一、多相合金组成相结构体积分数及相含量之间关系的测算（论文文献综述）
王欣[1]（2021）在《AlCrCuFeNi系高熵合金组织及热力加工行为研究》文中进行了进一步梳理高熵合金被定义为由至少五种组元组成,且每种组元原子百分比在5%～35%之间的一种新型固溶体合金。这种不同于传统合金的设计理念拓宽了金属材料的应用及研究范围。独特的组织结构及多种强化效应使其具有传统合金无法比拟的物理、化学和力学性能,如高强度、高硬度、优异的耐磨性、较好的低温韧性以及高温稳定性,是一种具有无限潜力的新型结构与功能材料。因而,关于高熵合金的研究具有极高的学术价值和极大的应用发展空间。本文以AlCrCuFeNi高熵合金为初始研究对象,系统研究了 Mo元素对AlCrCuFeNi高熵合金相组成、组织结构及力学性能的影响,阐明合金组织与性能随成分的变化规律。同时,改进合金制备方法,通过磁悬浮感应熔炼技术制备了 3.5kg AlCrCuFeNi高熵合金,详细研究了热处理工艺对合金组织结构及力学性能的影响,并基于高温压缩实验研究了合金的热变形及动态再结晶行为。此外,设计制备了具有L12+B2结构的非等原子比A10.4CoFeNiTi0.6高熵合金,对合金的热稳定性进行了讨论。研究结果表明:（1）AlCrCuFeNi高熵合金的相组成为BCC+FCC固溶体相,且BCC相的含量远高于FCC相。微观组织由富Ni、Al元素的有序BCC相、富Cr、Fe元素的无序BCC相以及富Cu元素的FCC相组成。在AlCrCuFeNiMox高熵合金系中,Mo元素的加入增大了初生BCC相的体积分数,并且主要固溶到了富Cr、Fe元素的无序BCC固溶体相中。当Mo元素添加量小于0.3 at.%时,合金的相组成没有发生明显变化。Mo元素的加入在一定程度上减缓了 Cu元素在晶界处的偏析。当Mo元素的添加量大于0.3 at.%时,超过了其在合金中的最大固溶度,析出了富Mo元素的σ相。（2）大块AlCrCuFeNi高熵合金由基体区域（B2）、瓣状组织区域（A2）及晶间区域（FCC）组成,并且表现出较高的维氏硬度值,为762HV,高于之前所报道的研究结果。在1000℃均匀化热处理4h后,合金基体中的部分BCC相发生了共析分解,形成了 Al0.4Fe0.6结构的析出相。与铸态合金相比,晶间区域Cu元素的含量增加至57.17%,说明热处理加剧了Cu元素在晶间区域的偏析。（3）热变形过程中,AlCrCuFeNi高熵合金的流变应力随着应变速率的增大迅速增大,直至峰值应力后迅速软化至一个相对稳定的状态,表现出典型的动态再结晶的特征。结合高温压缩试验,通过线性回归的方法,构建了 AlCrCuFeNi高熵合金在变形量为50%,变形温度为 900℃～1050℃,应变速率为 0.001s-1,0.01s-1,0.1s-1 及 ls-1 范围内的 Arrhenius型本构方程,该方程可以来预测合金在不同加工参数下的流变应力。（4）基于Prasad判据所绘制的热加工图表明AlCrCuFeNi高熵合金在900～920℃/10-0.75～1s-1和1000～1050℃/10-0.5～1s-1区域内出现了剪切开裂及局部塑性流动等缺陷,为流变失稳区,在加工过程中应当尽量避免。热变形过程中,合金发生动态再结晶的激活能为199.129kJ/mol。1050℃时,在不同应变速率下的合金具有一定的择优生长取向,当（?）=0.001s-1时,择优取向趋近于<111>方向;当增大应变速率时,合金中沿着<001>方向和<101>方向的晶粒增多。（5）计算得到Al0.4CoFeNiTi0.6高熵合金的混合熵ΔSmix,混合焓ΔHmix,原子半径差δ,参数 Ω 以及价电子浓度VEC 分别为 12.92 J·K-1mol-1,-19.7 kJ/mol,6.27%,1.1 和 7.65。基于高熵合金中多相固溶体的形成规律,可以预测该合金能够形成BCC+FCC结构。（6）Al0.4CoFeNiTi0.6高熵合金由富Fe、Co、Ni元素的L12相和富Al、Ti元素的B2相组成。高温退火后,有序BCC相中析出了大量富Fe、Ni元素且贫Al元素的短棒状组织,这些FCC结构相的析出使得合金的主晶相由BCC相转变为FCC相。（7）铸态Al0.4CoFeNiTi0.6高熵合金具有较好的综合力学性能,其屈服强度、断裂强度以及塑性应变分别为2085MPa、2136 MPa和10.3%。退火后合金的屈服强度、断裂强度分别下降了 33%和8%,但是,合金的塑性应变由10.3%增加至21%。合金的维氏硬度在退火后由467 HV增加至548HV,说明该合金具有较好的耐回火软化性能。
陈运灿[2]（2021）在《Nb-Ti-Fe合金显微组织和氢传输行为研究》文中研究指明氢能是一种可再生的清洁能源,近年来成为各国的能源战略重点。工业制氢（如:化石能源重整制氢）中制备的成品氢均含有许多副产品,如H2S、N2、CO和CO2等,因此,“氢分离技术”成为获取纯氢的一个重要技术环节。目前,尽管Pd基膜已商用于氢分离,但Pd资源稀缺且价格昂贵,亟待开发低成本高氢渗透性能的新型金属膜材料。基于上述背景,具有更高氢渗透性且价格低廉的5B族金属（Nb,V和Ta）受到了重点关注和研究。已有文献表明,Nb-Ti-Fe系氢分离合金非常有望成为取代Pd及其合金的金属膜材料。然而,至今为止由于该系合金中完整相图缺失以及高温平衡相数据的匮乏,导致Nb-Ti-Fe相图中由双相结构构成的“渗氢成分区域”仍不明确。此外,该渗氢区域内是否存在更高渗氢性能的合金成分也是未知的,亟待深入开展研究。基于此,本文选取Nb-Ti-Fe合金体系为研究对象,从相图（CALPHAD）热力学计算和实验分析两方面入手,对Nb-Ti-Fe合金的相图、显微组织、氢传输行为和力学性能等进行了详细研究,具体内容如下:1.研究得出了Nb-Ti-Fe合金富Nb角相图,阐明了凝固路径、相区种类和个数、合金凝固平衡反应和析出相的顺序等关键信息;基于此,优选相图中Ti Fe相区及附近位置的17种合金成分对其进行显微结构和凝固规律实验验证分析,首次明确了“渗氢成分区域”在Nb-Ti-Fe合金相图中较为准确的位置;2.基于上述结果,研究了“渗氢成分区域”即Ti Fe相区中不同合金的显微组织和渗氢性能之间的关系和渗氢机理,研究表明:由初生Ti Fe相和共晶{Bcc-（Nb,Ti）+Ti Fe}双相结构的合金具有良好的氢渗透和抗氢脆性能,并且共晶相的含量和形貌都对渗氢性能有较大影响。其中,Nb5Ti60Fe35合金在673 K时的渗氢性能最高,为3.82×10-8(mol H2m-1s-1Pa-1/2),该合金的渗氢机理可以通过双相混合模型来解释;3.研究了不同Ti/Fe比率和Nb含量对Nb-Ti-Fe合金显微组织、相体积分数和氢传输性能的影响规律,阐明了合金成分、组织结构、相体积分数和氢传输性能之间的本证关系;此外,对不同成分合金的显微硬度和置氢性能进行了测试分析,从合金的力学和吸氢性能来分析Nb-Ti-Fe合金的综合性能。
亢太潇[3]（2021）在《FexNiCo（Al/Si）y系高熵合金成分设计与组织性能研究》文中研究表明近些来高熵合金的研究主要集中于组织结构与力学性能方面,而在功能方面研究甚少。若通过合理的元素选择、成分设计和退火工艺优化,以期获得在极端服役条件下,具有良好软磁性能且保证不失效的优良合金,则会扩宽软磁高熵合金的应用范围。本文向单相面心立方Fe Ni Co基体合金中加入Al和Si元素,同时向双相FCC+PC结构Fe2Ni Co基体合金中加入Al或Si元素,设计了兼具良好强塑性和软磁性能的三个合金系列:(Fe1/33Ni1/3Co1/3)100-x(Al1/4Si3/4)x、Fe2Ni Co Six、Fe2Ni Co（Al Si）x共计17个铸态合金成分。筛选出(Fe1/3Ni1/3Co1/3)85(Al1/4Si3/4)15与Fe2Ni Co（Al Si）0.4两个铸态性能良好的合金成分,分别对其进行600℃与800℃退火处理以期性能改善。分别对其组织形貌、晶体结构、力学性能、磁学性能以及热膨胀性能进行分析,研究发现:（a）随着Al/Si元素的添加,(Fe1/3Ni1/3Co1/3)100-x(Al1/4Si3/4)x系列合金由单相FCC结构转变为FCC+BCC双相结构,Fe2Ni Co Six系列合金则由双相FCC+PC结构转变为双相FCC+BCC结构,而Fe2Ni Co（Al Si）x系列合金由双相FCC+PC结构转变为双相FCC+BCC结构,最终变为单相BCC结构,均发生成分偏析表现为树枝晶形貌。均具有高饱和磁化强度和低的矫顽力表现出良好的软磁性能。（b）随着Al/Si元素的添加,(Fe1/3Ni1/3Co1/3)100-x(Al1/4Si3/4)x与Fe2Ni Co Six两个系列合金的屈服强度明显提升,塑性降低,但并非呈现出线性变化规律;其饱和磁化强度和电阻率均呈现下降趋势,但Fe2Ni Co Six系列合金矫顽力逐渐下降,另一系列合金呈现增加趋势。而Fe2Ni Co（Al Si）x系列合金其屈服强度几乎为线性增加,塑性降低;其饱和磁化强度线性降低,电阻率线性增加,矫顽力浮动变化。且同样加热速率和同样温度区间,为BCC+FCC双相固溶体合金时,其热力学膨胀系数表现出正相关,当为BCC单相固溶体合金,其热力学膨胀系数较双相固溶体合金明显提升,其中Fe2Ni Co（Al Si）0.4展现了优异的综合性能。（c）经600℃与800℃退火处理,(Fe1/3Ni1/3Co1/3)85(Al1/4Si3/4)15与Fe2Ni Co（Al Si）0.4高熵合金均未发生明显的相变,其压缩屈服强度与硬度明显提升,而塑性降低。其中(Fe1/3Ni1/3Co1/3)85(Al1/4Si3/4)15合金在800℃退火处理时,此温度时下出现了细小的针状相或点状相,其饱和磁化强度和电阻率明显增加,矫顽力略微下降,表现出一定的综合性能改善。而Fe2Ni Co（Al Si）0.4合金退火处理后,表现出上述合金相反的软磁性能。
