一、Laves相合金的物理冶金特性（论文文献综述）
于梦婕[1]（2021）在《TiZrV吸气剂的成分优化及性能研究》文中指出TiZrV合金是目前工程应用中常见的一类低温激活吸气材料,为更好满足高端真空器件的需求,需要进一步降低激活温度,提高吸气性能。本论文选择Cr、Fe、Al、Mn元素对Ti40Zr30V30（at.%）吸气剂进行了成分优化,并探讨了材料成分变化对其微观结构和吸氢性能的影响。具体研究内容与结论如下:1.利用Cr、Fe、Al、Mn元素优化Ti40Zr30V30合金的成分,以期改善合金的微观结构和吸氢性能。成分优化后,采用XRD和SEM表征Ti基合金的相结构和微观形貌,发现元素替代后的Ti基合金均由两部分组成,一部分是具有BCC相结构的Ti基固溶体另一部分具有C15 Laves相的ZrV2基合金,其中Laves相弥散分布在BCC相的晶界处。2.使用定压法测试改性Ti基吸气剂的吸氢性能,测试结果显示Ti基吸气剂都具有良好的吸氢动力学特性,其中吸氢性能最好的是Ti40Zr22V24Cr8Mn6吸气剂。使用定压法对比Ti40Zr22V24Cr8Mn6吸气剂与Zr56.97V35.85Fe7.18吸气剂的室温吸氢性能,发现在250℃保温3 h的烘烤条件下前者的起始吸气速率为2955 cm3·s-1·g-1，是后者的1.5倍。进一步将吸气剂在400℃保温30 min进行再激活,此时前者的起始吸气速率为6621 cm3·s-1·g-1,是后者的 1.2 倍。3.使用真空烧结法为Ti40Zr22V24Cr8Mn6吸气剂的工程化应用做出初步尝试,结果显示,940℃、20 min为Ti40Zr22V24Cr8Mn6吸气剂的最佳烧结条件,该吸气元件在坠落实验中的失重率仅为0.016%。在400℃,30 min激活条件下,对比Ti40Zr22V24Cr8Mn6烧结吸气剂与Zr56V37Fe7烧结吸气剂的吸氢性能,结果显示前者的初始吸氢速率达4622 cm3·s-1·g-1,是后者的1.2倍,吸氢量为5500 Pa·cm3·g-1,是后者的1.3倍。4.使用原位XPS表征了 Ti40Zr22V24Cr8Mn6吸气剂与Zr56.97V35.85Fe7.18吸气剂表面活性元素在150-450℃温度区间的价态变化,认为此温度区间内前者的激活效率始终高于后者。对于Ti40Zr22V24Cr8Mn6吸气剂,其表面氧化物含量在450℃激活后仅为1.16 at.%,适当提升激活温度或延长保温时间即可完成样品的激活。
刘建宇[2]（2021）在《复杂结构Laves相的孪生行为及其韧化效应研究》文中指出Laves相是金属间化合物中最丰富的一类,具有典型的拓扑密排结构,使得这类材料具有优异的高温性能,如高温强度高、自扩散慢和组织热稳定性好等特点,极具作为先进高温结构材料的发展潜力。然而,单相Laves相也具有其它金属间化合物的基本特性—中低温脆性,亟需提高其低温变形能力,由于Laves相对称性较低,位错难以发生滑移,因此激活孪生成为改善其室温脆性的重要途径之一。为此,本文以Laves相V2Hf为研究对象,通过合金化和引入韧性第二相的方法来调控V2Hf相的层错能和孪生形核过程,诱导Laves相V2Hf在变形中发生孪生,从而使其本征脆性取得突破性改善。系统地研究了电弧熔炼态及退火态Laves相基Hf14V64Nb22合金的微观组织和力学性能,并基于合金化和韧性第二相对断裂韧性的作用规律,分析了 Laves相V2Hf的孪生变形方式及其机制。主要的研究结果如下:采用电弧熔炼法制备出了 Laves相基Hf14V64Nb22合金,其室温断裂韧性达到了 8.87 MPa·m1/2,较铸态单相Laves相提高了 6.4倍,而且其压缩变形量高达26.2%。微观组织测试表明,电弧熔炼态Hf14V64Nb22合金的微观组织为C15结构Laves相V2Hf和bcc结构的V（Nb）固溶体双相合金,Nb固溶原子能够起到降低V2Hf堆垛层错能的作用,利于V2Hf相孪生的开动,而韧性V（Nb）固溶体有助于V2Hf晶粒取向的调整,能够促进孪生变形的进行,两者的协同作用大幅度提高了 Laves相V2Hf的室温变形能力。考虑到电弧熔炼态Hf14V64Nb22合金中存在大量应力,这会对其变形行为产生不利影响,为此在1000℃下对其进行了去应力退火,保温时间为5 h,10 h,25 h,50 h和100h,测试发现随着保温时间的延长,Hf14V64Nb22合金的断裂韧性先增大后减小,在50 h达到最大值,相应的断裂韧性达到了 8.30MPa·m1/2,压缩量为30%,抗压强度达到了2004.3 MPa。微观组织表征发现,退火处理后V（Nb）固溶体中析出了大量细小的Laves相V2Hf,这些弥散分布的V2Hf颗粒能够阻碍固溶体中位错的运动,起到强化Hf14V64Nb22合金的作用。同时,在Laves相V2Hf中检测到少量细小的Hf（V）固溶体,这可以有效松弛V2Hf相的密排结构,促进孪生的形核和发展。在添加了 Nb之后,铸态和时效态Hf14V64Nb22合金均可以发生孪生来促进变形,一是因为合金可以通过孪生来发生塑性变形;二是因为孪生可以调整晶粒取向,使位错容易滑移。TEM分析结果表明,C15 Laves相中的孪生系统为（111）<112>,其孪生机制为（111）上αcβ型堆垛顺序的同步滑移,α层原子固定,β层原子位移1/6[112],同时进入c原子层的位置,为了滑移可以进行c原子层会同时运动1/6[211],最终的结果就是上面的晶体会相对于下面的晶体在（111）面产生一个1/6[121]的位移,即产生一个肖克来不全位错。
