一、一种定向凝固合金的再结晶研究（论文文献综述）
申耀祖[1]（2021）在《Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究》文中指出Fe-Mn-C-Al系高锰钢兼具高抗拉强度、高延伸率和高能量吸收能力,是理想的汽车用抗冲击结构材料和吸能材料。高锰钢还具有优越的低温力学性能、高温抗氧化性能、抗腐蚀性能等,在低温应用、航空航天和化学工业等领域中受到青睐。但凝固成形调控不易、拉矫和轻压下困难等问题严重限制了其工业生产和推广。基于此,本文主要针对Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性和铸态高温力学性能方面进行了系统研究,以期为该钢种的进一步研究和工业化生产提供指导。主要工作和结果如下:（1）高温凝固模式研究分别通过差示扫描量热法（DSC）和等温凝固淬火法研究了不同成分高锰钢在高温状态下的相变顺序和组织特征。结果表明,通过DSC实验和等温凝固淬火实验得到了相同的凝固模式,加热/冷却速率的变化会影响DSC曲线中峰的位置和形状,但不会影响凝固模式。通过实验结果对不同预测方法进行验证后发现,Thermo-Calc热力学计算中的平衡模型模块能够用来预测高锰高铝钢的凝固相变顺序,由此计算得到Fe-C-20Mn-5Al成分高锰钢亚包晶反应区域的C含量为0.062～0.527 wt.%。（2）凝固过程组织特征研究通过定向凝固实验研究了不同C含量高锰钢凝固组织演变行为。研究发现,由于在固液界面前沿存在较大成分过冷现象,在所有抽拉速度下高锰钢中凝固组织都以枝晶形式生长。当C含量为0.06、0.24和0.68 wt.%时,高锰钢一次枝晶间距与抽拉速度之间的关系分别为λ0.06=11.75·V-0.30、λ0.24=10.38·V-0.32和λ0.68=10.56·V-0.31,通过增加冷却速度能够显着细化高锰钢微观组织。通过实验结果验证发现,可以使用Kurz-Fisher模型预测Fe-0.68C-18.02Mn-1.35Al成分高锰钢的一次枝晶间距。在相同的凝固条件下,C含量通过影响高锰钢凝固区间宽度和高温凝固模式来影响一次枝晶间距。（3）凝固过程溶质元素分布研究以Fe-Mn-C-Al系高锰钢定向凝固试样为研究对象,通过EPMA进行点阵法分析研究了高锰钢中溶质元素分布特征,比较了不同C含量高锰钢在不同拉速下的微观偏析情况。结果表明,凝固过程中C元素和Mn元素在液相中聚集,而Al元素则在固相中具有更高含量。在定向凝固试样中能够观察到固相中存在溶质元素扩散现象,这将导致凝固过程中溶质元素在固相中的均质化。增加抽拉速度会加剧微观偏析,这是因为相比于对局部凝固时间的影响,抽拉速度变化对二次枝晶间距影响更大。当C含量从0.06 wt.%增加到0.68 wt.%时,凝固模式发生改变,C元素和Al元素微观偏析先减小后升高。C含量增加会吸引Mn元素,从而导致更严重的Mn元素微观偏析。（4）凝固过程相场模拟研究通过多元多相场模型系统研究了Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固过程中的组织演变和溶质元素分布情况。结果表明溶质分布与凝固组织之间具有交互作用,微观组织演变改变溶质分布情况,溶质分布会影响相变的局部驱动力,导致不同的局部界面生长速度,影响微观组织生长。在包晶相变过程中,初始铁素体相凝固形成的溶质分布情况和奥氏体相形核位置会影响最终的凝固组织和微观偏析情况。与过包晶成分和全奥氏体模式高锰钢相比,冷却速度和过冷度对亚包晶成分高锰钢凝固组织影响更大,冷却速度和过冷度通过影响相变来影响包晶成分高锰钢的微观偏析情况。通过点阵法进行多组分合金偏析计算时,排序方法采用WIR排序法所得结果最准确,F-G排序法操作过程简便,且拟合所得曲线与分布点间的相关性最好,进行简要分析时可采用。（5）高温力学特性和变形行为研究通过高温拉伸和等温热压缩实验研究了三种不同C含量铸态高锰钢的高温拉伸性能和变形行为。研究发现,高温拉伸试验中不同成分高锰钢的真实应力-真实应变曲线具有相似趋势,峰值应力随拉伸温度降低和C含量增加而增加。C含量通过影响奥氏体与铁素体之间的相变来影响热延展性。C含量为0.028 wt.%时,高锰钢延展性较好,在所研究温度范围内断面收缩率（RA）均大于40%。当C含量为0.028 wt.%和0.28 wt.%时,RA随拉伸温度增加先升高后降低,而当C含量增至0.64 wt.%时,延展性随温度升高而提高。对于高温压缩实验,流动应力随C含量增加而增加,这是因为随着C含量增加,可用于短程有序的Mn-C偶极子数量增加。通过拟合关系确定热变形相关物性参数、激活能以及描述热变形条件的Z因子表达式,使用Z因子预测峰值应力,预测结果与实验结果基本吻合。
李亚强[2]（2021）在《亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究》文中认为高压锅炉管钢具有良好的抗氧化性、耐热性和耐腐蚀性能,主要用来制造高压和超高压锅炉的过热器管、再热器管、导气管等。但是,在生产过程中,成分处于亚包晶范围的高压锅炉管钢容易出现表面缺陷问题,严重影响产品质量和生产效率。为了高效生产高品质亚包晶高压锅炉管钢,本文围绕亚包晶高压锅炉管钢凝固特性及固态相变开展研究,主要研究内容和结果如下:（1）通过定向凝固实验方法研究了亚包晶高压锅炉管钢（15CrMoG）定向凝固组织特征。在凝固速率15、50和80 μm/s下,δ-枝晶是断续的,被包晶γ相包围,且δ-枝晶在凝固过程中优先沿晶面（110）方向生长。随着凝固速率的增加,一次和二次平均枝晶间距均呈现减小趋势。基于定向凝固组织演变规律,对包晶转变体积收缩进行了分析,并结合连铸生产讨论了冷却速率对表面裂纹的影响机理。结果表明,降低初始凝固冷却速率,可以使δ→γ块状转变远离LIT～ZDT脆性区,从而降低连铸生产时表面裂纹形成的几率。此项研究可为亚包晶钢连铸采用结晶器缓冷措施控制表面裂纹提供了新的理论支撑。（2）通过定向凝固实验研究了钢的凝固裂纹特征,在高压锅炉管钢（12Cr1MoVG、15CrMoG以及20CrMoG）定向凝固试样中均发现枝晶间裂纹,并且枝晶界有硫化物析出,促进裂纹的形成。基于定向凝固裂纹特征分析,提出以枝晶间裂纹所占面积比来衡量钢的裂纹敏感性,对比分析了不同钢种的指标值。结果表明,亚包晶钢（12Cr1MoVG和15CrMoG）裂纹敏感性高于过包晶钢（20CrMoG）,验证了该方法的可靠性。基于凝固偏析模型,计算了 LIT～ZDT脆性区包晶相变引起的热应变,并以热应变值大小来衡量钢的裂纹敏感性,结果得出,12Cr1MoVG裂纹敏感性最强,15CrMoG次之,20CrMoG钢裂纹敏感性最弱,与基于定向凝固实验测试结果一致。在此基础上,计算分析了钢中合金元素对12Cr1MoVG和15CrMoG裂纹敏感性的影响,结果表明,硅、锰、磷以及硫含量的增加,裂纹敏感性升高;铬、钼和钒含量的增加,裂纹敏感性降低。（3）借助高温共聚焦激光扫描显微镜对亚包晶高压锅炉管钢凝固过程进行原位观察,研究冷却速率对包晶相变的影响机制,探究连铸初凝坯壳不均匀生长的原因和调控机理。结果表明,随着冷却速率的增加,包晶转变（δ→γ）界面呈现三种不同的模式:溶质扩散控制的平面形态和胞状形态,以及界面过程控制的δ→γ块状转变。凝固过程包晶转变（δ→y）模式的不同会导致体积收缩率不同,进而导致连铸结晶器内初凝坯壳不均匀生长,引发连铸坯表面缺陷。在连铸生产亚包晶钢时,尽量控制结晶器弯月面处钢液初始凝固均匀冷却,降低初凝坯壳的不均匀性。（4）借助高温共聚焦激光扫描显微镜对亚包晶高压锅炉管钢加热过程进行原位观察,研究升温过程固态相变与组织演化规律。结果表明,温度升高至Ac1温度以上,Fe3C+α→γ转变发生,转变结束α-铁素体相首先消失,基体中仍有渗碳体残余,这不同于平衡状态（渗碳体优先消失）。Fe3C+α→γ转变结束后,奥氏体发生静态再结晶现象,并且伴随着渗碳体的溶解。随着温度继续升高,δ相首先从奥氏体晶界析出,随后在奥氏体晶粒内部析出。（5）采用热膨胀仪和Gleeble-3500热模拟机对亚包晶高压锅炉管钢过冷奥氏体连续冷却转变进行研究,建立实验钢的静态和动态CCT曲线,分析奥氏体形变对连续冷却相变的影响机理。结果表明,奥氏体形变扩大了 CCT曲线中铁素体和珠光体区域,提高了铁素体相变开始温度,但抑制了贝氏体和马氏体的转变,导致CCT曲线向左移动。冷却速率为1～20℃/s未变形和冷却速率为3～30℃/s奥氏体变形连续冷却转变组织中出现上贝氏体。组织中出现上贝氏体会降低钢的机械性能,容易导致裂纹形成和扩展,在生产中应该控制冷却减少该组织的出现。（6）结合上述研究结果和实际生产分析,对钢厂生产的亚包晶高压锅炉管钢棒材表面缺陷形成原因和工艺调控进行研究。结果表明,棒材表面缺陷的根本原因是连铸初凝坯壳生长不均匀;棒材表面缺陷产生于结晶器弯月面区,在连铸凝固后续工序加剧。通过调质保护渣使结晶器弯月面处钢液初始凝固均匀冷却,以及优化钢液成分降低钢的裂纹敏感性,棒材表面缺陷得到有效控制,拉速也得以提高。在连铸凝固调控基础上,对连铸坯和热轧棒材线下冷却进行调整,棒材表面缺陷得到进一步改善。
