一、激光快速凝固条件下Cu-27.3%Mn合金的微观组织特征（论文文献综述）
康强[1]（2021）在《Mg-Zn-Ca系合金热加工变形能力及断裂韧性研究》文中指出镁合金是目前应用的最轻质的金属工程结构材料。由于镁合金在轻量化、降低能耗、节能减排等方面作用显着,其在飞机、汽车、轨道交通等领域的应用逐渐推广,但仍主要用作非承力结构件。近年来,Mg-Zn-Ca系合金以其良好的力学性能、室温成形性、耐热耐腐蚀性能受到科研人员的广泛关注,但在用作承力结构件时所要求的断裂韧性方面研究甚少,同时高Zn含量Mg-Zn-Ca系合金热加工变形能力较差,其热加工制备方面仍有瓶颈。因此,本论文以Ca元素含量为变量,研究了系列Mg-4 wt.%Zn-xwt.%Ca（x=0,0.2,0.5,0.8）合金的热压缩变形行为、热压缩动态再结晶行为以及热加工变形能力和组织特征,确定了其最优热加工工艺窗口,并基于此,利用等温锻造工艺制备了变形Mg-4Zn-xCa合金,研究了其断裂韧性及疲劳裂纹扩展行为。为了揭示Mg-4Zn-xCa合金热压缩变形规律,准确预测Mg-4Zn-xCa合金在热压缩变形中的流变应力,进而指导其热加工制备,研究了 Mg-4Zn-xCa合金的热压缩变形行为。首先研究了 Mg-4Zn-xCa合金的流变应力行为,并建立了 Mg-4Zn-xCa合金的预测流变应力的热压缩变形本构方程;其次研究了不同含量Ca元素对Mg-4Zn-xCa合金热变形本构方程的影响,并进一步揭示了 Ca元素对Mg-4Zn-xCa合金热变形本构方程材料常数n值的影响规律;最后基于此建立了高精度的Mg-4Zn-xCa合金热压缩本构方程。结果表明:随着Ca含量的增加,Mg-4Zn-xCa合金本构方程预测流变应力的准确度降低;Mg-4Zn合金在200～350℃的变形机制以基面滑移为主,因而其本构方程中材料常数n值在该温度区间变化不明显,而Ca元素的添加导致Mg-4Zn-xCa合金在热压缩过程中锥面<c+a>滑移被激活,因而使得n值明显降低,且锥面<c+a>滑移的激活温度随Ca含量的增加而降低;Mg-4Zn-xCa合金锥面<c+a>滑移更容易被激活主要与Ca元素添加导致的轴比（c/a）、层错能（SFE）和晶粒尺寸的降低有关;最后,基于Ca含量对材料常数n值的影响规律,针对不同Ca含量的Mg-4Zn-xCa合金在不同温度区间优化后,其本构方程预测流变应力的准确度明显提高。为了揭示Mg-4Zn-xCa合金热压缩变形组织细化规律,进而利用热加工改善Mg-4Zn-xCa合金强韧性,研究了 Mg-4Zn-xCa合金热压缩变形过程中的动态再结晶行为。首先建立了表征Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶临界应变（ε）与热变形条件（Z参数）关系的Sellars模型;其次研究了热变形条件（T,ε）及不同含量Ca元素对Mg-4Zn-xCa合金微观组织的影响,并建立了动态再结晶晶粒尺寸dDRX和动态再结晶体积分数fDRX与Z参数之间的定量关系;最后讨论了 Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶形核机制。结果表明:Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶临界应变的Sellars模型可表达为:εc=aZb,其中a、b为常数;Mg-4Zn-xCa合金的动态再结晶晶粒尺寸dDRx和体积分数fDRX均随着热变形温度的升高和应变速率的降低（Z参数的减小）而增加,Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶晶粒尺寸dDRX与Z参数的关系可表达为:dRX=AZ",其中A、n为常数,Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶体积分数fDRX与Z参数的关系可表达为:fDRx=B+ClnZ,其中B、C为常数。在相同热变形条件下,Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶晶粒尺寸dDRX和体积分数fDRX均随Ca含量的增加而减小,主要原因是:位于晶界处细小（200～300 nm）的第二相析出能够有效阻碍动态再结晶晶粒长大,同时固溶于基体中的Ca原子以及细小的含Ca第二相析出会钉扎位错,阻碍位错运动,从而抑制动态再结晶的发生;Ca元素的添加和应变速率的升高使得Mg-4Zn-xCa合金热压缩组织中出现剪切带和孪晶诱导形核特征,同时随着Ca含量的增加,第二相尺寸、数量逐渐增加,第二相粒子激发形核（Particle stimulated nucleation,PSN）机制逐渐成为 Mg-4Zn-xCa 合金中主要的动态再结晶形核机制。为了明确高Zn含量Mg-4Zn-xCa合金最优热加工工艺窗口,进而指导其热加工工艺制定,并进一步阐述Ca元素在Mg-4Zn-xCa合金热加工过程中的作用机制,研究了 Mg-4Zn-xCa合金的热加工变形能力及组织特征。首先构建了 Mg-4Zn-xCa合金的热加工图,获得了 Mg-4Zn-xCa合金热加工安全区和失稳区;其次通过热加工图中典型区域（失稳区、安全区、功率耗散效率峰值区）的微观组织分析明确了 Mg-4Zn-xCa合金最优的热加工工艺窗口;最后利用高温热塑性实验进一步研究了 Mg-4Zn-xCa合金的热加工变形能力,并通过分析其在不同温度及应变速率下的热拉伸断口,阐述了 Ca元素恶化Mg-4Zn-xCa合金热加工变形能力的作用机制。结果表明:Ca元素的添加扩大了Mg-4Zn-xCa合金的失稳区,使其热加工窗口变窄;Mg-4Zn-xCa合金的失稳区功率耗散效率一般较低（η≤0.15）,微观组织以拉长的铸态晶粒、未再结晶区域、孪晶、变形带或微裂纹为主,其安全区则以再结晶组织为主;Ca元素的添加也使得Mg-4Zn-xCa合金高温热塑性变差,原因是脆性含Ca第二相（Ca2Mg6Zn3）容易成为Mg-4Zn-（0.2/0.5/0.8）Ca合金高温拉伸过程中的开裂源,尤其在350℃热拉伸时,由于拉伸温度接近共晶相Ca2Mg6Zn3熔点,使其更容易成为开裂源。为了成功制备变形Mg-4Zn-xCa合金,为高Zn含量Mg-Zn-Ca系合金的热加工制备提供借鉴,并进一步揭示Ca元素对Mg-4Zn-xCa合金断裂韧性的影响规律,利用等温锻造工艺制备了变形Mg-4Zn-xCa合金并研究了其断裂韧性和疲劳裂纹扩展行为。首先基于Mg-4Zn-xCa合金最优热加工工艺窗口,利用等温锻造工艺成功制备了变形Mg-4Zn-xCa合金;其次研究了等温锻造及退火后Mg-4Zn-xCa合金微观组织特征以及等温锻造Mg-4Zn-xCa合金断裂韧性;最后利用疲劳裂纹扩展实验,研究了 Mg-4Zn-xCa合金疲劳裂纹扩展行为,阐述了 Ca元素改善Mg-4Zn-xCa合金断裂韧性以及阻碍其疲劳裂纹扩展的机制。结果表明:随着Ca含量的增加,等温锻造及锻造退火态Mg-4Zn-xCa合金的晶粒尺寸逐渐细化,第二相Ca2Mg6Zn3数量逐渐增多,宏观织构逐渐减弱;随着Ca含量的增加,等温锻造Mg-4Zn-xCa合金屈服强度逐渐增加,延伸率逐渐降低,平面应变断裂韧性（KIc）逐渐改善,断口“伸张区”附近塑性区尺寸逐渐增大,材料抵抗裂纹扩展的能力增强;随着Ca含量的增加,等温锻造Mg-4Zn-xCa合金疲劳裂纹扩展速率逐渐降低,对疲劳裂纹扩展的阻碍能力逐渐增强,这主要归因于Ca元素的添加导致的晶粒细化,原因是:晶粒细化可以激活疲劳裂纹尖端附近组织中的非基面滑移,释放裂纹尖端应力,抑制孪晶的产生,从而降低疲劳裂纹沿孪晶界扩展的几率,提高材料对疲劳裂纹扩展的阻碍能力。此外,逐渐增加的大角度晶界比例也有助于提高材料对疲劳裂纹扩展的阻碍能力。
施枭[2]（2021）在《亚快速凝固Al-Mg-Si系合金变形组织晶粒异常长大行为及其抑制方法》文中进行了进一步梳理Al-Mg-Si系（6xxx系）合金是典型的时效强化铝合金,具有低密度,良好的耐腐蚀性和可成型性等优点,在汽车轻量化领域得到广泛应用。亚快速凝固工艺的冷却速率高（～102～103K/s）,能够细化组织和提高元素高固溶度,进而缩短均匀化时间,提高效率、降低了能耗。因此,亚快速凝固工艺成为制造汽车车身板用Al-Mg-Si合金的发展方向之一。然而,我们发现亚快速凝固Al-Mg-Si系合金在轧制后的固溶热处理过程中,少数晶粒会过度生长,其晶粒尺寸比基体晶粒高1个数量级,即发生晶粒异常长大（AGG）。晶粒异常长大会降低铝合金板材的力学性能,限制了亚快速凝固工艺的应用。本文以Al-Mg-Si系合金为研究对象,研究了亚快速凝固Al-Mg-Si系合金的晶粒异常长大行为,揭示出亚快速凝固Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大的机制是存在{100}<310>晶粒簇和快速溶解的Mg2Si颗粒,阐明了Mg含量对亚快速凝固Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大行为的影响规律,提出了微合金化提高晶粒热稳定性的方法。本文得出的主要结论如下:（1）研究了冷却速率对Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大行为的影响规律。发现在轧制后的固溶热处理过程中（540℃）,亚快速凝固合金晶粒异常长大孕育期（～5min）与常规凝固合金晶粒相比（～30min）显着缩短,其原因与亚快速凝固合金中存在{100}<310>晶粒簇和细小可溶的Mg2Si颗粒密切相关,一方面,{100}<310>晶粒簇的低迁移率CSL晶界比例比其他取向晶粒低,因此晶粒容易长大。另一方面,高冷却速率产生的细小Mg2Si颗粒在固溶过程中快速溶解使得晶粒长大驱动力-钉扎力的平衡易于被破坏,导致晶粒粗化速度快。（2）研究了Mg含量（0.20～0.80 wt.%）对亚快速凝固Al-Mg-Si系合金的晶粒异常长大行为的影响规律。中Mg含量（0.45 wt.%）合金发生明显的晶粒异常长大现象;然而,低Mg含量（0.20 wt.%）和高Mg含量（0.80 wt.%）合金中,晶粒异常长大不明显甚至不发生。揭示出Mg含量的不同导致合金微观组织具有显着差异:0.20Mg合金中纳米粒子数量很少,各取向晶粒都可以长大;0.45Mg合金纳米粒子数量较多,{100}<310>晶粒簇的生长优势使其可以摆脱钉扎优先生长,进而发生晶粒异常长大;0.80Mg合金中{100}<310>晶粒呈现离散分布,生长优势减弱,同时纳米粒子数量最多,提高晶粒热稳定性。（3）探索了亚快速凝固Al-Mg-Si系合金的晶粒异常长大的抑制方法及其作用机制。通过微合金化,即加入少量Mn或Sc（0.05～0.20wt.%）后,形成的高熔点α-Al（Mn Fe）Si颗粒或Al3Sc颗粒提高了Zener阻力,钉扎晶界,提高了组织热稳定性和合金力学性能。Mn增强热稳定性的效果优于Sc,Mn对晶粒长大的抑制含量为≥0.05wt.%,Sc的有效抑制含量范围为0.1-0.2wt.%。