李帅[3]（2021）在《FeCoCrNi系高熵合金磁及电化学腐蚀性能的研究》文中提出FeCoCrNi系高熵合金被认为是最稳定的高熵合金之一。FeCoCrNi基高熵合金容易形成结构简单的固溶体,具有优良的塑韧性。目前轻元素的添加和配比对FeCoCrNi系高熵合金的力学性能、磁学性能、化学性能等的作用机理的研究较少。因此打算在具有良好塑性和可加工性的FeCoCrNi系高熵合金基础上,通过X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、VSM、硬度和电化学腐蚀性能的测量;通过调整轻元素成分和含量（Ti,Zr）使FeCoCrNi系高熵合金在保证其优良力学性能基础上减重,揭示出影响其磁和电化学腐蚀性能的成分因素、结构因素等,并研究相互之间的关联性。同时在FeCoCrNi系高熵合金中添加Mo元素与轻质高熵合金的力学及磁性能进行对比,提高FeCoCrNi系高熵合金的磁性能并扩大其应用领域。（1）FeCoCrNiTix合金中主要呈树枝状组织的面心立方固溶体。枝晶和枝晶间由许多板状结构组成,Ti固溶于面心立方结构中,枝晶间区的Ti含量略高于枝晶区的Ti含量。在凝固过程中,Ni和Ti的最大负混合焓促进了（Ni,Ti）富相的形成。随着Ti含量的进一步增加,Laves相的体积分数明显增加,Laves相的形态由颗粒状转变为网状结构,富（Cr,Fe）相含量进一步上升。在Ti含量为1at.%时,形貌又转化为只有面心立方相。FeCoCrNi Zrx合金的显微组织中观察到了深色树枝晶和较细小的显微组织,三种合金的基体均为典型的共晶合金的片层结构。随着Zr含量增加,周期组织的宽度明显变粗,特别是靠近有Laves相区和无Laves相区的界面。有Laves相的区域,结构是面心立方相和Laves相的混合物,它们交替形核和生长。而随着Zr含量的进一步增加,周期组织再次细化。FeCoCrNi Mo的显微组织图显示出典型的枝晶结构。枝晶和枝晶间都是面心立方相,枝晶主要为深灰色结构和少量浅灰色结构。（2）FeCoCrNi系合金的硬度值变化趋势相同,硬度值随着Ti或Zr的含量增加呈现先增加再减小的趋势,含量为0.75at.%时硬度值最高。相同含量的FeCoCrNi Mo比其他两个高熵合金的硬度值高。随着Ti和Zr的含量的增加,高熵合金的密度随之减小,且相同含量的FeCoCrNiTix比FeCoCrNi Zrx合金的密度小,而FeCoCrNi Mo的密度最大。（3）室温磁滞（M-H）合成的FeCoCrNiTix高熵合金的静态磁滞曲线均表现出顺磁行为。三者的曲线均表现出滞后,且FeCoCrNiTi1有较FeCoCrNiTi0.5和FeCoCrNiTi0.75合金更宽的磁滞面积,FeCoCrNiTi0.75合金的磁滞最小。在Ti含量为0.75at.%时,其顺磁性现象最严重。当Ti含量继续增大到1at.%时,其顺磁性有所减弱。FeCoCrNi Zrx高熵合金静态磁滞曲线中FeCoCrNi Zr0.5,FeCoCrNi Zr0.75合金均表现出顺磁行为,而FeCoCrNi Zr1合金则表现出典型的铁磁性,且矫顽力Hc较小（为1115.1986A/m）,饱和磁化强度Mc（为8.5625Am2/kg）较大,为软磁性能的特征。FeCoCrNi Zrx合金的磁滞曲线中只有FeCoCrNi Zr0.5表现出较大的滞后,FeCoCrNi Zr0.75和FeCoCrNi Zr1合金的磁滞面积很小,且FeCoCrNi Zr0.75合金的磁滞面积基本为零。在Zr含量为0.75at.%时,其顺磁性现象最严重。但当Zr元素含量继续增大到1at.%时,其磁特性由顺磁性转化为铁磁性。FeCoCrNi Mo合金静态磁滞曲线呈现出铁磁性,且矫顽力较小（为4681.0678A/m）,饱和磁化强度大（为1.3638Am2/kg）,表现为软磁特性。相同含量的FeCoCrNi系高熵合金中FeCoCrNi Zr的饱和磁化强度最大,而FeCoCrNi Mo次之。（4）随着Ti含量的增加,FeCoCrNiTix高熵合金腐蚀电位呈现先增加后减小的趋势,腐蚀电流密度则相近。FeCoCrNiTix高熵合金奈奎斯特曲线均存在扩散阻抗,FeCoCrNiTi1的奈奎斯特曲线半圆半径最大,扩散阻抗也最大。随着Ti元素在合金中的增加,奈奎施特半圆形弧线的半径先减小后增大。FeCoCrNiTi1高熵合金的相位角数值最大,极化电阻Rp的值最大,说明其腐蚀速度最慢,FeCoCrNiTi1具有更好的耐蚀性。随着Zr含量的增加,FeCoCrNi Zrx高熵合金腐蚀电位呈现先增加后减小的趋势,腐蚀电流密度则先减小后增加。三种合金都存在明显的钝化区,且发生了活化-钝化转变。FeCoCrNi Zrx高熵合金的奈奎斯特图均呈半圆形,可以看到随着Zr元素在合金中的增加,奈奎斯特半圆形弧线的半径先增大后减小。FeCoCrNi Zr0.75的半圆半径最大,其相位角数值最大,极化电阻Rp的值最大,说明其腐蚀速度最慢,具有最好的耐蚀性。相比于FeCoCrNiTi1和FeCoCrNi Zr1高熵合金的腐蚀电位和腐蚀电流密度,FeCoCrNi Mo具有较低的腐蚀电位和较高的腐蚀电流密度。FeCoCrNi Mo奈奎斯特曲线半圆半径相比FeCoCrNiTi1和FeCoCrNi Zr1高熵合金半圆半径小。可以发现FeCoCrNiTi1的半圆半径最大,而FeCoCrNi Mo的半圆半径最小。FeCoCrNi Mo高熵合金的相位角是同含量的三种合金中最低的,其抗腐蚀能力比FeCoCrNiTi1和FeCoCrNi Zr1高熵合金差。说明同样含量的Ti元素的抗腐蚀能力比Zr元素和Mo元素强。这些研究不仅为理解合金化对高熵合金组织演变和力学性能的影响提供了深刻的认识,而且为设计超强高熵合金在微电子器件、轻质高熵合金和先进涂层工业等实际应用中提供了有价值的信息。图[47]表[9]参[105]