曹宇[3]（2021）在《激光增材制造IN718合金晶界特征及析出相演变规律研究》文中指出INCONEL718（IN718）合金在高温条件下具有较高的抗拉强度、良好的抗氧化性、耐腐蚀性和抗蠕变性,因而被广泛的应用于航空航天工业。一些航空部件为了保证其动力学性能,往往设计成具有复杂曲面结构和高径深比的薄壁结构,采用传统的成形工艺加工制造经济成本高,生产周期长。激光增材制造（Laser Additive Manufacturing,LAM）技术具有成形自由度高,成形周期短,成形后续步骤少等优点,在此类结构件的成形中表现出巨大的应用潜力。然而,LAM成形过程中凝固速率较快,强化相来不及析出,微观偏析严重,因而产生组织缺陷,对其进行后续的热处理是十分必要的,热处理过程中,晶界特征和析出相会产生很大的变化,对力学性能产生重要的影响,因此,研究此过程中的晶界特征及析出相演变规律具有重要的意义。本文利用选区激光熔化技术制备IN718合金,并对其进行固溶和时效处理,采用X射线衍射技术、电子背散射衍射技术、扫描电子显微技术和透射电子显微技术等多尺度组织表征手段对沉积态和热处理态合金的微观组织结构、晶体生长机理、晶界特征、析出相形成及演变规律进行深入的研究。研究结果表明:1.IN718合金沉积态组织呈现各向异性,在平行于沉积方向的截面上,粗大的柱状晶组织沿沉积方向外延生长,细小的等轴晶粒分布在柱状晶周围,层与层间的外延生长为[001]方向的外延生长,而道次与道次间的外延生长为[001]→[100]方向的90°外延生长,两种外延生长模式形成了该截面<001>{100}织构。晶粒穿越过熔池后以竞争生长的方式长大,晶体学择优生长方向与最大温度梯度方向的夹角决定生长速率,夹角越小,晶体生长速率越高。对沉积态组织进行固溶热处理后,超过1100℃,静态再结晶现象发生,1120℃再结晶完成,再结晶完成后,晶粒形貌为大量的孪晶。再结晶驱动力为沉积过程中快熔快凝所产生的热应力。2.IN718合金沉积态组织的晶界特征为:柱状晶界为大角度晶界,局域取向差角较大,柱状晶内部的胞晶界形成小角度晶界,小角度晶界占晶界总量的38.26%。对沉积态合金固溶处理后,温度高于1090℃,小角度晶界开始减少,转变为亚晶界,至1120℃小角度晶界含量低于5%,∑3孪晶界的含量约为65%。再结晶初期形核机制为弓出形核和亚晶合并机制,再结晶后期,大角度晶界迁移产生“堆垛”错误,形成了大量的孪晶界。固溶温度为1100℃时,非共格孪晶界占∑3孪晶界总量的75%,晶界可动性较强,随着温度的升高,晶界迁移的过程中发生碰撞,派生出∑9和∑27晶界,从而形成∑3n晶界团簇,有效阻断大角晶界的联通,当固溶温度达到1120℃时,主要孪晶界为共格∑3孪晶界,可动性变差,∑9+∑27晶界的总量下降。孪晶的界面上存在共格孪晶界段和非共格孪晶界段,非共格孪晶界面由几十个原子层构成,孪晶的形成过程为:层错→纳米孪晶→非共格孪晶→共格孪晶。3.IN718合金沉积态的相为:基体丫相、碳氮化物（MX）相和Laves/γ共晶相。基体的晶界和亚晶界处存在50nm厚的Nb、Ti元素偏析带,MX相和Laves相分布在此偏析带中。固溶处理后,温度高于980℃,偏析带回溶,最短固溶时间与固溶温度的关系为:t=1/3169 exp（21597/T）。但MX相和Laves相不能完全回溶。时效处理后,720℃/8h条件下,析出纳米级γ"相,长度约为50nm,宽度约为10nm,在晶粒内部均匀而弥散的分布。亚晶界处由于Nb元素浓度较高,形成γ"富集带。800℃/8h条件下,同时析出δ和粗化的γ"相,δ相存在12种变体,γ"相存在3种变体,两者在形貌上相近,均有片状、盘状和针状的形貌存在,长度约为0.5～1μm,采用迹线分析法可以确定,δ相变体的夹角约为71°,γ"相变体的夹角为90°。温度决定强化相析出的类型和尺寸,但元素富集程度决定强化相析出数量。4.经过原位TEM观察,δ相在中高温时效过程中析出,δ相形成前,基体中先要形成调制结构,随着时间的增加,调制结构转变为长周期结构,最后形成δ相。温度升高,调制结构到长周期结构的转变速率加快,δ相的析出速率升高,且析出的δ相尺寸更大,高温时效易析出针状δ相,中温时效易形成片状及块状δ相。γ"相在中低温时效时析出,中温时效时,γ"粗化,形成微米级沉淀相,低温时效时,γ"细小而弥散的分布在基体中,形成纳米级沉淀相,γ"析出前没有观察到调制结构。α-Cr相在中低温时效时析出,700℃时析出速率最快,该相存在两个变体,与基体的位向关系分别为:[111]Cr ‖[001]γ;（101）Cr ‖（110）γ[111]Cr ‖[0011 γ;（011）Cr ‖（110）γ,LAM的快凝过程导致Cr元素固溶于基体中,形成过饱和固溶体,促进了时效过程中Cr单质的析出。
周俊[4]（2021）在《Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响》文中研究表明采用Cu元素对Ni基合金定向结构涂层改性,使用热喷涂+感应重熔+强制冷却复合技术制备了Ni60/Cu定向结构复合涂层。设置Cu元素添加质量分数分别为5%Cu、10%Cu、15%Cu和20%Cu,系统研究了Cu元素添加含量对热喷涂预制涂层、高频感应重熔涂层以及强制冷却形成的定向结构Ni基合金微观结构、物相演变、元素分配、力学性能和摩擦磨损性能的影响规律,探讨了Cu元素添加对涂层从热喷涂、高频感应重熔、直到定向结构涂层微观组织演变及其性能的系统化影响机制。并研究最佳Cu添加量下冷却水流量对涂层微观结构和摩擦性能的影响,得出了如下结论:1)Cu元素的加入促进了火焰喷涂预制涂层的晶界融合,细化了层流状结构,但降低了Ni60合金的横向扩展能力;感应重熔消除了预制喷涂涂层形成的层流状结构,形成了凝固态形式涂层,重熔使Cu元素向晶内发生扩散,促进了溶质元素析出,促使晶粒细化以及晶界演变。随着Cu元素含量增加,逐渐促使涂层中微观组织形成“类马氏体组织”和“类贝氏体组织”。通过强制冷却形成的定向结构涂层晶粒的生长方向呈柱状树枝晶的方式从界面向表面生长。定向结构涂层中Cu元素富集于晶粒,促使晶界区域Cr、C、B元素的富集。Cu元素添加量对定向枝晶生长取向、晶粒形态和大小产生显着影响,当Cu添加量为15%时定向枝晶结构细密,表现为沿界面垂直生长方式。2)Cu和Ni元素较强的冶金相容性,促进了复合合金涂层的再结晶能力,其向晶粒持续地扩散的过程中,形成Cu、Ni固溶体及化合物相CuNi,并促使Cr、B、C等向晶界析出,再细化微观结构,同时导致界面共晶结构生长形态演变,从而在形成定向结构涂层过程中,随着Cu含量增加,枝晶取向发生显着变化。3)随着Cu含量的增加,预制喷涂涂层、感应重熔涂层和定向结构涂层的摩擦系数与体积磨损率均表现为先降低后升高的规律,说明Cu元素添加能够有效增强涂层的减摩性能,而15%Cu含量的涂层显示出最低的摩擦系数及磨损量,表明15%Cu的添加的涂层发挥了最佳的减摩性能;但当Cu为20%时,较多含量的Cu添加反而使涂层的粘着磨损变得严重,导致涂层的耐磨损性能下降。4)研究了15%Cu含量定向结构涂层在冷却水流量为0.944m L/（min·mm2）、1.886m L/（min·mm2）和2.831m L/（min·mm2）下,定向结构涂层晶粒取向演变及对摩擦性能的影响。研究表明:冷却水流量对定向晶的微观结构具有明显影响,当冷却水流量为2.831m L/（min·mm2）时,涂层的定向结构明显,柱状树枝晶发达、规则,晶界细密,但对物相演变及硬度性能没有显着影响。耐磨性测试表明,2.831m L/（min·mm2）流量水下的涂层显示出最低的摩擦系数和磨损率,磨痕宽度也最小,摩擦表面光滑。说明较强的冷却水流量能促使涂层定向结构规则生长,增强其耐磨减摩性能。
邓振强[5]（2021）在《FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究》文中研究说明FeCrAl不锈钢具有优异抗高温氧化性能和较低热膨胀系数,是生产汽车尾气净化器载体的理想材料。但由于FeCrAl不锈钢中Al含量较高,生产中凝固成型控制困难,锻造轧制易开裂。这严重制约了我国汽车尾气净化器的研发和生产。为此,本文主要从以下五个方面对FeCrAl不锈钢相析出及形变机理进行了研究:（1）平衡凝固相变研究;（2）非平衡凝固过程AlN的析出机制研究;（3）α’相析出行为研究;（4）动态再结晶行为研究;（5）动态应变时效行为研究。采用Factsage相图计算和热膨胀实验相结合的方法,研究了 FeCrAl不锈钢在平衡凝固和冷却过程中的相变和析出行为。基于相图计算结果,确定了完整的平衡相转变路径。结合垂直截面图与等温截面图分析发现,在冷却过程中,（Fe,Cr）7C3的析出主要受到Cr、Al和C含量的影响,Al含量的降低或Cr含量的增加会缩小（Fe,Cr）7C3的相稳定温度区间。Al含量的增加会减小σ的相稳定温度区间。FeCrAl不锈钢的平均线膨胀系数会因α’相的存在而降低,因（Fe,Cr）23C6的析出而升高。通过定向凝固实验和热力学、动力学计算,研究了冷却速率对FeCrAl不锈钢非平衡凝固过程中AlN夹杂物析出的影响。利用场发射扫描电子显微镜的Feature功能,研究了不同冷却速率下析出的AlN夹杂物的数量和尺寸。分别建立了 Ohnaka扩散-AlN析出耦合模型和溶质微观偏析有限差分法-AlN析出耦合模型,确定了 AlN颗粒的生长机理。结果表明,AlN在固液两相区析出。随着冷却速率的增加,AlN颗粒尺寸减小,颗粒数量增加,但体积分数变化不大。在凝固过程中,AlN开始析出后氮含量随冷却速率的变化而显着变化。增加冷却速率和降低钢液中的氮含量会缩短夹杂物的生长时间,从而减小FeCrAl不锈钢中析出的AlN粒子的尺寸。在凝固过程中,随固相分率的增加,在液相中氮、铝和铬的偏析度降低,在固相中铝和铬的偏析度升高。固相中氮的偏析度首先升高,并在AlN夹杂物开始析出后降低。通过热力学分析及三维原子探针仪和纳米压痕实验对FeCrAl不锈钢475℃下α’相析出行为进行了研究。原子探针及热力学分析表明,纳米尺度的α相和α’相的分离是导致FeCrAl不锈钢在475℃下等温时效强化的主要机制。FeCrAl不锈钢中析出的α’相呈弥散的独立球状粒子。α’相中心区域Cr含量随475℃下时效时间的延长而升高,Al原子强烈的分配至富铁相中。