谢敏[3]（2021）在《激光增材制造Cu-Fe偏晶合金凝固机制与性能调控研究》文中进行了进一步梳理Cu-Fe难混溶合金,又称Cu-Fe偏晶合金,能够同时兼备组元合金元素Cu的良好导热性、导电性、韧性、延展性和Fe的高硬度、高强度、优异耐磨性及磁学性能等,被广泛应用于制备大型集成电路、电器工程开关以及电气化铁路列车架空导线等。同时,在电子工业、汽车和航空领域中也具有良好的应用前景。目前,有关Cu-Fe偏晶合金的研究侧重于揭示亚稳难混溶合金液相分离过程及微观组织形成机理;调控工艺解决Cu-Fe偏晶合金在常规熔铸过程中产生的组织偏析问题。然而,由于其有限的样品尺寸及复杂的制备工艺,Cu-Fe偏晶合金性能研究甚少,极大地限制了该种合金的工业化应用进程。基于此,本论文采用激光增材制造技术（激光熔化沉积和激光选区熔化）成功制备了块体Cu-Fe偏晶合金,取得了重要的研究结果如下:针对Cu-Fe偏晶合金易偏析分层问题,采用激光熔化沉积结合机械合金化技术,通过调控Fe含量成功制备了颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金。结合理论计算构建了微观组织演变的物理模型,揭示了颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金的液相分离机制。其中,第二相液滴以形核生长机制发生相分离,液滴晶核以扩散、Ostwald熟化和布朗运动、Stokes效应和Marangoni迁移驱动的碰撞和凝并方式长大和粗化,碰撞凝并过程中Marangoni迁移起主导作用,导致第二相富Fe颗粒尺寸呈现从熔池底部到顶部增大的趋势。开展了颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金的性能研究,发现颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金的硬度(～153 HV0.2)呈均匀分布且略高于黄铜(～137.7 HV0.2);此外,电化学腐蚀过程中富Fe颗粒优先腐蚀,能够实现富Cu基体的阴极保护,使得Cu95Fe5偏晶合金的耐蚀性优于黄铜;Cu-Fe偏晶合金还表现出较好的软磁性能:饱和磁化强度为9.19 emu/g,剩余磁化强度和矫顽力分别为0.13 emu/g和9.25Oe。在快速凝固过程中,由于Kirkendall效应引起的元素分布不均,生成“单孔”和“多孔”富Fe颗粒增强Cu-Fe偏晶合金。“多孔”富Fe颗粒增强Cu-Fe偏晶合金在3.5 wt.%Na Cl溶液中浸泡5天后的耐蚀性优于“单孔”Cu-Fe偏晶合金和黄铜。基于液相分离机制,通过调整光斑尺寸控制冷却速率,缩短液相分离过程中富Fe液滴的形核扩散、粗化以及碰撞凝并的周期,实现了富Fe颗粒增强相尺寸细化与分布优化,使Cu-Fe偏晶合金的硬度、耐磨性和耐蚀性更加优异。针对激光熔化沉积高Fe含量Cu-Fe偏晶合金偏析分层现象与尺寸限制,通过采用激光选区熔化成功制备了高Fe含量宏观质量良好的块体Cu-Fe偏晶合金,发现异质“纤维/颗粒-孪晶”富Fe相嵌于富Cu相基体的微观形貌特征,分析了Cu-Fe偏晶合金微观组织演变,探讨了其塑性变形及裂纹扩展机制。在断裂失效过程中,高密度纳米孪晶结构在裂纹扩展过程中起到裂纹桥接作用,能够有效屏蔽裂纹尖端的应力集中,从而抑制裂纹的扩展。为克服Cu及Cu合金硬度较低和耐磨性较差的难题,基于液相分离机制与低Fe含量弥散结构强化行为研究,引入Ti B2颗粒作为形核剂,有效调控液相分离形核过程,优化了Cu-Fe偏晶合金组织结构,使得“纤维/颗粒-孪晶”富Fe相明显细化分散,分析讨论了Ti B2颗粒和高密度纳米孪晶增强Cu-Fe偏晶合金强化机制与磨损机理。其中,高硬度纤维富Fe相增强了富Cu基体,使Ti B2颗粒难以移动或移除,增加了Ti B2颗粒在磨损过程中的支撑作用,保护表面富Cu基体不受磨损,提高富Cu相基体的承载能力,使Cu-Fe偏晶合金耐磨性明显提高。针对Cu-Fe偏晶合金“强-韧”倒置矛盾,基于高Fe含量Cu-Fe偏晶合金脆性富Fe相在变形过程中易断裂失效行为研究,通过选用316L不锈钢粉末代替初始Fe合金粉末,降低混合粉末层错能,原位形成强韧性良好的“纤维/颗粒-孪晶/层错”结构富Fe相增强增韧Cu-Fe偏晶合金,其强度约590±10 MPa,延伸率约8.9±1%,这主要归因于富Cu基体具有大角晶界类似于界晶强化、细小富Cu基体含有过饱和固溶Fe呈现固溶强化与细晶强化、大量“纤维/颗粒-孪晶/层错”富Fe相的界面强化和孪晶界/层错强化综合作用增强Cu-Fe偏晶合金力学性能。
赵康[4]（2021）在《深过冷快速凝固条件下高熵合金的结构演变与力学性能调控》文中提出近年来,以多主元为特点的高熵合金（High Entropy Alloys,HEAs）以其优异的力学性能和在各领域的多元应用得到了广泛的关注,成为近来的研究热点,得到了极大的发展。其四大核心效应:高熵效应、晶格畸变效应、迟滞扩散效应和鸡尾酒效应,使其在主元较多的情况下趋于形成简单固溶体相的同时带来了优异的综合性能。其特殊的构型机制与结构特征使其拥有独特的特征。当前对高熵合金的研究主要集中在合金体系和加工过程的选择、变形机制的理解和性能的调控等方面。本文采用深过冷快速凝固的方法探讨了不同粒径的高熵合金的微观组织演变及其对力学性能的影响。利用高真空落管设备制备了的 Fe267Co26.7Ni26.7Si8.9B11.0 HEAs 和 AlCoCrFeNi21 HEAs 球状样品,利用X射线衍射仪与扫描电子显微镜等设备研究了不同粒径球状样品的相组成和微观组织演变,通过维氏硬度测试研究了其力学性能的变化。首先,搭建了所需的落管实验设备平台,为了保证实验设备能制备出符合要求的过冷态球状合金,本文以Fe26.7Co26.7Ni26.7Si8.9B11.0高熵合金为样本,进行HEAs液滴在落管中下落时动力学和热力学的理论计算。结合计算,选用5×104Pa氩气环境作为保护气进行落管预实验,并通过预实验总结了合理的实验参数。其次,落管制备的Fe26.7Co26.7Ni26.7Si8.9B11.0高熵球状样品与铸态的相比没有出现相变,球体的微观组织由粗大的fcc初生树状晶、（Fe,Co）2B金属间化合物和些许Ni31Si12相构成。其呈现的反常共晶组织与铸态合金的微观结构明显不同,深过冷水平可以诱导规则共晶组织向反常共晶组织的演变。随着液滴粒径的减小,发达的fcc树枝状结构和共晶结构的体积分数分别逐渐减小和增大。这些微观结构的变化与初生共晶结构在深过冷凝固过程中的由于再辉效应引起的局部再熔融和随后的解耦生长有关。随着液滴尺寸从2400μm减小到100μm,样品的维氏硬度从451±8Hv提高到483±10Hv,比铸态450 HV有所提高,并且球状样品的维氏硬度与其共晶基体的体积分数呈现线性关系。相应的强化机制应该为固溶强化、细晶强化和第二相强化。第三,落管制备的AlCoCrFeNi2.1高熵合金球状样品均由fcc相和bcc相组成,尺寸较大的2800μm至1500μm样品内部出现了初生枝晶相与反常共晶相→不规则共晶→规则层片共晶的组织梯度变化;随着尺寸的减少,样品的冷却速度变大,常规共晶组织（如规则共晶和不规则共晶）逐渐消失;随着尺寸的进一步减少初生树枝晶和共晶结构的尺寸均变小,当尺寸小于520μm时,样品中的初生枝晶相消失。对于2800μm至1500μm样品其内部存在维氏硬度的梯度分布,从样品中心到外围维氏硬度呈现增加的趋势,这与其内部微观结构的梯度分布有关;对于其余尺寸的样品其内部存在均匀的维氏硬度。对于1200μm至100μm样品,维氏硬度呈现随着液滴尺寸的减小而增加的线性关系,从直径为1200μm样品的307±6Hv增加到100μm样品的324±11Hv,相应的强化机制应归结为细晶强化。
卢依依[5]（2021）在《Al-Cu-Fe准晶制备及其对7075合金组织和性能的影响》文中研究指明Al-Cu-Fe系准晶颗粒由于其优异力学性能和低热膨胀系数适合作为铝基复合材料的增强组元,以改善材料的热膨胀行为。本文首先采用普通铸造法制备Al63Cu27-xFe10+x（x=0,2,4）准晶合金,并研究热处理后准晶的微观组织,分析准晶相与热处理工艺之间的关系;对Al63Cu25 Fe12准晶合金进行球磨处理,以获得尺寸均匀的准晶颗粒;通过半固态铸造法,将Al63Cu25Fe12准晶颗粒加入7075合金,探究制备工艺、准晶加入量及热处理工艺对所制备复合材料组织与性能的影响,得到以下主要结论:普通铸造法所制备的Al-Cu-Fe系准晶合金,其铸态相组成包括:τ相、Ⅰ相、β相和λ相。DSC差热分析表明了λ相、β相、Ⅰ相和τ相的转变温度依次为:1143℃、975℃、874℃和702℃。Al63Cu27-x Fe10+x（x=0,2,4）合金组织表明,Al含量一定时,随着Cu含量减少、Fe含量增加,枝晶λ相变大,准晶Ⅰ相增多。经过750℃和800℃保温处理时,发生β+τ→Ⅰ的转变,λ、β、τ相含量显着减少,准晶Ⅰ相增多。采用半固态铸造法将Al63Cu25Fe12准晶颗粒与7075合金进行复合。对精炼除气和未精炼除气的两种（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料进行了相同条件的热处理,显微组织观察表明,当准晶添加量为10wt.%时,未精炼除气的（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料经480℃固溶处理和120℃时效处理后发现了准晶Ⅰ相的存在。这是由于铸造过程中7075合金熔体对Al63Cu25Fe12准晶颗粒的润湿性较差,准晶在熔体中分布不均匀,局部高含量的Fe、Cu原子与基体中的Al原子发生反应,分别生成准晶λ相和θ相;在热处理过程中,Fe原子和Cu原子和基体Al原子反应结合形成准晶Ⅰ相。力学性能测试表明,当7075合金中准晶添加量为10 wt.%时,未精炼除气的（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料具有较优的力学性能。为消除复合材料中的铸造缺陷、使组织均匀化,在400℃,0.5-1.0m/min挤出速率条件下,对未精炼除气的（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料进行挤压。（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料组织在挤压过程中,准晶颗粒和晶界周围的金属间化合物均匀粉碎。挤压后的（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料组织中均观察到准晶Ⅰ相:准晶Ⅰ相被准晶λ相包裹住,形成一圈亮白色的物质。力学性能测试表明,挤压处理可有效提高复合材料室温抗拉强度。当准晶添加量为10wt.%时,（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料获得抗拉强度极值475MPa。复合材料热膨胀性能研究表明,向7075合金中引入低热膨胀系数的Al63Cu25Fe12准晶,可使合金的线膨胀系数显着降低。与7075合金的线膨胀系数27.86×10-6/℃相比,挤压态10wt.%（Al63Cu25Fe12）p/7075复合材料的线膨胀系数最低可达19.18 ×10-6/℃。
