一、合金中相的形态分类（论文文献综述）
王冰[1]（2019）在《挤压铸造准晶增强Mg-Y-Zn镁合金材料工艺及性能研究》文中提出镁合金具有密度小,弹性模量大,散热好,消震性好,耐有机物和碱的腐蚀性能好等优点。然而由于其强度较低,限制了其应用。因此,含稀土元素的镁准晶由于其高强度和抗蠕变性能而变得越来越受到人们的关注。大部分稀土元素在镁中有比较大固溶度,具有良好的固溶强化、沉淀强化作用。因此,在国防、航空、航天和汽车等领域有着巨大的发展前景。挤压铸造是一种先进的近净成形方法,它的特点是在成形过程中,金属液在压力的作用下凝固并产生一定的塑性变形,挤压铸造可以有效地减少铸件内部的缩孔、缩松缺陷,获得晶粒细小、组织致密、力学性能高的铸件。本文采用挤压铸造法（squeeze casting）,以Mg-Y-Zn合金为研究对象,制备了Mg-x Y-6xZn和Mg-Y-xZn合金,研究了挤压铸造参数、合金成分以及热处理对合金微观组织、力学性能和准晶I相形成影响,本文的主要内容如下:（1）采用了挤压铸造法制备了Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金,模具温度和保压时间分别为200℃和20s。分别在挤压压力为100MPa的情况下,浇铸温度为680℃、700℃和720℃下和浇铸温度700℃的情况下,挤压压力为50MPa、100MPa和150MPa对两种合金进行了研究;实验研究发现,Mg95.1Y0.7Zn4.2合金和Mg93Y1Zn6合金在改变挤压压力和浇铸温度的情况下,都不会改变合金中相的组成,均为α-Mg和准晶I相。改变挤压压力和浇铸温度,都会改变合金中晶粒的分布以及尺寸。随着浇铸温度的升高,合金的微观组织晶粒发生了变大的现象,由连续的网状结构转变为不连续分布。增大挤压压力和浇铸温度,Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金的硬度、抗拉强度和伸长率均先增大后减小。当浇铸温度为700℃、挤压压力为100MPa时,Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金的硬度、抗拉强度和伸长率最好,它们分别为76.5HV、215.7MPa、6.7%和79.3HV、221.9MPa和5.2%;Mg95.1Y0.7Zn4.2和Mg93Y1Zn6合金的断口形貌包括解理面、撕裂棱组成,呈现出准解理断裂的特征;因此在本实验中,应选择浇铸温度为700℃和挤压压力为100MPa作为合适的挤压铸造参数。（2）Mg-Y-Zn合金的Y、Zn比为1:6,挤压铸造参数为挤压压力100MPa和浇铸温度700℃。Mg-xY-6xZn合金的微观组织主要由灰色α-Mg基体和黑灰色的片状共晶组织晶界所组成,随着Y、Zn含量的增加合金中的共晶组织（α-Mg+I-phase）随之增多。随着Y、Zn含量的增加,Mg-x Y-6x Zn合金的抗拉强度和伸长率发生了先增大后减小的趋势,当Y含量为1at.%时,合金的抗拉强度和硬度最大为221.9MPa和79.3HV,当Y含量为0.7at.%时,合金的伸长率最大为6.7%。合金中的共晶组织的成分的Y、Zn原子比接近于1:6,被确认为是α-Mg+I-phase。合金中的花瓣状组织具有五次旋转对称,且它的成分为32.69at.%Mg、9.85at.%Y和57.46at.%Zn,Mg、Y、Zn原子比接近于准晶相的3:1:6,确定为准晶I-Mg3Y1Zn6相。Mg93Y1Zn6合金的断口形貌呈现出准解理断裂特征,其他三种合金断口形貌呈现出解理断裂特征。（3）Mg-Y-x Zn合金中相的形成是由Y、Zn原子比决定的,Y、Zn原子比为1:5时,合金中形成α-Mg、I-phase和Mg-Y相;Y、Zn原子比为1:6时,合金中形成α-Mg和I-phase;Y、Zn原子比为1:7或1:8时,合金中形成α-Mg、I-phase和Mg7Zn3相。随着Zn含量的增加,合金的抗拉强度和伸长率先增大后减小。当Zn含量为6at.%时,合金的硬度、抗拉强度和伸长率最大为79.3HV、221.9MPa和5.2%。Mg94Y1Zn5和Mg93Y1Zn6合金断口呈现准解理断裂特征,Mg92Y1Zn7和Mg91Y1Zn8合金断口呈现脆性断裂特征。（4）对挤压铸造Mg93Y1Zn6合金在400℃下保温20小时,然后在200℃保温8小时进行了研究分析,合金的微观组织由α-Mg相和准晶I相组成,晶界变得更加连续,合金的晶粒尺寸变大。合金的硬度降低,抗拉强度和伸长率均有所提高,但是提高的幅度都不是太大,分别为78.1HV、225.1MPa和7.4%。（5）挤压铸造Mg93Y1Zn6合金在500℃下保温4小时和550℃下2小时,合金的晶粒平均尺寸显著增大,在α-Mg基体中出现了近球形的I相。500℃×4h下合金的力学性能为228.9MPa和10.6%,550℃×2h下后合金的力学性能为225.1MPa和11.1%,伸长率提升幅度明显。Mg93Y1Zn6合金在500℃×4h固溶处理后进行200℃×10h时效处理后合金的硬度显著增大,此时的抗拉强度和伸长率分别为279.6 MPa和6.9%,与挤压铸造合金的力学性能提升幅度分别为:26.0%和32.7%。
刘荣迁[2]（1966）在《合金中相的形态分类》文中研究指明 以往金相学的内容是比较繁琐的,有关相分析仅有零星的叙述,缺乏完整的系统,使金相分析不易被人迅速掌握。作者通过各种合金组织的大量试验观察,将合金中的相按形态进行了系统的分类,组成了形态系统表（表1—见第8页）,并绘出了典型的形态图谱（图1—见第9页）。所谓形态分类,是把合金中种类繁多的相,按照它们的形态特征、相的发展变化及其相互关系归纳为不同的类别。研究结果表明:合金中的相完全可以按形态分类;相的形态能够反映相的内在实质、相的发展变化和合金内在矛盾的运动。合金中相的形态系统表分
吕少敏[3]（2021）在《GH4151合金高温变形行为及组织与性能控制研究》文中进行了进一步梳理GH4151合金作为一种新型难变形镍基高温合金,因其优异的综合性能和较高的服役温度,成为最具发展潜力的新一代涡轮盘用变形高温合金。该合金添加了约35 wt.%的固溶强化元素（Co、Cr、W、Mo）,而高达10wt.%左右的沉淀强化元素（Al、Ti、Nb）,是沉淀强化元素含量最高的涡轮盘用变形高温合金。GH4151的高合金化特点,一方面能够提高合金的服役温度和高温强度,但不可避免地降低了合金的热加工性能;另一方面合金中元素的微观偏析和高达52%的γ’强化相,使得合金在热加工条件下组织演变非常复杂,组织与性能控制难度极大。GH4151作为一种新型高温合金材料,目前关于热加工与热处理方面的基础研究较少,尤其是关于该合金高温变形行为及动态软化机制、不同热处理下组织与性能控制方面缺乏系统深入的研究。针对上述问题,本文开展了如下研究工作:（1）采用热物理模拟试验研究了热挤压态合金高温变形行为,建立了基于双曲正弦型的Arrhenius本构关系模型和动态材料模型（DMM）的热加工图,确定了挤压棒材热变形、盘锻件模锻的最优热加工区间。研究表明,盘锻件模锻的最佳热加工区间为:1045-1125℃、应变速率ε<10-2.5s-1。