稀土 La元素可在时效过程中富集于α’相的周围,抑制α’相的析出。纳米压痕实验表明,随475℃下时效时间的延长,FeCrAl不锈钢的硬度和弹性模量均有所升高。使用Gleeble-3500热模拟机进行高温压缩实验对铸态FeCrAl不锈钢的动态再结晶行为进行了研究。通过对真实应力-应变曲线的回归分析得到发生动态再结晶的表观激活能为300.19 kJ/mol,构建了相应的本构方程及相关热物性参数与Z因子的函数关系。采用改进的Avrami模型建立了动态再结晶的动力学模型。结合压缩试样微观组织分析发现,动态再结晶晶粒的体积分数随应变的增大而增大;在固定变形温度下,达到相同动态再结晶体积分数所需的应变量随应变速率的增大而增大;动态再结晶晶粒尺寸随温度的升高或应变速率的降低而增大。微观结构观察还表明,连续动态再结晶是FeCrAl不锈钢发生动态再结晶的主要形核机制。通过单向拉伸实验对FeCrAl不锈钢在室温至600℃温度区间的变形性能进行研究。结果表明,应变速率为3.333×10-4 s-1,形变温度为200℃～400℃条件下,动态应变时效发生。抗拉强度呈现负应变速率敏感性。应变速率一定时,随温度的升高,应力-应变曲线依次出现A、A+B、B、C+D、C型锯齿波。应变速率降低会使动态应变时效温度区间向低温区移动。采用描述性统计方法对FeCrAl不锈钢发生动态应变时效时应力降特征进行了描述。根据McCormick模型对动态应变时效过程中溶质原子迁移的有效激活能进行计算,确定了置换原子Al与位错的交互作用是导致FeCrAl不锈钢发生动态应变时效现象的主要原因。
雷艺[6]（2020）在《DD483和PWA1483定向凝固镍基高温合金表面再结晶行为的研究》文中研究指明定向凝固镍基高温合金具有优异的高温力学性能,被广泛应用于制造燃气轮机的涡轮叶片。在叶片的清壳过程通常采取喷砂或喷丸清理的方法,这些工艺导致的冷变形基本处于表面,使得叶片表面在后期高温服役过程中极易发生再结晶,形成的再结晶组织与原始柱状组织截然不同,会严重降低叶片的持久寿命和疲劳寿命。因此,研究喷砂/丸对定向凝固镍基高温合金再结晶的影响有重大意义。另外在实际生产中发现,存在一些小的喷砂压力或者喷丸压力下叶片表面发生了再结晶,因此本文对DD483和PWA1483叶片铸件进行了不同喷砂/丸压力的表面清理后在服役温度（1100℃）附近保温4h和16h后,研究了试样表面的再结晶行为及其组织演变,得到了以下结论:（1）两种合金在0.4-0.7MPa的喷砂/丸压力清理后都能得到有效的表面清理和粗糙度的降低,且清理效果基本相同。喷丸后合金试样表面引入的残余应力比喷砂小。相同的喷砂/丸压力下PWA1483合金表面的残余应力比DD483合金小。（2）喷砂和喷丸后的两种合金经1100℃保温4h和16h后,Al、Ti等元素在表层的扩散消耗了γ’相的主要形成元素,在氧化层Ⅰ区)下方形成了有利再结晶形核的再结晶区（Ⅱ区）。喷砂退火后的两种合金在Ⅱ区形成不连续Al2O3的同时伴随着Ⅱ区以下TiN的形成,称该区域为组织失稳区（Ⅲ区）,而喷丸没有Ⅲ区。（3）随着保温时间的延长,胞状再结晶倾向越来越大,且喷砂的两种合金胞状再结晶倾向比喷丸大。喷砂/丸的PWA1483合金经1100℃保温后的胞状再结晶倾向比DD483合金小。喷砂后的两种合金在保温4h时表层已经发生了不完全等轴再结晶,此时已经有细小的新的晶粒产生,保温16h时晶粒有所长大,等轴再结晶倾向增大。（4）两种合金在不同喷砂/丸压力下的再结晶深度与喷砂/丸表面实际应力的变化趋势一致,保温时间越长,再结晶深度越大。喷砂/丸压力为0.6MPa下DD483合金表面所引入的压应力最小,再结晶厚度也相对较小,因此适合DD483合金的最佳表面喷砂/丸压力为0.6MPa,同理可得PWA1483合金的最佳表面喷砂/丸压力为0.5MPa/0.6MPa。
朱靖[7]（2020）在《定向凝固Cu-Cr-Ti合金组织性能演变规律及形变热处理研究》文中提出采用定向凝固方法制备Cu-Cr-Ti合金可以同时发挥铜基体的高导电性能和纤维状第二相的力学强化作用,具有广泛的应用市场前景。但是,随着电气化道路的快速发展,对接触导线、引线框架用铜合金材料提出了更高的要求,因此开发新型高性能铜合金非常有必要。本文基于以上背景,通过定向凝固液态金属冷却（LMC）法制备Cu-Cr-Ti合金,研究分析了定向凝固速率以及不同Cr、Ti元素含量对Cu-Cr-Ti合金组织性能的影响并进行了取向分析;研究了形变热处理定向凝固Cu-Cr-Ti合金的时效工艺及时效析出行为,与经相同形变热处理工艺“浇铸+挤压”法制备的Cu-Cr-Ti合金在组织性能上进行了深入比对,研究了两种方法制备的Cu-Cr-Ti合金高温软化机制。本研究在定向凝固Cu-Cr-Ti合金工艺-成分-组织-性能之间形成了完整的构效关系,研究结论如下:对于定向凝固Cu-Cr-Ti铸态合金,α-Cu相随定向凝固速率的增加会发生界面失稳而发生形态转变,平界面→胞状晶→胞状树枝晶→柱状树枝晶→柱状晶,算得Cu-0.3Cr合金的平/胞、胞/枝临界转换速率分别约为10μm/s、30μm/s;Cr元素以颗粒状β-Cr相形式存在,且其轴向尺寸会随着定向凝固速率增加而增加;Ti元素以固溶原子的形式弥散分布于铜基体中,其含量的增加会显着细化α-Cu相晶粒,且会阻碍β-Cr相的轴向生长;定向凝固Cu-Cr-Ti合金铸态样品的硬度相比于铁模浇铸样品的提高约20 HV,而导电率相差不大;定向凝固Cu-0.3Cr、Cu-0.67Cr合金铸态样品性能峰值分别为达到63%IACS、13.5 HV与47%IACS、128.2 HV;定向凝固Cu-0.31Cr-0.18Ti铸态合金相比于Cu-0.3Cr合金硬度上升了20%,导电率下降38.4%。对于形变热处理定向凝固Cu-Cr-Ti合金,时效过程中会析出纳米级的β′-Cr相以及β′-Cu4Ti有序相,且β′-Cu4Ti有序相会显着抑制析出β′-Cr相的尺寸;定向凝固Cu-0.3Cr、Cu-0.67Cr合金拉拔态样品分别经过450℃?1 h以及400℃?1.5 h时效后综合性能达到峰值86.5%IACS,548.7 MPa与70.2%IACS,589.9 MPa;不同定向凝固速率的Cu-0.33Cr-0.05Ti、Cu-0.31Cr-0.18Ti合金拉拔态样品经时效后导电率分别维持在80%IACS、70%IACS左右,且抗拉强度峰值为589.5 MPa、623.5 MPa;定向凝固法与“浇铸+挤压”法制备的Cu-Cr-Ti合金峰时效态样品的高温抗软化温度分别为590℃、560℃,且两种方法制备的Cu-Cr-Ti合金高温软化机制是由于不同温度下退火,分别发生了静态回复、析出Cr相粗化、静态再结晶以及再结晶晶粒长大。
石祥聚[8]（2020）在《Fe-6.5wt.%Si合金连续轧制工艺优化及变形机制研究》文中进行了进一步梳理Fe-6.5wt.%Si合金（又称高硅电工钢）具有高磁导率、高电阻率、低铁损和几乎为零的磁致伸缩系数等优异的软磁性能,对于提高电器效率、节约能源以及降低设备噪音等具有重要意义。但是该合金中有序结构（B2和D03）的出现,导致其室温脆性和低的加工性能,严重制约了其在工业上的应用。本课题组已经通过逐步增塑法（铸造-锻造-热轧-温轧-冷轧）在实验室成功制备出0.05 mm厚的冷轧薄板。然而,由实验室水平进入中试应用（铸锭尺寸的放大和连续化轧制）的相关工艺探索和研究工作报道的较少,同时也缺乏对Fe-6.5wt.%Si合金变形机制的系统研究。基于逐步增塑法（铸造-锻造-热轧-温轧-冷轧）的工艺和理论研究,本文系统研究了 Fe-6.5wt.%Si合金在连续轧制工艺开发和优化过程中（包括大尺寸铸锭的铸造、免锻造直接热轧、带张力温轧、带张力冷轧和热处理等）的科学问题,并利用此理论指导工艺和生产实际。主要的研究结果如下:（1）优化了大尺寸铸锭的铸造工艺,制备了加工性良好的大尺寸铸锭。在缓慢冷却的炉冷条件下,得到了细小均匀、高等轴晶率的铸态组织,但是有序结构充分生成;在空冷条件下,获得了等轴晶比例低的粗晶组织,但是有序相（尤其是D03）的形成受到抑制。在炉冷条件下,均匀的等轴晶和高的有序度对合金加工性的影响是相互矛盾的。通过对比两种样品的加工性能,发现炉冷试样的中温加工性能和高温加工性能均优于空冷试样。这说明大尺寸铸锭的制备要优先考虑晶粒形貌和残余热应力,浇注后缓慢冷却有利于获得具有良好加工性能的大型铸锭。（2）实现了大尺寸铸锭的免锻直轧,研究了大尺寸等轴晶铸锭在直接热轧过程中的组织和织构演变,分析了具有分层结构的热轧板的力学性能,在热轧板及中心部分的拉伸变形过程中,发现锯齿流变行为,揭示了锯齿流变行为产生的原因。大尺寸等轴晶铸锭在热轧的过程中,中心部分组织逐渐向旋转立方织构{001}<110>转变;过渡层主要是高斯织构{110}<001>;最表层由于受到较大的剪切变形发生动态再结晶,表层主要为高斯织构{011}<100>,铜型织构{112}<111>和黄铜织构{011}<211>。整体产生锯齿流变行为主要是热轧板的中心部分拉长晶粒的贡献。热轧板锯齿流变行为是由溶质与可动位错的相互作用引起的。（3）明确了高硅钢在中温变形过程中的加工软化机理,得到了高硅钢合适的中温变形温度（500-600℃）,并开发了连续带张力温轧工艺。随着变形温度的升高,有序相对压缩过程中流变应力的影响逐渐减弱。加工软化行为是动态回复和形变诱导无序的共同作用。考虑到合金的微观组织、有序相的破坏程度、变形后的位错形貌以及压缩过程中的流变应力,提高Fe-6.5wt.%Si合金加工性的最佳变形温度范围为500-600℃。优化了焊接工艺,采用双面焊接,结合焊前预热,焊后保温,缓慢冷却的方法,可以大幅度提高焊接质量和成材率。同时开发并优化了连续带张力温轧工艺,成功制备了 15 kg的连续温轧钢卷,为高硅钢温轧中试奠定了基础。