师亚娟[4]（2021）在《基于中子/同步辐射衍射技术的CoCrNi系中高熵合金形变行为研究》文中指出高熵合金是一种新型的多主元合金,它具有高构型熵及优异的综合性能并逐渐成为金属材料研究的热点。目前,高熵合金的力学性能及其变形机制的研究还处于初级阶段。以往文献针对合金元素和热处理工艺对高熵合金的组织和力学性能的影响进行了较为系统的研究。然而,高熵合金中相稳定性及其对相间载荷配分影响尚不清晰。基于高熵合金固有的特殊的原子结构,影响力学性能的因素可归纳为两类:（1）在晶胞中不同尺寸的元素导致大的晶格畸变从而提高固溶强化效应;（2）合金中呈现短程序（SRO）结构分布（即亚点阵不同的元素占位）,降低了合金中相或孪晶的稳定性,从而提高合金塑性。事实上,由于合金中原子占位的不确定性,高熵合金往往具有比传统合金更大的本征晶格应变。短程序结构阐明了固溶体无序合金中原子的化学占位和合金强度之间的相关性,这种对合金强度的增强起源于溶质与溶剂间的相互作用。然而,目前依然缺少在多主元合金中量化峰宽及其相关特殊相变行为的研究。基于此,本论文围绕CoCrNi系高熵合金,应用原位中子以及同步辐射衍射技术开展了以下研究:（1）本文使用真空电弧熔炼法制备了 CoCrNi中熵合金,研究了 30 ppm～1600ppm（wt.%）硼元素的添加对该合金的组织性能的影响。研究表明,随着硼（B）元素的加入,经过形变和再结晶后合金的晶粒尺寸得到明显细化,同时合金中未再结晶的区域面积发生变化,富Cr的析出相在晶界处的偏析。合金单轴拉伸性能变化显着。CoCrNi-800合金的屈服强度和抗拉强度分别达到990MPa和1178 MPa,合金断裂延伸率为26%。CoCrNi-1600合金的屈服强度为1456 MPa,抗拉强度为1481 MPa,合金断裂延伸率为11%。原位同步辐射实验结果表明,CoCrNi-800合金中,{200}晶面的衍射峰沿垂直于加载的方向（TD）随着应变的增加出现不对称,并在变形后移向较高的2θ值。（2）本文使用真空感应熔炼制备含有fcc和bcc双相的Co19Cr21Ni19Fe22Mn12Al7（at.%）高熵合金。使用时间-飞行中子衍射技术对其在298 K及77 K下的单轴拉伸力学行为进行原位研究。研究表明:室温下Co19Cr21Ni19Fe22Mn12A17（at.%）高熵合金的屈服强度和抗拉强度分别为600 MPa和1187 MPa,延伸率为19.9%。77 K下,合金的屈服强度和抗拉强度分别为750 MPa和1415 MPa,延伸率为14.6%。在298 K和77 K原位拉伸变形的原位中子衍射中,合金中{200}bcc晶面出现巨大的弹性应变,其晶格应变值分别为7.2%和6.0%。如此大的晶格应变起源于一种新型的应力诱发受限马氏体相变。进一步TEM结果发现,无序bcc相随机分布在有序的B2基体中并与其保持共格,该共格关系在100超点阵晶格应变中得到充分体现。（3）本文通过同步辐射高能X射线衍射技术研究了双相CoCrNiFeMnAl0.5高熵合金冷轧态900℃至1100℃退火后织构的演化。研究表明,在fcc相中主要织构组分为{110}<100>,bcc相中主要织构组分为{112}<110>,{111}<112>。在fcc相中,{1-1-1}//RD织构随着退火温度的升高逐渐减弱,{100}//RD织构随着退火温度的升高逐渐增强。在bcc相中,变形织构表现为{110}//RD和<111>//ND的特征织构。在合金中两相的取向关系为{110}bcc//{111}fcc和<111>bcc//<110>fcc。值得注意的是,由于残余应力的影响,{200}和{211}的晶面衍射峰在bcc相中表现出明显非对称性,但这种非对称性随热处理后残余应力的降低而消失。极图沿着垂直方向表现出前后不对称,这与轧制过程中多道次轧制所产生的大剪切形变有关。综上,本文主要采用中子衍射和原位同步辐射技术分析了 CoCrNi系中熵合金和高熵合金中在变形中晶格应变与微观力学的关系,确定了相的稳定性及各相在变形中的应力配分,并系统研究了双相CoCrNiFeMnAl0.5高熵合金的织构,为深入理解高熵合金变形机制、强韧化及织构的研究提供理论基础和实验依据。
白雪峰[5]（2020）在《超纯铁素体不锈钢夹杂物演变与浸入式水口结瘤机理研究》文中指出通过降低钢中碳氮含量和添加稳定化元素钛,超纯铁素体不锈钢获得了比传统铁素体不锈钢更好的机械性能和耐腐蚀性能。超纯铁素体不锈钢精炼过程中易生成复杂的铝钛系氧化物夹杂,影响钛的收得率和钢水可浇性。为了提高钛的收得率和减少水口结瘤问题,本论文以20wt%Cr超纯铁素体不锈钢中铝钛系氧化物为研究对象,围绕精炼工序夹杂物的行为演变机理和连铸工序水口结瘤机理两个关键点开展实验室基础研究和理论分析,主要工作和成果概括如下:借助ASPEX扫描电镜分析技术和无水有机溶液电解技术,研究了超纯铁素体不锈钢铝钛复合脱氧过程夹杂物的行为演变机制。结果表明,钛线加入钢液后的短时间内,TiOx在Al2O3夹杂物的表面生成,并随着反应进行逐渐消失。瞬态产物TiOx并非钢液成分体系中的平衡产物,而是钢液与Al2O3夹杂物之间界面行为的结果。溶质元素钛的不均匀性、钢液与Al2O3夹杂物间的界面反应、含钛钢液在Al2O3夹杂物表面的润湿性则是引发该界面行为的主要因素。钢中既有夹杂物的形态对瞬态产物TiOx的形成作用明显。为了降低因TiOx的形成而造成的钛的损失,在加钛之前应当尽量去除聚合状、簇状以及花瓣状等大尺寸夹杂物。分析了钛稳定化不锈钢钙处理过程钢中夹杂物行为演变规律和Al2O3和MgO·Al2O3尖晶石夹杂物的改性机理。结果表明,在铝含量为0.02wt%～0.05wt%范围内,钙处理工艺可将Al2O3夹杂物改性为高液相的CaO-Al2O3-TiOx系夹杂物,而MgO·Al2O3尖晶石夹杂物被改性为液态夹杂物和由MgO·Al2O3相和CaO-Al2O3-TiOx相组成的高液相球状夹杂物。在先钙处理后加钛线的工艺流程中,加入钢液中的钛会把CaO-Al2O3系夹杂物中的铝部分地还原回钢液中,而钛以TiOx的形式进入到CaO-Al2O3系夹杂物中从而形成CaO-Al2O3-TiOx系夹杂物。适当提高钢中铝含量,并结合钢种成分优化钙的加入量,这样不仅可以保证夹杂物中的液相含量和降低CaO-Al2O3-TiOx夹杂物中的TiOx含量,而且有助于提高MgO·Al2O3尖晶石夹杂物的改性程度。超纯铁素体不锈钢浸入式水口解剖结果表明,水口结瘤物可分为受损耐材层、初始附着层和疏松的多相结瘤层。受损耐材层的主要组成为ZrO2、冷钢和Al2O3。初始附着层由Al2O3-ZrO2复合层和致密Al2O3层组成,其中靠近耐材侧的Al2O3-ZrO2复合层主要组成为纤维状Al2O3、ZrO2和凝钢;靠近钢液侧的致密A12O3层主要组成为致密板块状Al2O3、冷钢和CaO·TiO2。高铬钢水流经水口壁面时的温降显着影响受损耐材层和初始附着层中的Al2O3夹杂物的形成。疏松的多相结瘤层主要由MgO·Al2O3、CaO·Al2O3和CaO·TiO2组成。MgO·Al2O3尖晶石夹杂物并非直接黏附在水口内壁上,而是在初始附着层上生长的。在疏松的多相结瘤层中,沉积物的来源为钢中既有粒子。基于腔体理论提出了钢液-水口界面处夹杂物所受黏附力与分离力的计算模型。利用该模型分析了夹杂物行为、水口材质和钢液的流动特性对钢液-水口界面处夹杂物黏附和分离过程的影响,完善了水口结瘤的形成机理,提出了优化措施。结果表明,在较小的颗粒尺寸、与钢液间接触角较高的水口材质和较低的拉速条件下,高熔点的Al2O3和MgO·Al2O3尖晶石夹杂物易黏附在水口壁面,且钢液流动很难将其与水口耐材分离。在超纯铁素体不锈钢水口结瘤过程中,钢液-水口界面处新生的少量Al2O3夹杂物在水口内壁的黏附烧结导致了初始附着层的形成;钢中改性不佳的MgO·Al2O3尖晶石夹杂物在初始附着层表面的黏附烧结则是形成多相结瘤层的主要原因,MgO·Al2O3尖晶石夹杂物所受的黏附力为结瘤物长大提供了内在驱动力。根据精炼过程夹杂物的演变机理和连铸过程浸入式水口结瘤机理,提出将钢中铝含量控制在0.05wt%以上,并结合钢种成分优化钙含量的技术措施。
娄理[6]（2020）在《Sm-Co基多相异质纳米永磁材料的制备、结构与磁性》文中提出Sm-Co系永磁材料具有很好的高温磁特性,在国防、尖端武器、航空航天等领域具有十分重要且广泛的应用。传统Sm-Co永磁材料的磁能积已接近理论极限,且Sm、Co元素资源稀缺、成本较高,发展空间受到了严重限制。添加软磁相的Sm-Co基纳米复合永磁材料具有潜在的高理论磁能积,且大量减少稀土使用,具有很大的发展潜力。但块体纳米复合永磁材料的发展面临两个严重的科学问题:1)如何在获得永磁纳米晶织构的同时实现软磁纳米晶的尺寸、含量、分布的优化控制;2)如何弱化饱和磁化强度的提高与矫顽力大幅度降低之间的矛盾。本论文针对上述的两个关键问题,提出了采用异质多相“团队式”组合构筑块体Sm-Co基纳米复合永磁材料的新思路,并结合本课题组自主研发的高压热压缩强变形技术,首次制备了Sm Co3+Sm Co7/α-Fe（Co）多相各向异性块体纳米晶永磁材料,该材料的最大磁能积明显高于单相Sm Co3、Sm Co7和双相Sm Co3/α-Fe（Co）、Sm Co7/α-Fe（Co）纳米晶磁体。且详细研究了制备工艺、永磁相含量以及原始铁粉形态对该类材料的微结构与磁特性的调控,详细研究工作如下:选取Sm和Co质量比为33:67的Sm-Co粉和Fe粉按照质量比74:26配合,通过机械合金化制备含有α-Fe（Co）软磁纳米晶的Sm-Co基非晶合金。然后采用应力为1 GPa、应变为78%、温度为630 oC的高压热压缩强变形,成功制备出了具有各向异性的块体Sm Co3+Sm Co7/α-Fe（Co）多相异质纳米晶永磁材料。其中软磁α-Fe（Co）相、永磁Sm Co3相和Sm Co7相的含量分别为26 wt.%,20 wt.%和54 wt.%;α-Fe（Co）相的晶粒平均尺寸～13 nm;Sm Co7相具有（002）方向的择优取向（织构）,Sm Co3相具有（0012）方向的择优取向。该磁体呈明显的磁各向异性,平行压力方向性能最佳,矫顽力为5.1 k Oe,磁能积为26 MGOe。该磁能积明显高于相应的块体单相Sm Co3（4 MGOe）、Sm Co7（18.4 MGOe）纳米晶磁体及双相Sm Co3/α-Fe（Co）（13.5 MGOe）、Sm Co7/α-Fe（Co）（20.6 MGOe）纳米晶磁体。变形量和变形温度对永磁相织构形成和磁体磁性具有重要影响。变形量从0增加到80%,Sm Co3相和Sm Co7相织构明显增强,磁各向异性明显增大;磁能积从14.4 MGOe增加到26.0 MGOe。变形温度从550 oC增加到700 oC时,α-Fe（Co）晶粒从尺寸约为9 nm变成30 nm;相组成由36 wt.%Sm Co3+25 wt.%Sm Co7+29 wt.%α-Fe（Co）+10 wt.%非晶变成90 wt.%Sm Co7+10 wt.%α-Fe（Co）;磁能积和矫顽力先增后减,在630 oC获得最大值,分别为26 MGOe和5.1 k Oe。固定α-Fe（Co）相含量28 wt.%,将上述制备的多相纳米晶磁体中Sm Co3相含量从0提高到66%,Sm Co7相含量从72%降低到0,磁体的磁各向异性逐渐增强,矫顽力逐渐增加,饱和磁化强度逐渐降低,磁能积先增加后降低,在Sm Co3、Sm Co7质量分数分别为27 wt.%和45 wt.%时获得最高磁能积25.5 MGOe。这是由于上述制备条件下Sm Co3相的（0012）织构比Sm Co7相的（002）织构更容易生成。原始Fe粉的形态变化对所制备多相复合纳米晶磁体的微结构和磁性具有明显影响。外形为树枝状的粗晶Fe粉（以下简称粗晶Fe粉）比外形为球状的纳米晶Fe粉（以下简称纳米晶Fe粉）更容易促进球磨过程中Sm-Co相的非晶化,在相同的变形条件下（变形温度630 oC,变形量75%）粗晶Fe参与制备的纳米晶磁体由α-Fe（Co）、1:7和1:3相三相组成,而由纳米晶Fe粉参与制备的磁体仅由α-Fe（Co）和1:7相两相组成。且前者具有更细小的晶粒尺寸,更高的软磁相含量,以及更强的晶体织构。因而具有更高的矫顽力4.6 k Oe和磁能积25.5 MGOe。