侯富敏[6]（2021）在《Al-Ce合金的成分设计及快速冷却条件对其组织性能影响研究》文中研究说明铝合金由于其高的比强度、高的导热性和良好的加工性能,在航空航天和汽车船舶等领域有着广泛的应用。随着社会工业的发展,现有铝合金材料的热疲劳性能、耐高温性能已经接近极限状态,当在稍高温度下工作时,合金的力学性能显着下降,难以满足部件的使用要求。近共晶成分的铝铈合金不仅具有良好的凝固特性和流动性,而且在凝固过程中形成的含铈化合物在高温下非常稳定,是极具应用潜力的新型耐热铝合金。然而,现有铝铈合金的成分过于简单,简单的合金成分造成铝铈合金在力学性能方面仍有提升空间。本文以过共晶的Al-Ce合金为研究对象,开展面向快速冷却的Al-Ce合金成分体系设计优化,研究Cu、Mg元素含量对合金显微组织和力学性能的影响规律,优化出综合性能最高的Al-Ce合金成分;对成分优化的合金进行激光快速冷却,研究快速冷却条件下合金的凝固行为和微观组织,并对不同激光工艺参数下合金的热稳定性、维氏硬度和摩擦磨损性能进行分析,为Al-Ce合金的激光增材制造提供理论依据和技术支撑。主要研究内容和结果如下:（1）Cu、Mg元素含量的变化会引起铸态合金中Al11Ce3金属间化合物形态的转变,随着Cu元素含量的增加,Al11Ce3共晶相的相互连接区域减小,Al11Ce3共晶相之间的间距增加;随着Mg元素含量的增加,Al11Ce3共晶相的形态发生改变,合金中细小的、相互连接的层状共晶相逐渐转变为单独的、随机分布在整个组织中的单个金属间化合物,Al11Ce3相形态的转变是合金延伸率降低的因素之一。（2）Al-Ce合金中Cu、Mg元素含量的增加可以大幅提高显微硬度,Cu、Mg元素含量越多,合金的显微硬度值越大。（3）室温下,随着Cu元素含量的增加,Al-Ce合金的抗拉强度和屈服强度先升高后降低,延伸率则逐渐降低,随着Mg元素含量的增加,合金的抗拉强度和屈服强度逐渐增加,延伸率逐渐降低;高温（300℃）下,不同成分Al-Ce合金的屈服强度和抗拉强度都出现下降,而延伸率则大幅增加。（4）Al-Ce合金在激光快速冷却后,不存在热影响区,在熔池区域内主要是α-Al相和Al-Al11Ce3共晶相,不存在块状的初生Al11Ce3相;熔池区域内的晶粒尺寸和层状共晶组织中的层片间距都得到明显细化,增加激光功率,晶粒尺寸和层片间距出现小幅增加,增加激光扫描速度,晶粒尺寸和层片间距没有太大改变。（5）Al-Ce合金快速冷却区域组织在经过长时间的高温热处理后,没有出现晶粒的粗化长大,微观组织保持稳定,Al-Ce合金快速冷却后的组织表现出高的热稳定性。（6）Al-Ce合金经过激光快速冷却后,显微硬度较铸态合金提高了27.83%,同时,合金的耐磨性能得到提高。
蔺健全[7]（2021）在《激光熔覆CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的制备及其组织和性能研究》文中研究指明高熵合金作为一种新型合金,具有优异的力学性能、耐腐蚀性、高温抗氧化性等。目前,高熵合金已经成为最有发展潜力的材料之一。针对H13钢在用作汽车连杆热锻模时,由于服役条件苛刻造成表面出现热磨损、高温氧化和热疲劳等而失效,导致其使用寿命大大降低。如何提高H13钢的耐磨耐蚀性以及高温抗氧化性,成为提高其使用寿命的关键。因此,本文根据高熵合金的设计理念,采用激光熔覆在H13钢表面制备CoCrFeMnNi高熵合金涂层,通过添加不同含量的B元素（x=0、0.2、0.4、0.6、0.8 at%）研究了CoCrFeMnNiBx高熵合金的显微组织、相结构、力学性能、耐磨性能和高温抗氧化性,得到以下研究结果。CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层具有典型的树枝晶组织和枝晶间组织,无B添加时,树枝晶组织为多主元结构的FCC相,枝晶间组织为富Mn的共晶组织。添加B元素后,树枝晶组织仍然以多主元的FCC作为基体相,从枝晶间组织中析出了条状的富Cr的M2B相（M主要为Cr、Fe）。随着B元素不断增加,M2B相组织由细条状的（Cr,Fe）2B变为粗条状的Cr2B相组织。采用纳米压痕对CoCrFeMnNi B0.8涂层组织中的基体相和M2B相的力学性质进行了分析,发现涂层组织中的M2B相的平均杨氏模量和硬度值分别达到了329.71 GPa和14.69 GPa,分别是基体相的1.5倍和3.12倍。CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的硬度和耐磨性随着B含量的增加而升高。当不添加B时,高熵合金涂层的硬度仅为192.38 HV0.2,相对耐磨性为122.93 m/mm3;当x=0.8时,合金硬度和相对耐磨性分别是未加B时的3.85倍和2.19倍。磨损机理主要由氧化磨损和粘着磨损转变为粘着磨损。CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的高温抗氧化性介于完全抗氧化性与不抗氧化层性之间。氧化层的结构主要由氧化层外层、氧化层内层和扩散层组成,氧化层较为疏松,对合金的抗氧化产生不利影响,氧化层较为致密,阻止氧化的进一步发生,扩散层主要是含Fe、Cr的氧化物与合金基体接触的部分主要是含M2B的微突起,对氧化层起到钉扎作用,对抗氧化起到一定积极作用。
柏伟[8]（2021）在《CuMnNi系耐磨高熵铜合金的微观组织、力学和摩擦学性能研究》文中提出高熵铜合金是基于三元Cu-Mn-Ni合金固溶体系,通过在等原子比Cu Mn Ni高熵合金中逐步添加Zn、Al和Sn元素而形成一类新型高熵合金。多主元的成分组成和简单的相结构赋予了高熵铜合金优异的力学性能,使其有望取代常规铜合金成为新一代高性能结构铜材。但迄今为止,有关于高熵铜合金摩擦磨损性能的研究较少。本文以高速、重载和冲击等苛刻工况下的应用为导向,基于高熵合金固溶体相的形成原理,以Cu、Mn、Ni、Zn、Al和Sn等纯金属粉末为原料,采用感应熔炼技术制备了CuMnNi Znx（x=10,20,30和40 wt.%）、CuMnNi Alx（x=0,5,10和15 wt.%）和Cu Mn NiSnx（x=0,5,10,15和20 wt.%）等一系列高熵铜合金,系统地研究了其物相组成、显微组织和力学性能,阐明了其强韧化机理。重点研究了高熵铜合金在室温下的摩擦学性能,讨论了其摩擦磨损机理。主要结果如下:1.CuMnNi Znx高熵铜合金呈典型的树枝晶和枝晶间结构,组织均匀、微观缺陷较少。随着Zn含量提升至40 wt.%,合金由FCC相向FCC+BCC的两相转变。仅由FCC相组成的高熵铜合金中,Zn原子的固溶强化作用使合金的硬度、屈服强度、抗压强度和断裂韧性随Zn含量增加逐渐提高。BCC相的形成对CuMnNi Zn40高熵铜合金具有显着的强化作用,但降低了塑性和断裂韧性。室温下,FCC相高熵铜合金的摩擦系数较大且耐磨性差,而BCC相具有良好的减摩抗磨效果使得CuMnNi Zn40高熵铜合金摩擦系数降低至0.49左右,磨损率约减小至5.64×10-4mm3/N·m。2.CuMnNi Alx高熵铜合金中,不含Al元素的高熵合金仅由FCC相组成,具有良好的塑性和韧性,但强度较低。Al元素的添加促进了BCC相的形成,且BCC相的含量随Al元素提高而不断增加。Al元素能够显着提升高熵铜合金的硬度和强度,但不利于塑韧性。CuMnNi Al10高熵铜合金中FCC相和BCC相的含量达到最优匹配,其综合力学性能最佳。同时,CuMnNi Al10高熵铜合金具有较低的摩擦系数,磨损率仅为1.34×10-4mm3/N·m,同等条件下的耐磨性优于常规耐磨铝青铜C6161合金,具有良好的应用前景。3.在CuMnNi Al10高熵铜合金中的枝晶间区域出现了与其它高熵铜合金中明显不同的片层结构。根据该区域的EDS分析结果重新设计了Cu35Mn32Ni19Al14高熵铜合金,并研究了退火温度对其物相、显微组织、力学与摩擦学性能的影响。结果显示Cu35Mn32Ni19Al14高熵铜合金主要由FCC相和少量BCC相组成,其中FCC相是由针状晶粒堆叠而成片层结构。高温退火过程中,FCC相的晶粒尺寸随退火温度升高逐渐增大,而Ni和Al原子朝着形成BCC相的方向进行扩散,使合金在650℃和850℃退火后BCC相的含量增加。高温退火有助于提升Cu35Mn32Ni19Al14高熵铜合金的强度和硬度,但造成其耐磨性略有降低。4.Cu Mn NiSnx高熵铜合金主要由FCC+L21两相组成,Sn元素的添加促进了具有L21结构（类似B2相）的第二相形成。Sn原子对FCC相的固溶强化作用以及L21相的含量均随Sn含量提高而不断增加,使得高熵铜合金的硬度、屈服强度和抗压强度显着提升。L21相为典型的脆性结构,其含量增加不利于高熵铜合金塑韧性的改善,但L21相在摩擦过程中展现出了良好的减摩抗磨作用,Cu Mn NiSn20合金的磨损率仅为10-5mm3/N·m数量级。