（4）发现了低温（300℃及以下）压缩的软化区间,优化了现有的冷轧工艺,开发了连续带张力冷轧工艺。在变形第一阶段（变形量0%-22%）,流变应力迅速增加,有序相已经基本破坏;在变形第二阶段（变形量为22%-43%）,存在一个加工软化区间;在变形第三阶段（变形量大于43%）,加工硬化进一步加重。引起加工软化的主要原因是形变诱导无序和一种软化的位错结构。利用此理论,优化了冷轧工艺,减少了冷轧边裂,实现了0.2mm厚钢带的带张力冷轧和卷取。（5）分析了有序度、取向、晶粒尺寸、时效（去应力退火）、变形温度和变形速度对高硅钢形变孪生的影响,揭示了形变孪生形成机制,优化了高硅钢热处理工艺。Fe-6.5wt.%Si合金形变孪生特性的研究结果表明:Fe-6.5wt.%Si合金在低有序度和相对较大的晶粒尺寸下可发生形变孪生。沿拉伸方向,具有<001>取向晶粒的孪生Schmid因子值较大,进而促进形变孪生发生。高应变速率和低变形温度可以进一步通过位错塞积和高的加工硬化率来促进孪晶形成。时效去应力退火对形变孪生的影响,本质上主要是有序度对形变孪生的影响,500℃时效和400℃-20 h时效完全抑制了形变孪晶的发生。通过有序度和残余应力的调控优化,得到了相对合适的去应力退火工艺（400℃-10 h）,提高了淬火样品的塑性。根据以上的研究结果和认识,本研究工作初步探索了由实验室水平进入中试应用的连续轧制工艺,系统揭示了 Fe-6.5wt.%Si合金的变形机制,为高硅钢的形变机理研究和中试应用提供了理论依据和工艺指导。
戚青丽[9]（2020）在《Fe-Ga（Al）磁致伸缩合金薄带与涂层的制备、性能及应用基础研究》文中研究表明磁致伸缩材料在换能、驱动、传感等领域都有着重要的应用。近年来磁致伸缩电磁超声导波检测作为一种新型的无损检测技术,以其单点安装、长距离检测的技术特点,在长输管道、铁路钢轨、桥梁锁链等的缺陷检测与在役监测方面显现出巨大应用前景。磁致伸缩材料作为核心敏感材料,对电磁超声导波传感器性能有着重要的影响,但是存在着传统磁致伸缩材料磁致伸缩系数小、巨磁致伸缩材料Tb-Dy-Fe合金无法制备成薄带、Fe-Ga磁致伸缩材料薄板（板厚大于0.3 mm）无法满足曲面异形构件的检测等诸多实际问题。为了解决磁致伸缩材料在超声导波检测中遇到的这些问题,本文探索了制备细晶、大磁致伸缩、可弯曲Fe-Ga合金薄带以及在316L不锈钢基板上附着Fe-Ga（Al）合金涂层的方法,对合金薄带与涂层的组织结构、织构、磁性能进行了研究,并开展了 Fe-Ga（Al）合金薄带与涂层在超声导波检测及扭矩传感器方面的应用基础研究。研究工作取得了以下结果:通过对高斯取向的0.3 mm厚（Fe83Ga17）99.9（NbC）0.1合金薄板进行温轧变形,制备出0.06～0.15 mm的合金薄带。研究了热处理工艺对合金薄带织构和磁性能的影响,1200℃退火2h后,薄带微观组织均匀,平均晶粒尺寸80μm左右,形成{100}<001>立方织构,饱和磁致伸缩系数为147 ppm,具有4.4%的断裂伸长率。用气雾化法制备Fe83Ga17、Fe81Al19两种合金粉末,通过超音速火焰喷涂在316L不锈钢基板上制备了不同厚度的Fe-Ga（Al）合金涂层。沉积态Fe83Ga17合金涂层的磁致伸缩为34.5 ppm,涂层与基体的结合方式以机械结合为主。热处理过程中,冷却速率影响涂层相结构,淬火使合金涂层保持单一的A2相结构,磁致伸缩为46 ppm;炉冷使合金涂层发生了 A2相向A2+D03相的转变,导致磁致伸缩性能下降。利用（Fe83Ga17）99.9（NbC）0.1合金薄带,设计了激励和接收SH超声导波的实验装置,研究不同状态Fe-Ga合金薄带的超声导波传感特性。Fe-Ga合金薄带具有良好的导波传感特性。利用喷涂在316L不锈钢管道上的Fe-Ga（Al）合金涂层,设计了激励和接收L模态和T模态超声导波的实验装置。根据管道的材料和几何参数通过数值计算获得其群速度频散曲线,超声导波激励频率选为180kHz。研究发现,随施加强偏置磁场的增强,检测到的缺陷处回波信号增强,这与涂层d33对应磁场H33有关。施加偏置磁场大于H33,激励磁场工作在d33较大的区域,涂层具有好的导波特性。退火态Fe81Al19合金涂层中检测到的L模态超声导波回波信号强度高于沉积态,这与退火态涂层对应的应变灵敏性（dλ/dH）较高相关。基于逆磁致伸缩效应,开展了 Fe-Ga合金薄带在扭矩传感器上的探索研究。加载扭矩和输出电压成良好的线性关系,展现了 Fe-Ga合金在扭矩传感器领域良好的应用前景。
董鑫[10]（2020）在《纯铜导线定向热处理研究》文中进行了进一步梳理随着技术的不断进步,电气设备及电子器件日趋小型化、精密化,对纯铜导线的电导率和保真性能提出了更高要求。纯铜导线内的横向晶界增加电阻率,产生电容电感效应,导致多晶纯铜导线高频信号传输失真。如何消除纯铜导线内的横向晶界是提高导电性能的研究重点。本文选用不同冷拔变形率的小直径纯铜导线作为研究对象,首先研究了冷拔变形率和热处理工艺对纯铜导线二次再结晶组织的影响规律,然后在此基础上系统研究了定向热处理对纯铜导线组织与性能的影响规律,有效消除了横向晶界,提高了导电性能。主要结论如下:1.冷拔变形率对纯铜导线晶界定向迁移具有显着影响。冷拔变形率越大,纯铜导线越容易发生定向二次再结晶,当冷拔变形率>89%时,可以形成较大长径比的柱状晶。柱状晶取向多为<112>二次再结晶织构。2.定向热处理工艺参数对纯铜导线晶界定向迁移具有重要影响。不同热区温度对应着相应的最佳抽拉速率,晶界可以实现有效定向迁移,获得的柱状晶长径比最大。当热区温度为750℃、抽拉速率为15μm/s时,纯铜导线内柱状晶最大长径比达7,电导率提高5%。3.纯铜导线粗大的柱状晶内存在“岛晶”。定向热处理前,纯铜导线中存在具有小角度晶界或孪晶界的小晶粒,这些小晶粒被定向迁移界面绕过形成柱状晶内孤立的“岛晶”。4.定向纯铜导线柱状晶界为能量较低的∑3晶界和∑9晶界。
二、一种定向凝固合金的再结晶研究（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、一种定向凝固合金的再结晶研究（论文提纲范文）
（1）Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高锰钢简介 |
| 2.2 高锰钢凝固过程相转变研究现状 |
| 2.2.1 高锰钢凝固路径和固液相线温度研究 |
| 2.2.2 包晶相变过程研究 |
| 2.2.3 凝固模式预测方法 |
| 2.3 高锰钢凝固组织研究现状 |
| 2.3.1 定向凝固晶体生长理论 |
| 2.3.2 高锰钢微观组织研究 |
| 2.4 高锰钢溶质元素分布研究现状 |
| 2.4.1 合金微观偏析研究方法 |
| 2.4.2 高锰钢宏观和微观偏析研究 |
| 2.5 高锰钢凝固过程相场模拟研究现状 |
| 2.6 高锰钢高温力学性能研究现状 |
| 2.7 本课题研究内容、研究方法及创新点 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 高锰钢高温凝固模式研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 材料制备 |
| 3.1.2 研究方法 |
| 3.2 高锰钢高温凝固模式实验结果分析 |
| 3.2.1 Fe-0.028C-21.1Mn-5.72Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.2 Fe-0.28C-21.0Mn-5.80Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.3 Fe-0.64C-20.8Mn-5.10Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.4 变温速率对DSC实验结果的影响 |
| 3.3 不同凝固模式预测方法分析 |
| 3.4 Fe-C-20Mn-5Al高锰钢亚包晶反应区间 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 高锰钢凝固组织生长研究 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 材料制备 |
| 4.1.2 研究方法 |
| 4.2 高锰钢晶体生长特点 |
| 4.2.1 定向凝固组织形貌 |
| 4.2.2 拉速对凝固组织影响 |
| 4.2.3 C含量对凝固组织影响 |
| 4.3 高锰钢晶体生长机理分析 |
| 4.3.1 枝晶组织的形成 |
| 4.3.2 高锰钢一次枝晶间距预测模型 |
| 4.3.3 C含量对一次枝晶间距的影响机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高锰钢微观偏析研究 |
| 5.1 研究方法 |
| 5.2 高锰钢元素分布规律分析 |
| 5.3 高锰钢微观偏析影响因素分析 |
| 5.3.1 抽拉速度对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.3.2 C含量对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.4 高锰钢微观偏析影响机理分析 |
| 5.4.1 抽拉速度对微观偏析的影响机理 |
| 5.4.2 C含量对微观偏析影响机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 高锰钢凝固过程相场模拟研究 |
| 6.1 多元多相高锰钢相场模型的建立和验证 |
| 6.1.1 相场模型的建立 |