孙泽阳[4]（2021）在《激光熔覆FeCoNiCuAlNbx高熵合金涂层组织结构及性能研究》文中研究表明304不锈钢凭借其良好的可加工性能、优异的耐腐蚀性能以及相对低廉的价格常被用于阀门的制造,但是由于其硬度偏低,耐磨损性能差等经常会导致在役阀门的泄露,这无疑会埋下巨大的安全隐患,最终不仅会损失财产,严重时还会危及人员的性命。在表面熔覆高熵合金涂层,可以有效的提高阀门的硬度、耐磨性及耐蚀性,降低更换的次数,不仅节省了成本,而且提高了安全性。采用激光熔覆技术,在304不锈钢表面熔覆FeCoNiCuAlNb高熵合金涂层。对比了不同行进速度及输出功率下熔覆层表面的宏观形貌及微观结构,得出最优参数为200W、420mm/min。涂层表面为排列致密美观的鱼鳞纹,光泽明亮且没有烧蚀,基体与熔覆层之间具有良好的冶金结合,熔覆层横截面没有出现明显的裂纹、气孔、夹杂等缺陷。熔覆层横截面的平均硬度最高为584Hv,约是基体硬度的3.34倍,耐磨损性能及耐腐蚀性能也达到了最优。以最优工艺参数制备FeCoNiCuAlNbx（x的摩尔量x=0.25,0.5,0.75,1.0）的高熵合金涂层。随着Nb含量的提高,熔覆层的厚度未发生明显变化,其厚度大约为500μm,熔覆层稀释率在15%左右。微观组织表现为顶部由细小而均匀的等轴晶组成,中部为粗大的等轴晶,底部为优先取向生长的柱状晶。涂层具有BCC,FCC和Laves相,涂层中Laves相含量随Nb含量的增加而增加。随着Nb含量的增加,硬度、耐磨性和耐蚀性先增大后减小,FeCoNiCuAlNb0.5的硬度最高,具有最佳耐磨性和耐蚀性。双层熔覆后涂层表面出现了氧化和烧损,第一层熔覆层与基体具有良好的冶金结合,第二层熔覆层与第一层熔覆层结合性不好,不仅出现了大面积的剥落,熔覆层中间还出现了裂纹。第一层微观组织表现为中部地区含有较多的等轴晶,靠近基体底部以及第二层熔覆层底部多为柱状晶。第二层熔覆层顶部以细小的等轴晶为主,底部是沿受热方向生长的柱状晶。具体表现为Laves相聚集并生长,在中部区域呈现蜂窝网格状。在底部区域由于温度梯度的影响,沿受热方向拉长,变的更加密集,呈现狭窄的蜂窝状。双层熔覆层横截面的平均硬度为614.3Hv,约是基体的3.13倍,最高硬度能达到715.4Hv。与单层熔覆相比,硬度与耐腐蚀性能的提升幅度较小。
向康[5]（2021）在《纯钛表面激光熔覆制备CoCrFeNiTiNbx系中/高熵合金涂层及组织性能研究》文中进行了进一步梳理本课题采用脉冲激光熔覆技术成功地在高纯Ti板材表面制备出了冶金结合良好的六种Co Cr Fe Ni Ti Nbx系中/高熵合金涂层。联合运用X射线衍射（X-ray diffraction,XRD）、电子背散射衍射（Electron back-scattered diffraction,EBSD）、电子通道衬度（Electron channel contrast,ECC）、能谱分析（Energy dispersive spectroscopy,EDS）以及二次电子像等多种分析测试技术对不同成分涂层的相组成和微观组织进行系统的表征,深入分析其形成的微观机理。此外,再通过显微硬度测试和摩擦磨损实验,研究其硬度及耐磨性能,并基于微观组织特征深入分析了表面性能变化的原因。主要研究结论如下:（1）受脉冲激光熔覆高冷却速率的影响,Co Ni Ti三元涂层样品在非平衡凝固过程中依次形成了熔覆区、结合区和热影响区三种微观结构明显不同的区域。熔覆区主要形成了枝晶（体心立方固溶相）-枝晶间（Ti2Ni金属间化合物）形貌的组织结构,同时枝晶间组织中形成了大量的Ti2Co纳米颗粒;结合区主要由马氏体相变产生的细小针状晶组成;靠近基体的热影响区则由形状不规则的块状晶组成。而Cr Ni Ti三元涂层则形成了细小的胞状晶结构（平均晶粒尺寸0.91±0.67μm）,它们属于体心立方固溶相;胞状晶内部还存在形状不规则的C14型Cr2Ti Laves相,而晶间析出了Ni Ti沉淀相。Co Ni Ti涂层的平均硬度为571±46 HV,约为纯Ti基体的5倍;Cr Ni Ti涂层的平均硬度为940±35 HV,约为纯Ti基体的8倍。Co Ni Ti和Cr Ni Ti涂层的磨损率分别为1.7×10-5 mm3·N-1·m-1和7.4×10-5 mm3·N-1·m-1,均远低于纯Ti基体的磨损率(6.3×10-4 mm3·N-1·m-1)。Co Ni Ti涂层的的磨损机理主要为粘着磨损,并伴有氧化磨损;而Cr Ni Ti涂层的磨损机理主要为氧化磨损,并伴有磨粒磨损。微观组织特征的细致分析显示,这种较高的硬度和较好的耐磨损性能可归因于涂层中体心立方相的固溶强化、Ti2Ni金属间化合物和Ti2Co纳米颗粒以及Ni Ti沉淀相和Cr2Ti Laves相产生的第二相强化的共同作用。（2）在高熵效应的作用下,CoCrNiTi和Cr Fe Ni Ti四元涂层都形成了体心立方简单固溶相。此外,在熔覆过程中,由于激光快速冷却的特性,熔池中的晶粒来不及长大,这在一定程度上细化了晶粒;同时各元素没有充分的时间进行扩散,造成了一定程度的元素偏析和第二相的形成,因此晶间组织主要形成了Cr2Ti Laves相（C14型）。