刘帅[9]（2020）在《AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究》文中指出选择性激光熔化（SLM）镁合金工艺利用其快速凝固的特点结合镁合金轻量化的优势,对于解决传统镁合金成型技术在生产中的局限性,满足航空、航天、医疗等领域对镁合金材料日益发展的高要求,以及生产出适应范围更广、成型难度更大的高性能镁合金产品具有重要意义。本论文利用选择性激光熔化（SLM）方法对AZ61镁合金成型过程的工艺参数、球化行为、力学性能等进行了系统的研究,应用热等静压、固溶热处理等后处理方式对SLMAZ61镁合金的性能进一步改进,利用量子遗传算法优化的支持向量回归算法（QGA-SVR）建立了表面粗糙度定量预测模型,得到了 AZ61镁合金SLM的最佳成型条件,解决了 SLMAZ61镁合金强韧性及表面粗糙度差的问题,取得了如下研究成果:（1）研究了 SLM过程中工艺参数对AZ61镁合金成型质量、球化程度的影响。研究发现,随着扫描速度与扫描间距的升高（即能量密度降低）,表面质量恶化,内部孔隙明显增多,产生球化现象。这是由于能量密度过低,使熔池温度下降,熔体粘度增大,阻碍了熔体向熔池的边缘平滑的流动。增大能量密度有助于减少球化、孔隙等缺陷,但当表面逐渐趋于平整时,马朗戈尼效应（Marangoni effect）和反冲压力（Recoil pressure）会对表面质量造成影响。为了解决能量密度与表面质量的矛盾,建立了不同成型质量与能量密度区间的对应关系模型,得到了 SLMAZ61镁合金的最佳成型的能量密度范围为125～250 J/mm3,与此对应的最优表面粗糙度为7.5μm。（2）通过对SLM AZ61镁合金球化行为的热力学、动力学及镁熔滴在基板上铺展/凝固的竞争行为分析,建立了 SLM过程AZ61镁合金熔池铺展/凝固模型。研究表明,在SLM过程中,Mg和其他几种常见金属熔滴在毛细力的作用下铺展,同时受到惯性力的阻碍作用。熔滴的凝固受控于元素扩散及熔滴温度、基板温度、固相线温度三者间的温度梯度。抑制球化的关键是控制凝固时间长于铺展时间,使金属熔体在凝固之前有充足时间铺展。AZ61镁合金熔体的凝固曲线斜率大于Mg熔体,表明AZ61熔体凝固时间对温度变化更敏感。根据熔滴铺展/凝固动力学模型,计算得到理论上控制SLMAZ61球化的最佳温度为900℃（1173K）,此时凝固时间长于润湿时间,可以最大程度减少球化,降低表面粗糙度,实现致密成型。SLM AZ61的孔隙形状、尺寸分别受扫描速度、扫描间距的影响,相对密度随扫描速度、扫描间距减小而增大。研究得到SLM AZ61最佳工艺参数为激光功率P=150W、扫描速率v=400mm/s、扫描间距H=0.06mm及层厚T=0.04mm,此时样品相对密度最高,达到99.4%;SLMAZ61的相对密度与Al元素的固溶有关,调节能量密度控制溶质捕获效应,可以提升SLM镁合金的相对密度。除此之外,利用基于量子遗传算法优化的支持向量回归算法（QGA-SVR）建立了 SLMAZ61镁合金的表面粗糙度预测模型,预测准确率达到94%,为工程应用奠定了理论基础并有效解决了前期试验成本高的问题。（3）SLMAZ61镁合金晶粒细化为1.61～2.46μm,显微组织由等轴的α-Mg晶粒和沿晶界分布的网状β-Mg17Al12组成;力学性能研究表明,最佳工艺参数下,极限抗拉强度为287MPa,屈服强度为233MPa,较铸态分别提升了 93%和135%,延伸率为3.12%。通过显微组织以及断口形貌分析,内部孔隙、沿晶界析出的β-Mg17Al12为限制塑性的原因。（4）热等静压（HIP）对闭合SLM镁合金内部孔隙、提升塑性有重要作用。HIP后,AZ61镁合金致密度接近100%,且在保温过程中发生了β-Mg17Al12相的溶解。350℃、103MPa、3h 的 HIP 处理后,网状 β-Mg17Al12分解,并有大量块状β-Mg17Al12析出;450℃、103MPa、3h的HIP下第二相完全溶解。350℃、450℃HIP下,极限抗拉强度分别为279MPa、274MPa,屈服强度分别为198MPa和126MPa,延伸率分别为5.5%和8.2%,塑性较SLM镁合金分别提升了 77%和165%,在保留极限抗拉强度的情况下,塑性得到了极大的改善。研究发现在采取相同压力闭合孔隙的条件下,第二相溶解越完全,塑性越高。同时,通过计算明晰了 SLM+HIP下AZ61的主要强化机制。（5）固溶热处理对SLM AZ61镁合金塑性有改善作用,最佳方式为分段加热模式。通过330℃、350℃、380℃、410℃下不同时间的固溶热处理,发现低于410℃时,β-Mg17Al12由沿晶界析出的网状分解形成块状,溶解情况随时间变化不大;410℃、2h后β-Mg17Al12几乎完全溶解,且溶解速度很快,表明最佳固溶温度为410℃。固溶热处理导致晶粒粗化,330℃～410℃,晶粒尺寸由3.3±1.3μm增长到29.2±3.7μm,410℃、10h后晶粒尺寸无明显变化,为29.4±2.5μm,但远小于铸态水平。随着固溶温度升高,SLM AZ61镁合金强度下降,塑性提升。410℃时抗拉强度为240±5MPa,屈服强度降低,为124±6MPa,但延伸率升高到了 5.9%,较SLM原始态AZ61镁合金升高了 84%,塑性得到改善。在最佳固溶温度410℃下对5min、10min、15min、20min、30min、1h、2h、15h第二相的溶解行为进行研究,建立了第二相分解的动力学模型。（6）将SLM AZ61镁合金固溶热处理与HIP工艺对比,发现HIP不仅可以闭合内部孔隙,同时发生β-Mg17Al12的溶解,消除了孔隙与β-Mg17Al12对SLM镁合金塑性的影响,使塑性显着提升。塑性改善的最佳后处理方式为450℃、103MPa下进行3小时的HIP处理。最后利用研究得到的SLMAZ61最佳工艺参数组合,试制了某企业用于航空某装备的AZ61镁合金的实际零件。结果显示,SLM制备AZ61镁合金较传统切削加工全工艺过程简化了约40%、加工时间减少了约80%、成本下降了约20%,显示了 SLM镁合金在航空航天等重大领域有着巨大的发展潜力。
蔡长宏[10]（2021）在《可降解Mg-Zn-Zr-Nd系镁合金的制备及组织与性能研究》文中指出由于镁合金具有良好的生物相容性、可降解性、低密度和接近人体骨骼的弹性模量,在作为可降解植入材料方面具有很大潜力。然而,其在体液中降解速率过快并且容易发生局部腐蚀,往往导致皮下气泡积累和力学完整性过早损失。因此,本文针对具有优异力学性能、缓慢降解速率和均匀腐蚀行为可降解镁合金的研发需求,通过优化成分设计、熔炼铸造及挤压工艺,制备了新型Mg-Zn-Zr-Nd系镁合金,综合先进的材料表征手段及分析测试方法,讨论组织演变对合金力学性能和腐蚀性能的影响,研究合金的降解行为及腐蚀产物膜层的沉积机理。针对 Nd 含量对铸态 Mg-2Zn-0.6Zr-xNd（x=0、0.2、0.6、1.0wt.%）合金组织与性能影响的研究表明:0.2～1.0wt.%的Nd元素添加后,合金中生成了三元第二相Mg-Zn-Nd（T）相,随Nd含量增加,晶粒尺寸先增大后减小,第二相体积分数连续增加,T相类型由T2（Mg60Zn32Nd8）转变为T3（Mg35Zn40Nd25）;铸态Mg-2Zn-0.6Zr-xNd合金的拉伸屈服强度约为55～80MPa,随Nd含量增加而提高,而抗拉强度无明显差异,均在200MPa左右;压缩屈服强度约为70～90MPa,抗压强度约为410～440MPa,均随Nd的含量增加而提高。通过优化挤压参数,采用三种不同的挤压工艺制备了不同力学性能指标的Mg-2Zn-0.6Zr-0.6Nd合金,其降解速率缓慢且具有均匀腐蚀行为。采取正向挤压,挤压温度、挤压速度和挤压比分别为350℃、3mm/s和16:1时,屈服强度、抗拉强度、断后伸长率和腐蚀速率分别为190MPa、254MPa、16.7%和0.21mm/year;采取反向挤压,挤压温度和挤压比保持在350℃和16:1,挤压速度降低至0.5mm/s时,屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为269MPa、298MPa和25.6%,在DMEM或Hank’s溶液中均表现出均匀腐蚀特性,浸泡72h后利用电化学频率调制技术测得的腐蚀速率分别约为0.03mm/year和0.07mm/year;采取反向挤压,挤压速度和挤压比保持在0.5mm/s和16:1,挤压温度降低至300℃时,屈服强度、抗拉强度、断后伸长率、摩擦系数和磨损速率分别为 353MPa、362MPa、15.3%、0.15 和3.9×10-3mm3·N-1·m-1。以不同状态Mg-Zn-Zr-Nd系镁合金作为研究对象,阐明第二相含量、第二相形貌和晶粒尺寸对合金常规拉伸断裂行为的影响,此外通过设计预浸泡拉伸实验,研究腐蚀引起的表面完整性对合金拉伸断裂行为的影响,结果表明:T相的弹性模量和硬度分别为57.5GPa和1.47GPa,其硬脆特性除导致自身在变形中容易破裂外,还会在与α-Mg基体的界面处诱发微裂纹的产生;随着T相含量、形貌和晶粒尺寸的变化,常规拉伸实验中铸态、均匀化处理、固溶处理和挤压时效处理合金的断裂模式从晶间断裂变为准解理断裂、穿晶断裂和韧性断裂;不同状态合金在预浸泡拉伸实验中,表面完整性降低对裂纹敏感性的影响按以下顺序排列:铸态>均匀化处理>固溶处理>挤压时效处理。利用X射线衍射、扫描电镜、扫描开尔文显微镜、电化学频率调制技术及扫描振动电极技术,对合金进行了微观分辨率的腐蚀研究,结果表明:T相与α-Mg基体间的相对伏特电位约为-400mV,晶界中出现的孔状缺陷表明阳极溶解过程高度区域分布,晶界处低电位的T相先于基体被腐蚀;通过不断优化参数,利用电化学频率调制技术得到的数据质量高并且可靠性强;腐蚀初期产生的Mg（OH）2沉淀无法有效地保护基体,随着腐蚀进行,致密且不溶于Cl-离子的CaHPO4·2H2O在Mg（OH）2膜层外沉淀,并且由于Mg（OH）2的多孔结构和渗透可溶性离子的性质在其内部沉淀,有效减缓了 Mg（OH）2的溶解和基体的腐蚀。在无机盐溶液中,腐蚀产物膜层存在沉淀-溶解-沉淀的动态重塑过程,而当溶液中含有多种有机物时,腐蚀产物膜层生成后不断沉积,保护效果不断加强。
二、激光快速凝固条件下Cu-27.3%Mn合金的微观组织特征（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、激光快速凝固条件下Cu-27.3%Mn合金的微观组织特征（论文提纲范文）
（1）Mg-Zn-Ca系合金热加工变形能力及断裂韧性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 Mg-Zn及Mg-Zn-Ca系合金 |
| 2.1.1 Mg-Zn系合金概述 |
| 2.1.2 Mg-Zn-Ca系合金概述 |
| 2.2 镁合金热压缩变形行为 |
| 2.2.1 材料热变形的力学模型 |
| 2.2.2 材料热加工图 |
| 2.2.3 镁合金热压缩变形行为研究 |
| 2.3 镁合金动态再结晶行为 |
| 2.3.1 镁合金动态再结晶临界条件 |
| 2.3.2 镁合金动态再结晶行为研究 |
| 2.4 镁合金断裂韧性及疲劳裂纹扩展研究 |
| 2.4.1 断裂韧性概述 |
| 2.4.2 镁合金断裂韧性的影响因素 |
| 2.4.3 镁合金疲劳裂纹扩展研究 |
| 3 研究内容与方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 实验设备与方法 |
| 3.3.1 铸锭熔炼及热处理 |
| 3.3.2 热模拟压缩实验 |
| 3.3.3 高温热塑性实验 |
| 3.3.4 等温锻造实验 |
| 3.3.5 力学性能实验 |
| 3.3.6 微观组织分析实验 |
| 4 Mg-4Zn-xCa合金热压缩变形行为研究 |
| 4.1 Mg-4Zn-xCa合金铸态及均匀化组织特征 |
| 4.1.1 Mg-4Zn-xCa合金铸态组织 |
| 4.1.2 Mg-4Zn-xCa合金均匀化组织 |
| 4.2 Mg-4Zn-xCa合金热压缩变形行为 |
| 4.2.1 Mg-4Zn-xCa合金流变应力行为 |
| 4.2.2 Mg-4Zn-xCa合金热变形本构方程构建及验证 |
| 4.2.3 Ca元素对Mg-4Zn-xCa合金热变形本构方程的影响 |
| 4.2.4 Mg-4Zn-xCa合金热变形本构方程优化及验证 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶行为研究 |