（2）为了验证热挤压态合金的超塑性的有效性,本文研究了合金分别在1060℃、1080℃和 1100℃,10-4 s-1、5×10-4 s-1和10-3 s-1应变速率下的超塑性拉伸行为。不同温度下应变速率敏感系数分别为m1060℃=0.69,m1080℃=0.73,m1100℃=0.73,不同应变速率下变形激活能分别为Q10-4=192kJ/mol,Q5×10-4=258kJ/mol,Q10-3=342kJ/mol。研究表明,当应变速率ε=10-4s-1拉伸时,超塑性变形主要以晶界扩散控制的晶界滑动机制为主;而ε=5×10-4 s-1和ε=10-3s-1时,以体扩散控制的晶界滑移机制为主。（3）研究了热挤压态合金高温变形过程中的组织演变特征,阐明了合金在本试验条件下的动态再结晶机制并确定了最优的工艺区间。研究表明,合金的动态再结晶机制除了传统的非连续动态再结晶（DDRX）与连续动态再结晶（CDRX）,其中大量分布于晶界的一次γ’相（γ’I）导致了异质形核动态再结晶（Heteroepitaxial Dynamic Recrystallization,HDRX）的发生,大块γ’I沉淀相与其宿主晶粒存在相同的晶体学取向关系,这为γ’I相在动态再结晶过程中作用给出了新的解释。（4）本文以热挤压态合金为研究对象,研究了亚固溶条件下晶界处一次γ’相（γ’I）的回溶和晶粒长大行为,并建立了引入时间指数m的Sellars晶粒长大动力学模型,揭示了γ’Ⅰ回溶度与晶粒长大关联性规律;研究了亚固溶后单斜率不同冷速冷却及先缓冷后快冷的双斜率控冷处理下γ’相的演变规律,实现了γ’相双模态分布的析出控制;据此确定了合金的标准热处理制度。研究表明,热处理态合金具有优异的力学性能:室温抗拉强度和屈服强度、750℃/650MPa 高温持久寿命分别为 1666.5MPa 和 1306.5MPa、173.35 h。（5）研究了合金长期热暴露实验过程中的γ’Ⅱ相演变特征。结果表明,750℃下热暴露5000h后,γ’Ⅱ相并未明显长大;800℃下,γ’Ⅱ相演变遵循体扩散控制的Ostwald熟化过程,且基于经典的LSW理论的γ’Ⅱ相粗化速率常数k值为690.5nm3/h。表明合金在750℃～800℃服役温度γ’Ⅱ相具有长时稳定性,而力学性能衰减主要与晶界宽度增大和μ相的析出有关。综上,本文通过对新型难变形高温合金GH4151合金高温变形行为及组织与性能控制研究,揭示了合金的工艺参数-微观组织-力学性能的对应关系,为合金工程化制备提供理论和实验指导。
苏勇[4]（2015）在《不同取向某种镍基单晶合金的蠕变行为及影响因素》文中研究表明本文通过对不同取向某种镍基单晶合金的蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了不同取向单晶合金的蠕变行为及影响因素；通过对不同取向合金进行横向预应力处理,研究了预先筏形化对合金蠕变行为的影响；通过微观形貌观察和位错组态的衍衬分析,研究了[001]取向合金在中温蠕变期间的变形机制。得出主要结论如下：不同取向单晶合金经完全热处理后,其组织结构为立方γ’相以共格方式镶嵌在γ基体,并沿<100>取向规则排列。其中,[011]取向合金中存在与[011]应力轴成45°角的‘’roof"基体通道(γr（010）和γr（o01）,及与应力轴平行的"gable"基体通道Yg（100）。而[111]取向合金中存在与[111]取向成55°角的"semi-roof"基体通道γsr（001）、γsr（010）和γsr（100）。在室温==1040℃温度范围内,合金中γ’/γ两相具有负的错配度,且随温度提高,合金的错配度增大。在1040℃/137MPa稳态蠕变期间,[001]取向合金中γ’相沿垂直于拉伸应力轴方向形成类筛网片层状筏形组织,γ基体相充填在筏状γ’相之间；[011]取向合金中γ’相沿[001]方向形成了一维类纤维筏状组织,7r(0011基体通道消失,而γr（010）和γg（100）基体通道得以保留；[111]取向合金中γ’相沿（010）晶面在二维形成片层状筏形组织,γsr（010）基体通道得以保留。在施加载荷的高温蠕变期间,不同晶面的晶格扩张和收缩是合金中γ,相形态演化的重要原因。在1040℃/137MPa稳态蠕变期间,不同取向单晶合金的变形机制均为位错在基体通道中运动。其中,位错攀移是[001]取向合金的主要变形机制,位错在7r（010）基体通道中滑移是[011]取向合金的主要变形机制,位错在γsT（010）基体通道中滑移和交滑移是[111]取向合金的主要变形机制。高温稳态蠕变期间,不同取向合金的内摩擦应力顺序为σi[001]>σi[111]>σi[011],合金的蠕变抗力顺序为[001]>[111]>[011]。其中,[001]取向合金的有效蠕变激活能为Qe[001]= 281.32kJ/mol,稳态蠕变期间的变形机制为扩散控制的位错攀移,合金中γ’相沿（001）晶面形成的类筛网片层状筏形组织对位错运动具有阻碍作用,是使其具有较大蠕变抗力的主要原因。[011]和[111]取向单晶合金的有效蠕变激活能分别为Qe[011]=146.87kJ/mol和Qe[111]=182.61kJ/mol,位错在基体通道中滑移和交滑移具有较小的阻力是合金具有较低蠕变抗力的主要原因。[001]取向单晶合金在760℃/760MPa和800℃/650MPa稳态蠕变期间,切入γ’相的位错可发生分解,形成“a/3<112>不全位错+超点阵内禀层错（SISF）+a/6<112>不全位错”的位错组态。其中,a/3<112>超肖克莱不全位错可扩展进入γ’相内,而a/6<112>肖克莱不全位错可滞留在γ’/γ两相界面,SISF存在于两不全位错之间；测定出合金在800℃的层错能是89.9mJ/m2,650MPa为该温度下a/3<112>不全位错切入γ’相的门槛应力。[001]取向单晶合金在760℃和800℃蠕变期间,剪切进入γ’相的a<110>超位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成具有非平面芯结构的K-W位错锁,是合金具有较好蠕变抗力的原因之一：而在850℃/500MPa蠕变期间,剪切进入γ’相的a<110>超位错可分解,形成“（a/2）<110>不全位错+反相畴界（APB）”的位错组态,高温热激活可促使K-W锁中的位错重新激活,交滑移至{111}面,是合金在850℃蠕变期间K-W锁消失的主要原因。[001]取向单晶合金在1040℃/180MPa沿[100]取向预压缩处理38h,γ’相转变成与[100]取向平行的类纤维筏状组织。有/无预压缩该取向合金在980℃/200MPa稳态蠕变期间的变形机制是位错在基体通道中滑移和攀移。与未预压缩合金相比,预压缩合金的微观组织结构有利于位错在基体通道中运动,是预压缩合金具有较低蠕变抗力的主要原因。[011]取向单晶合金在1040℃/180MPa沿[100]取向预压缩38h,γ’相沿[100]取向形成类纤维筏状组织,可明显提高合金的蠕变抗力,其中,合金在1040℃/137MPa和850℃/400MPa的蠕变寿命分别提高约123%和15倍。预压缩合金中筏状γ’相之间存在的瓶颈状基体通道及“迷宫式”的组织结构,可提高位错运动的阻力,是预压缩[011]取向合金具有较好蠕变抗力的主要原因。与未预压缩合金相比,预压缩处理使合金枝晶干/间区域的γ’相尺寸增大,γ基体通道尺寸减小,可增大位错攀移距离,减小位错弓出的几率。此外,蠕变期间,预压缩合金中可开动更多的滑移系,其较强的应变硬化效果是预压缩合金具有较好蠕变抗力的重要原因。