李文虎[7]（2020）在《多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究》文中研究指明新型Mo-Si-B合金由于具有熔点高、硬度高和耐腐蚀性能好等优点,在航空航天、能源动力等领域用高温结构件具有良好的应用前景。目前,Mo-Si-B合金亦存在室温断裂韧性与高温强度之间负相关关系的问题,另外对其摩擦磨损行为的研究还很有限。为满足工程领域对高温结构材料综合性能的需求,不仅要其具有优良的综合力学性能,同时具备较好的抗氧化和摩擦磨损性能。本文借助La2O3所产生的稀土效应来改善和提高Mo-Si-B合金的微观组织与性能,通过对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织观察和性能测试,研究了不同α-Mo相含量和La2O3掺杂量对合金的微观组织、力学性能、高温氧化及摩擦磨损行为的影响规律,揭示了合金的强韧化机制、抗氧化和摩擦磨损机制。设计并制备了不同α-Mo相含量以及不同La2O3掺杂量的多相Mo-Si-B-La2O3合金,其中,使用液-液掺杂方法首先制备了 Mo-La2O3合金粉体,并以此为原料,与Si粉、B粉按照不同的化学计量配比进行配料,获得内含La2O3的Mo-Si-B混合粉体。结合机械合金化和热压烧结工艺分别制备了 α-Mo-Mo3Si-Mo5SiB2基和Mo3Si-Mo5SiB2-Mo5Si3基Mo-Si-B-La2O3合金。对所制备合金的微观组织观察发现,采用液-液掺杂的Mo-La2O3合金粉体能确保掺杂的La2O3颗粒最终以纳米尺寸分布在α-Mo、Mo3Si与Mo5SiB2相的晶粒内部,而且部分颗粒也分布在各相的相界面与晶界处。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的维氏硬度、断裂韧性、抗弯强度和抗压强度进行的分析和测试结果表明,随着Si和B含量的增加,合金的硬度、抗压强度逐渐增大,而抗弯强度和断裂韧性逐渐减小。在外加载荷作用下,试样没有发生明显的屈服与塑性变形,即试样在应力达到最大值时发生突然断裂,断口形貌具有脆性材料断裂的典型特征,表现出穿晶断裂和沿晶断裂的混合形貌。存在于金属α-Mo相中的纳米La2O3颗粒一方面能起到阻碍位错运动,强化合金的作用,另一方面,La2O3颗粒的拔出能消耗部分断裂能,并诱发α-Mo相的穿晶断裂,耗散裂纹扩展能,起到改善合金韧性的作用。然而,合金中硬脆性的Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3金属间化合物相随Si和B含量的增加而逐渐增多,具有较好延性的α-Mo相的含量则相应减少。由于较少的金属相无法完整的包裹La2O3颗粒,导致存在于金属间化合物或相界面处的La2O3颗粒数量显着增加,硬脆的第二相存在于界面处会导致其结合性降低,容易在外力作用下产生裂纹或应力集中,发生沿界面的解离。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能进行了测试和分析,结果表明,合金在1000℃与1100℃氧化时,Si和B含量较低的Mo-10Si-7B-La2O3合金与Mo-12Si-8.5B-La2O3合金的氧化失重速率呈典型的直线型或类直线型规律,而Si和B含量较高的Mo-14Si-9.8B-La2O3合金与Mo-25Si-8.5B-La2O3合金试样恒温氧化过程则包括氧化初期的快速失重和氧化中后期的相对稳定阶段。随La2O3含量的增加,各合金氧化失重降低,表现出更好的抗氧化性能。氧化试验后,各合金的氧化膜的形貌与组成表现出明显差异,Mo-10Si-7B-La2O3合金表面没有生成硼硅玻璃相,而是由垂直于合金表面方向生长的氧化物组成;Mo-12Si-8.5B-La2O3合金与Mo-14Si-9.8B-La2O3合金表面氧化层具有外层的硼硅玻璃相和内层的氧化物层双层结构;Mo-25Si-8.5B-La2O3合金表面形成的硼硅玻璃相与合金基体之间仅见少量的细小氧化物颗粒。抗氧化机制的分析表明,La2O3颗粒通过钉扎氧化产物MoO3,而抑制MoO3的挥发,并且通过阻止Mo4+、Si4+、B3+等离子通过晶界的扩散,降低氧化速度,促进硼硅玻璃相的形成,从而提高Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的摩擦磨损性能进行了测试和分析,结果表明,随着La2O3含量的增加,Mo-Si-B合金的摩擦系数均增大,内含α-Mo的多相Mo-Si-B-La2O3合金的体积磨损率逐渐增大,而Mo-25Si-8.5B-La2O3合金的体积磨损率则先增大后减小。室温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随载荷的增加而减小,随滑动速度的增加先减小后增大;体积磨损率随载荷和滑动速度的增加均增大。高温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随温度的升高而减小,体积磨损率随温度的升高不断增大。依据不同载荷和滑动速度条件下,α-Mo、Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3各相的磨损率及其在Mo-Si-B-La2O3合金中体积分数的不同,探讨了合金的磨损机制。室温下合金在低滑动速度低载荷时以轻微磨粒磨损和犁沟磨损为主;随滑动速度和载荷的增加,发生由轻微的磨粒磨损向疲劳磨损和磨粒磨损转变的趋势;在高滑动速度高载荷时,形成以包括疲劳磨损、磨粒磨损和剥落磨损在内的多种磨损机制共同作用。高温下合金的磨损开始以氧化磨损和犁沟磨损为主,伴随着氧化物颗粒的脱落和裂纹的萌生,转变为磨粒磨损和疲劳磨损,最后演变为较为严重的剥落磨损。
聂秋欣[8]（2020）在《Al-Cr-Fe-Ni-Mo系多相高熵合金组织及力学性能研究》文中研究表明与传统合金由12种主要组元构成不同,近些年发展的高熵合金包含5种或5种以上组元,且每种组元含量在5%35%之间。这一新颖的设计理念为冶金发展提供了新的研究方向,并为合金成分设计提供了广阔的空间。目前已研究的高熵合金体系有成百上千种,其中合金的强度和塑性大多难以实现良好的匹配。FCC金属具有良好的塑性但强度太低,BCC金属则刚好与之相反,金属间化合物的析出及其在合金中的分布对合金的强塑性影响不尽相同。因此有必要对多相高熵合金的组织配比及力学性能展开研究。本文主要设计了AlCrFe2Ni2（Mo,Nb）x,AlxCrFe2Ni2Mo0.2两个系列高熵合金,通过X射线衍射,扫描电镜,电子探针等检测技术对合金的组织进行了检测分析,并对合金进行了压缩、拉伸及硬度测试,得出如下结论:（1）在AlCrFe2Ni2Mox合金系中,随着Mo元素添加,合金在原来的FCC+BCC（B2）相基础上析出了FeCrMo型σ相,且BCC相的含量逐渐增加。该系列合金的硬度在σ相析出前呈一次函数变化,之后出现上下波动。随着Mo元素的添加,合金的压缩屈服强度呈现上升趋势。选择压缩综合性能较好的AlCrFe2Ni2Mo0.2进行拉伸测试发现,合金屈服强度和断裂强度分别高达919 MPa和1495 MPa,但延伸率仅为6.7%。（2）AlCrFe2Ni2Nbx合金系主要由AlNi BCC相,FeCr FCC相和（Fe,Cr）2Nb Laves相构成,随着Nb元素的添加,合金中Laves相含量和共晶组织明显增加。合金系的硬度在x=0.2之前增长较陡,而在x大于0.2之后,呈y=271.79x+415.32型一次函数增长,且增长相对较缓。随着Nb元素添加,合金的压缩屈服强度从989.1MPa增加至1824.7MPa。AlCrFe2Ni2Nb0.1压缩断裂强度最高,达到2946.6MPa。且其表现出最好的压缩率,为43.3%。（3）AlxCrFe2Ni2Mo0.2合金系具备双相FCC+BCC结构,其凝固形貌由枝晶变为柱状晶再变为枝晶。随着Al含量的提高,BCC相体积分数增加,组织更加细密。Al0.9CrFe2Ni2Mo0.2合金中遍布编织网状组织,其最小相宽大约为200nm。拉伸结果显示合金的屈服强度从341 MPa增加至675 MPa,延伸率从51%下降至8%。Al0.8CrFe2Ni2Mo0.2和Al0.9CrFe2Ni2Mo0.2中增加的两相界面及固溶强化增加了位错阻力从而提升二者强度。（4）AlxCrFe2Ni2Mo0.2合金应变硬化速率从x=0.6到x=0.9呈上升趋势,其中Al0.6CrFe2Ni2Mo0.2拥有最稳定的应变硬化速率。Al0.6CrFe2Ni2Mo0.2及Al0.7CrFe2Ni2Mo0.2在变形过程中硬化能力得到提高,而Al0.8CrFe2Ni2Mo0.2和Al0.9CrFe2Ni2Mo0.2合金具备稳定的加工硬化指数,即应变硬化能力不变。加工硬化能力的提高使Al0.6CrFe2Ni2Mo0.2的强塑积高达38.6 GPa%,优于大部分已报道的铸态高熵合金。