| 5.1 Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶临界条件 |
| 5.2 Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶组织演变 |
| 5.2.1 热变形条件对Mg-4Zn-xCa合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 钙元素对Mg-4Zn-xCa合金微观组织的影响 |
| 5.3 Mg-4Zn-xCa合金动态再结晶形核机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Mg-4Zn-xCa合金热加工变形能力及组织特征研究 |
| 6.1 Mg-4Zn-xCa合金热加工图构建 |
| 6.1.1 Mg-4Zn-xCa合金热加工变形能力 |
| 6.1.2 Mg-4Zn-xCa合金热加工图构建 |
| 6.2 Mg-4Zn-xCa合金热加工图分析 |
| 6.3 钙元素对Mg-4Zn-xCa合金热加工变形能力的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 Mg-4Zn-xCa合金等温锻造制备及断裂韧性研究 |
| 7.1 Mg-4Zn-xCa合金等温锻造制备 |
| 7.2 Mg-4Zn-xCa合金微观组织特征及断裂韧性研究 |
| 7.2.1 Mg-4Zn-xCa合金微观组织特征 |
| 7.2.2 Mg-4Zn-xCa合金断裂韧性研究及改善机理 |
| 7.3 Mg-4Zn-xCa合金疲劳裂纹扩展研究 |
| 7.3.1 Mg-4Zn-xCa合金疲劳裂纹扩展实验 |
| 7.3.2 Mg-4Zn-xCa合金疲劳裂纹扩展行为研究 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 后期工作展望 |
| 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 |
（2）亚快速凝固Al-Mg-Si系合金变形组织晶粒异常长大行为及其抑制方法（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 亚快速凝固工艺研究现状 |
| 1.2.1 凝固工艺分类 |
| 1.2.2 亚快速凝固合金的组织特征 |
| 1.2.3 亚快速凝固合金的组织研究现状 |
| 1.3 晶粒异常长大研究现状 |
| 1.3.1 晶粒异常长大的能量因素 |
| 1.3.2 晶粒异常长大的动力学因素 |
| 1.3.3 晶粒异常长大的第二相因素 |
| 1.3.4 铝合金晶粒异常长大研究进展 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 合金熔炼 |
| 2.1.2 凝固工艺 |
| 2.1.3 轧制及热处理工艺 |
| 2.2 样品表征 |
| 2.2.1 成分测试 |
| 2.2.2 光镜表征 |
| 2.2.3 扫描电镜和能谱表征 |
| 2.2.4 EBSD表征 |
| 2.2.5 透射电镜表征 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.4 实验技术路线 |
| 第3章 凝固速率对Al–Mg–Si系合金晶粒异常长大行为的影响规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 凝固速率对Al–Mg–Si系合金微观组织的影响 |
| 3.2.1 铸态组织 |
| 3.2.2 轧制固溶组织 |
| 3.3 亚快速凝固Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大机制 |
| 3.3.1 亚快速凝固Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大的晶体学分析 |
| 3.3.2 第二相特征对亚快速凝固Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Mg含量对亚快速凝固Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大行为影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mg含量对亚快速凝固Al-Mg-Si系合金微观组织的影响 |
| 4.2.1 铸态组织 |
| 4.2.2 轧制固溶组织 |
| 4.3 Mg含量对亚快速凝固铝合金晶粒异常长大行为影响机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 亚快速凝固Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大的抑制及其机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Sc元素对亚快速Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大行为的影响 |
| 5.3 Mn元素对亚快速Al-Mg-Si系合金晶粒异常长大行为的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（3）激光增材制造Cu-Fe偏晶合金凝固机制与性能调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 偏晶合金简介 |
| 1.2.1 偏晶合金的特性 |
| 1.2.2 偏晶合金的制备方法 |
| 1.3 液相分离机制及组织类型 |
| 1.3.1 液相分离机制 |
| 1.3.2 液相分离基本过程 |
| 1.3.3 偏晶合金的组织类型 |
| 1.4 Cu基合金的强化方式 |
| 1.4.1 合金化法 |
| 1.4.2 Cu基复合材料法 |
| 1.4.3 孪晶/层错强化法 |
| 1.5 Cu-Fe偏晶合金的研究现状与存在问题 |
| 1.6 本论文的研究意义及内容 |
| 第二章 Fe含量对激光熔化沉积Cu-Fe偏晶合金组织与性能影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.3 不同Fe含量微观组织特征 |
| 2.4 液相分离机制 |
| 2.5 匀质Cu95Fe5 偏晶合金性能分析 |
| 2.5.1 显微硬度 |
| 2.5.2 磁学性能 |
| 2.5.3 电化学性能 |
| 2.6 “中空结构”富Fe颗粒增强Cu基偏晶合金耐蚀性 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 光斑尺寸对激光熔化沉积Cu-Fe偏晶合金组织与性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金组织优化 |
| 3.4 颗粒细化的液相分离机制 |
| 3.5 细化弥散颗粒优化Cu-Fe偏晶合金性能 |
| 3.5.1 硬度及耐磨性 |
| 3.5.2 磨损及增强机制 |
| 3.5.3 电化学性能分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 激光选区熔化成形块体层状Cu-Fe偏晶合金组织与力学行为分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 激光能量密度调控偏晶合金组织致密度 |
| 4.4 原位生成“纤维-颗粒”与纳米生长孪晶 |
| 4.5 Cu-Fe偏晶合金力学性能分析 |
| 4.6 塑性变形及裂纹扩展机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 TiB_2对激光选区熔化成形Cu-Fe偏晶合金组织与耐磨性影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 TiB_2均匀细化分散“颗粒-孪晶”结构 |
| 5.4 TiB_2形核剂调控高Fe含量液相分离机制 |
| 5.5 TiB_2颗粒与富Fe颗粒增强偏晶合金耐磨性 |
| 5.5.1 硬度分析 |
| 5.5.2 磨损行为分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 激光选区熔化成形“纤维/颗粒-孪晶/层错”增强Cu-Fe偏晶合金力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.3 原位生成“纤维/颗粒-孪晶/层错”富Fe结构 |
| 6.4 Cu-Fe偏晶合金力学性能分析 |
| 6.5 “纤维/颗粒-孪晶/层错”强韧化机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 本论文的创新之处 |
| 参考文献 |
| 发表论文及参与科研情况 |
| 致谢 |
（4）深过冷快速凝固条件下高熵合金的结构演变与力学性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与研究的目的和意义 |
| 1.2 高熵合金的定义 |
| 1.3 高熵合金的核心效用和相组成 |
| 1.3.1 高熵效应 |
| 1.3.2 晶格畸变效应 |
| 1.3.3 缓慢扩散效应 |
| 1.3.4 “鸡尾酒”效应 |
| 1.3.5 高熵合金的相组成 |
| 1.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.4.1 液相制备法 |
| 1.4.2 固相制备法 |
| 1.4.3 气相制备法 |
| 1.5 高熵合金的性能法 |
| 1.5.1 高熵合金的力学性能 |
| 1.5.2 高熵合金的物理性能 |
| 1.5.3 高熵合金的化学性能 |
| 1.6 深过冷快速凝固技术 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 落管样品的制备 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验分析方法 |
| 2.2.1 晶体结构及微观组织 |
| 2.2.2 力学性能 |
| 2.2.3 热力学参数 |
| 第3章 落管实验及其动力学和热力学分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 金属液滴在落管中下落的动力学分析 |
| 3.3 金属液滴在落管中下落的热力学分析 |