熊婷[5]（2020）在《共晶高熵合金AlCoCrFeNi2.1微观结构和性能研究》文中认为传统合金的设计思路通常是以一种或两种金属元素为主要组成元素,再添加少量其他金属或非金属元素进行合金化,以达到实际应用所需的性能。但是,这种策略将合金设计限制在相图的角落,而忽略了多组分相空间的广阔中心区域。高熵合金设计策略提出采用至少四种元素为主元来冶炼合金,将合金设计成分空间扩展到多元相图的中心区域,为合金的发展提供了广阔空间。单相高熵合金可以具有高塑性或者高强度,但是同时实现高强度和高塑性依然是一个巨大的挑战。近来,共晶高熵合金AlCoCrFeNi2.1因其能够实现强塑性的优良匹配,同时还具有共晶合金良好的铸造性能,引起了材料研究工作者的广泛研究。本文以共晶高熵合金AlCoCrFeNi2.1为研究对象,对其微观结构、变形行为及力学性能优化进行了系统的研究。本论文的主要工作内容如下:1.铸造态共晶高熵合金AlCoCrFeNi2.1从微米尺度到原子尺度微观结构特征。研究发现,合金的共晶组织是由FCC和B2两相组成,而非此前报道的L12和B2两相。FCC相和B2相的取向关系为K-S取向,即<110>FCC‖<111>B2和{111}FCC‖{110}B2。由于FCC相中存在生长孪晶,存在两种取向变体。合金中存在三种特征界面,分别为（112）FCC‖（321）B2,（332）FCC‖（011）B2,（552）FCC‖（231）B2其中（112）FCC‖（321）B2占主导地位。根据低界面能几何判据,通过基于重合位置点阵理论的原子尺度几何分析,揭示了合金中择优界面的形成机理。原子尺度结构分析表明,共晶两相中均存在纳米级析出相,FCC相中存在Ll2析出相;B2相中存在无序BCC析出相。2.共晶双相的塑性变形机制及两相界面对合金变形行为及力学性能的影响。研究发现高熵合金中FCC相的塑性变形主要是通过伯格斯矢量为1/2<110>的位错在{111}面上的平面滑移来实现的。B2相的变形主要通过<111>纯螺位错在{110}面上滑移来实现。通过对合金中典型相界面的滑移穿越几何可能性及原子尺寸界面特征分析,发现共晶合金中的K-S界面有利于位错发生滑移传递,实现两相的协调变形,进一步提高合金的拉伸塑性。共晶高熵合金中的K-S界面能够通过阻碍位错运动来强化合金,其强化效应还来源于界面剪切模量强化和晶格参数失配强化。3.通过简单可工业化的热机械处理工艺,构筑了一种新型的析出强化异质结构,实现了异质结构强化与析出强化的结合以及合金力学性能的优化。该析出强化异质结构主要特征是纳米尺度的L12和BCC析出相分别弥散分布于FCC/B2再结晶片层中。该析出强化异质结构具有优异的强度-塑性匹配,其屈服强度和抗拉强度高达～1 GPa和1.5 GPa,断裂延伸率为～19.2。其优异的力学性能来源于异质结构的同步增强增韧及纳米析出相在不牺牲塑性条件下带来的额外第二相强化。
孙昊昉[6]（2020）在《镍基合金中相的稳定性及第一性原理研究》文中提出本文采用第一性原理和特殊准随机结构方法,开展了《镍基合金中相的稳定性及力学性质》研究工作。通过建立γ’-Ni3Al、γ"-Ni3（Al/Nb）、δ-Ni3Nb和α-Cr相模型,计算Nb、Fe、Mo掺杂不同模型的晶格常数、体系总能量、形成热、结合能、态密度、电子布居、及与力学性质相关的参数,研究了 Nb掺杂对γ’、γ"和δ相稳定性及力学性质的影响。通过计算γ"、δ两相的体系总能、熵、吉布斯自由能、声子性质等热力学参数,研究了 γ"-Ni3Nb→δ-Ni3Nb相转变的性质及影响因素。通过对掺杂α-Cr相进行超胞建模,计算出模型的总能、电子和力学性质,研究了 Fe、Mo掺杂对α-Cr相力学性质的影响。计算结果表明,使用GGA-PW91泛函理论计算的数据与实测值最为相近。γ’→γ"相变过程与体系的Nb掺杂浓度有关,掺杂Nb浓度低于15.625 at%,体系中γ’-Ni3A1相稳定性较好,Nb含量超过18.75 at%,γ"-Ni3Nb相可稳定存在。Nb含量位于15.625 at%～18.75 at%,γ"-Ni3Al相的稳定性略高于γ’-Ni3Al相,两相可共存,并发生γ’→γ"相转变,其中,γ’、γ"两相晶格常数相近是发生γ’→γ"共格相变的必要条件。随热处理时间延长,γ基体中析出Nb,使γ"-Ni3Nb相长大和γ’-Ni3Al相分解,是合金中γ"-Ni3Nb相数量增加和γ’-Ni3Al相数量减少的主要原因。计算出γ"、δ两相有相近的德拜温度、热容、格林艾森函数等热力学性质,归因于两相有相近的能量-体积关系,γ"、δ两相均具有力学、动力学和热力学稳定性,是γ"、δ两相可平衡共存的主要原因。特别是等温等压发生γ’→γ"相转变时,两相的化学势一阶导数连续变化,化学势二阶导数（等温压缩率、等压热容和线膨胀系数）发生突变,是确定γ"→δ为二级相变的热力学依据,且γ"、δ两相具有子群和母群关系,符合二级相变路径。计算出γ’、γ"、δ和α-Cr相的力学参数表明,各相均为韧性相,且γ"-Ni3Nb相有更高的体积弹性模量和剪切弹性模量,并表现出较强的共格应变强化效应。其中,γ"相是合金的主要强化相,δ相和γ’相次之,与δ相比,γ"相处于亚稳态。合金析出α-Cr相中含有Fe、Mo元素,通过考察α-Cr相中掺杂Fe、Mo元素的单独和协同掺杂行为表明,Fe掺杂可使α-Cr相晶格常数减小,Mo掺杂使α-Cr相晶格常数增加,Mo掺杂α-Cr相的稳定性高于Fe掺杂。其中,Fe掺杂可强化α-Cr相,而Mo掺杂α-Cr.相的强化作用较弱,掺杂的α-Cr相在合金中均有一定的强化作用。
郭宇[7]（2020）在《高导热铝硅合金设计制备及其导热机理》文中指出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著的变化,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%。
周碧轩[8]（2020）在《Ni含量对Co-Al-W基高温合金组织和力学性能的影响》文中进行了进一步梳理自从在Co-Al-W基高温合金中发现了类似于Ni基高温合金中的具有L12面心立方结构的γ’相后,Co基合金可以通过第二相产生沉淀强化,然而相比于Ni基高温合金,Co-Al-W基合金中的γ’相无法在较高温度下稳定存在。由于合金化是改善合金组织和性能的有效途径,经科学家们的努力,判断添加Ni元素对合金的性能具有一定的促进作用。因此,本文以四种不同Ni含量（20/25/28/30wt.%）的新型γ’相强化的Co-Al-W基高温合金为研究对象,观察合金铸态、固溶态及时效态的显微组织,分析Ni含量对合金组织演变的影响;同时,对四种合金进行硬度、拉伸性能和蠕变性能测试,分析Ni含量对合金力学性能的影响及机理。研究结果表明,铸态下四种合金中含有γ相、γ’相、β-（CoAl）相和以Co3Ta为基的固溶体相。Ni可以提高合金γ/γ’两相的错配度,随着Ni含量的增加,铸态和热处理态合金中的γ’相立方度均增加。固溶处理后,合金中μ相数量增加,在时效过程中,发生了从μ相到Co3W相的转变,随着时效时间的增加,μ相将全部转变为Co3W相。合金经时效处理后,低Ni含量合金的γ’相形貌从圆形转变为不规则形状;高Ni含量的合金中的γ’相排列较为规则,γ’相均产生粗化行为。合金的硬度随着合金中Ni含量的增加而增加。随着Ni元素含量增加,合金的抗拉强度和屈服强度均提高。在蠕变实验过程中,当Ni元素含量超过25wt.%时,合金的蠕变寿命明显提高。合金在1000℃/137MPa蠕变条件下形成了平行于拉应力的筏状组织,添加Ni元素含量越高,合金的形筏程度越好,合金的蠕变性能越好。