吴静[9]（2020）在《多相Ni3Al基合金的热处理组织调控及蠕变行为研究》文中认为高Fe、Cr含量多相Ni3Al基合金,因其凝固组织中B2结构β-Ni Al相的引入,在满足高承温性和低质量密度的同时,还具备较好的焊接性能,具有广泛的应用前景而受到大量关注。本文对一种新型高Fe、Cr含量多相Ni3Al基合金在凝固、热处理及服役过程的多相组织演变规律及蠕变行为进行了系统的研究。分析了合金凝固过程的相形成顺序,并对其铸态多相组织形态进行了表征,表明该合金具有复杂的铸态组织结构,主要由枝晶干γ′+γ两相组织、枝晶间β相、少量γ′-envelope（包覆层）组织及碳化物(Cr23C6和Hf C)等次生相组成,合金中各类γ′相的总体积分数高达80～vol.%。研究了高温过固溶后冷却速率对枝晶干（？）′+γ两相组织、枝晶间β相和γ′-envelope组织形态的影响,发现合金组织对冷却速率十分敏感:γ′+γ两相组织中,初生及二次γ′相的析出尺寸与冷却速率间呈对数关系,表现出很强的冷速依赖性;冷却速率控制了β基体上微孪晶的形成与次生相的析出,微孪晶的结构、宽度随冷却速率不同发生变化,β相内有针片状γ′相、近球状α-Cr相和杆状Cr3C2相三种次生相析出;冷却速率降低,可促进γ′-envelope组织的形成与宽化。研究了高温退火处理对合金多相强化结构与蠕变性能的影响,发现合金在800℃下的稳态蠕变速率主要受γ′+γ两相组织中初生γ′相的尺寸控制,而加速蠕变阶段则主要受β相控制。随γ′相尺寸由铸态的0.48um长大至退火态的0.64～0.91um,合金稳态蠕变速率不断降低。β相在高温退火时发生不同程度的聚集长大,但总体积分数保持恒定,而β相的尺寸和分布对合金的蠕变寿命影响较小。研究了次生相γ′-envelope和β内交叉针片状γ′（γ′P）相长期时效时的演化行为。证明了（γ′+γ）/γ′-envelope/β相之间为共格/半共格的强/弱界面结构,γ′-envelope组织的宽化机制为:β（Ni Al）+γ（Ni）→γ′（Ni3Al）。γ′-envelope组织的宽化对合金蠕变性能的影响是双面性的。β内交叉γ′P相的析出可有效抑制合金蠕变过程中β脆性相内位错的增殖及蠕变裂纹的产生,从而利于合金蠕变性能的提升。长期时效后合金在800～840℃/220～300 MPa条件下稳态蠕变阶段的中温蠕变机制为位错剪切,呈现与Ni基合金不同的“四阶段”蠕变变形特性。合金在长期时效及蠕变变形过程中,会形成三种不同类型的γ′相筏状结构,其蠕变抗力大小为:双态R-型γ′筏状结构>R-型γ′筏状结构>N-型γ′筏状结构。
闵若男[10]（2020）在《Nb-Co-Hf氢分离合金显微组织和氢传输性能研究》文中指出近年来,由于化石能源日益濒临枯竭,环境问题日益凸显,开发新型清洁可再生新能源,例如氢能源,已成为全球各国的能源战略重点。然而,H2的生产过程中会伴随产生许多副产品,如CO、CO2、N2、H2S和NH3等。在使用之前,需要应用“氢分离技术”将H2从上述混合气体中分离（或过滤/渗透）出来,得到含量高达99.999%（质量百分数）的纯H2。目前商业应用的氢分离金属膜材料一般为钯（Pd）基合金。但是,钯价格昂贵且资源稀缺,严重限制上述合金膜的大规模应用。在上述背景下,价格相对低廉且渗氢性能优异的VB族金属（即:钒（V）、铌（Nb）、钽（Ta）等）,引起了全球各国学者的广泛关注,并相继开发了Nb-Ti-Ni、Nb-Ti-Co、Nb-Hf-Ni和Nb-Ti-Fe等双相渗氢合金。但关于Nb-Co-Hf双相渗氢合金的报道较少,由于该系合金完整相图缺失导致渗氢成分区域在相图中的位置尚不明确,亟需深入研究。基于此,本文选取Nb-Co-Hf合金体系为研究对象,从实验分析与相图（CALPHAD）热力学计算两方面入手,结合SEM、XRD、TEM、XPS、PCT和渗氢实验等手段对其相图、显微结构、凝固路径和氢传输性能等进行了详细的研究,具体内容如下:1.研究得出了Nb-Co-Hf合金相图和平衡凝固反应以及相区的种类和个数等关键信息;在此基础上,优选相图富Nb角位置处50种合金成分进行实验研究,系统的分析了上述合金的显微特征、凝固规律和渗氢性能以及三者之间的本征关系,首次探索出了“渗氢成分区域”在Nb-Co-Hf合金相图中较为准确的位置;2.在上述研究结果基础上,研究了不同Hf/Co比率对Nb-Co-Hf双相合金显微组织和氢传输性能的影响规律,研究结果表明:显微组织随Hf/Co比率的增加而变化,伴随着上述变化,渗氢性能提高,并且氢扩散和氢溶解系数增大。其中,Nb40Co28Hf32（x=2）合金在673 K时的渗氢性能最高,为5.21×10-8(mol H2m-1s-1Pa-0.5),并具有良好的抗氢脆性能和渗氢持久性能;3.研究得出了不同热处理条件下Nb-Co-Hf双相合金显微组织和氢传输性能的变化规律,并结合混合介质模型弄清了影响上述变化的本质原因。热处理会增加合金显微组织中的初生BCC-（Nb,Hf）相从而使氢传输性能提高。另外,还研究了合金的耐腐蚀性能,阐明了合金膜腐蚀前、后的渗氢和抗氢脆机理。4.铸态Nb30Co35Hf35样品在1073 K和1173 K下退火168 h后,合金在673 K的渗氢性能从3.3×10-8下降到（1.5-0.82）×10-8mol H2m-1s-1Pa-0.5,说明退火热处理无法提高合金渗氢性能。
二、多相合金组成相结构体积分数及相含量之间关系的测算（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、多相合金组成相结构体积分数及相含量之间关系的测算（论文提纲范文）
（1）AlCrCuFeNi系高熵合金组织及热力加工行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金理论基础 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的基本效应 |
| 1.3 高熵合金特点 |
| 1.3.1 高熵合金组织特点 |
| 1.3.2 高熵合金性能特点 |
| 1.4 高熵合金成分设计基础 |
| 1.4.1 经验参数 |
| 1.4.2 第一性原理计算 |
| 1.4.3 分子动力学模拟 |
| 1.4.4 CALPHAD计算相图 |
| 1.5 AlCrCuFeNi系高熵合金研究现状 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 2 合金制备与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验技术路线 |
| 2.4 合金制备 |
| 2.4.1 合金制备方法 |
| 2.4.2 热处理工艺 |
| 2.5 热变形行为 |
| 2.6 热分析实验 |
| 2.7 微观结构表征 |
| 2.7.1 X射线衍射分析 |
| 2.7.2 光学显微镜分析 |
| 2.7.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.7.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.7.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.8 性能研究 |
| 2.8.1 维氏硬度测试 |
| 2.8.2 室温压缩性能测试 |
| 2.8.3 室温拉伸性能测试 |
| 2.8.4 耐腐蚀性测试 |
| 3 Mo元素对AlCrCuFeNi高熵合金组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 相组成分析 |
| 3.3 微观组织演变 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.5 本章小节 |
| 4 大块AlCrCuFeNi高熵合金热稳定性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺对AlCrCuFeNi高熵合金相组成的影响 |
| 4.3 热处理工艺对AlCrCuFeNi高熵合金微观组织的影响 |
| 4.3.1 铸态AlCrCuFeNi高熵合金的微观组织 |
| 4.3.2 热处理态AlCrCuFeNi高熵合金的微观组织 |
| 4.4 热处理工艺对AlCrCuFeNi高熵合金力学性能的影响 |
| 4.4.1 硬度分析 |
| 4.4.2 室温压缩性能分析 |
| 4.4.3 室温拉伸性能分析 |
| 4.4.4 耐腐蚀性分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 AlCrCuFeNi高熵合金热加工及动态再结晶行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 AlCrCuFeNi高熵合金高温流变行为特征 |
| 5.2.1 变形温度对合金流变应力的影响 |
| 5.2.2 应变速率对合金流变应力的影响 |
| 5.3 AlCrCuFeNi高熵合金高温变形本构方程 |
| 5.3.1 本构关系式的建立 |
| 5.3.2 本构关系材料常数的确定 |
| 5.3.3 Arrhenius型模型的验证 |
| 5.3.4 本构关系参数的拟合 |
| 5.3.5 不同应变的流变应力模型的验证 |
| 5.4 AlCrCuFeNi高熵合金高温压缩热加工图研究 |
| 5.4.1 动态材料模型的热加工图理论 |
| 5.4.2 热加工图的建立 |
| 5.5 AlCrCuFeNi高熵合金动态再结晶行为研究 |
| 5.5.1 动态再结晶微观组织结构分析 |
| 5.5.2 动态再结晶体积分数分析 |
| 5.5.3 动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 5.5.4 EBSD取向差角分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金的组织结构及力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金相组成预测 |
| 6.3 热处理工艺对Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金相组成的影响 |