| 3.4 落管实验的预实验 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 亚共晶Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11)高熵合金的非平衡凝固 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11.0)高熵合金球体的相组成 |
| 4.3.2 Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11.0)高熵合金球体的微观结构 |
| 4.3.3 Fe_(26.7)Co_(26.7)Ni_(26.7)Si_(8.9)B_(11.0)高熵合金球体的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 共晶AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金的非平衡凝固 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金球体的相组成 |
| 5.3.2 AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金球体的微观结构 |
| 5.3.3 AlCoCrFeNi_(2.1)高熵合金球体的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术成果 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（5）Al-Cu-Fe准晶制备及其对7075合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 准晶材料的研究概况 |
| 1.1.1 准晶的起源 |
| 1.1.2 准晶的分类及其几何模型 |
| 1.1.3 准晶的制备工艺现状 |
| 1.2 Al-Cu-Fe准晶材料的研究现状 |
| 1.2.1 Al-Cu-Fe系准晶合金中的相组成 |
| 1.2.2 Al-Cu-Fe系准晶的性能 |
| 1.2.3 Al-Cu-Fe准晶材料的应用 |
| 1.3 准晶增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 7075系高强铝合金的性质 |
| 1.3.2 准晶增强铝基复合材料的强化机制 |
| 1.3.3 Al-Cu-Fe准晶增强铝基复合材料的国内外研究进展 |
| 1.4 本文研究意义、目的及内容 |
| 1.4.1 研究意义与目的 |
| 1.4.2 本文研究内容 |
| 2 实验方案与研究方法 |
| 2.1 研究方案及技术路线 |
| 2.1.1 基体合金的选取 |
| 2.1.2 增强体的选择 |
| 2.1.3 制备工艺方法的选择 |
| 2.1.4 技术路线 |
| 2.2 试样的制备 |
| 2.2.1 Al-Cu-Fe系准晶材料的制备 |
| 2.2.2 准晶增强7075复合材料的制备 |
| 2.3 试样的表征 |
| 2.3.1 微观组织分析 |
| 2.3.2 性能测试 |
| 3 Al-Cu-Fe系准晶的制备工艺研究 |
| 3.1 Al-Cu-Fe系准晶成分 |
| 3.2 铸态Al-Cu-Fe系准晶相分析及微观结构研究 |
| 3.2.1 铸态Al_(63)Cu_(27-x)Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶的微观组织研究和相分析 |
| 3.2.2 铸态Al_(63)Cu_(27-)xFe_(10+x)(x=0,2,4)准晶的DSC分析 |
| 3.2.3 分析与讨论 |
| 3.3 热处理对Al-Cu-Fe系准晶合金微观组织和相组成的影响 |
| 3.3.1 热处理态Al_(63)Cu_(27-x) Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶合金的微观组织分析 |
| 3.3.2 热处理态Al_(63)Cu_(27-x) Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶合金的相组成分析 |
| 3.3.3 热处理态Al_(63)Cu_(27-x) Fe_(10+x)(x=0,2,4)准晶Ⅰ相结构分析 |
| 3.3.4 分析与讨论 |
| 3.4 Al_(63)Cu_(27-x)Fe_(10+x)(x=0,2,4)显微硬度分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Al-Cu-Fe准晶与7075铝合金的复合工艺研究 |
| 4.1 半固态铸造复合工艺过程 |
| 4.2 精炼除气工艺对复合材料微观组织的影响 |
| 4.3 Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶对7075合金性能的影响 |
| 4.3.1 准晶质量分数对复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.2 复合材料断口形貌分析 |
| 4.4 热处理对复合材料组织与性能的影响 |
| 4.4.1 热处理对复合材料组织的影响 |
| 4.4.2 分析与讨论 |
| 4.4.3 热处理对复合材料力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 挤压态(Al_(63)Cu_(25)Fe_(12))p/7075复合材料的组织与性能研究 |
| 5.1 复合材料的挤压工艺 |
| 5.2 挤压态复合材料的微观结构 |
| 5.3 挤压态复合材料的性能 |
| 5.3.1 挤压态(Al_(63)Cu_(25)Fe_(12))p/7075复合材料的力学性能 |
| 5.3.2 复合材料的断口形貌分析 |
| 5.3.3 复合材料线膨胀性能分析 |
| 5.4 热处理对挤压态(Al_(63)Cu_(25)Fe_(12))p/ZL101复合材料的影响 |
| 5.4.1 热处理对复合材料微观组织的影响 |
| 5.4.2 热处理对复合材料力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）Al-Ce合金的成分设计及快速冷却条件对其组织性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铝铈合金的性质及应用 |
| 1.2.1 铝铈合金的性质 |
| 1.2.2 铝铈合金的应用 |
| 1.3 铈在铝合金中的作用 |
| 1.3.1 形成稳定的化合物 |
| 1.3.2 细化微观组织 |
| 1.3.3 改善铸造性能 |
| 1.3.4 耐磨性和导电率 |
| 1.4 铝铈合金的国内外研究现状 |
| 1.4.1 铝铈合金的组织与性能 |
| 1.4.2 铝铈合金的快速凝固 |
| 1.4.3 铝铈合金的回收 |
| 1.4.4 铝铈合金的理论计算与模拟 |
| 1.5 本文研究内容与技术路线 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 技术路线 |
| 2 实验过程及研究方法 |
| 2.1 合金的成分设计 |
| 2.2 合金的制备 |
| 2.2.1 原材料 |
| 2.2.2 熔炼工艺 |
| 2.3 合金的快速冷却 |
| 2.4 合金的热处理 |
| 2.5 合金的微观组织结构观察与分析 |
| 2.5.1 合金成分分析 |
| 2.5.2 金相组织观察 |
| 2.5.3 X射线衍射 |
| 2.5.4 SEM及EDS分析 |
| 2.6 合金的性能测试 |
| 2.6.1 室温力学性能 |
| 2.6.2 高温力学性能 |
| 2.6.3 显微硬度 |
| 2.6.4 摩擦磨损性能 |
| 3 面向快速冷却的Al-Ce合金成分设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu、Mg元素对Al-Ce合金微观组织的影响 |
| 3.2.1 Cu元素对Al-Ce合金微观组织的影响 |
| 3.2.2 Mg元素对Al-Ce合金微观组织的影响 |
| 3.3 Cu、Mg元素含量对Al-Ce合金显微硬度的影响 |
| 3.4 Cu、Mg元素对Al-Ce合金性能的影响 |
| 3.4.1 Al-Ce合金的室温力学性能 |
| 3.4.2 Al-Ce合金室温拉伸断口形貌分析 |
| 3.4.3 Al-Ce合金的高温力学性能 |
| 3.4.4 Al-Ce合金高温拉伸断口形貌分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 激光快速冷却条件下Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金的微观组织与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 工艺参数对激光快速冷却熔池形貌的影响 |
| 4.3 激光快速冷却条件下Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金的微观组织 |
| 4.3.1 快速冷却区域合金的微观组织结构 |
| 4.3.2 快速冷却区域组织形貌特征分析 |
| 4.3.3 不同激光工艺参数对晶粒细化的影响 |
| 4.4 激光快速冷后Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金的热稳定性研究 |
| 4.5 激光快速冷却对Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金对性能的影响 |
| 4.5.1 激光快速冷却对Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金硬度的影响 |
| 4.5.2 激光快速冷却对Al-12Ce-1Cu-0.8Mg合金耐磨性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（7）激光熔覆CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的制备及其组织和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金概述 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的理论基础 |
| 1.2.3 高熵合金的四大效应 |
| 1.3 高熵合金的相结构和判断依据 |
| 1.3.1 高熵合金的相结构 |
