Si_3+ Nbss相变晶体学 |
| 3.3.3 βNb_5Si_3→ αNb_5Si_3+ Nbss相变机制 |
| 3.4 Nbss→ fcc-Ti+ Nbss1 析出相变 |
| 3.4.1 Nbss中析出fcc-Ti沉淀相 |
| 3.4.2 Nbss内 fcc-Ti析出机制 |
| 3.5 fcc-Ti→ hcp-Ti相变特征 |
| 3.6 hcp-Ti→ PC→ fcc-Ti相变特征 |
| 3.6.1 TEM原位观察hcp-Ti→ PC→ fcc-Ti相变过程 |
| 3.6.2 PC_1和PC_2的结构本质 |
| 3.6.3 hcp-Ti→ PC→ fcc-Ti相变机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Nb-Si基超高温合金Nbss中沉淀相形成特征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Nbss中γNb_5Si_3沉淀相形成特征 |
| 4.2.1 热处理后γNb_5Si_3沉淀相形成特征 |
| 4.2.2 TEM原位观察γNb_5Si_3沉淀相形成与回溶过程 |
| 4.3 Nbss中δNb11Si4沉淀相形成特征 |
| 4.4 Nbss中Cr_2Nb沉淀相形成特征 |
| 4.5 Nbss中γNb_5Si_3、δNb11Si4、Cr_2Nb沉淀相耦合形成特征 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 定向凝固Nb-Si基超高温合金微观组织特征 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 定向凝固Nb-Si基超高温合金组织择优生长 |
| 5.2.1 抽拉速率对定向凝固微观组织形貌的影响 |
| 5.2.2 抽拉速率对定向凝固组织择优取向的影响 |
| 5.2.3 定向凝固组织界面特征 |
| 5.3 定向凝固Nb-Si基超高温合金沉淀相 |
| 5.3.1 抽拉速率对Nbss内 Ti沉淀的影响 |
| 5.3.2 大块Ti沉淀相中二次Nb析出特征 |
| 5.3.3 Nb、Ti两相间晶体学关系 |
| 5.4 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 |
（7）Ti-1300合金室温变形与组织演变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛及亚稳 β 钛合金发展概述 |
| 1.3 钛合金中的相及相变概述 |
| 1.3.1 马氏体相及相变 |
| 1.3.2 ω 相及相变 |
| 1.3.3 亚稳 β 相的分解 |
| 1.4 钛合金室温变形及对相变影响 |
| 1.5 相变动力学和研究方法 |
| 1.6 Ti-1300合金的研究现状及存在的问题 |
| 1.7 本研究工作的背景及意义 |
| 1.8 本文研究主要内容和研究思路 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 固溶过程中相变及组织演变 |
| 2.3.2 固溶态Ti-1300合金的室温变形 |
| 2.3.3 等温时效中相变及组织演变 |
| 2.3.4 预冷变形对Ti-1300合金相变影响 |
| 2.3.5 连续冷却过程中的组织演变 |
| 2.4 实验设备和分析仪器 |
| 2.4.1 主要加热设备 |
| 2.4.2 组织观察与相结构分析 |
| 2.4.3 力学性能测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Ti-1300合金固溶过程中相变及组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 连续加热过程中的 α+β→β 相变 |
| 3.2.1 膨胀量随温度的变化规律和分析方法 |
| 3.2.2 加热过程中组织演变 |
| 3.2.3 α+β→β 在加热过程中的相变机制 |
| 3.3 单相区等温过程中组织演变 |
| 3.3.1 等温过程中组织演变 |
| 3.3.2 β 相区晶粒长大动力学 |
| 3.4 两相区等温过程中组织演变 |
| 3.4.1 等温过程中组织演变 |
| 3.4.2 初生 α 相的粗化机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti-1300合金的室温变形机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同温度固溶处理后的室温变形机制 |
| 4.2.1 不同温度固溶处理后的力学性能 |
| 4.2.2 变形后的显微组织 |
| 4.2.3 变形组织显微结构和室温变形机制 |
| 4.2.4 变形量对显微硬度的影响 |
| 4.3 不同应变速率下的室温变形机制 |
| 4.3.1 不同应变速率下变形后的显微组织 |
| 4.3.2 不同应变速率下变形后的相结构和变形机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ti-1300合金等温时效及组织演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固溶处理后的显微组织 |
| 5.3 膨胀量变化规律和相变动力学研究方法 |
| 5.4 350℃~450℃时效时合金的组织演变 |
| 5.5 500℃~550℃时效时合金的组织演变 |