CoCrNiTi涂层的显微硬度约为762±32 HV,磨损率为1.7×10-5 mm3·N-1·m-1,Cr Fe Ni Ti涂层的显微硬度约为820±34 HV,磨损率为2.8×10-5 mm3·N-1·m-1,二者的磨损机理均主要为粘着磨损,并伴有氧化磨损,综合分析,显微硬度和耐磨性能得到明显提升可归因于涂层中体心立方相的固溶强化、细晶强化以及金属间化合物Cr2Ti Laves相产生的第二相强化的共同作用。（3）Co Cr Fe Ni Ti五元涂层主要由体心立方固溶相（块状等轴晶）和具有C14型六方结构的Cr2Ti Laves相（枝晶间片层状组织）组成。当添加1 at.%的Nb元素后,涂层中的体心立方固溶相仍具有块状等轴晶形貌,而细小片层状结构的枝晶间组织进一步转变为块状形貌组织。晶间除Cr2Ti Laves相外,还出现了C15型立方结构的Cr2Nb Laves相。涂层的硬度远高于纯Ti基体,其中Co Cr Fe Ni Ti涂层的硬度约790±52 HV,是基体的6.6;添加1 at.%的Nb元素后,Co Cr Fe Ni Ti Nb1涂层的硬度进一步提升至1008±56 HV,高达基体的8.3倍。此外,Co Cr Fe Ni Ti和Co Cr Fe Ni Ti Nb1涂层的磨损率分别仅为1.0×10-5 mm3·N-1·m-1和0.6×10-5 mm3·N-1·m-1,均远低于纯Ti基体。Co Cr Fe Ni Ti和Co Cr Fe Ni Ti Nb1涂层的磨损机理均为氧化磨损。综合分析后得知,本研究中制备出的涂层受固溶强化、第二相强化、细晶强化以及细小片层状共晶组织的共同作用,表现出了较高的硬度和较好的耐磨损性能。（4）最终结果表明,在微观组织方面,六种涂层都以体心立方固溶相为主,且形成了一些金属间化合物,这其中,Ti元素有助于体心立方相的形成,Nb元素有助于片层状结构的形成;在性能方面,Co Cr Fe Ni Ti Nb1涂层的硬度值最大（高达1008 HV）,同时其磨损率也最低,比纯Ti基体低了近两个数量级。由此可以看出,通过挑选合适恰当的元素并辅以合理的加工参数后,能够采用激光熔覆技术在纯Ti表面成功地制备出高性能高熵合金涂层。
石安君[6]（2021）在《超重力对IN 718合金熔液凝固及夹杂物行为影响的基础研究》文中研究表明IN718合金是航空航天、电力能源、国防科技等领域应用最为广泛的关键金属结构材料之一。通过引进国外先进生产设备,国内冶炼生产的IN 718合金虽然能够满足使用需求,但是在产品质量和性能上与国外先进水平相比仍然存在一定的差距,主要表现在存在着夹杂物含量较高、组织缺陷较多等方面的问题。另外,由于IN 718合金化程度较高,在铸锭凝固过程中,其组织结构最主要的问题就是溶质再分配引起的成分不均匀性,这对后续热加工性能以及最终产品的性能也造成不利的影响。在自主研发高洁净化、均质化IN 718合金的探索过程中,发现超重力技术具有强化传质与相际分离的效果,这对金属内杂质元素的去除以及改变合金的凝固行为会产生独特的作用。并且,重力场只是作用于合金而不与高温合金熔液直接接触。因此,它也是一种绿色清洁处理技术。本论文拟通过实验手段和理论分析,奠定超重力对IN 718合金熔液凝固和夹杂行为影响的基础理论,为后续科研工作以及实际生产中制备高洁净化、高品质的IN 718合金锭提供借鉴和参考依据。首先,利用Thermo-calc软件对实验用双联工艺冶炼的IN 718合金的凝固过程进行模拟,并结合DTA的数据和高温共聚焦结果,确定合金的液相线温度为1330℃,固相线温度为1125℃,与之对应的两个反应分别为L→γ+NbC和L→γ+Laves。然后,对超重力场中夹杂颗粒进行受力分析,推导出Stokes公式,并理论分析不同实验因素对夹杂粒子运动规律的影响。之后,开展了不同重力系数G和不同保温时间t对IN 718合金中的Al2O3和TiN夹杂影响的系列实验。在此研究的基础上,利用Thermo-calc软件计算了实验IN 718合金中Al2O3和TiN夹杂的理论析出温度,并结合高温共聚焦原位观察凝固过程中TiN夹杂的析出过程,结果表明:超重力对IN 718合金中的Al2O3和TiN夹杂物具有明显的去除效果,夹杂物的数量密度和平均尺寸沿超重力方向呈现明显的梯度分布特征,并随着重力系数的增大和离心时间的延长梯度特征更加陡峭。在重力系数G=210,t=10 min时,在最佳位置F处（距离试样底部6 mm）全氧含量为13.3 ppm,氮含量为36.8 ppm,氧和氮的最大去除率分别为78.7%和79.1%。重力系数和冷却速率对IN 718合金在凝固过程中元素分布趋势以及微观偏析特征的影响规律研究结果表明:Nb和Mo是IN 718合金凝固过程中偏析最为严重的元素,铸态合金一次枝晶干心部的Ni、Cr、Fe、Al含量随重力系数及冷速的增大而减小,Nb,Mo,Ti含量随着重力系数及冷速的增加而上升。随着重力系数的增大,合金的树枝晶逐渐被细化,晶粒度逐渐减小,枝晶间原先连续网状分布的脆性Laves相逐渐发生断网,向着独立的团块状方向发展,这对于改善IN 718合金的强韧性是非常有利的。经过标准热处理工艺处理后,超重力作用后的IN 718合金中的强化相γ"的数量明显增多、尺寸更加细小,针状δ相更加细长,且Laves相含量明显减少,这样的结果有利于IN 718合金高温强度的进一步提高。在超重力G=360作用后的合金经锻造和热处理后,高温抗拉强度比未经过超重力作用的相同合金提高了 17.9%,屈服强度提高了 11.02%,延伸率提高了 12.5%,断面收缩率提高25.4%。最后,基于以上主要研究结果,对双联以及三联工艺冶炼的IN 718合金进行了公斤级超重力实验。结合热力学计算和Thermo-calc模拟分析对IN 718合金经超重力处理后所能够达到的极限氧和氮含量进行了预测,并揭示了超重力去除IN 718合金中Al2O3和TiN夹杂的规律。结果表明:双联工艺冶炼的IN 718合金经超重力处理后,最佳位置G处（距底部14 mm）氧含量为8.28 ppm,氮含量为22.08 ppm;三联工艺冶炼的IN 718合金经超重力处理后,最佳位置G处（距底部14 mm）氧含量为3.98 ppm,氮含量为14.25 ppm。氧和氮含量的变化展示出超重力去除公斤级IN 718合金中的夹杂物是可行的。