郭可信[9]（1978）在《高合金钢与高温合金中的相》文中研究说明 高温合金一般是指以铁、镍或钴形成的面心立方基体（γ）为基的在较高温度下使用的合金,有些合金靠碳化物强化,有些合金靠铝、钛、铌等与镍生成的中间相（γ′或γ″）强化。此外,还要加入一定数量的钼或钨强化固溶体γ,加入微量的硼或锆强化晶界,加入较多的铬以增强合金的抗氧化能力。由此可见,高温合金中的合金元素,无论从种类或数量上来看,都要比合金钢中复杂得多。但是,在奥氏体不锈耐热钢与铁基高温合金之间并无明显的界限,实际上铁基高温合金就是在镍铬不锈耐热钢中不断提高镍的含量和增添新的合金元素而发展出来的。因此,在讨论高温合金中的相时,我们把铬镍不锈耐热钢也包括在内。
向雪梅[10]（2021）在《温度/应力互作用与典型镍基高温合金组织稳定性关联研究》文中认为镍基高温合金因其具有优良的综合性能而广泛应用于航空航天、核电火电等领域。随着科技发展的需求,高温合金的服役条件日益严苛,需要承受更高的温度和应力,这就要求高温合金保持较高的组织性能稳定性。为此,本文针对镍基高温合金的组织稳定性,系统研究了典型高温合金中不同特征γ‘相、晶界及晶内析出相在温度/应力互作用条件下的演变规律。为镍基高温合金的工程应用提供实验和理论依据。系统研究了 617B合金650℃-750℃长达12000h等温长期时效过程中组织性能演变规律,揭示了组织与力学性能之间的关联性。γ‘相是影响合金强度的主要因素,超服役温度等温时效强度的下降是由γ’相的粗化所致。塑性下降和晶界碳化物明显粗化是导致时效后冲击性能下降的两个原因。构建了近服役工况下元素在主要析出相和表面氧化物之间元素互扩散及再分配规律。进一步研究了不同温度/应力互作用下γ’相和晶界碳化物的演变规律,揭示了温度/应力互作用对617B合金组织稳定性的影响。认为应力和温度在服役条件下对组织稳定性的贡献程度不同,提出了存在一个温度和应力都起主导作用的敏感温度,617B合金的敏感温度约为725℃。对比分析617B和740H合金,表明后者γ‘相有更优的稳定性,推断740H合金的敏感温度应高于750℃。同时对GH4975合金高含量八重立方状和不规则块状γ’相725℃时效过程的组织稳定性进行了分析,相比617B和740H合金,GH4975合金有更高的γ’相稳定性。由此推测GH4975合金具有更高的温度和应力都起主导作用的敏感温度。获得了长针状η相构成的网篮状组织,探讨了这类组织的稳定性,表明这种网篮状组织800℃/500 h可保持良好的稳定性。同时重点关注了高C高碳化物形成元素难变形高温合金中的一次碳化物的稳定性。揭示了高C高碳化物形成元素镍基高温合金中的一次碳化物在高温扩散热处理过程中发生变化并显著改善热变形行为的本质。GH4975合金经1180℃/50h高温扩散热处理后一次碳化物形貌圆润化并形成过渡界面,与基体的弹性模量差明显降低,使协调变形能力提高进而降低了由一次碳化物引起的热变形开裂倾向性。提出对于高合金化难变形高温合金,可通过适当高温热处理以改善一次碳化物的协调变形能力来提高难变形合金热加工性的可行性。综上,本文通过对γ’相、晶内和晶界碳化物等组织在不同条件下的演变规律研究,获得了温度、温度/应力互作用对镍基高温合金组织稳定性的影响规律,为高温合金的工程应用提供实验和理论依据。
二、合金中相的形态分类（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、合金中相的形态分类（论文提纲范文）
（1）挤压铸造准晶增强Mg-Y-Zn镁合金材料工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 镁的基本特性 |
| 1.1.2 镁合金的特点 |
| 1.1.3 镁合金的强化机制 |
| 1.1.4 镁及镁合金应用 |
| 1.2 准晶 |
| 1.2.1 准晶的研究和发展 |
| 1.2.2 准晶晶体学特征 |
| 1.2.3 准晶的合金系及其分类 |
| 1.2.4 准晶的特性及应用 |
| 1.3 准晶增强镁基复合材料 |
| 1.4 挤压铸造工艺 |
| 1.4.1 挤压铸造工艺原理 |
| 1.4.2 挤压铸造分类及工艺过程 |
| 1.4.3 挤压铸造工艺优点 |
| 1.5 研究现状 |
| 1.5.1 挤压铸造镁合金研究现状 |
| 1.5.2 Mg-Y-Zn镁合金研究现状 |
| 1.6 本文选题背景及意义 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验过程及制备方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及保护 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 Mg-Y-Zn合金的制备 |
| 2.5 热处理 |
| 2.5.1 普通热处理 |
| 2.5.2 高温热处理及时效 |
| 2.6 相组成及微观组织分析 |
| 2.6.1 光学显微镜分析(OM) |
| 2.6.2 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.6.3 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 2.6.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 显微硬度测试 |
| 2.7.2 拉伸性能测试 |
| 第3章 挤压铸造参数对Mg-Y-Zn合金的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金成分设计和选择 |
| 3.3 挤压铸造实验参数设计 |
| 3.3.1 浇铸温度设计 |
| 3.3.2 挤压压力设计 |
| 3.3.3 挤压铸造试验方案 |
| 3.4 挤压铸造Mg_(95.1)Y_(0.7)Zn_(4.2)镁合金的研究 |
| 3.4.1 浇铸温度对Mg_(95.1)Y_(0.7)Zn_(4.2)合金的影响 |
| 3.4.2 挤压压力对Mg_(95.1)Y_(0.7)Zn_(4.2)合金的影响 |
| 3.5 挤压铸造Mg_(93)Y_1Zn_6镁合金的研究 |
| 3.5.1 浇铸温度对Mg_(93)Y_1Zn_6合金的影响 |
| 3.5.2 挤压压力对Mg_(93)Y_1Zn_6合金的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 挤压铸造制备Mg-xY-6xZn合金的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金成分对挤压铸造Mg-xY-6xZn合金的影响 |