| 5.6 600℃~700℃时效时合金的组织演变 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 预冷变形对Ti-1300合金相变的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 预冷变形对Ti-1300合金等温时效影响 |
| 6.2.1 预冷变形对Ti-1300合金显微组织的影响 |
| 6.2.2 预冷变形对Ti-1300合金显微硬度的影响 |
| 6.3 Ti-1300合金的连续加热时效相变 |
| 6.3.1 加热过程中膨胀量变化规律 |
| 6.3.2 加热过程中组织演变 |
| 6.3.3 加热过程中 β→ω 相变动力学 |
| 6.4 预冷变形对Ti-1300合金的连续加热时效相变影响 |
| 6.4.1 加热过程中膨胀量变化规律 |
| 6.4.2 加热过程中组织演变 |
| 6.4.3 加热过程中 β→ω 相变动力学 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 Ti-1300合金连续冷却过程中组织演变 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 冷却速率对显微组织的影响 |
| 7.3 α 相长大过程中的原子扩散行为 |
| 7.4 冷却速率对显微硬度的影响 |
| 7.5 Ti-1300合金冷却过程中收缩行为 |
| 7.6 Ti-1300合金CCT曲线的建立 |
| 7.7 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及主持的科研项目 |
| 致谢 |
（8）粉末冶金法制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的组织和性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Nb-Ti-Si基超高温合金 |
| 1.3 Nb-Ti-Si基超高温合金的制备工艺 |
| 1.3.1 真空熔炼方法 |
| 1.3.2 定向凝固技术 |
| 1.3.3 粉末冶金方法 |
| 1.4 机械合金化+热压烧结制备Nb-Ti-Si基超高温合金 |
| 1.4.1 机械合金化制备预合金化粉末 |
| 1.4.2 热压烧结过程 |
| 1.4.3 热压烧结工艺 |
| 1.5 论文的选题依据与研究内容 |
| 1.5.1 论文的选题依据 |
| 1.5.2 论文的研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 机械合金化法制备Nb-Ti-Si基超高温合金粉末 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 机械合金化设备 |
| 2.1.3 机械合金化过程 |
| 2.2 Nb-Ti-Si基超高温合金粉末的热压烧结 |
| 2.2.1 热压烧结设备 |
| 2.2.2 热压烧结工艺 |
| 2.3 热压烧结所制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的力学性能测试 |
| 2.3.1 合金的硬度测试 |
| 2.3.2 合金的室温断裂韧性测试 |
| 2.4 热压烧结所制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的抗氧化性能 |
| 2.4.1 高温氧化炉 |
| 2.4.2 合金的氧化性能测试 |
| 2.5 组织分析 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 扫描电子显微分析 |
| 2.5.3 粉末的热分析 |
| 2.5.4 透射电子显微分析 |
| 2.5.5 物相的定量分析 |
| 2.6 热压烧结试样的密度测试 |
| 第3章 球磨机转速对Nb-Ti-Si基超高温合金粉末机械合金化行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 300 rpm下合金粉末的机械合金化行为 |
| 3.2.1 合金粉末的形貌 |
| 3.2.2 合金粉末的微观组织 |
| 3.2.3 合金粉末的XRD分析 |
| 3.3 400 rpm下合金粉末的机械合金化行为 |
| 3.3.1 合金粉末形貌和尺寸 |
| 3.3.2 合金粉末的微观组织 |
| 3.3.3 合金粉末的XRD分析 |
| 3.4 500 rpm下合金粉末的机械合金化行为 |
| 3.4.1 合金粉末的形貌 |
| 3.4.2 合金粉末的微观组织 |
| 3.4.3 合金粉末的XRD分析 |
| 3.4.4 合金粉末的TEM分析 |
| 3.4.5 合金粉末的热稳定性 |
| 3.5 球磨机转速对合金粉末机械合金化行为的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 过程控制剂对Nb-Ti-Si基超高温合金粉末机械合金化行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 过程控制剂种类对合金粉末机械合金化行为的影响 |
| 4.2.1 无过程控制剂时的球磨行为 |
| 4.2.2 过程控制剂为5 wt.%甲醇时的球磨行为 |
| 4.2.3 过程控制剂为5 wt.%乙醇时的球磨行为 |
| 4.2.4 过程控制剂为5 wt.%正己烷时的球磨行为 |
| 4.2.5 过程控制剂为5 wt.%硬脂酸时的球磨行为 |