| 1.3.2 高熵合金相形成判据 |
| 1.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.4.1 高熵合金块体的制备方法 |
| 1.4.2 高熵合金粉末的制备方法 |
| 1.4.3 高熵合金薄膜和涂层的制备方法 |
| 1.5 高熵合金涂层的研究进展 |
| 1.6 本论文研究目的及内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 1.6.3 技术路线 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 高熵合金涂层成分设计 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 基体材料 |
| 2.2.2 涂层材料 |
| 2.3 粉末的预置 |
| 2.4 激光熔覆实验设备 |
| 2.5 涂层组织结构分析 |
| 2.5.1 涂层XRD物相分析 |
| 2.5.2 涂层组织及成分分析 |
| 2.6 涂层的性能测试 |
| 2.6.1 显微硬度测试 |
| 2.6.2 纳米压痕测试 |
| 2.6.3 摩擦磨损测试 |
| 2.6.4 高温抗氧化性能测试 |
| 第三章 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的组织和力学性能 |
| 3.1 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的宏观形貌 |
| 3.2 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的相结构 |
| 3.3 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的微观组织及微区成分 |
| 3.3.1 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的显微组织 |
| 3.3.2 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的微区成分分析 |
| 3.4 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的显微硬度 |
| 3.5 纳米压痕研究M_2B相的力学性质 |
| 3.6 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的摩擦磨损性能 |
| 3.6.1 涂层的摩擦磨损性能分析 |
| 3.6.2 涂层的磨损形貌及磨损机理分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 CoCrFeMnNiB_x高熵合金涂层的高温抗氧化性能 |
| 4.1 CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的氧化动力学 |
| 4.1.1 高熵合金涂层的氧化动力学 |
| 4.1.2 高熵合金涂层的氧化动力学方程 |
| 4.2 涂层表面的氧化产物研究 |
| 4.2.1 涂层氧化产物的相结构分析 |
| 4.2.2 涂层氧化后的微观表面形貌以及成分分析 |
| 4.2.3 涂层氧化后的微观截面形貌以及成分分析 |
| 4.3 涂层的高温抗氧化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读学位期间获得研究成果 |
（8）CuMnNi系耐磨高熵铜合金的微观组织、力学和摩擦学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 耐磨铜合金 |
| 1.2 高熵合金研究进展 |
| 1.2.1 高熵合金的概念 |
| 1.2.2 高熵合金的形成条件 |
| 1.2.3 高熵合金的特点 |
| 1.2.4 高熵合金的性能 |
| 1.2.5 高熵合金的制备方法 |
| 1.3 高熵铜合金的研究现状 |
| 1.4 本文构想 |
| 第2章 样品制备与实验方法 |
| 2.1 实验材料及主要仪器 |
| 2.2 高熵铜合金的制备 |
| 2.3 高熵铜合金的微观组织分析 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 金相分析 |
| 2.3.3 显微形貌和成分分析 |
| 2.4 高熵铜合金的性能测试 |
| 2.4.1 密度 |
| 2.4.2 硬度 |
| 2.4.3 压缩性能 |
| 2.4.4 断裂性能 |
| 2.4.5 摩擦学性能 |
| 第3章 CuMnNi Zn_x高熵铜合金的显微组织、力学性能与摩擦学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CuMnNi Zn_x高熵铜合金的组织结构 |
| 3.2.1 物相组成 |
| 3.2.2 微观形貌 |
| 3.3 CuMnNi Zn_x高熵铜合金的力学性能 |
| 3.4 CuMnNi Zn_x高熵铜合金的摩擦学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 CuMnNi Al_x高熵铜合金的显微组织、力学与摩擦学性能和Cu_(35)Mn_(32)Ni_(19)Al_(17)高熵铜合金的退火处理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CuMnNi Al_x高熵铜合金的组织结构、力学和摩擦学性能 |
| 4.2.1 组织结构 |
| 4.2.2 CuMnNi Al_x高熵铜合金的力学性能 |
| 4.2.3 CuMnNi Al_(10)高熵铜合金和C6161 铝青铜的摩擦学性能 |
| 4.3 退火温度对Cu_(35)Mn_(32)Ni_(19)Al_(14)高熵铜合金物相、组织和性能的影响 |
| 4.3.1 Cu_(35)Mn_(32)Ni_(19)Al_(14)高熵铜合金的组织结构 |
| 4.3.2 Cu_(35)Mn_(32)Ni_(19)Al_(14)高熵铜合金的力学性能 |
| 4.3.3 Cu_(35)Mn_(32)Ni_(19)Al_(14)高熵铜合金的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 CuMnNiSn_x高熵铜合金的显微组织、力学性能与摩擦学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CuMnNiSn_x高熵铜合金的组织结构 |
| 5.2.1 物相组成 |
| 5.2.2 微观形貌 |
| 5.3 CuMnNiSn_x高熵铜合金的力学性能 |
| 5.4 CuMnNiSn_x高熵铜合金的摩擦学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（9）AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 镁合金概述 |
| 2.2 镁合金分类 |
| 2.3 镁合金的应用 |
| 2.4 增材制造技术 |
| 2.4.1 增材制造技术特点 |
| 2.4.2 选择性激光熔化技术 |
| 2.5 选择性激光熔化镁合金的研究进展 |
| 2.5.1 选择性激光熔化技术成型质量研究进展 |
| 2.5.2 选择性激光熔化镁合金相对密度的研究进展 |
| 2.5.3 选择性激光熔化成型显微硬度的研究进展 |
| 2.5.4 选择性激光熔化镁合金力学性能的研究进展 |
| 2.5.5 选择性激光熔化成型显微结构的研究进展 |
| 2.6 选择性激光熔化镁合金强化机理研究进展 |
| 2.6.1 选择性激光熔化镁合金合金化的研究进展 |
| 2.6.2 选择性激光熔化镁合金热处理的研究进展 |
| 2.7 选择性激光熔化技术关键问题 |
| 2.7.1 氧化问题 |
| 2.7.2 球化现象 |
| 2.7.3 尺寸精度 |
| 2.8 文献综述总结 |
| 2.9 研究内容 |
| 2.10 技术路线 |
| 3 选择性激光熔化成型AZ61镁合金工艺参数研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验内容及设备 |
| 3.3 选择性激光熔化AZ61镁合金成型质量影响因素探究 |
| 3.3.1 基板对成型的影响 |
| 3.3.2 工艺参数选取 |
| 3.3.3 扫描速度对SLM AZ61镁合金成型质量的影响 |
| 3.3.4 扫描间距对SLM AZ61镁合金成型质量的影响 |
| 3.4 工艺参数与能量密度对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.4.1 工艺参数对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.4.2 能量密度对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.5 熔池球化与铺展凝固动力学模型 |
| 3.5.1 球化润湿性分析 |
| 3.5.2 液体圆柱体不稳定性分析 |
| 3.5.3 金属液滴完全铺展凝固动力学模型 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 选择性激光熔化成型AZ61镁合金组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验内容及设备 |
| 4.3 选择性激光熔化对AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.3.1 扫描速度对SLM AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.3.2 扫描间距对SLM AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.4 选择性激光熔化对AZ61镁合金相组成的影响 |
| 4.4.1 选择性激光熔化AZ61镁合金的相组成 |
| 4.4.2 选择性激光熔化AZ61镁合金凝固路径 |
| 4.4.3 选择性激光熔化对AZ61固溶及相对密度的影响 |
| 4.4.4 相组成对SLM AZ61镁合金表面粗糙度的影响 |
| 4.5 选择性激光熔化对AZ61镁合金显微组织的影响 |
| 4.5.1 选择性激光熔化AZ61镁合金的组织演变规律 |