| 4.3 Mg-xY-6xZn合金中准晶相的形成及强化机制 |
| 4.3.1 合金中准晶相的形成 |
| 4.3.2 合金的强化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 挤压铸造制备Mg-Y-xZn合金的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金成分设计 |
| 5.3 合金成分对Mg-Y-Zn合金的影响 |
| 5.4 Mg-Y-x Zn合金中的相 |
| 5.5 合金中相的形成 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 热处理工艺对Mg-Y-Zn合金力学性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 普通热处理对挤压铸造镁合金的影响 |
| 6.3 高温固溶处理对Mg_(93)Y_1Zn_6合金的影响 |
| 6.4 时效处理对500℃固溶处理后合金的影响 |
| 6.5 准晶I相形成机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（3）GH4151合金高温变形行为及组织与性能控制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 镍基高温合金概述 |
| 2.1.1 镍基高温合金及其特点 |
| 2.1.2 镍基高温合金中的元素与相 |
| 2.1.3 镍基变形高温合金的研究进展与发展趋势 |
| 2.1.4 GH4151合金的成分特点与性能优势 |
| 2.1.5 涡轮盘用先进变形高温合金制备工艺的发展 |
| 2.2 镍基变形高温合金高温变形行为及热加工图 |
| 2.2.1 高温变形及摩擦与绝热升温修正理论 |
| 2.2.2 高温变形本构模型及其研究现状 |
| 2.2.3 热加工图理论及其研究现状 |
| 2.3 镍基变形高温合金高温变形过程动态回复与再结晶 |
| 2.3.1 动态回复 |
| 2.3.2 动态再结晶 |
| 2.4 镍基变形高温合金热处理 |
| 2.4.1 固溶处理 |
| 2.4.2 时效处理与长期热暴露 |
| 2.5 选题背景及意义 |
| 3 研究内容及方案 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 实验材料与方法 |
| 3.3.1 实验材料 |
| 3.3.2 等温压缩试验 |
| 3.3.3 超塑性拉伸试验 |
| 3.3.4 固溶实验 |
| 3.3.5 长期热暴露实验 |
| 3.4 性能测试与组织表征 |
| 3.4.1 力学性能测试 |
| 3.4.2 微观组织表征 |
| 4 GH4151合金高温变形行为及热加工图研究 |
| 4.1 GH4151合金高温变形特征 |
| 4.1.1 GH4151合金真应力-真应变曲线 |
| 4.1.2 GH4151合金本构关系模型 |
| 4.1.3 GH4151合金热加工图 |
| 4.2 本章小结 |
| 5 GH4151合金高温变形过程中的动态再结晶机制 |
| 5.1 应变量对GH4151合金动态再结晶组织演变的影响规律 |
| 5.2 应变速率对GH4151合金动态再结晶组织演变的影响规律 |
| 5.3 变形温度对GH4151合金动态再结晶组织演变的影响规律 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 GH4151合金超塑性变形行为及组织演变规律研究 |
| 6.1 GH4151合金超塑性拉伸行为 |
| 6.2 GH4151合金超塑性拉伸断裂特征 |
| 6.3 GH4151合金超塑性拉伸过程动态再结晶机制 |
| 6.4 GH4151合金盘锻件超塑性成型 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 热处理对GH4151合金组织与性能的影响规律 |
| 7.1 γ'_Ⅰ回溶与晶粒长大关联性规律研究 |
| 7.1.1 γ'_Ⅰ回溶规律及其动力学 |
| 7.1.2 晶粒长大规律及动力学 |
| 7.2 冷却过程对γ'相析出行为的影响 |
| 7.2.1 单斜率不同冷却速率对γ'_Ⅱ相析出行为的影响 |
| 7.2.2 双斜率不同冷却速率对γ'相析出行为的影响 |
| 7.3 GH4151合金力学性能 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 长期热暴露过程中组织与性能的演变规律 |
| 8.1 750℃和800℃长期热暴露过程中γ'相粗化及其动力学 |
| 8.2 750℃和800℃长期热暴露过程中TCP相的析出规律 |
| 8.3 750℃和800℃长期热暴露过程中晶界形貌演变 |
| 8.4 750℃和800℃长期热暴露对合金力学性能的影响规律 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 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 |
（4）不同取向某种镍基单晶合金的蠕变行为及影响因素（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.2 镍基单晶合金概述 |
| 1.3 镍基单晶合金的强化特点 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 第二相强化 |
| 1.4 镍基单晶合金的组织与性能 |
| 1.4.1 合金的相组成 |
| 1.4.2 微观组织结构的不均匀性 |
| 1.5 镍基单晶合金的蠕变行为 |
| 1.5.1 合金的蠕变特征 |
| 1.5.2 蠕变期间的变形机制 |
| 1.5.3 蠕变各向异性 |
| 1.5.4 蠕变期间位错网的形成与作用 |
| 1.6 蠕变期间γ'相的组织演化 |
| 1.6.1 γ'相的形筏 |
| 1.6.2 γ'相形筏的影响因素 |
| 1.6.3 γ'相形筏的驱动力 |
| 1.7 本课题的研究目的、意义及研究内容 |
| 第2章 不同取向单晶合金的组织演化与内摩擦应力 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 不同取向单晶合金的制备 |
| 2.2.2 组织形貌观察 |
| 2.2.3 X-ray衍射谱线测定及γ'/γ相晶格常数测算 |
| 2.2.4 内摩擦应力的测量 |
| 2.3 实验结果与分析 |
| 2.3.1 不同取向单晶合金的枝晶形态 |
| 2.3.2 不同取向单晶合金的组织结构 |
| 2.3.3 不同温度的晶格常数和错配度 |
| 2.3.4 不同取向单晶合金蠕变期间的组织演化 |
| 2.3.5 稳态蠕变期间的内摩擦应力 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 γ'相形态演化的理论分析 |