| 6.1.2 相场模型的验证 |
| 6.2 高锰钢凝固过程相场研究 |
| 6.2.1 高锰钢凝固过程分析 |
| 6.2.2 C含量对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.3 冷却速度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.4 过冷度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.3 多组分合金点阵法的相场研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 高锰钢铸态高温热塑性及变形行为研究 |
| 7.1 实验方案 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 高锰钢拉伸变形特性研究 |
| 7.2.1 高温强度特征 |
| 7.2.2 高温热塑性变化规律 |
| 7.2.3 拉伸断口形貌及断裂机理分析 |
| 7.3 高锰钢压缩变形特性分析 |
| 7.3.1 高温压缩曲线分析 |
| 7.3.2 高温压缩热变形本构方程构建 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高压锅炉管 |
| 2.1.1 高压锅炉管简介 |
| 2.1.2 高压锅炉管的发展 |
| 2.2 包晶凝固相变特性研究 |
| 2.2.1 包晶相变 |
| 2.2.2 包晶反应 |
| 2.2.3 包晶转变 |
| 2.2.4 块状相变 |
| 2.2.5 包晶相变热力学分析 |
| 2.3 亚包晶钢表面裂纹研究 |
| 2.3.1 亚包晶钢表面纵裂纹的形成 |
| 2.3.2 钢的裂纹敏感性研究 |
| 2.4 固态相变研究 |
| 2.4.1 奥氏体化过程研究 |
| 2.4.2 过冷奥氏体连续冷却转变研究 |
| 2.5 研究背景和内容 |
| 2.5.1 研究背景 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 定向凝固组织及包晶转变体积收缩研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验设备 |
| 3.1.3 实验方法 |
| 3.1.4 定向凝固试样处理与分析 |
| 3.2 平衡凝固分析 |
| 3.3 定向凝固组织分析 |
| 3.3.1 固液形貌分析 |
| 3.3.2 凝固组织中相组成 |
| 3.3.3 枝晶间距特征分析 |
| 3.4 包晶转变体积收缩分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 凝固裂纹特征和裂纹敏感性研究 |
| 4.1 实验材料 |
| 4.2 研究方法 |
| 4.3 凝固裂纹特征 |
| 4.4 基于凝固实验裂纹敏感性分析 |
| 4.5 基于热应变计算的裂纹敏感性分析 |
| 4.5.1 模型建立 |
| 4.5.2 模型求解 |
| 4.5.3 裂纹敏感性分析 |
| 4.5.4 溶质元素对裂纹敏感性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 包晶凝固特征与机制研究 |
| 5.1 实验方案 |
| 5.1.1 实验设备 |
| 5.1.2 实验材料与方法 |
| 5.2 凝固过程δ相析出和包晶相变分析 |
| 5.2.1 近平衡凝固分析 |
| 5.2.2 非平衡凝固分析 |
| 5.3 冷却速率对包晶相变的影响 |
| 5.3.1 冷却速率对包晶反应的影响 |
| 5.3.2 冷却速率对包晶转变的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 固态相变研究 |
| 6.1 加热过程组织和相变演化规律研究 |
| 6.1.1 实验方法 |
| 6.1.2 Fe_3C +α→γ的转变 |
| 6.1.3 奥氏体再结晶过程 |
| 6.1.4 γ→δ转变 |
| 6.2 过冷奥氏体连续冷却相变研究 |
| 6.2.1 实验材料与设备 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.2.3 相变点与奥氏体晶粒分析 |
| 6.2.4 未形变奥氏体连续冷却相变分析 |
| 6.2.5 形变奥氏体连续冷却相变分析 |
| 6.2.6 奥氏体形变对CCT曲线和显微硬度的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 工业生产应用研究 |
| 7.1 生产工艺与分析方法 |
| 7.2 表面缺陷分析 |
| 7.2.1 棒材表面细小纵裂纹分析 |
| 7.2.2 棒材表面轴向裂口分析 |
| 7.3 表面缺陷成因分析 |
| 7.3.1 表面细小纵裂纹成因分析 |
| 7.3.2 表面轴向裂口成因分析 |
| 7.4 调整措施与效果 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 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 |
（3）激光增材制造IN718合金晶界特征及析出相演变规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 激光增材制造技术和IN718 合金 |
| 1.2.1 激光增材制造技术概念及分类 |
| 1.2.2 镍基高温合金LAM技术应用现状 |
| 1.2.3 IN718 合金 |
| 1.3 激光增材制造IN718 合金研究进展 |
| 1.3.1 LAM成形IN718 合金凝固组织及再结晶现象的研究 |
| 1.3.2 IN718 合金晶界特征的研究 |
| 1.3.3 LAM成形IN718 合金析出相的研究 |
| 1.4 本课题研究的意义和主要内容 |
| 第二章 试验材料制备、设备和方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 试样制备及热处理工艺 |
| 2.3.1 SLM成形设备及工艺 |
| 2.3.2 热处理设备及工艺 |
| 2.4 技术路线 |
| 2.5 试验方法及试验设备 |
| 2.5.1 组织结构分析 |
| 2.5.2 晶体学取向和晶界特征EBSD分析 |
| 2.5.3 析出相的TEM分析 |
| 第三章 SLM成形IN718 合金微观组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 沉积态IN718 合金微观组织 |
| 3.2.1 沉积态IN718 合金的宏观组织结构 |
| 3.2.2 沉积态IN718 合金微观亚结构 |
| 3.3 沉积态IN718 晶粒的生长 |
| 3.3.1 织构 |
| 3.3.2 外延生长 |
| 3.3.3 竞争生长 |
| 3.4 固溶态IN718 合金晶粒演变 |
| 3.4.1 固溶温度对再结晶现象的影响 |
| 3.4.2 固溶时间对晶粒尺寸的影响 |
| 3.4.3 固溶保温过程中晶粒长大行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 SLM成形IN718 合金晶界特征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 沉积态IN718 合金的晶界特征及亚结构 |
| 4.2.1 沉积态IN718 合金的晶界特征 |
| 4.2.2 TEM下小角度晶界的亚结构 |
| 4.3 温度对晶界特征及亚结构的影响 |
| 4.3.1 温度对晶界分布特征的影响 |
| 4.3.2 温度对Σ3 晶界的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 SLM成形IN718 合金析出相 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 沉积态IN718 合金析出相 |
| 5.2.1 基体相及成分偏析 |
| 5.2.2 Laves相 |
| 5.2.3 碳氮化物 |
| 5.2.4 SLM成形过程中析出相的演变 |
| 5.3 固溶态IN718 合金析出相的演变 |
| 5.3.1 固溶温度对析出相的影响 |
| 5.3.2 固溶时间对析出相的影响 |
| 5.3.3 冷却速率对析出相的影响 |
| 5.4 时效态IN718 合金析出相 |
| 5.4.1 γ″相 |
| 5.4.2 δ相 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 时效过程析出相的原位TEM演变 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 中温760℃时效析出相的演变规律 |
| 6.2.1 调幅分解及长周期结构的形成 |
| 6.2.2 α-Cr相的析出行为 |
| 6.2.3 δ相的析出行为 |
| 6.2.4 γ″相的析出行为 |
| 6.3 高温850℃时效析出相的演变规律 |
| 6.3.1 调幅分解及长周期结构的形成 |
| 6.3.2 δ相的析出行为 |
| 6.4 低温700℃时效析出相的演变规律 |
| 6.4.1 α-Cr相的析出行为 |
| 6.4.2 纳米尺度γ″相析出行为 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间取得的科研成果 |