| 4.2.6 添加不同种类过程控制剂的球磨效果 |
| 4.3 硬脂酸含量对合金粉末机械合金化行为的影响 |
| 4.3.1 2.5 wt.%硬脂酸作为过程控制剂时的球磨行为 |
| 4.3.2 1.25 wt.%硬脂酸作为过程控制剂时的球磨行为 |
| 4.3.3 0.625 wt.%硬脂酸作为过程控制剂时的球磨行为 |
| 4.3.4 添加不同含量硬脂酸的球磨效果 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热压烧结制备的Nb-Ti-Si基超高温合金组织和性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热压烧结制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的组织 |
| 5.3 热压烧结制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的力学性能 |
| 5.3.1 室温断裂韧性 |
| 5.3.2 Nb-Ti-Si基超高温合金的硬度 |
| 5.4 热压烧结制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的抗氧化性能 |
| 5.4.1 Nb-Ti-Si基超高温合金氧化后的宏观形貌和氧化增重 |
| 5.4.2 Nb-Ti-Si基超高温合金的氧化膜结构 |
| 5.4.3 Nb-Ti-Si基超高温合金的氧化动力学 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论和展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（9）新型医用β钛合金的设计、制备及其固溶时效行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目录 |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 生物医用材料简介 |
| 1.2.1 生物医用材料的定义与分类 |
| 1.2.2 生物医用金属材料应具备的性能 |
| 1.2.3 生物医用金属材料的发展 |
| 1.3 生物医用钛合金 |
| 1.3.1 钛的性质 |
| 1.3.2 钛合金 |
| 1.3.3 生物医用钛合金的发展历程 |
| 1.4 β型生物医用钛合金的研究现状 |
| 1.4.1 合金元素在医用β钛合金中的作用及成分设计 |
| 1.4.2 生物医用β钛合金淬火过程的相变与时效析出行为 |
| 1.4.3 生物医用β钛合金的变形特点 |
| 1.4.4 生物医用β钛合金的力学性能 |
| 1.4.5 生物医用β钛合金的耐蚀性能 |
| 1.5 生物医用钛合金研究存在的问题与发展趋势 |
| 1.5.1 存在的问题 |
| 1.5.2 发展趋势和建议 |
| 1.6 本论文的研究目的和意义及研究内容 |
| 第二章 实验方案与方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 合金成分 |
| 2.2.2 实验原料 |
| 2.2.3 Ti-Ta中间合金制备 |
| 2.2.4 电子束熔炼 |
| 2.2.5 真空自耗电弧熔炼 |
| 2.2.6 锻造 |
| 2.2.7 热轧 |
| 2.2.8 冷轧 |
| 2.2.9 固溶和时效处理 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 拉伸性能测试 |
| 2.3.3 冲击韧性测试 |
| 2.3.4 冲击疲劳测试 |
| 2.3.5 腐蚀性能测试 |
| 2.4 显微组织分析 |
| 2.4.1 示差量热分析(DSC) |
| 2.4.2 金相组织观察(OM) |
| 2.4.3 扫描电子显微镜观察(SEM) |
| 2.4.4 透射电镜分析(TEM) |
| 2.4.5 X射线物相分析(XRD) |
| 2.4.6 X射线织构分析 |
| 2.4.7 X射线光电子能谱(XPS) |
| 2.5 化学成分分析 |
| 2.6 β/α+β相变点分析 |
| 2.6.1 相变点计算 |
| 2.6.2 相变点的确定 |
| 第三章 生物医用β钛合金第一性原理计算与成分设计 |
| 3.1 基本原理 |
| 3.1.1 密度泛函理论 |
| 3.1.2 赝势法 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.2.1 超胞的建立 |
| 3.2.2 弹性模量的计算 |
| 3.3 计算结果与讨论 |
| 3.3.1 Ti-Nb合金β结构稳定性和弹性性质 |
| 3.3.2 Ti-25 at.%Nb合金β、α"和ω相的结构稳定性 |
| 3.4 成分设计 |
| 3.4.1 合金化基本规律 |
| 3.4.2 d-电子合金设计理论 |
| 3.4.3 平均电子浓度方法 |
| 3.4.4 β稳定系数 |
| 3.4.5 合金成分确定 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 TNTZF合金的时效行为研究 |
| 4.1 时效硬化曲线 |
| 4.2 时效过程中的相转变 |
| 4.2.1 时效温度对合金相转变的影响 |
| 4.2.2 等温时效过程中的相转变 |
| 4.3 时效过程中的微观组织演变 |
| 4.3.1 固溶态合金的微观组织 |