张杰[7]（2020）在《激光增材再制造Inconel 718合金的组织与性能研究》文中认为Inconel 718高温合金具有良好的抗腐蚀、抗氧化、抗疲劳和抗蠕变等性能,是能源动力、航空航天、石油化工和核电等工业领域不可或缺的重要结构材料。由于Inconel 718合金的服役环境较为恶劣,不可避免由于各种原因造成损伤,带来巨大的能源和经济损失。激光增材再制造技术由于具有能量输入可控、变形量小以及工艺可靠性高等特点,在解决高价值零部件的再制造问题上表现出良好的应用前景。因此,本论文以Inconel 718合金高温部件服役损伤后的快速响应高性能修复需求为研究背景,针对激光增材再制造Inconel 718合金的修复成形规律、热处理机制、界面热影响区控制以及后续热腐蚀机制展开研究,为Inconel718合金零件的高性能修复提供理论基础。本研究工作主要围绕以下几个方面开展:一是激光增材再制造修复层特征尺寸的模型预测和参数优化,获得工艺参数与修复层几何特征的关系模型;二是激光增材再制造Inconel 718合金组织特征及热处理强化机制,着重分析Laves相的溶解机制和δ相的转变机制;三是Inconel 718合金激光增材再制造修复界面特征及力学性能分析,揭示能量输入以及热处理制度对修复界面组织和性能的影响规律;四是激光增材再制造Inconel 718合金高温热腐蚀机制及修复件在模拟熔盐中的力学演变行为研究。本文取得的主要结论如下:（1）利用响应面法构建了再制造工艺参数与修复层特征尺寸之间的回归模型,可快速预测激光增材再制造Inconel 718合金的成形尺寸,最大误差小于8.46%。基于此模型,以稀释率最小和宽高比大于5为目标进行工艺优化,获得激光增材再制造Inconel 718合金的优化工艺参数。（2）通过对修复层组织进行不同热处理工艺研究,获得了激光增材再制造Inconel 718合金热处理过程中的组织变化和沉淀相的析出/溶解机制。固溶处理后修复态试样发生再结晶现象,晶粒细化,但是存在不均匀现象。同时,枝晶间的Laves相逐渐消除,且固溶温度越高,溶解速度越快,越有利于后期时效过程中γ"和γ′强化相的均匀析出。在800℃进行δ时效处理过程中,母材和修复区中的δ相析出形貌和规律有所差别,修复层中的δ相主要通过切变方式在Laves相周围γ"相密排面层错的基础上形核,并沿着γ"的密排方向不断长大,呈细针状析出;而母材中的δ相优先在晶界部分发生形核长大,最终在晶粒内平行式生长。虽然时效处理能够有效提高修复区和母材的显微硬度及抗拉强度,但是随着时效时间的持续增加,硬度及力学性能均呈现下降趋势;此外,不同时效处理后修复件的拉伸断裂部位均位于修复区,断口整齐,呈典型的脆性断裂。（3）根据实际需要,修复件可选用直接时效处理和低温固溶时效热处理用于后续强化。直接时效处理后,其显微组织与修复态组织相似,Laves相少量溶解且周围析出大量γ"和γ′强化相,而低温固溶时效处理后,其组织明显细化,除析出γ"和γ′强化相外,晶界处也析出少量δ相。垂直扫描方式修复条件下,修复态修复件的室温拉伸强度为762.03 MPa,经过直接时效处理和低温固溶时效热处理后,修复件的室温拉伸强度分别可达到1076.85 MPa和1174.10 MPa,分别提高了41.3%和54.1%。（4）修复区与母材过渡区的组织与性能研究表明,修复区到母材之间的元素分布均匀,不存在宏观偏析,但是显微硬度存在明显过渡;修复界面热影响区内晶粒明显粗化同时部分析出相发生溶解,且热输入量越大该区域面积越大。与修复态和直接时效态相比,经过低温固溶时效热处理后的修复界面发生部分再结晶现象,同时热影响区晶粒有所长大;直接时效和低温固溶时效能够有效改善修复区界面处的显微硬度分布,使得热影响区的显微硬度与母材相当;修复态试样、直接时效态试样以及低温固溶时效态试样的平均界面剪切强度分别为608.87MPa、893.27 MPa和948.82 MPa。（5）在650℃情况下,对Inconel 718合金进行高温循环热腐蚀性能测试。热腐蚀试样横截面的分析结果表明,Inconel 718合金的热腐蚀产物有两层,最外层主要由Ni Cr2O4、Ni V2O6、Fe3O4、Cr2O3等氧化物组成,内层主要由Ni3S2组成。不同热处理状态下Inconel 718合金的热腐蚀性不同,高温固溶时效态试样的热腐蚀性能优于直接时效态试样,而直接时效态试样的热腐蚀性能优于修复态试样。根据热腐蚀试验结果分析,不同热处理状态的Inconel 718合金在熔融盐中的热腐蚀机制属于硫化氧化型,这与S和O元素的扩散行为有关。