| 6.4 热处理工艺对Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金微观组织的影响 |
| 6.4.1 铸态Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金的微观组织 |
| 6.4.2 合金的相形成机制 |
| 6.4.3 高温退火后Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金的微观组织 |
| 6.5 热处理工艺对Al_(0.4)CoFeNiTi_(0.6)高熵合金力学性能的影响 |
| 6.5.1 硬度 |
| 6.5.2 室温压缩性能 |
| 6.6 本章小节 |
| 7 结论 |
| 本文主要创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间主要研究成果 |
（2）Nb-Ti-Fe合金显微组织和氢传输行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| §1.1 研究背景 |
| §1.2 氢分离技术 |
| §1.2.1 氢分离方法 |
| §1.2.2 金属膜制备工艺 |
| §1.2.3 金属氢分离膜工作原理 |
| §1.3 5B族(Nb,V,Ta)合金渗氢膜研究现状 |
| §1.3.1 Nb基合金渗氢膜 |
| §1.3.2 V基合金渗氢膜 |
| §1.3.3 Ta基合金渗氢膜 |
| §1.4 5B族合金渗氢膜氢传输性能及其影响因素 |
| §1.4.1 金属膜的渗氢性能表征 |
| §1.4.2 合金膜成分 |
| §1.4.3 合金膜制备工艺 |
| §1.4.4 合金膜厚度 |
| §1.4.5 杂质气体种类和含量 |
| §1.4.6 高温热扩散阻挡层 |
| §1.5 研究目的和主要内容 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| §2.1 实验材料 |
| §2.2 实验方法 |
| §2.2.1 Nb-Ti-Fe合金渗氢膜制备方法 |
| §2.2.2 合金膜的氢渗透和置氢性能测试 |
| §2.2.3 电化学法测量氢扩散系数 |
| §2.2.4 合金膜的显微硬度测试 |
| §2.3 合金膜材料表征 |
| 第三章 Nb-Ti-Fe三元合金相图和渗氢成分区域构建 |
| §3.1 引言 |
| §3.2 Nb-Ti-Fe合金相图及其显微结构分析 |
| §3.2.1 Nb-Fe二元合金相图 |
| §3.2.2 Ti-Fe二元合金相图 |
| §3.2.3 Nb-Ti二元合金相图 |
| §3.2.4 Nb-Ti-Fe三元合金相图 |
| §3.3 Nb-Ti-Fe合金中渗氢成分区域及凝固路径计算 |
| §3.3.1 Nb-Ti-Fe合金相图中的渗氢成分区域 |
| §3.3.2 Nb-Ti-Fe合金凝固路径计算 |
| §3.4 Nb-Ti-Fe合金相图中凝固路径的实验验证 |
| §3.4.1 合金的相结构 |
| §3.4.2 合金的显微组织 |
| §3.5 本章小结 |
| 第四章 氢分离Nb-Ti-Fe合金的显微组织和氢渗透性能 |
| §4.1 引言 |
| §4.2 Nb-Ti-Fe氢分离合金的显微结构特征 |
| §4.2.1 合金成分的选择 |
| §4.2.2 合金的相结构 |
| §4.2.3 合金的显微组织及其结构特征 |
| §4.3 Nb-Ti-Fe合金的氢渗透性能及其机理 |
| §4.3.1 氢渗透和渗氢持久性能 |
| §4.3.2 合金膜的氢渗透机理 |
| §4.4 合金的抗氢脆性和循环稳定性能 |
| §4.4.1 合金膜的抗氢脆性能 |
| §4.4.2 合金膜的循环稳定性能 |
| §4.5 本章小结 |
| 第五章 Ti/Fe比率对Nb-Ti-Fe合金显微组织和氢传输性能及显微硬度的影响 |
| §5.1 引言 |
| §5.2 Ti/Fe比率对Nb-Ti-Fe合金显微组织的影响 |
| §5.2.1 Ti/Fe比率的选择 |
| §5.2.2 合金的相结构变化 |
| §5.2.3 合金的显微组织变化 |
| §5.3 Ti/Fe比率对Nb-Ti-Fe合金氢传输性能的影响 |
| §5.3.1 合金的氢渗透性能 |
| §5.3.2 合金的氢溶解和氢扩散系数 |
| §5.4 Ti/Fe比率对Nb-Ti-Fe合金置氢和显微硬度的影响 |
| §5.4.1 合金膜的置氢性能 |
| §5.4.2 合金的显微硬度值 |
| §5.5 本章小结 |
| 第六章 总结和展望 |
| §6.1 总论 |
| §6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士研究生阶段主要研究成果 |
（3）FexNiCo（Al/Si）y系高熵合金成分设计与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金及其现状研究 |
| 1.2.1 高熵合金的简介 |
| 1.2.2 高熵合金研究现状 |
| 1.3 软磁材料及其研究现状 |
| 1.3.1 软磁材料研究现状 |
| 1.3.2 高熵软磁材料研究现状 |
| 1.4 研究内容 |
| 1.4.1 研究背景 |
| 1.4.2 研究思路 |
| 1.4.3 研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 试验原料及其样品制备 |
| 2.2 材料的组织结构表征 |
| 2.2.1 X射线衍射仪(XRD) |
| 2.2.2 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.2.3 电子探针显微分析仪(EPMA) |
| 2.2.4 差热分析(DSC) |
| 2.3 材料的性能测试 |
| 2.3.1 维氏硬度测试 |
| 2.3.2 压缩性能测试 |
| 2.3.3 磁性能测试 |
| 2.3.4 热膨胀性能测试 |
| 2.4 合金退火工艺 |
| 3 Fe_xCoNi(Al/Si)_y系高熵合金的成分设计与组织性能研究 |
| 3.1 (Fe_(1/3)Ni_(1/3)Co_(1/3))_(100-x)(Al_(1/4)Si_(3/4))_x系高熵合金组织结构与性能 |
| 3.1.1 (Fe_(1/3)Ni_(1/3)Co_(1/3))_(100-x)(Al_(1/4)Si_(3/4))_x系高熵合金组织结构 |
| 3.1.2 (Fe_(1/3)Ni_(1/3)Co_(1/3))_(100-x)(Al_(1/4)Si_(3/4))_x系高熵合金的力学性能 |
| 3.1.3 (Fe_(1/3)Ni_(1/3)Co_(1/3))_(100-x)(Al_(1/4)Si_(3/4))_x系高熵合金的力学性能 |
| 3.2 Fe_2NiCoSi_x系高熵合金成分设计与组织性能 |
| 3.2.1 Fe_2CoNiSi_x系高熵合金组织结构 |
| 3.2.2 Fe_2NiCoSix系高熵合金的力学性能 |
| 3.2.3 Fe_2NiCoSix系高熵合金的磁性能 |
| 3.3 Fe_2NiCo(AlSi)_x系高熵合金成分设计与组织性能 |
| 3.3.1 Fe_2NiCo(AlSi)_x系高熵合金组织结构 |
| 3.3.2 Fe_2NiCo(AlSi)_x系高熵合金力学性能 |
| 3.3.3 Fe_2NiCo(AlSi)_x系高熵合金的磁性能 |
| 3.3.4 Fe_2NiCo(AlSi)_x系高熵合金的热膨胀性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 退火工艺对Fe_2Ni Co(AlSi)_(0.4)、(Fe Ni Co)_(85)(Al_(1/4)Si_(3/4))_(15)性能的影响 |
| 4.1 退火工艺对(Fe_(1/3)Ni_(1/3)Co_(1/3))_(85)(Al_(1/4)Si_(3/4))_(15)组织结构的影响 |
| 4.2 退火工艺对(Fe_(1/3)Ni_(1/3)Co_(1/3))_(85)(Al_(1/4)Si_(3/4))_(15)综合性能的影响 |
| 4.3 退火工艺对Fe_2Ni Co(AlSi)_(0.4)组织结构的影响 |
| 4.4 退火工艺对Fe_2Ni Co(AlSi)_(0.4)综合性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（4）基于中子/同步辐射衍射技术的CoCrNi系中高熵合金形变行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 高熵合金概述 |
| 2.1.1 高熵合金的定义 |
| 2.1.2 高熵合金的相形成规律 |
| 2.1.3 高熵合金的相组成和结构 |
| 2.1.4 高熵合金的特性 |
| 2.2 高熵合金变形机制 |
| 2.2.1 细晶强化 |
| 2.2.2 第二相强化 |
| 2.2.3 间隙元素强化 |
| 2.2.4 相变强化 |
| 2.3 高熵合金中同步辐射和中子衍射应用表征研究现状 |
| 2.4 高熵合金的织构研究现状 |
| 2.5 研究意义、目的及研究内容 |
| 2.5.1 研究意义及目的 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 材料制备和研究方法 |
| 3.1 材料制备方法 |
| 3.2 材料结构表征及微观力学行为研究 |
| 3.2.1 中子衍射技术 |
| 3.2.2 透射电镜分析 |
| 3.2.3 同步辐射高能X射线衍射技术 |
| 3.2.4 织构测量与分析方法 |
| 4 合金化对CoCrNi中熵合金力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 硼合金化CoCrNi合金的微观组织 |
| 4.3 硼合金化CoCrNi合金的力学性能 |
| 4.4 硼合金化CoCrNi合金拉伸过程微观力学行为原位研究 |