| 4.3.2 时效温度对合金微观组织的影响 |
| 4.3.3 等温时效过程中的微观组织演变 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 时效析出序列 |
| 4.4.2 ω相的形核机制 |
| 4.4.3 α相的形核机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 TNTZF合金中ω相的析出与长大动力学 |
| 5.1 ω相的析出动力学 |
| 5.1.1 ω析出相的DSC分析 |
| 5.1.2 ω析出相的体积分数及析出速率 |
| 5.1.3 ω相的析出激活能 |
| 5.2 时效过程中ω相的晶粒长大动力学 |
| 5.2.1 ω相的晶粒长大规律 |
| 5.2.2 ω相的晶粒生长动力学指数 |
| 5.2.3 ω相的晶粒长大激活能与动力学方程 |
| 5.3 讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 TNTZF合金微观结构与力学性能的关系 |
| 6.1 锻造态合金的微观组织与拉伸性能 |
| 6.2 固溶态合金的微观组织与拉伸性能 |
| 6.3 时效处理对合金微观组织与拉伸性能的影响 |
| 6.3.1 时效温度对合金显微组织与拉伸性能的影响 |
| 6.3.2 时效时间对合金显微组织与拉伸性能的影响 |
| 6.4 固溶时效处理对合金冲击韧性的影响 |
| 6.4.1 锻造态和固溶态合金的冲击韧性 |
| 6.4.2 时效处理对合金冲击韧性的影响 |
| 6.5 固溶时效处理对合金冲击疲劳的影响 |
| 6.5.1 合金锻造态和固溶态的冲击疲劳性能 |
| 6.5.2 时效处理对合金冲击疲劳性能的影响 |
| 6.5.3 合金显微组织影响冲击疲劳行为的机理分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 TNTZF合金冷变形行为及变形机制研究 |
| 7.1 冷变形对合金显微组织的影响 |
| 7.2 冷变形过程中织构的演变 |
| 7.3 冷变形对合金力学性能的影响 |
| 7.4 讨论 |
| 7.4.1 合金变形机制分析 |
| 7.4.2 合金变形强化机理分析 |
| 7.4.3 冷变形对合金弹性模量的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 TNTZF合金在Ringer's模拟体液中的腐蚀行为 |
| 8.1 TNTZF合金在Ringer's溶液中的腐蚀行为 |
| 8.1.1 微观组织与相组成分析 |
| 8.1.2 动电位极化曲线 |
| 8.1.3 钝化膜表面形貌分析 |
| 8.1.4 钝化膜XPS分析 |
| 8.1.5 耐蚀机理分析 |
| 8.2 冷变形对TNTZF合金腐蚀性能的影响 |
| 8.3 时效热处理对TNTZF合金腐蚀性能的影响 |
| 8.4 本章小结 |
| 第九章 结论 |
| 9.1 主要研究结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的主要研究成果 |
（10）新型高强β钛合金的热处理和微合金化以及高温变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| Contents |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 β钛合金的定义与分类 |
| 1.3 β钛合金的合金化 |
| 1.3.1 β稳定元素 |
| 1.3.2 α稳定元素 |
| 1.3.3 中性元素 |
| 1.3.4 其他微量元素 |
| 1.4 β钛合金中的相组成及相变 |
| 1.4.1 ω相变 |
| 1.4.2 马氏体相变 |
| 1.4.3 α相的形核 |
| 1.5 β型高强钛合金的发展与应用 |
| 1.6 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 合金材料的制备 |
| 2.1.1 合金铸锭的制备 |
| 2.1.2 α+β→β相转变温度 |
| 2.1.3 合金的高温锻造 |
| 2.1.4 合金的热处理 |
| 2.2 实验和分析方法 |
| 2.2.1 热物理模拟实验 |
| 2.2.2 扫描电镜分析(SEM) |
| 2.2.3 透射电镜分析(TEM) |
| 2.2.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.5 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.2.6 室温拉伸性能测试 |
| 2.2.7 高温拉伸性能测试 |
| 第3章 热处理对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金显微组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金锻态组织及性能分析 |
| 3.3 热处理对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金显微组织的影响 |
| 3.3.1 固溶温度对显微组织的影响 |
| 3.3.2 α相的时效析出 |
| 3.3.3 时效温度对显微组织的影响 |
| 3.3.4 时效时间对显微组织的影响 |
| 3.3.5 固溶温度对时效后合金显微组织的影响 |
| 3.3.6 固溶冷却方式对时效后合金显微组织的影响 |