| 2.4.2 组织结构对内摩擦应力的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 不同取向单晶合金的蠕变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 蠕变性能测试 |
| 3.2.3 组织形貌观察 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 [001]取向合金的蠕变特征 |
| 3.3.2 [011]取向合金的蠕变特征 |
| 3.3.3 [111]取向合金的蠕变特征 |
| 3.3.4 晶体取向对蠕变抗力的影响 |
| 3.3.5 不同取向单晶合金的变形特征 |
| 3.4 不同取向单晶合金蠕变抗力的理论分析 |
| 3.4.1 不同取向单晶合金蠕变抗力的影响因素 |
| 3.4.2 [001]取向合金变形机制的理论分析 |
| 3.4.3 [011]取向合金变形机制的理论分析 |
| 3.4.4 [111]取向合金变形机制的理论分析 |
| 3.4.5 不同取向合金蠕变抗力的理论分析 |
| 3.5 蠕变方程及相关参数 |
| 3.5.1 稳态蠕变期间的表观蠕变参数 |
| 3.5.2 有效蠕变参数 |
| 3.5.3 有效蠕变参数与变形机制的依赖关系 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 中温蠕变期间的变形机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 蠕变性能测试和组织形貌观察 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 合金的蠕变特征 |
| 4.3.2 稳态蠕变期间的变形特征 |
| 4.3.3 位错组态的衍衬分析 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 变形机制的理论分析 |
| 4.4.2 蠕变期间形成的K-W锁 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 横向预压缩对[001]取向合金蠕变行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 预压缩设备和工艺 |
| 5.2.3 蠕变性能测试和组织形貌观察 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 压缩蠕变曲线 |
| 5.3.2 预压缩处理合金的组织结构 |
| 5.3.3 预压缩对蠕变行为的影响 |
| 5.3.4 蠕变期间的组织演化 |
| 5.3.5 稳态蠕变期间的变形机制 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 γ'相形态演化的理论分析 |
| 5.4.2 组织演化驱动力的理论分析 |
| 5.4.3 横向预压缩对蠕变性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 横向预压缩对[011]取向合金蠕变行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 预压缩设备和工艺 |
| 6.2.3 蠕变性能测试和组织形貌观察 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 合金组织结构的不均匀性 |
| 6.3.2 预压缩合金的组织结构 |
| 6.3.3 预压缩对蠕变行为的影响 |
| 6.3.4 不同状态合金在蠕变期间的组织演化 |
| 6.3.5 稳态蠕变期间的变形机制 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 预压缩处理期间元素的定向扩散 |
| 6.4.2 蠕变期间γ'相的形态演化 |
| 6.4.3 组织结构对蠕变行为的影响 |
| 6.4.4 可开动滑移系对合金蠕变行为的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 附录A 预压缩及蠕变期间γ'/γ两相界面面积的变化 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（5）共晶高熵合金AlCoCrFeNi2.1微观结构和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金概述 |
| 1.2.0 高熵合金的定义 |
| 1.2.1 高熵合金的核心效应 |
| 1.2.2 高熵合金的分类 |
| 1.2.3 高熵合金的制备 |
| 1.2.4 高熵合金的相组成与微观结构 |
| 1.2.5 高熵合金的强化方式 |
| 1.3 共晶高熵合金研究现状 |
| 1.3.1 共晶高熵合金概述 |
| 1.3.2 共晶高熵合金AlCoCrFeNi_(2.1)研究进展 |
| 1.4 本论文研究内容和意义 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微观结构表征 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.2.3 透射电子显微镜观察 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 纳米压痕测试 |
| 2.3.2 单向拉伸测试 |
| 2.4 透射电子显微学简介 |
| 2.4.1 透射电子显微镜结构与成像原理 |
| 2.4.2 电子衍射及衍衬概述 |
| 2.4.3 高分辨电子显微术 |
| 2.4.4 扫描透射电子显微术 |
| 2.4.5 X射线能谱和电子能量损失谱 |
| 2.4.6 像差校正 |
| 第3章 共晶高熵合金AlCoCrFeNi_(2.1)多尺度结构表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 相组成及成分分析 |
| 3.3.2 两相取向关系 |
| 3.3.3 界面结构 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 铸造态共晶高熵合金AlCoCrFeNi_(2.1)中相形成规律 |
| 3.4.2 原子尺度模拟共晶高熵合金中择优界面的形成 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 共晶高熵合金AlCoCrFeNi_(2.1)变形机理及界面效应 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 变形过程两相的变形机制 |
| 4.3.2 变形过程界面与位错交互作用 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 K-S界面的滑移连续性诱导合金产生的良好塑性 |