| 4.5 钛合金化CoCrNi合金拉伸微观力学行为原位研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7高熵合金应力诱发马氏体相变行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7合金相组成及力学行为 |
| 5.3 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7合金原位中子衍射研究 |
| 5.4 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7合金形变机制研究 |
| 5.5 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7和CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金循环加载原位研究 |
| 5.6 热处理对Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7高熵合金力学行为的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 同步辐射对CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金再结晶织构的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理态CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金的相组成 |
| 6.3 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中fcc相的织构演化 |
| 6.4 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中bcc相的织构演化 |
| 6.5 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中晶粒取向分布 |
| 6.6 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中bcc相的残余应力 |
| 6.7 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7高熵合金织构 |
| 6.8 本章小结 |
| 7 结论、创新点与工作展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 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 |
（5）超纯铁素体不锈钢夹杂物演变与浸入式水口结瘤机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超纯铁素体不锈钢概述 |
| 2.1.1 现代铁素体不锈钢简介 |
| 2.1.2 合金元素对不锈钢组织和性能的影响 |
| 2.1.3 超纯铁素体不锈钢生产工艺流程的选择 |
| 2.1.4 含钛不锈钢常见缺陷与原因 |
| 2.2 钢中铝钛氧化物夹杂的形成及其行为 |
| 2.2.1 铝钛复合脱氧平衡热力学研究 |
| 2.2.2 钢中铝钛夹杂物行为研究 |
| 2.3 钙处理改性氧化物夹杂的效果研究 |
| 2.3.1 钙处理改性Al_2O_3夹杂物的效果研究 |
| 2.3.2 钙处理改性MgO·Al_2O_3尖晶石夹杂物的效果研究 |
| 2.4 连铸过程水口结瘤行为研究 |
| 2.4.1 一般钢种水口结瘤行为研究 |
| 2.4.2 含钛不锈钢水口结瘤行为研究 |
| 2.5 选题背景及研究内容 |
| 2.5.1 选题背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 超纯铁素体不锈钢铝钛复合脱氧过程夹杂物行为演变机制 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 冶炼与取样方案 |
| 3.1.2 试样加工和元素检测方法 |
| 3.1.3 夹杂物特征分析检测方法 |
| 3.2 铝钛复合脱氧过程夹杂物行为的演变 |
| 3.2.1 铝钛复合脱氧过程夹杂物统计特征的变化 |
| 3.2.2 铝钛复合脱氧过程典型夹杂物形态特征的变化 |
| 3.3 铝钛复合脱氧过程瞬态产物的形成机制 |
| 3.3.1 铝钛复合脱氧过程钢液-夹杂物平衡热力学 |
| 3.3.2 钛氧化物的形成 |
| 3.3.3 TiN夹杂物的形成 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 超纯铁素体不锈钢钙处理过程夹杂物演变与改性机理 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 冶炼与取样方案 |
| 4.1.2 试样加工与元素检测方法 |
| 4.1.3夹杂物特征分析检测方法 |
| 4.1.4 妈处理过程夹杂物中液相含量的判定 |
| 4.2 含钛不锈钢钙处理过程夹杂物行为的演变 |
| 4.2.1 钙处理过程夹杂物统计特征的变化 |
| 4.2.2 钙处理过程典型夹杂物形态特征的变化 |
| 4.2.3 含钛不锈钢钙处理效果的评价 |
| 4.3 含钛不锈钢中Al_2O_3夹杂物的改性机理 |
| 4.3.1 含钛不锈钢钙处理改性Al_2O_3夹杂物的热力学 |
| 4.3.2 含钛不锈钢中Al_2O_3夹杂物的改性机理 |
| 4.4 含钛不锈钢中MgO·Al_2O_3夹杂物的改性机理 |
| 4.4.1 含钛不锈钢钙处理改性MgO·Al_2O_3夹杂物的热力学 |
| 4.4.2 含钛不锈钢中MgO·Al_2O_3夹杂物的改性机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 超纯铁素体不锈钢浸入式水口结瘤物特征与来源 |
| 5.1 冶炼条件与实验方法 |
| 5.1.1 冶炼条件 |
| 5.1.2 水口结瘤物的分析方法 |
| 5.2 水口结瘤物特征分析 |
| 5.2.1 宏观形貌 |
| 5.2.2 微观特征 |
| 5.3 水口结瘤物来源分析 |
| 5.3.1 初始附着层中夹杂物的来源 |
| 5.3.2 结瘤层中夹杂物的来源 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 超纯铁素体不锈钢钢液-水口界面处夹杂物的黏附机制 |
| 6.1 钢液-水口界面处夹杂物所受黏附力的分析 |
| 6.1.1 黏附力计算模型 |
| 6.1.2 黏附力的影响因素 |
| 6.1.3 与范德华力的比较 |
| 6.2 钢液-水口界面处夹杂物所受分离力的分析 |
| 6.2.1 分离力计算模型 |
| 6.2.2 水口内壁附近钢液的流动状态 |
| 6.2.3 分离力的影响因素 |
| 6.3 钢液-水口界面处夹杂物的黏附机制 |
| 6.3.1 黏附力与分离力的综合效果 |
| 6.3.2 水口结瘤的形成机理与应对策略 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 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 |
（6）Sm-Co基多相异质纳米永磁材料的制备、结构与磁性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 永磁材料概述 |
| 1.2.1 磁性材料分类及应用 |
| 1.2.2 永磁材料的技术参量 |
| 1.2.3 永磁材料的发展 |
| 1.2.4 永磁材料面临的问题 |
| 1.3 纳米复合永磁材料 |
| 1.3.1 纳米复合永磁材料的产生背景 |
| 1.3.2 纳米复合永磁材料的理论模型与计算 |
| 1.3.3 纳米晶复合永磁材料的研究进展与制备方法 |
| 1.3.4 块体Sm-Co基纳米晶复合永磁材料发展现状和存在的问题 |
| 1.4 选题意义及研究内容 |
| 第2章 实验原理与方法 |
| 2.1 样品制备 |
| 2.1.1 氩弧熔炼 |
| 2.1.2 高能机械球磨和压制成型 |
| 2.1.3 高压热压缩强变形实验 |
| 2.1.4 超高真空退火 |
| 2.2 结构分析测量的方法和原理 |
| 2.2.1 X射线实验分析方法和原理 |
| 2.2.2 显微结构观察测试 |
| 2.3 磁性能测试与分子学动力模拟计算 |
| 2.3.1 磁性能测试 |
| 2.3.2 分子学动力模拟计算 |
| 第3章 SmCo_3+SmCo_7/α-Fe(Co)块体多相异质纳米永磁材料的制备、结构与磁性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 SmCo_3+SmCo_7/α-Fe(Co)多相异质纳米永磁材料的结构 |
| 3.4 SmCo_3+SmCo_7/α-Fe(Co)多相异质纳米永磁材料的磁性 |
| 3.5 分析与讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 变形工艺对SmCo_3+SmCo_7/α-Fe(Co)纳米晶磁体结构与磁性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 变形量对多相异质复合纳米晶永磁材料结构和磁性的影响 |
| 4.4 变形温度对多相异质复合纳米晶永磁材料结构和磁性的影响 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 硬磁相含量对SmCo_3+SmCo_7/α-Fe(Co)纳米晶磁体结构与磁性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 数据分析与结果讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 原始Fe粉形态对SmCo_3+SmCo_7/α-Fe(Co)纳米晶磁体结构与磁性的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 原始Fe粉形态对机械合金化过程的影响 |