潘栋[8]（2020）在《电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响》文中认为先进高强度钢凭借其优异的力学性能、良好的成型性能以及较低的制造成本,在汽车制造、军工以及航天等领域有着十分广阔的应用前景。纵观第一代到第三代先进高强钢的发展历程,以“复相、多尺度”为基础的调控理论研制具有“亚稳相、超细晶基体”等特点的超级钢逐渐受到青睐。现今,在轻量化和智能制造等一些列工业背景下,如何更快速高效且低能耗地开发更轻质、高性能的钢材也成为了材料加工领域的研究热点。高能瞬时电脉冲处理,自电致塑性效应被发现以来,就备受材料研究人员的关注。近些年来,伴随着对非平衡固态相变机理、多物理场作用下微观结构的演变规律以及相应伴生现象的深入研究,电致强化这一概念也逐渐受到重视,电脉冲处理在钢铁材料的强韧化等方面也实现了一定程度的工程化应用。此外,基于电子风冲击、电迁移效应对快速相变以及再结晶的影响,采用脉冲电流对钢材进行细化及强韧化处理完全符合第三代先进高强钢的开发宗旨和组织性能要求特点。但以往的工作多集中在对电脉冲处理诱发的组织细化以及强塑性同时提升等方面的浅层研究,而缺乏对位错组态、界面迁移、晶体取向以及析出行为等方向的实质性深入探索。因此,研究脉冲电流作用下钢材的亚结构演化及强韧化机理,对进一步丰富和完善钢的非平衡相变理论以及开发新型的强韧化工艺有着重要的实际意义。本文采用高能瞬时电脉冲处理对两种强化类型完全不同的钢材（42CrMo钢及T250钢）进行了增强、增韧处理。同时,结合相应的传统热处理,规律性地研究了脉冲电流对不同钢材显微组织及亚结构的影响、定量地分析了脉冲电流作用下钢材的强韧化机理、归纳概括了不同处理方式对钢材具体作用机制的差异。具体的研究结果如下:（1）采用电脉冲处理高效地实现了钢材的晶粒细化,明确了脉冲电流诱导晶粒细化的具体机理。瞬时的高能量输入显着降低了奥氏体相变能障,极大地提高了奥氏体的形核率,短时间的作用以及随后快速的水冷处理抑制了奥氏体晶粒的长大。电脉冲处理后,淬火态42CrMo钢的晶粒细化了56.3%,固溶态T250钢的晶粒尺寸下降了74.6%。（2）揭示出电脉冲处理提高钢材中残余奥氏体稳定性的具体机制:i)若处理前钢材中的合金元素是不均匀分布的,则电脉冲处理的瞬时性也就决定了处理后的元素无法充分均匀化,奥氏体稳定化元素浓度高的区域将为残余奥氏体的形成提供足够的化学驱动力;ii)晶粒的细化以及电脉冲处理过程中界面处大量晶体缺陷的形成,使马氏体与奥氏体的界面能得到提高,这将使马氏体的生长提前停滞,同时马氏体转变起始温度也会显着下降;iii)奥氏体向马氏体转变是一个体积膨胀的过程,电脉冲处理过程中存在的热压应力可有效地抑制马氏体转变。（3）脉冲电流特定的物理场分布及物理效应可明显改变亚结构及第二相的形态和分布。受热压应力的影响,原本在高层错能钢材中难以形成的堆垛层错在电脉冲处理中得以形成,而堆垛层错的形成又为回火态42CrMo钢中超细珠光体类组织的形成奠定了基础;合金元素贫瘠区与富集区之间的应力可促进孪晶或残余奥氏体的形成;电子风强烈冲击界面形成大量的晶体缺陷,可使第二相主动地浸润晶界,而若使界面处的缺陷得到回复,第二相则被动浸润其他界面;多个物理场的重叠可使亚结构的分布具有方向性,如42CrMo钢中沿电流方向分布的位错、T250钢中沿电流方向分布的Ni3（Ti,Al）团簇;电迁移效应可促进位错形成具有小角度取向差的亚晶界。（4）研究发现脉冲电流对最优滑移系上原子或位错运动的促进,可使沿电流方向的特定取向强度增强,形成了沿电流方向（ED）的织构。如固溶态T250钢中{112}//ED织构、TS+EPA态T250钢中残余奥氏体{111}//ED及EPS+EPA态T250钢中小角度{110}//ED织构的形成。（5）电脉冲处理有促进钢材中复相组织形成的趋势。对于传统调质态的42CrMo钢,其组织仅包含索氏体,而受板条/孪晶马氏体短时间处理回火抗性的差异以及残余奥氏体稳定性提高的影响,电脉冲处理后的42CrMo钢中包含回火马氏体、索氏体及残余奥氏体这三种组织;对于传统时效态T250钢,其内部只存在η-Ni3（Ti,Mo）相,而受电流对非均匀形核的影响,电脉冲处理后的T250钢中包含Ni3（Ti,Al）团簇、Ni2.67Ti1.33相以及大尺度NiTi金属间化合物这三种析出物。（6）通过电脉冲处理,成功地在短时间内,同时且大幅提升了42CrMo钢与T250钢的强度与塑性,定量分析了高能脉冲电流作用下不同类型钢材的强韧化机制,结果表明:i)采用脉冲电流进行淬火或固溶处理可提高晶界强化以及位错强化的强度贡献,而若进行回火或时效处理则可更显着地提高析出强化对强度的贡献;ii)电脉冲处理能增大必要几何位错的滑移距离,提高有利晶体取向的含量以及高施密特因子的比例,使钢材具有更大的塑性变形量;iii)利用电脉冲处理形成的复相组织在性能上的耦合及变形上的协调,钢材的强韧性也能得到有效改善。综上所述,经电脉冲处理后具有最优性能的42CrMo钢与T250钢的综合力学性能分别比传统处理态的钢材提高了22.82%和117.26%,增强、增韧效果十分明显。同时,也揭示出电脉冲处理过程中异于常态处理的组织、亚结构变化及力学行为,为丰富极端非平衡相变理论、更高效地开发具有更高力学性能的先进高强钢提供了充足的实验依据和技术参考。