| 4.4.2 K-S界面对合金强度的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 异质结构析出强化高强高韧共晶高熵合金AlCoCrFeNi_(2.1) |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果及讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简历 |
（6）镍基合金中相的稳定性及第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镍基高温合金概述 |
| 1.2 GH4169合金简介 |
| 1.3 GH4169合金的主要析出相 |
| 1.3.1 γ、γ'及γ"相 |
| 1.3.2 δ相的析出与溶解 |
| 1.3.3 α-Cr相 |
| 1.3.4 Ti、Al和Nb的含量对合金相的影响 |
| 1.3.5 析出相在高温变形期间的演变 |
| 1.4 GH4169合金的强化与特点 |
| 1.4.1 合金的强化分类 |
| 1.4.2 相的强化特点 |
| 1.5 金属间化合物及相变理论 |
| 1.5.1 掺杂对相稳定性的影响 |
| 1.5.2 相变热力学及相关理论 |
| 1.6 前期工作基础 |
| 1.6.1 热处理对组织稳定性的影响 |
| 1.6.2 热处理对晶格常数和错配度的影响 |
| 1.6.3 热处理对相组成的影响 |
| 1.6.4 蠕变期间α-Cr相的析出与表征 |
| 1.7 本课题的目的、意义及研究内容 |
| 第2章 理论基础与研究方法 |
| 2.1 密度泛函理论 |
| 2.1.1 量子力学三大近似 |
| 2.1.2 霍恩伯格-科恩定理 |
| 2.1.3 波函数与电荷密度函数 |
| 2.1.4 科恩-沈方程 |
| 2.1.5 交换关联泛函 |
| 2.2 截断能与赝势 |
| 2.2.1 截断能 |
| 2.2.2 赝势 |
| 2.3 状态方程与热力学性质 |
| 2.3.1 状态方程的拟合 |
| 2.3.2 准谐德拜模型 |
| 第3章 Nb掺杂对γ'→γ"相变及强化影响的第一性原理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 建立模型与计算方法 |
| 3.2.1 建立计算模型 |
| 3.2.2 计算方法 |
| 3.3 结果与分析 |
| 3.3.1 交换关联泛函的选择 |
| 3.3.2 Nb掺杂对总能和晶格常数的影响 |
| 3.3.3 形成热与结合能 |
| 3.3.4 态密度 |
| 3.3.5 平均成键电子数和电子布居分析 |
| 3.4 力学性质相关参数的计算与分析 |
| 3.4.1 计算方法 |
| 3.4.2 γ'-Ni_3Al相的弹性相关参数 |
| 3.4.3 γ"-Ni_3Nb相的相关参数 |
| 3.4.4 相关参数的比较 |
| 3.5 讨论 |
| 3.5.1 共格相变的临界浓度及相变特征 |
| 3.5.2 析出相的强化效应 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 γ"→δ相变热力学性质及相关参数 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 建立模型与计算方法 |
| 4.2.1 建立模型 |
| 4.2.2 计算方法 |
| 4.2.3 相的稳定性判据 |
| 4.2.4 相变性质与分类 |
| 4.2.5 晶体动力学稳定性判据及计算方法 |
| 4.3 物理参数及相互关系 |
| 4.3.1 选择交换关联泛函 |
| 4.3.2 γ"、δ两相的物理参数 |
| 4.3.3 等容热容 |
| 4.3.4 德拜温度 |
| 4.3.5 格林艾森常数 |
| 4.4 γ"、δ两相的稳定性与分析 |
| 4.4.1 相的动力学稳定性 |
| 4.4.2 相的热力学稳定性 |
| 4.4.3 相的力学稳定性 |
| 4.5 相变性质与分析 |
| 4.5.1 相变的熵、潜热及体积变化 |
| 4.5.2 等温压缩率、线膨胀系数和等压热容 |
| 4.5.3 相变特征分析 |
| 4.6 力学性质的相关参数 |
| 4.6.1 力学性能相关的参数 |
| 4.6.2 压强对力学性质的影响 |
| 4.6.3 晶体结构的对称性 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 α-Cr相的强化机制及力学性质 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 建立模型与计算方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 交换关联泛函的选择 |
| 5.3.2 计算模型的晶格常数与总能量 |
| 5.3.3 态密度 |
| 5.3.4 差分电荷密度 |
| 5.4 力学性质的相关参数 |
| 5.4.1 弹性常数 |
| 5.4.2 杨氏模量与各向异性特征 |
| 5.4.3 延展性指标 |
| 5.5 讨论 |
| 5.5.1 掺杂元素的强化效果 |
| 5.5.2 α-Cr相的强化效应 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）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 |
（8）Ni含量对Co-Al-W基高温合金组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.2 钴基高温合金 |
| 1.3 高温合金的强化方式 |
| 1.3.1 传统钴基高温合金的强化方式 |
| 1.3.2 新型钴基高温合金的强化方式 |
| 1.4 Co-Al-W合金的相组成 |
| 1.4.1 基体相(γ相) |
| 1.4.2 强化相(γ'相) |
| 1.4.3 β相 |
| 1.4.4 Co_3Ta固溶体相 |
| 1.4.5 μ相 |
| 1.4.6 D019相 |
| 1.5 钴基高温合金的热处理制度 |
| 1.6 蠕变的基本特征 |
| 1.6.1 蠕变概述 |
| 1.6.2 蠕变机制 |
| 1.7 合金元素对Co-Al-W基高温合金的影响 |
| 1.8 文研究的目的、内容及意义 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金的制备 |
| 2.1.2 金相试样的制备 |
| 2.2 合金的热处理制度 |
| 2.2.1 差热分析(DTA)法确定合金的初熔温度 |
| 2.2.2 合金热处理制度的确定 |
| 2.3 微观组织观察与相成分分析 |
| 2.4 合金性能测试 |
| 2.4.1 合金的硬度测试 |
| 2.4.2 合金的拉伸性能测试 |
| 2.4.3 合金的蠕变性能测试 |
| 第3章 实验结果与分析 |
| 3.1 Ni含量对Co-Al-W基合金显微组织的影响 |