| 6.4 原始Fe粉形态对高压热压缩强变形磁体结构与磁性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（7）多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金的研究进展 |
| 1.2.1 高温合金的分类及强化机理 |
| 1.2.2 高温合金的制备工艺研究 |
| 1.3 Mo-Si-B合金的研究进展 |
| 1.3.1 Mo-Si-B合金的相组成与结构 |
| 1.3.2 Mo-Si-B合金的力学性能研究 |
| 1.3.3 Mo-Si-B合金的高温抗氧化与摩擦磨损性能研究 |
| 1.3.4 Mo-Si-B合金的制备 |
| 1.4 研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究的目的和意义 |
| 1.4.2 研究的主要内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金成分设计 |
| 2.2.1 合金成分的确定依据 |
| 2.2.2 试验成分设计 |
| 2.3 Mo-Si-B合金的制备与技术路线 |
| 2.3.1 原始粉料选择 |
| 2.3.2 粉料球磨处理 |
| 2.3.3 真空热压烧结 |
| 2.4 性能测试与表征 |
| 2.4.1 粉体粒度测试 |
| 2.4.2 密度测试 |
| 2.4.3 硬度测试 |
| 2.4.4 抗弯强度测试 |
| 2.4.5 抗压强度测试 |
| 2.4.6 断裂韧性测试 |
| 2.4.7 高温抗氧化性能测试 |
| 2.4.8 摩擦磨损性能测试与表征 |
| 2.5 物相检测与结构分析 |
| 2.5.1 热分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 X射线光电子能谱分析 |
| 2.5.5 微观结构分析 |
| 3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的制备与组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 机械合金化过程中的主要相变 |
| 3.2.1 原始粉末形貌分析 |
| 3.2.2 机械合金化制备粉末的粒度分析 |
| 3.2.3 机械合金化处理和热处理对粉末物相的影响 |
| 3.3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的组织结构 |
| 3.3.1 相组成与晶体结构 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.4 真空热压烧结机理分析和讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Mo-Si-B-La_2O_3合金的力学性能与强韧化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的密度与硬度 |
| 4.3 合金的抗弯强度与断裂韧性 |
| 4.4 合金的抗压强度 |
| 4.5 合金的强韧化机制讨论 |
| 4.5.1 强化机制 |
| 4.5.2 韧化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Mo-Si-B-La_2O_3合金的高温氧化行为与抗氧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 恒温氧化动力学曲线 |
| 5.3 氧化膜的结构与微观形貌 |
| 5.3.1 氧化膜的物相组成 |
| 5.3.2 氧化膜的组织形貌 |
| 5.4 氧化过程与抗氧化机理 |
| 5.4.1 氧化膜的形成过程 |
| 5.4.2 合金的抗氧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦学行为与磨损机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金大气环境下摩擦磨损性能的研究 |
| 6.2.1 不同成分Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦磨损性能 |
| 6.2.2 载荷对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.3 滑动速度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.4 温度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 室温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.3.1 不同载荷与滑动速度下单相合金的摩擦系数 |
| 6.3.2 载荷与滑动速度对单相合金磨损率的影响 |
| 6.3.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.3.4 室温条件下合金的磨损机制探讨 |
| 6.4 高温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.4.1 高温时单相合金的摩擦系数与磨损率 |
| 6.4.2 高温时单相合金的磨损形貌 |
| 6.4.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.4.4 高温条件下合金的氧化磨损耦合机制探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（8）Al-Cr-Fe-Ni-Mo系多相高熵合金组织及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金的研究背景及理论基础 |
| 1.2.1 高熵合金的研究背景 |
| 1.2.2 高熵合金理论基础 |
| 1.2.3 高熵合金的组织特征 |
| 1.2.4 高熵合金的性能特征 |
| 1.2.5 高熵合金的相形成规律 |
| 1.3 高熵合金的制备方法 |
| 1.3.1 真空熔炼法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 机械合金法 |
| 1.3.4 激光熔覆法 |
| 1.4 高熵合金研究现状 |
| 1.5 选题目的及研究主要内容 |
| 1.5.1 选题目的 |
| 1.5.2 研究主要内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金元素的选择 |
| 2.1.2 合金成分确定 |
| 2.1.3 高熵合金的制备 |
| 2.2 材料显微结构分析 |
| 2.2.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.2 金相显微组织分析(OM) |
| 2.2.3 扫描电镜显微组织观察(SEM) |
| 2.2.4 电子探针显微组织分析(EPMA) |
| 2.3 材料力学性能分析 |
| 2.3.1 维氏硬度分析 |
| 2.3.2 压缩性能测试 |
| 2.3.3 拉伸性能测试 |
| 2.4 热分析 |
| 3 AlCrFe_2Ni_2Mo_x高熵合金组织与性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 AlCrFe_2Ni_2Mo_x合金组织结构分析 |
| 3.3 AlCrFe_2Ni_2Mo_x系高熵合金力学性能分析 |
| 3.4 AlCrFe_2Ni_2Mo_x系高熵合金相形成规律 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 AlCrFe_2Ni_2Nb_x合金组织与性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 AlCrFe_2Ni_2Nb_x系高熵合金组织结构分析 |
| 4.3 AlCrFe_2Ni_2Nb_x系高熵合金力学性能分析 |
| 4.4 AlCrFe_2Ni_2Nb_x系高熵合金相形成规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Al_xCrFe_2Ni_2Mo_(0.2)合金组织与性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Al_xCrFe_2Ni_2Mo_(0.2)系高熵合金组织结构分析 |
| 5.3 Al_xCrFe_2Ni_2Mo_(0.2)系高熵合金力学性能分析 |
| 5.4 Al_xCrFe_2Ni_2Mo_(0.2)系高熵合金相形成规律 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（9）多相Ni3Al基合金的热处理组织调控及蠕变行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 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基合金的国内外研究现状 |
| 1.2.4 Ni_3Al基合金的应用现状及发展趋势 |
| 1.3 合金元素在Ni_3Al基合金中的作用 |
| 1.3.1 Al |
| 1.3.2 B、Zr |
| 1.3.3 Hf |
| 1.3.4 Mo、W |
| 1.3.5 C |
| 1.3.6 Cr |
| 1.3.7 Fe |
| 1.4 Ni_3Al基合金的相组成 |
| 1.4.1 γ′、γ相 |
| 1.4.2 β相 |
| 1.4.3 α-Cr相 |
| 1.4.4 碳化物相 |
| 1.4.5 其他次生相 |
| 1.5 Ni_3Al基合金的强化机制 |
| 1.5.1 固溶强化 |
| 1.5.2 第二相强化 |
| 1.5.3 晶界强化 |
| 1.6 Ni_3Al基合金蠕变过程中的微观结构演化 |