（4）Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 发展表面工程技术的意义及概述 |
| 1.2 热喷涂技术概述 |
| 1.2.1 热喷涂技术原理 |
| 1.2.2 粉末火焰喷涂简介 |
| 1.2.3 火焰喷涂国内外研究现状 |
| 1.3 重熔技术简介 |
| 1.3.1 重熔技术分类 |
| 1.3.2 感应重熔技术原理及现状 |
| 1.4 定向凝固技术简介 |
| 1.4.1 定向凝固技术理论 |
| 1.4.2 国内外定向凝固原理研究现状 |
| 1.5 Ni基自熔性粉末和Cu粉末 |
| 1.5.1 Ni60自熔性合金粉末 |
| 1.5.2 Cu粉末介绍 |
| 1.6 涂层摩擦磨损概述 |
| 1.6.1 摩擦磨损简介 |
| 1.6.2 镍基合金涂层耐摩擦磨损的研究现状 |
| 1.7 课题的研究内容 |
| 第2章 实验材料与表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.3 研究测试方法 |
| 2.3.1 涂层组织结构和物相测定 |
| 2.3.2 涂层力学性能测定 |
| 2.3.3 涂层摩擦磨损性能测试 |
| 第3章 Cu含量对Ni60/Cu复合涂层组织结构和物相演变的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 预制涂层 |
| 3.2.1 火焰喷涂Ni60/Cu预制涂层模型建立 |
| 3.2.2 预制Ni60/Cu涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.2.3 预制涂层的物相分析 |
| 3.3 感应重熔涂层 |
| 3.3.1 感应重熔Ni60/Cu涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.3.2 感应重熔涂层的物相分析 |
| 3.4 定向结构涂层 |
| 3.4.1 定向结构涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.4.2 定向结构涂层的物相分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Cu含量对Ni60/Cu复合涂层性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu含量对涂层显微硬度的影响 |
| 4.3 Ni60/Cu复合涂层摩擦学性能分析 |
| 4.3.1 Cu含量对涂层的摩擦磨损性能的影响 |
| 4.3.2 三种组织结构涂层的摩擦磨损形貌分析 |
| 4.3.3 定向结构涂层摩擦磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 冷却水流量对定向结构涂层组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同冷却水流量下定向结构涂层的微观组织形貌 |
| 5.3 涂层的物相分析 |
| 5.4 冷却水流量对定向结构涂层性能的影响 |
| 5.4.1 冷却水流量对定向结构涂层显微硬度的影响 |
| 5.4.2 冷却水流量对定向结构涂层摩擦学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间所发表的论文 |
（5）FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 FeCrAl不锈钢 |
| 2.2 FeCrAl不锈钢凝固特性研究现状 |
| 2.2.1 凝固及冷却过程中的析出相特性研究 |
| 2.2.2 凝固路径的研究 |
| 2.3 凝固前沿夹杂物的形成 |
| 2.3.1 凝固过程中溶质分配的研究 |
| 2.3.2 固液两相区夹杂物的形成 |
| 2.4 475℃脆性问题 |
| 2.4.1 475℃脆性现象及原理 |
| 2.4.2 FeCrAl合金的475℃脆性 |
| 2.5 金属热变形 |
| 2.5.1 回复和再结晶 |
| 2.5.2 动态回复与动态再结晶 |
| 2.5.3 FeCrAl不锈钢的回复与再结晶行为 |
| 2.6 动态应变时效 |
| 2.6.1 动态应变时效的宏观表现 |
| 2.6.2 有关动态应变时效的主要物理模型和理论 |
| 2.6.3 动态应变时效对材料静态拉伸强度的影响 |
| 2.6.4 动态应变时效对材料疲劳强度的影响 |
| 2.7 本课题的研究背景、意义及内容 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 FeCrAl不锈钢平衡凝固过程相变及析出行为研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 平衡相组成的确定及凝固组织分析 |
| 3.3 合金元素含量对相转变的影响 |
| 3.4 FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变路径 |
| 3.5 热膨胀分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 非平衡凝固过程中AlN的析出机制研究 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 AlN夹杂物形貌、数量和尺寸分析 |
| 4.3 AlN粒子的析出行为 |
| 4.4 Ohnaka扩散-AlN析出耦合模型 |
| 4.5 溶质微观偏析有限差分法-AlN析出耦合模型 |
| 4.6 两种耦合模型的对比 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 FeCrAl不锈钢α'相析出行为研究 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.2 α'相析出热力学分析 |
| 5.3 三维原子探针分析 |
| 5.4 硬度与弹性模量分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 FeCrAl不锈钢动态再结晶行为研究 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 应力-应变曲线分析 |
| 6.3 动态再结晶本构方程的建立 |
| 6.3.1 动态再结晶特征参数的确定 |
| 6.3.2 临界/峰值应力、应变模型及本构方程的建立 |
| 6.4 动态再结晶动力学模型分析 |
| 6.5 微观组织演变及动态再结晶机制分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 FeCrAl不锈钢动态应变时效行为研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.2 力学性能分析 |
| 7.3 应力-应变曲线中的锯齿波 |
| 7.4 锯齿波活化能的计算研究 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A AlN析出相电解分离方法 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）DD483和PWA1483定向凝固镍基高温合金表面再结晶行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 定向凝固高温合金的发展过程 |
| 1.2.1 定向凝固高温合金 |
| 1.2.2 单晶高温合金 |
| 1.3 高温合金的主要元素及组成相 |
| 1.3.1 高温合金中各元素及作用 |
| 1.3.2 高温合金的组成相 |
| 1.4 定向凝固镍基高温合金的再结晶行为 |
| 1.4.1 定向凝固高温合金再结晶的特点 |
| 1.4.2 定向凝固高温合金再结晶的主要影响因素 |
| 1.5 喷砂/喷丸处理 |
| 1.6 定向凝固高温合金DD483和PWA1483研究进展 |
| 1.7 本课题研究目的及内容 |
| 1.7.1 研究目的 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验原材料与实验设备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.3 X射线衍射应力分析 |
| 2.4 再结晶区组织形貌观察 |
| 2.4.1 激光共聚焦显微镜分析(LSCM) |
| 2.4.2 金相显微分析(OM) |
| 2.4.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.4 扫描电子显微分析(SEM) |
| 2.4.5 透射显微分析(TEM) |
| 3 DD483和PWA1483合金喷砂变形后的再结晶行为 |
| 3.1 铸态合金组织形貌与喷砂变形 |
| 3.1.1 铸态合金组织形貌 |
| 3.1.2 喷砂变形后合金表面的残余应力 |
| 3.1.3 喷砂变形后合金表面的粗糙度 |
| 3.2 DD483合金喷砂变形后的再结晶行为 |
| 3.2.1 喷砂退火处理后DD483合金表层元素的分布 |
| 3.2.2 喷砂退火处理后DD483合金的组织演化 |
| 3.2.3 喷砂压力和加热时间对DD483合金再结晶的影响 |
| 3.3 PWA1483合金喷砂变形后的再结晶行为 |