| 3.1.1 铸态显微组织分析 |
| 3.1.2 合金初熔温度的确定 |
| 3.1.3 热处理对四种合金显微组织的影响 |
| 3.1.3.1 固溶处理对合金的显微组织的影响 |
| 3.1.3.2 时效后处理后的显微组织分析 |
| 3.1.3.3 合金热处理制度的确定 |
| 3.1.4 合金固溶处理后显微组织分析 |
| 3.1.5 合金时效处理后显微组织分析 |
| 3.1.6 γ'形貌与错配度的关系 |
| 3.2 Ni含量对Co-Al-W基合金力学性能的影响 |
| 3.2.1 Ni含量对Co-Al-W基合金显微硬度的影响 |
| 3.2.2 Ni含量对Co-Al-W基合金拉伸性能的影响 |
| 3.2.2.1 Ni含量对Co-Al-W基合金室温拉伸性能的影响 |
| 3.2.2.2 Ni含量对Co-Al-W基合金760℃拉伸性能的影响 |
| 3.2.2.3 Ni含量对Co-Al-W基合金900℃拉伸性能的影响 |
| 3.2.3 断口形貌分析 |
| 3.2.3.1 室温拉伸断口形貌分析 |
| 3.2.3.2 760℃拉伸断口形貌分析 |
| 3.2.3.3 900℃拉伸断口形貌分析 |
| 3.2.4 影响机制分析 |
| 3.3 Ni含量对Co-Al-W基合金蠕变性能的影响 |
| 3.3.1 Ni含量对Co-Al-W基合金850℃/450MPa下蠕变性能的影响 |
| 3.3.2 四种合金在850℃/450MPa下蠕变断裂后的显微组织分析 |
| 3.3.2.1 四种合金在850℃/450MPa蠕变条件下的γ'相演化 |
| 3.3.2.2 850℃/450MPa时不同位置应力与孔洞、裂纹之间的关系 |
| 3.3.3 Ni含量对Co-Al-W基合金1000℃/137MPa下蠕变性能的影响 |
| 3.3.4 四种合金在1000℃/137MPa下蠕变断裂后的显微组织分析 |
| 3.3.4.1 四种合金在1000℃/137MPa蠕变条件下的γ'相演化 |
| 3.3.4.2 1000℃/137MPa时不同位置应力与孔洞、裂纹之间的关系 |
| 第4章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（10）温度/应力互作用与典型镍基高温合金组织稳定性关联研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 镍基高温合金服役过程中的组织与性能变化 |
| 1.1.1 强化相的演变及其对性能的影响 |
| 1.1.2 TCP相对力学性能的影响 |
| 1.1.3 组织特征对稳定性的影响 |
| 1.1.4 环境/载荷耦合对组织稳定性的影响 |
| 1.2 先进超超临界电站镍基高温合金组织稳定性 |
| 1.2.1 617合金及组织稳定性 |
| 1.2.2 740合金及组织稳定性 |
| 1.2.3 组织性能稳定性的关联分析 |
| 1.3 高合金化难变形高温合金组织稳定性 |
| 1.4 课题研究内容与思路 |
| 2 研究材料及方法 |
| 2.1 研究材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 长期时效 |
| 2.2.2 高温扩散热处理 |
| 2.2.3 持久试验 |
| 2.2.4 热压缩 |
| 2.2.5 组织观察及分析 |
| 2.2.6 萃取相分析 |
| 3 等温时效对组织稳定性和性能的影响 |
| 3.1 组织性能演变规律 |
| 3.1.1 服役温度范围内时效组织和性能 |
| 3.1.2 超服役温度时效组织和性能 |
| 3.2 组织与性能关联性分析 |
| 3.2.1 组织与强度之间的关联性 |
| 3.2.2 组织与冲击性能之间的关联性 |
| 3.3 碳化物的稳定性及元素再分配 |
| 3.3.1 晶内碳化物的演变 |
| 3.3.2 组织演变过程中的元素再分配 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 温度/应力互作用对组织稳定性影响 |
| 4.1 应力特征对组织演变的影响 |
| 4.2 服役温度范围内应力对组织的影响 |
| 4.3 超服役温度应力对组织的影响 |
| 4.4 温度/应力互作用对组织演变的影响规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 组织特征对温度/应力互作用下组织稳定性影响 |
| 5.1 组织特征 |
| 5.2 750℃应力条件下组织演变规律 |
| 5.2.1 低γ'相617B合金组织演变 |
| 5.2.2 高γ'相740H合金组织演变 |
| 5.3 服役过程中的元素扩散及再分配 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 析出相形貌特征对组织稳定性的影响 |
| 6.1 不同形貌特征γ'相稳定性 |
| 6.2 不同形貌特征η相稳定性 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 高温对一次碳化物稳定性影响 |
| 7.1 一次碳化物/基体界面行为 |
| 7.1.1 铸态一次碳化物特征 |
| 7.1.2 高温扩散热处理对一次碳化物的影响 |
| 7.2 一次碳化物对裂纹扩展的影响 |
| 7.2.1 界面协调性差导致的开裂行为 |
| 7.2.2 一次碳化物变化对裂纹萌生影响 |
| 7.3 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 |
四、合金中相的形态分类（论文参考文献）
- [1]挤压铸造准晶增强Mg-Y-Zn镁合金材料工艺及性能研究[D]. 王冰. 中北大学, 2019(02)
- [2]合金中相的形态分类[J]. 刘荣迁. 理化检验通讯, 1966(02)
- [3]GH4151合金高温变形行为及组织与性能控制研究[D]. 吕少敏. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]不同取向某种镍基单晶合金的蠕变行为及影响因素[D]. 苏勇. 沈阳工业大学, 2015(10)
- [5]共晶高熵合金AlCoCrFeNi2.1微观结构和性能研究[D]. 熊婷. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [6]镍基合金中相的稳定性及第一性原理研究[D]. 孙昊昉. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [7]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)
- [8]Ni含量对Co-Al-W基高温合金组织和力学性能的影响[D]. 周碧轩. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [9]高合金钢与高温合金中的相[J]. 郭可信. 金属学报, 1978(01)
- [10]温度/应力互作用与典型镍基高温合金组织稳定性关联研究[D]. 向雪梅. 北京科技大学, 2021(08)