| 1.6.1 蠕变期间的组织演化 |
| 1.6.2 蠕变期间的位错运动 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 多相Ni_3Al基合金的铸态组织表征与凝固行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 多相Ni_3Al基合金的铸态组织表征 |
| 2.3.1 OM、SEM形貌 |
| 2.3.2 枝晶干γ′+γ两相组织 |
| 2.3.3 枝晶间β及β内析出相 |
| 2.3.4 γ′-envelope组织 |
| 2.3.5 晶界及碳化物 |
| 2.4 凝固过程的组织形成规律 |
| 2.4.1 DSC曲线 |
| 2.4.2 初熔温度的测定 |
| 2.4.3 主要相形成顺序 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 过固溶Ni_3Al基合金冷却过程的多相组织演变规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 不同方式冷却下的组织形貌 |
| 3.4 冷却速率控制的两相组织中γ′相的析出行为 |
| 3.5 冷却速率控制的枝晶间β中的相演变规律 |
| 3.5.1 空冷下枝晶间β内α-Cr相的析出行为 |
| 3.5.2 水冷下枝晶间β内纳米孪晶及层错的形成 |
| 3.6 冷却速率控制的γ′-envelope组织演变 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 高温退火对 Ni3Al 基合金多相强化结构与蠕变行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 不同高温退火过程中的多相强化结构演变 |
| 4.3.1 枝晶间β相 |
| 4.3.2 枝晶干γ′+γ两相组织中γ′相 |
| 4.4 不同高温退火处理下的蠕变行为 |
| 4.4.1 蠕变性能 |
| 4.4.2 蠕变组织演化 |
| 4.4.3 蠕变断裂特征 |
| 4.5 多相强化结构特征影响蠕变行为的机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 多相Ni_3Al基合金长期时效组织中的次生相演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 γ′-envelope组织的宽化及对蠕变行为的影响 |
| 5.3.1 (γ′+γ)/γ′-envelope/β界面结构表征 |
| 5.3.2 凝固过程γ′-envelope组织的形成机制 |
| 5.3.3 800℃长期时效过程γ′-envelope组织的宽化机制 |
| 5.3.4 γ′-envelope组织宽化对合金蠕变行为的影响 |
| 5.4 β 内交叉针片状γ′(γ′_P)相的析出及对蠕变行为的影响 |
| 5.4.1 800℃长期时效过程β内交叉γ′_P相的析出特征 |
| 5.4.2 β 内交叉γ′_P相的析出对合金蠕变行为的影响 |
| 5.4.3 R-型与N-型γ′筏状结构的形成及蠕变抗力 |
| 5.4.4 β 内交叉γ′_P相的形成及其在蠕变中的作用 |
| 5.4.5 蠕变断裂特征对比 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 基于γ′相形筏与位错组态的多相Ni_3Al基合金蠕变特性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 不同条件下合金的蠕变性能 |
| 6.3.1 蠕变曲线与蠕变速率曲线特征 |
| 6.3.2 蠕变激活能与应力指数 |
| 6.4 蠕变过程的微观结构演化 |
| 6.4.1 双态R-型γ′筏状结构的形成及蠕变抗力 |
| 6.4.2 Cr_(4.6)MoNi_(2.1)相的析出对γ′筏型化的影响 |
| 6.4.3 位错组态的衍衬分析 |
| 6.4.4 蠕变断裂形貌 |
| 6.5 微观结构因素对蠕变特征的影响分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 全文主要结论 |
| 7.2 本文主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文与参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（10）Nb-Co-Hf氢分离合金显微组织和氢传输性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 氢分离方法技术 |
| 1.2.1 金属氢分离膜工作原理 |
| 1.2.2 金属氢分离膜制备技术 |
| 1.3 Nb/V/Ta基氢分离合金膜研究现状 |
| 1.3.1 Nb基渗氢合金膜 |
| 1.3.2 V基渗氢合金膜 |
| 1.3.3 Ta基渗氢合金膜 |
| 1.4 Nb基合金渗氢性能和持久性的影响因素 |
| 1.4.1 合金(膜)成分和相结构 |
| 1.4.2 合金膜厚度 |
| 1.4.3 Pd膜与基体的高温扩散 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 Nb-Co-Hf氢分离合金膜制备方法 |
| 2.2.2 热处理膜制备方法 |
| 2.2.3 电化学腐蚀 |
| 2.2.4 合金膜的氢传输性能测试 |
| 2.2.5 合金的氢溶解度测试 |
| 2.3 合金膜材料表征 |
| 第三章 Nb-Co-Hf合金相图和渗氢区域构建 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态Nb-Co-Hf合金相图及其显微结构分析 |
| 3.2.1 Nb-Hf二元合金相图 |
| 3.2.2 Co-Hf二元合金相图 |
| 3.2.3 Nb-Co合金相图 |
| 3.2.4 Nb-Co-Hf三元合金相图 |
| 3.3 Nb-Co-Hf合金中的BCC-(Nb,Hf)+HfCo相区探寻 |
| 3.3.1 Nb-Co-Hf合金成分选择 |
| 3.3.2 Nb-Co-Hf合金显微组织和相组成 |
| 3.3.3 Nb-Co-Hf合金的凝固路径 |
| 3.4 Nb-Co-Hf合金膜耐腐蚀性能 |
| 3.4.1 腐蚀前/后合金膜的微观结构 |
| 3.4.2 合金膜的电化学腐蚀性能 |
| 3.4.3 耐腐蚀性能的影响因素 |
| 3.5 Nb-Co-Hf合金中渗氢区域的构建 |
| 3.5.1 Nb-Co-Hf合金的渗氢性能 |
| 3.5.2 渗氢性能的影响因素 |
| 3.5.3 Nb-Co-Hf合金的渗氢区域 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Hf/Co比对Nb-Co-Hf合金组织和渗氢性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Hf/Co比对Nb-Co-Hf合金组织的影响 |
| 4.2.1 Hf/Co比的选择 |
| 4.2.2 相结构变化 |
| 4.2.3 显微组织变化 |
| 4.3 Hf/Co比对Nb-Co-Hf合金凝固路径的影响 |
| 4.3.1 计算参数的选择 |
| 4.3.2 合金的凝固路径 |
| 4.4 Hf/Co比对Nb-Co-Hf合金渗氢性能的影响 |
| 4.4.1 合金的渗氢性能 |
| 4.4.2 合金的吸氢性能 |
| 4.4.3 合金的持久性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 热处理对Nb-Co-Hf合金显微组织和渗氢性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理对共晶Nb_(30)Co_(35)Hf_(35)合金的影响 |
| 5.2.1 显微结构变化 |
| 5.2.2 吸氢性能 |
| 5.2.3 渗氢性能 |
| 5.3 热处理对共晶铸态Nb_(30)Co_(35)Hf_(35)/a-Nb_(30)Co_(35)Hf_(35)合金的影响 |
| 5.3.1 合金的耐腐蚀性能 |
| 5.3.2 合金的渗氢性能 |
| 5.4 热处理前/后Nb-Co-Hf合金膜的渗氢机理 |
| 5.4.1 混合介质模型 |
| 5.4.2 渗氢机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 总结和展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士研究生阶段主要研究成果 |
四、多相合金组成相结构体积分数及相含量之间关系的测算（论文参考文献）
- [1]AlCrCuFeNi系高熵合金组织及热力加工行为研究[D]. 王欣. 西安理工大学, 2021(01)
- [2]Nb-Ti-Fe合金显微组织和氢传输行为研究[D]. 陈运灿. 桂林电子科技大学, 2021
- [3]FexNiCo（Al/Si）y系高熵合金成分设计与组织性能研究[D]. 亢太潇. 大连理工大学, 2021(01)
- [4]基于中子/同步辐射衍射技术的CoCrNi系中高熵合金形变行为研究[D]. 师亚娟. 北京科技大学, 2021(02)
- [5]超纯铁素体不锈钢夹杂物演变与浸入式水口结瘤机理研究[D]. 白雪峰. 北京科技大学, 2020(11)
- [6]Sm-Co基多相异质纳米永磁材料的制备、结构与磁性[D]. 娄理. 燕山大学, 2020(01)
- [7]多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究[D]. 李文虎. 西安理工大学, 2020(01)
- [8]Al-Cr-Fe-Ni-Mo系多相高熵合金组织及力学性能研究[D]. 聂秋欣. 大连理工大学, 2020(02)
- [9]多相Ni3Al基合金的热处理组织调控及蠕变行为研究[D]. 吴静. 天津大学, 2020(01)
- [10]Nb-Co-Hf氢分离合金显微组织和氢传输性能研究[D]. 闵若男. 桂林电子科技大学, 2020