张毛[9]（2020）在《CoFeNiMn系多主元高熵合金的组织及性能研究》文中进行了进一步梳理自从高熵合金这一概念被叶均蔚教授首次提出以来,国内外学者对此产生了广泛关注。高熵合金具有几个显着的特征,如高熵效应、晶格畸变效应、迟滞扩散效应和鸡尾酒效应。因此,高熵合金具有许多与传统合金不同的组织和性能,如高强度和硬度、优异的耐磨损性和良好的磁学性能等。由于高熵合金元素间的协同作用,不同元素及其含量都会对合金的组织、相结构和性能产生显着的影响,因此通过调整合金元素的种类和含量可以获得综合性能优异的高熵合金。本文采用真空电弧熔炼炉制备CoFexNiMn0.3、CoFe2NiMn0.3Alx、CoFe2NiMn0.3Al Cux、CoFeNiMnTix和CoFe2NiMn0.3Tix系高熵合金铸锭。首先,采用X射线衍射仪和扫描电镜分别分析了高熵合金的相结构与微观组织。其次,利用电子万能试验机、显微硬度仪和振动样品磁强计检测了合金的力学性能和磁学性能。本文取得的结论主要有:（1）制备得到具有高强度和优异软磁性能的CoFexNiMn0.3（x=1.0,1.5,2.0,2.5）高熵合金。随着Fe含量的增加,晶体结构由单一FCC相转变为FCC+BCC相。Fe含量增加能够显着提高合金的屈服强度、显微硬度和软磁性能。当x=2.5时,合金的力学性能和软磁性能达到最佳,此时其屈服强度和显微硬度分别为300 MPa和182 HV,饱和磁感应强度和矫顽力分别为134.2 emu/g和17.75 Oe。（2）对于CoFe2NiMn0.3Alx（x=0.25,0.5,0.75,1.0）高熵合金,Al元素添加不仅有利于BCC相的形成,而且改善了合金的显微硬度和屈服强度,这主要是归因于BCC相含量增多以及强烈的固溶强化效果。当x=0.25和0.5时,合金具有较低的屈服强度和优异的塑性。随着Al含量的继续增加,合金的屈服强度增加,而塑性有所降低,当x=0.75时,合金的屈服强度、断裂强度和断裂应变分别为1100 MPa、2335 MPa和33.24%。进一步增加Al含量至x=1.0时,合金变得很脆,屈服强度和断裂强度有所降低。磁学性能分析表明,CoFe2NiMn0.3Alx高熵合金体系具有较高的饱和磁感应强度和低矫顽力,软磁性能优异。随着Al含量的增加,合金的饱和磁化强呈现先减小后增大的趋势。当x=0.5时,合金的饱和磁感应强度最低为63 emu/g;当x=1.0时,合金的饱和磁感应强度Ms达到最大值148 emu/g。（3）制备得到CoFe2NiMn0.3Al Cux（x=0.25,0.5,0.75,1.0）半硬磁高熵合金。Cu元素可以提高合金的强度、改善塑性,但是会降低合金的硬度。当Cu含量由x=0.25增加至x=1.0时,合金的屈服强度由682 MPa增加到1780 MPa,压缩应变从4.5%逐渐增加到23%,而合金的硬度则由647 HV减小到408 HV。添加Cu元素会削弱合金的磁学性能。随着Cu含量的增加,合金的饱和磁感应强度由131 emu/g减小至74 emu/g,矫顽力则由182 Oe降至40.5 Oe。（4）研究了Ti含量对等原子CoFeNiMnTix（x=0.2,0.4,0.6,0.8,1.0）高熵合金的相结构、力学性能与磁学性能的影响规律。研究表明,Ti元素都可以促进合金中Laves相的形成。当0.2≤x<0.6时,CoFeNiMnTix合金结构为单一FCC相;当x≥0.6时,合金结构为FCC+Laves相的混合体。当x=0.2,0.4时,合金表现出优异的塑性。随着Ti含量的增加,合金的塑性逐渐降低,而屈服强度先增加后减小。当x=0.6时,合金的屈服强度、断裂强度和压缩应变分别达到1280 MPa、1950 MPa和20.1%。合金的硬度则随着Ti含量的增加而持续增加,由x=0.2时的212 HV逐渐增加到x=1.0时的737 HV。磁学性能结果表明,CoFeNiMnTix高熵合金具有软磁特性,其饱和磁感应强度随着Ti含量的增加先降低而后增加。（5）XRD分析表明,当0.2≤x<0.6时,CoFe2NiMn0.3Tix（x=0.2,0.4,0.6,0.8,1.0,1.2）合金结构为单一FCC相;当x≥0.6时,合金结构为FCC+Laves相的混合体。随着Ti含量的增加,合金的屈服强度呈现先增加后减小的变化规律,合金的塑性变差。CoFe2NiMn0.3Ti0.8合金的综合力学性能最佳,其压缩应变、屈服强度和断裂强度分别为21.5%、1400 MPa和2150 MPa。随着Ti含量由x=0.2增加到x=1.2,合金的硬度由198HV持续逐渐增加至773 HV。
郭亚雄[10]（2020）在《类Mo型高熔点高熵合金涂层成分设计及其激光熔覆合成》文中认为为了获得高耐磨、优良高温抗软化和抗氧化的高速切削刀具涂层材料,本文从平均原子半径和平均价电子浓度的角度,并结合高熵合金固溶体热力学经验判据和Miedema金属间化合物形成焓计算规则,设计了类Mo型高熔点高熵合金成分。采用激光熔覆技术在M2工具钢表面制备MoFexCrTiWAl Nby高熵合金涂层。在此基础上,首先,研究了激光工艺参数对涂层组织及性能的影响规律,揭示涂层各相形成机理及高硬度高耐磨性增强机制。其次,研究了MoFeCrTiWAlNb涂层高温组织结构演变规律,阐明涂层抗高温软化机制;最后,通过同时改变Fe和Nb含量,研究了Fe和Nb对MoFexCrTiWAl Nby高熵合金涂层的组织结构及性能的影响规律,优化了类Mo型高熵合金涂层成分,并研究Mo Fe1.5Cr Ti WAl Nb1(以下简称Fe1.5Nb1)高熵合金涂层在相同时间不同退火温度及相同退火温度不同退火时间条件下组织结构及性能演化规律,考察了其高温热稳定性和抗氧化性能。获得主要结论如下:（1）采用光纤激光制备高熵合金涂层,研究结果表明,选用光纤激光器能量分布均匀的矩形光斑制备的涂层稀释率较低,裂纹较少,显微组织均匀。最优激光熔覆工艺参数为:P=3.0 k W,v=4 mm/s,矩形光斑尺寸2 mm×10 mm。