| 3.3.1 喷砂退火处理后PWA1483合金表层元素的分布 |
| 3.3.2 喷砂退火处理后PWA1483合金的组织演化 |
| 3.3.3 喷砂压力和加热时间对PWA1483合金再结晶的影响 |
| 3.4 本章总结 |
| 4 DD483和PWA1483合金喷丸变形后的再结晶行为 |
| 4.1 喷丸变形 |
| 4.1.1 喷丸变形后合金表面的残余应力 |
| 4.1.2 喷丸变形后合金表面的粗糙度 |
| 4.2 DD483合金喷丸后的再结晶行为 |
| 4.2.1 喷丸退火处理后DD483合金表层元素的分布 |
| 4.2.2 加热时间对DD483合金再结晶的影响 |
| 4.2.3 喷丸压力对DD483合金再结晶的影响 |
| 4.3 PWA1483合金喷丸变形后的再结晶行为 |
| 4.3.1 喷丸退火处理后PWA1483合金组织 |
| 4.3.2 喷丸压力和加热时间对PWA1483合金再结晶的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果 |
（7）定向凝固Cu-Cr-Ti合金组织性能演变规律及形变热处理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 Cu-Cr系合金 |
| 1.2.1 Cu-Cr系合金的研究现状 |
| 1.2.2 第三组元对Cu-Cr系合金的影响 |
| 1.2.3 Cu-Cr-Ti合金的研究现状 |
| 1.3 定向凝固技术 |
| 1.3.1 定向凝固制备方法 |
| 1.3.2 定向凝固法制备Cu-Cr合金的研究现状 |
| 1.4 本课题研究内容及创新点 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 创新点 |
| 1.5 课题来源 |
| 第二章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 课题研究技术路线 |
| 2.2 Cu-Cr-Ti合金制备工艺 |
| 2.2.1 “浇铸+挤压”法制备Cu-Cr-Ti合金 |
| 2.2.2 定向凝固法制备Cu-Cr-Ti合金 |
| 2.3 Cu-Cr-Ti合金形变热处理 |
| 2.3.1 形变处理 |
| 2.3.2 热处理 |
| 2.4 Cu-Cr-Ti合金组织分析 |
| 2.4.1 光学显微组织分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.5 Cu-Cr-Ti合金性能检测 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 导电性能测试 |
| 2.5.3 抗拉强度测试 |
| 第三章 定向凝固Cu-Cr-Ti合金组织性能演变规律研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固Cu-Cr-Ti合金铸态组织演变 |
| 3.2.1 定向凝固Cu-Cr-Ti合金宏观组织分布及相分析 |
| 3.2.2 定向凝固Cu-Cr-Ti合金初始过渡阶段组织 |
| 3.2.3 定向凝固Cu-Cr-Ti合金稳态生长阶段组织 |
| 3.2.4 定向凝固速率对Cu-Cr-Ti合金铸态组织的影响 |
| 3.2.5 Ti元素含量对定向凝固Cu-Cr-Ti合金铸态组织的影响 |
| 3.3 定向凝固Cu-Cr-Ti合金中α-Cu相的取向分析 |
| 3.3.1 α-Cu相的宏观取向分析 |
| 3.3.2 α-Cu相的微观取向分析 |
| 3.4 定向凝固Cu-Cr-Ti合金铸态性能 |
| 3.4.1 定向凝固速率对Cu-Cr-Ti合金铸态性能的影响 |
| 3.4.2 Ti元素含量对定向凝固Cu-Cr-Ti合金铸态性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 定向凝固Cu-Cr-Ti合金形变热处理及高温软化机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 定向凝固Cu-Cr-Ti合金形变热处理工艺 |
| 4.3 冷变形对定向凝固Cu-Cr-Ti合金组织的影响 |
| 4.4 热处理对定向凝固Cu-Cr-Ti合金组织性能的影响 |
| 4.4.1 Cu-Cr-Ti合金时效析出行为研究 |
| 4.4.2 时效温度对定向凝固Cu-Cr-Ti合金性能的影响 |
| 4.4.3 定向凝固速率对形变热处理Cu-Cr-Ti合金性能的影响 |
| 4.4.4 断口形貌分析 |
| 4.5 形变热处理Cu-Cr-Ti合金高温软化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（8）Fe-6.5wt.%Si合金连续轧制工艺优化及变形机制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 Fe-6.5wt.%Si合金概述 |
| 2.1.1 软磁特点 |
| 2.1.2 力学性能 |
| 2.1.3 晶体结构 |
| 2.1.4 反相畴界及超位错 |
| 2.1.5 本征脆性机理及改善研究 |
| 2.1.6 环境脆性机理及改善研究 |
| 2.2 Fe-6.5wt.%Si合金薄板的制备工艺 |
| 2.2.1 快速凝固工艺 |
| 2.2.2 渗硅法 |
| 2.2.3 粉末轧制法 |
| 2.2.4 定向凝固工艺 |
| 2.2.5 传统轧制工艺 |
| 2.3 本论文的研究意义和内容 |
| 2.3.1 选题背景和研究意义 |
| 2.3.2 研究内容 |
| 2.3.3 研究思路及技术路线 |
| 3 高硅钢大尺寸扁锭铸造及优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果及讨论 |
| 3.3.1 铸造冷却速度对显微组织的影响 |
| 3.3.2 冷却速度对铸锭有序结构的影响 |
| 3.3.3 冷却速度对加工性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 高硅钢大尺寸扁锭热轧组织演变及力学性能特点 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 大尺寸扁锭热轧过程的组织和织构演变 |
| 4.2.1 实验材料及方法 |
| 4.2.2 大尺寸缓冷铸锭热轧过程的组织演变 |
| 4.2.3 大尺寸铸锭热轧的取向和织构 |
| 4.2.4 分析讨论 |
| 4.3 大尺寸扁锭热轧后的力学性能研究 |
| 4.3.1 实验材料及方法 |
| 4.3.2 热轧板整体、边部及心部的拉伸变形及锯齿流变行为 |
| 4.3.3 热轧板心部样品拉伸过程的取向变化 |
| 4.3.4 热轧板心部样品拉伸过程的位错形貌变化 |
| 4.3.5 分析讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Fe-6.5wt.%Si合金中温变形机制及带张力温轧 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 高硅钢中温压缩变形行为及加工软化机理 |
| 5.2.1 实验材料及方法 |
| 5.2.2 流变应力变化 |
| 5.2.3 压缩变形前后的组织 |
| 5.2.4 压缩前后的显微硬度 |
| 5.2.5 变形前后的有序结构 |
| 5.2.6 分析讨论 |
| 5.3 连续带张力温轧 |
| 5.3.1 优化焊接工艺和制定卷取工艺 |
| 5.3.2 制定连续带张力温轧工艺 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 高硅钢低温变形机制及带张力冷轧 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 低温变形行为 |
| 6.2.1 实验材料及方法 |
| 6.2.2 真应力-真应变曲线 |
| 6.2.3 变形后的硬度 |
| 6.2.4 显微组织变化 |
| 6.2.5 有序相变化 |
| 6.2.6 位错形貌 |
| 6.2.7 分析讨论 |
| 6.3 冷轧工艺的优化 |
| 6.4 连续带张力冷轧 |
| 6.4.1 制定连续轧制工艺 |
| 6.4.2 冷轧板的磁性能 |
| 6.4.3 轧板的表面质量改善 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Fe-6.5wt.%Si合金的形变孪晶特性及去应力退火 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Fe-6.5wt.%Si合金的形变孪晶特性 |
| 7.2.1 实验材料及方法 |
| 7.2.2 变形前的晶粒形态和有序结构 |
| 7.2.3 Fe-6.5 wt.%Si合金的力学性能 |
| 7.2.4 Fe-6.5wt.%Si合金的形变组织 |
| 7.2.5 形变孪晶的晶粒取向依赖性 |
| 7.2.6 晶粒尺寸和有序结构对形变孪晶的影响 |
| 7.2.7 温度和应变速度对形变孪生的影响 |
| 7.2.8 形变孪晶的成因分析 |
| 7.3 时效(去应力退火)对孪生及力学性能的影响 |
| 7.3.1 实验材料及方法 |
| 7.3.2 去应力退火后的力学性能 |
| 7.3.3 有序转变临界温度的确定 |
| 7.3.4 去应力退火对残余应力的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 主要结论 |