| 3.4 热处理对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金力学性能的影响 |
| 3.4.1 时效温度对合金室温拉伸性能的影响 |
| 3.4.2 时效时间对合金室温拉伸性能的影响 |
| 3.4.3 固溶热处理对时效后合金拉伸性能的影响 |
| 3.5 拉伸断口特征分析 |
| 3.5.1 合金(α+β)两相区固溶及时效断口特征分析 |
| 3.5.2 合金β单相区固溶及时效断口特征分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 微量B_4C和C对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiB和TiC的原位反应机制及形态与分布 |
| 4.2.1 TiB和TiC的原位反应机制 |
| 4.2.2 TiB和TiC的形态与分布 |
| 4.3 B_4C和C对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金组织的影响 |
| 4.3.1 β晶粒的细化 |
| 4.3.2 次生α相的细化 |
| 4.4 B_4C和C对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金力学性能的影响 |
| 4.5 强化机制分析 |
| 4.5.1 载荷传递强化 |
| 4.5.2 细晶强化 |
| 4.5.3 析出强化 |
| 4.6 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe-0.1B-0.1C合金室温断裂机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金两相区超塑性变形行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金超塑性变形延伸率 |
| 5.3 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金超塑性变形特征分析 |
| 5.3.1 拉伸超塑性真应力-真应变曲线分析 |
| 5.3.2 应变速率敏感系数与激活能 |
| 5.4 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金超塑性变形过程中的组织演变 |
| 5.4.1 拉伸温度对显微组织的影响 86 .. |
| 5.4.2 应变速率对显微组织的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金高温压缩及板材轧制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金高温压缩变形行为 |
| 6.2.1 真应力-真应变曲线及其特征分析 |
| 6.2.2 应变速率和变形温度对流变应力的影响 |
| 6.3 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金在(α+β)两相区的热变形激活能以及变形本构方程 |
| 6.4 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金板材轧制及组织性能 |
| 6.4.1 (α+β)两相区变形板材组织分析 |
| 6.4.2 β单相区变形板材组织分析 |
| 6.4.3 合金板材室温力学性能 |
| 6.5 Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金板材热处理组织及性能 |
| 6.5.1 790℃/90%变形量合金板材热处理组织及性能 |
| 6.5.2 870℃/90%变形量合金板材热处理组织及性能 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的学术论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、扩散Nb_3Sn膜晶粒非均匀性与位错界面的电子显微观察（论文参考文献）
- [1]基于团簇结构模型的多元Ti合金成分设计方法和性能研究[D]. 姜贝贝. 大连理工大学, 2019(01)
- [2]高固溶度Cu-Sn合金的制备及组织与性能研究[D]. 冯巧丽. 西安理工大学, 2020(01)
- [3]B2相韧塑化Ti基和Zr基块体非晶复合材料的结构调控及其力学性能研究[D]. 周捷. 北京科技大学, 2020(01)
- [4]Cu-Sn合金制备工艺及其微合金化改性研究[D]. 王璐. 西安理工大学, 2020(01)
- [5]Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相形成规律及变形机理研究[D]. 王璐. 北京科技大学, 2020(06)
- [6]Nb-Si基超高温合金微观组织结构特征[D]. 马晓. 西北工业大学, 2019
- [7]Ti-1300合金室温变形与组织演变研究[D]. 万明攀. 西北工业大学, 2015(01)
- [8]粉末冶金法制备的Nb-Ti-Si基超高温合金的组织和性能[D]. 张立京. 西北工业大学, 2018
- [9]新型医用β钛合金的设计、制备及其固溶时效行为[D]. 许艳飞. 中南大学, 2012(03)
- [10]新型高强β钛合金的热处理和微合金化以及高温变形行为研究[D]. 杜赵新. 哈尔滨工业大学, 2014(01)
标签：电脉冲;