| 4.5.2 选择性激光熔化对AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 4.6 选择性激光熔化对AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 4.6.1 选择性激光熔化对AZ61镁合金强度的影响 |
| 4.6.2 选择性激光熔化对AZ61镁合金塑性的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 选择性激光熔化AZ61镁合金热等静压工艺与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验内容及设备 |
| 5.3 热等静压工艺(HIP)参数选取 |
| 5.4 热等静压下SLM AZ61镁合金显微组织与演变规律 |
| 5.4.1 热等静压工艺对AZ61镁合金相组成的影响 |
| 5.4.2 热等静压下AZ61镁合金的显微组织演变规律 |
| 5.4.3 热等静压工艺对AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 5.4.4 热等静压工艺对AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 5.5 热等静压对SLM AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 5.5.1 热等静压对SLM AZ61镁合金显微硬度的影响 |
| 5.5.2 热等静压对SLM AZ61镁合金拉伸性能的影响 |
| 5.5.3 热等静压对SLM AZ61镁合金断口形貌的影响 |
| 5.5.4 SLM AZ61镁合金的强化机理分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 选择性激光熔化AZ61镁合金热处理工艺研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验内容及设备 |
| 6.3 热处理制度对SLM AZ61镁合金的影响 |
| 6.4 固溶热处理对SLM AZ61镁合金显微组织及晶粒尺寸的影响 |
| 6.4.1 固溶热处理对SLM AZ61镁合金显微组织的影响 |
| 6.4.2 固溶热处理对SLM AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 6.5 固溶热处理对SLM AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 6.5.1 固溶热处理对SLM AZ61镁合金拉伸性能影响 |
| 6.5.2 固溶热处理对SLM AZ61镁合金断口形貌的影响 |
| 6.6 最佳固溶制度下SLM AZ61镁合金中第二相分解动力学 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 基于QGA-SVR预测模型优化SLM AZ61的工艺参数 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 SLM AZ61镁合金工艺参数选取与实验 |
| 7.2.1 工艺参数分析 |
| 7.2.2 工艺参数选取 |
| 7.2.3 正交实验设计 |
| 7.2.4 实验结果 |
| 7.3 SLM AZ61镁合金表面粗糙度预测模型性能初步对比 |
| 7.4 基于QGA-SVR建立SLM AZ61表面粗糙度预测模型及优化 |
| 7.4.1 支持向量机工作原理 |
| 7.4.2 量子遗传算法工作原理 |
| 7.5 QGA-SVR预测模型建立 |
| 7.5.1 算法策略选择 |
| 7.5.2 表面粗糙度预测结果 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 选择性激光熔化AZ61镁合金工程应用设计与成型研究 |
| 8.1 零件成型及建模 |
| 8.2 加工方式对比 |
| 8.3 效益分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 9.3 下一步工作内容及展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）可降解Mg-Zn-Zr-Nd系镁合金的制备及组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 医用植入材料 |
| 2.1.1 医用植入材料的概念 |
| 2.1.2 医用植入材料的性能要求 |
| 2.1.3 医用植入材料的类型与应用 |
| 2.2 镁合金植入材料的发展 |
| 2.2.1 镁合金植入材料的早期研究 |
| 2.2.2 镁合金植入材料的优势与不足 |
| 2.2.3 镁合金植入材料的主要应用前景 |
| 2.3 镁合金的强化机制及成形工艺 |
| 2.3.1 镁合金的强化机制 |
| 2.3.2 镁合金的成形工艺 |
| 2.4 提高镁合金耐腐蚀性的途径 |
| 2.4.1 高纯镁合金的开发 |
| 2.4.2 合金化处理 |
| 2.4.3 热处理及变形处理 |
| 2.4.4 快速凝固技术 |
| 2.4.5 表面防护技术 |
| 3 研究内容、技术路线及创新性 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 本研究的特色及创新之处 |
| 4 材料制备及实验设计 |
| 4.1 材料制备 |
| 4.1.1 成分设计 |
| 4.1.2 熔炼及浇注 |
| 4.1.3 热挤压 |
| 4.2 组织观察及物相分析 |
| 4.2.1 光学显微组织观察 |
| 4.2.2 扫描电镜分析 |
| 4.2.3 电子探针分析 |
| 4.2.4 电子背散射衍射分析 |
| 4.2.5 透射电镜分析 |
| 4.3 力学性能实验设计 |
| 4.3.1 常规拉伸压缩实验 |
| 4.3.2 预浸泡拉伸实验 |
| 4.3.3 纳米压痕实验 |
| 4.3.4 摩擦腐蚀实验 |
| 4.4 腐蚀性能实验设计 |
| 4.4.1 溶液制备 |
| 4.4.2 浸泡腐蚀实验 |
| 4.4.3 电化学实验 |
| 4.4.4 局部电势分布 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Nd含量对铸态Mg-Zn-Zr-Nd合金组织与性能的影响 |
| 5.1 Nd含量对铸态合金组织演变的影响 |
| 5.1.1 显微组织形貌 |
| 5.1.2 合金元素分布 |
| 5.1.3 金属间化合物相 |
| 5.2 Nd含量对铸态合金力学性能的影响 |
| 5.2.1 拉伸力学性能 |
| 5.2.2 压缩力学性能 |
| 5.3 Nd含量对铸态合金腐蚀性能的影响 |
| 5.3.1 动电位极化 |
| 5.3.2 电化学交流阻抗 |
| 5.3.3 析氢及失重 |
| 5.3.4 腐蚀表面形貌 |
| 5.3.5 腐蚀速率的影响因素 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 挤压工艺对Mg-Zn-Zr-Nd合金组织与性能的影响 |
| 6.1 高温高速正向挤压 |
| 6.1.1 显微组织 |
| 6.1.2 力学性能 |
| 6.1.3 腐蚀性能 |
| 6.2 高温低速反向挤压 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 力学性能 |
| 6.2.3 腐蚀性能 |
| 6.3 低温低速反向挤压 |
| 6.3.1 显微组织 |
| 6.3.2 力学性能 |
| 6.3.3 摩擦腐蚀性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 组织演变对Mg-Zn-Zr-Nd合金拉伸断裂行为的影响 |
| 7.1 组织演变 |
| 7.1.1 光学显微组织 |
| 7.1.2 合金元素分布 |
| 7.1.3 金属间化合物相 |
| 7.2 常规拉伸断裂行为 |
| 7.2.1 力学性能 |
| 7.2.2 断口形貌 |
| 7.2.3 拉伸断裂机制 |
| 7.3 预浸泡拉伸断裂行为 |
| 7.3.1 力学性能 |
| 7.3.2 断口形貌 |
| 7.3.3 拉伸断裂机制 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 微观分辨率的腐蚀研究 |
| 8.1 第二相在微电偶腐蚀中的作用机理 |
| 8.1.1 相对伏特电位 |
| 8.1.2 表面腐蚀形貌 |
| 8.1.3 腐蚀机理 |
| 8.2 腐蚀产物膜层的形成机理 |
| 8.2.1 膜层形貌及组成 |
| 8.2.2 初始阶段动态沉积 |
| 8.3 电化学频率调制技术的应用 |
| 8.4 基于扫描振动电极的微区电化学研究 |
| 8.4.1 腐蚀过程中的表面观察 |
| 8.4.2 微区电化学连续监测 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 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、激光快速凝固条件下Cu-27.3%Mn合金的微观组织特征（论文参考文献）
- [1]Mg-Zn-Ca系合金热加工变形能力及断裂韧性研究[D]. 康强. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]亚快速凝固Al-Mg-Si系合金变形组织晶粒异常长大行为及其抑制方法[D]. 施枭. 吉林大学, 2021(01)
- [3]激光增材制造Cu-Fe偏晶合金凝固机制与性能调控研究[D]. 谢敏. 天津工业大学, 2021(01)
- [4]深过冷快速凝固条件下高熵合金的结构演变与力学性能调控[D]. 赵康. 山东大学, 2021(09)
- [5]Al-Cu-Fe准晶制备及其对7075合金组织和性能的影响[D]. 卢依依. 西安工业大学, 2021(02)
- [6]Al-Ce合金的成分设计及快速冷却条件对其组织性能影响研究[D]. 侯富敏. 中北大学, 2021(09)
- [7]激光熔覆CoCrFeMnNiBx高熵合金涂层的制备及其组织和性能研究[D]. 蔺健全. 昆明理工大学, 2021(01)
- [8]CuMnNi系耐磨高熵铜合金的微观组织、力学和摩擦学性能研究[D]. 柏伟. 兰州理工大学, 2021(01)
- [9]AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究[D]. 刘帅. 北京科技大学, 2020(02)
- [10]可降解Mg-Zn-Zr-Nd系镁合金的制备及组织与性能研究[D]. 蔡长宏. 北京科技大学, 2021(02)