| 9 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 |
（9）Fe-Ga（Al）磁致伸缩合金薄带与涂层的制备、性能及应用基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 磁致伸缩及磁致伸缩材料 |
| 2.1.1 磁致伸缩效应 |
| 2.1.2 磁致伸缩材料的发展 |
| 2.1.3 磁致伸缩材料的应用 |
| 2.2 Fe-Ga磁致伸缩材料的研究概况 |
| 2.2.1 Fe-Ga合金的相结构 |
| 2.2.2 Fe-Ga合金的磁致伸缩性能 |
| 2.2.3 Fe-Ga合金力学性能 |
| 2.3 轧制Fe-Ga合金薄带的研究概况 |
| 2.3.1 磁致伸缩与织构 |
| 2.3.2 高斯晶粒的轧制变形行为 |
| 2.3.3 Fe-Ga合金薄板中{100}织构的控制 |
| 2.4 Fe-Ga合金的磁-机械耦合性能 |
| 2.4.1 扭矩传感器 |
| 2.4.2 磁致伸缩换能器 |
| 3 研究意义、内容及方法 |
| 3.1 研究意义 |
| 3.2 研究内容 |
| 3.3 研究方法 |
| 3.3.1 样品制备 |
| 3.3.2 组织结构分析 |
| 3.3.3 织构的分析 |
| 3.3.4 硬度分析 |
| 3.3.5 热力学分析 |
| 3.3.6 力学性能分析 |
| 3.3.7 磁性能检测 |
| 3.3.8 超声导波测试 |
| 4 Fe-Ga-NbC合金薄带的织构演变、磁性能及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Fe-Ga-NbC合金薄带的组织组织和性能 |
| 4.2.1 轧制工艺 |
| 4.2.2 轧制合金薄带的组织结构 |
| 4.2.3 轧制合金薄带的磁致伸缩性能 |
| 4.3 二次再结晶薄板制备合金薄带的再结晶演变及性能 |
| 4.3.1 合金薄带的轧制取向分析 |
| 4.3.2 合金薄带的再结晶组织演变及取向分析 |
| 4.3.3 再结晶合金薄带的磁致伸缩性能 |
| 4.3.4 合金薄带的力学性能 |
| 4.4 定向凝固板坯制备合金薄带的再结晶组织演变及性能 |
| 4.4.1 合金薄带的轧制取向分析 |
| 4.4.2 合金薄带的再结晶组织演变及取向分析 |
| 4.4.3 再结晶合金薄带的磁致伸缩性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Fe-Ga(Al)合金涂层的制备及磁性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Fe-Ga(Al)合金粉末的制备及组织结构 |
| 5.2.1 粉末颗粒的形貌及元素含量 |
| 5.2.2 粉末颗粒的相分析 |
| 5.2.3 粉末颗粒的显微组织 |
| 5.3 Fe-Ga(Al)合金涂层的制备 |
| 5.4 Fe-Ga合金涂层的微观组织和性能 |
| 5.4.1 Fe-Ga合金涂层的微观组织 |
| 5.4.2 Fe-Ga合金涂层的磁性能与磁致伸缩性能 |
| 5.4.3 Fe-Ga合金涂层的显微硬度 |
| 5.4.4 Fe-Ga合金涂层的结合强度 |
| 5.5 热处理对Fe-Ga合金涂层的组织结构与磁致伸缩性能的影响 |
| 5.5.1 热处理过程中Fe-Ga合金涂层的微观组织演变 |
| 5.5.2 热处理过程中Fe-Ga合金涂层的磁致伸缩性能演变 |
| 5.6 Fe-Al合金涂层的微观组织和性能 |
| 5.6.1 Fe-Al合金涂层的微观组织 |
| 5.6.2 Fe-Al合金涂层的磁性能与磁致伸缩性能 |
| 5.6.3 Fe-Al合金涂层的显微硬度 |
| 5.7 热处理对Fe-Al合金涂层的组织结构与磁致伸缩性能的影响 |
| 5.7.1 热处理过程中Fe-Al合金涂层的微观组织演变 |
| 5.7.2 热处理过程中Fe-Al合金涂层的磁性能 |
| 5.7.3 热处理过程中Fe-Al合金涂层的磁致伸缩性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 Fe-Ga(Al)合金薄带与涂层的超声导波应用基础研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Fe-Ga-NbC合金薄带在铝板SH导波检测中的应用 |
| 6.2.1 Fe-Ga-NbC合金薄带的磁性能 |
| 6.2.2 Fe-Ga-NbC合金薄带在铝板SH导波检测中的应用 |
| 6.3 Fe-Ga(Al)涂层在管道轴向L类型导波检测中的应用 |
| 6.3.1 Fe-Ga合金涂层在管道轴向检测中的应用 |
| 6.3.2 Fe-Al合金涂层在管道轴向检测中的应用 |
| 6.4 Fe-Ga涂层在管道轴向T类型导波检测中的应用 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Fe-Ga-NbC合金薄带在扭矩传感器中的应用基础研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 (Fe_(83)Ga_(17)_(99.9)(NbC)_(0.1)合金薄带的磁性能 |
| 7.3 装置设计与测试结果 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 全文结论 |
| 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 |
（10）纯铜导线定向热处理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铜导线单晶化研究现状 |
| 1.2.1 晶界对铜导线电学性能的影响 |
| 1.2.2 单晶连铸技术发展现状 |
| 1.2.3 拉拔变形对单晶铜导线组织及性能的影响 |
| 1.3 晶界迁移及晶粒长大 |
| 1.3.1 晶界迁移机制 |
| 1.3.2 晶界迁移热力学和动力学 |
| 1.3.3 晶粒长大 |
| 1.4 定向热处理技术研究现状 |
| 1.5 研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验设计 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备及方法 |
| 2.3.1 热处理设备 |
| 2.3.2 微结构表征 |
| 2.3.3 电导率测试 |
| 3 纯铜导线二次再结晶过程及影响因素 |
| 3.1 变形率对纯铜导线二次再结晶组织的影响 |
| 3.2 热处理工艺对纯铜导线二次再结晶组织的影响 |
| 3.2.1 加热温度对纯铜导线二次再结晶组织的影响 |
| 3.2.2 保温时间对纯铜导线二次再结晶组织的影响 |
| 3.3 纯铜导线二次再结晶组织晶界结构及晶体学织构变化规律 |
| 3.3.1 纯铜导线初始组织晶界结构及晶体学织构 |
| 3.3.2 纯铜导线二次再结晶组织晶界结构及晶体学织构 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 纯铜导线定向热处理组织演变及影响因素 |
| 4.1 不同热区温度下的温度分布 |
| 4.2 变形率对纯铜导线定向热处理组织的影响 |
| 4.3 工艺参数对纯铜导线定向热处理组织的影响 |
| 4.4 定向热处理工艺对纯铜导线电导率的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 纯铜导线定向热处理机制 |
| 5.1 纯铜导线初始组织晶体学织构 |
| 5.2 纯铜导线定向热处理组织晶界结构及晶体学织构 |
| 5.3 柱状晶取向及晶界结构 |
| 5.3.1 柱状晶取向 |
| 5.3.2 柱状晶晶界结构 |
| 5.4 定向热处理机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
四、一种定向凝固合金的再结晶研究（论文参考文献）
- [1]Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究[D]. 申耀祖. 北京科技大学, 2021
- [2]亚包晶高压锅炉管钢凝固特性与固态相变研究[D]. 李亚强. 北京科技大学, 2021
- [3]激光增材制造IN718合金晶界特征及析出相演变规律研究[D]. 曹宇. 内蒙古工业大学, 2021
- [4]Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响[D]. 周俊. 兰州理工大学, 2021(01)
- [5]FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究[D]. 邓振强. 北京科技大学, 2021(02)
- [6]DD483和PWA1483定向凝固镍基高温合金表面再结晶行为的研究[D]. 雷艺. 西安理工大学, 2020
- [7]定向凝固Cu-Cr-Ti合金组织性能演变规律及形变热处理研究[D]. 朱靖. 江西理工大学, 2020
- [8]Fe-6.5wt.%Si合金连续轧制工艺优化及变形机制研究[D]. 石祥聚. 北京科技大学, 2020(06)
- [9]Fe-Ga（Al）磁致伸缩合金薄带与涂层的制备、性能及应用基础研究[D]. 戚青丽. 北京科技大学, 2020(06)
- [10]纯铜导线定向热处理研究[D]. 董鑫. 南京理工大学, 2020(01)