涂层主要物相为BCC+C14-Laves+MC+未熔W颗粒相。高熵合金涂层具有较高的室温硬度（～820 HV）。涂层室温下也表现出优良的耐磨性,其磨损机制主要为磨粒磨损。（2）MoFeCrTiWAlNb高熵合金涂层在700℃退火4h后硬度达到最大值,且表现出最优的耐磨性。涂层中BCC基体相从600℃开始发生脱溶析出C14-Laves相。涂层枝晶组织在1000℃以下保持着良好组织稳定性。而涂层在1000℃长时间保温后,枝晶区域逐渐发生失稳分解。同时,未熔W颗粒在1000℃长时间保温下会发生缓慢溶解,但扩散区由于高浓度的W和Fe所形成的有序相,会增大其开裂敏感性。（3）通过同时调节Fe和Nb含量,制备了系列MoFexCrTiWAl Nby（x=1,1.5,2;y=1,1.5,2）类Mo型高熵合金涂层。涂层中的物相并不随Fe和Nb含量的改变而发生变化,但随着Nb含量增加,涂层中C14相数量明显上升,且显微组织随着Nb含量增加逐渐由胞状树枝晶向共晶和过共晶组织转变。同时随着C14相的增多,涂层裂纹数量显着升高。其中,Fe1.5Nb1高熵合金涂层具有均匀的显微组织、低的开裂敏感性以及极高的平均显微硬度（913.5 HV）,其枝晶纳米硬度为9.83 GPa,晶间纳米硬度为8.39 GPa。（4）Fe1.5Nb1涂层600℃开始退火,从BCC基体相中不断析出C14相。其中在650℃退火时,涂层内部C14相颗粒的尺寸和体积分数达到最优的分配,表现出最高的硬度和耐磨性。Fe1.5Nb1涂层在800℃具有优良的抗高温软化性能。（5）Fe1.5Nb1高熵合金涂层在800℃下,其表面会形成致密且稳定性好的氧化膜,表现出优异的抗高温氧化特性。另外,随着保温时间的延长,涂层晶间BCC相中脱溶析出的Laves相不断粗化,内应力不断减小,第二相强化效果基本消失,导致显微硬度和耐磨性能发生明显下降,且磨损机制由磨粒磨损和氧化磨损向黏着磨损转变。
二、Laves相合金的物理冶金特性（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、Laves相合金的物理冶金特性（论文提纲范文）
（1）TiZrV吸气剂的成分优化及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 吸气材料 |
| 1.2.1 吸气材料概述 |
| 1.2.2 吸气材料应用 |
| 1.2.3 吸气材料的制备方法 |
| 1.3 吸气理论 |
| 1.3.1 吸气热力学 |
| 1.3.2 吸气动力学 |
| 1.3.3 吸气材料的激活与再生 |
| 1.3.4 低温激活成分设计依据 |
| 1.4 研究现状 |
| 1.4.1 Zr基低温激活吸气材料 |
| 1.4.2 Ti基低温激活吸气材料 |
| 1.4.3 降低激活温度的方法 |
| 1.5 论文研究内容及研究目标 |
| 1.5.1 主要研究内容 |
| 1.5.2 研究目标 |
| 2 制备及表征方法 |
| 2.1 实验原料及主要设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 样品的制备 |
| 2.3 表征方法 |
| 2.3.1 吸气剂材料表征方法 |
| 2.3.2 吸气剂的吸气性能测试方法 |
| 3 低温激活吸气剂材料选取与初步改性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 常见Ti、Zr基低温激活吸气剂性能研究 |
| 3.2.1 常见Ti、Zr基吸气剂合金相组成分析 |
| 3.2.2 常见Ti、Zr基吸气剂合金吸氢性能分析及尺寸规格信息 |
| 3.3 TiZrV、ZrVFe合金初步改性 |
| 3.3.1 合金相结构分析 |
| 3.3.2 合金微观形貌及成分分析 |
| 3.3.3 合金吸氢性能分析及尺寸规格信息 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Ti基吸气剂合金相结构和吸气特性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti基合金相结构和吸气特性研究 |
| 4.2.1 Ti基合金相结构 |
| 4.2.2 Ti基合金微观形貌及成分分析 |
| 4.2.3 Ti基合金吸氢性能分析 |
| 4.3 Ti_(40)Zr_(22)V_(24)Cr_8X_6(X=Fe、 Al、Mn)合金相结构和吸气特性研究 |
| 4.3.1 合金相结构 |
| 4.3.2 合金吸氢性能分析 |
| 4.4 Ti_(40)Zr_(22)V_(24)Cr_8Mn_6吸气剂烧结制备工艺研究 |
| 4.4.1 Ti_(40)Zr_(24)V_(24)Cr_8Mn_6的烧结工艺 |
| 4.4.2 Ti_(40)Zr_(24)V_(24)Cr_8Mn_6烧结吸气剂吸氢性能对比 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Ti_(40)Zr_(24)V_(24)Cr_8Mn_6吸气剂低温激活机理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti_(40)Zr_(24)V_(24)Cr_8Mn_6吸气剂低温激活机理研究 |
| 5.2.1 Ti、Zr、V、Cr、Mn元素高分辨XPS能谱分析 |
| 5.2.2 吸气剂表面金属态含量与激活温度关系 |
| 5.3 吸气剂室温吸氢性能对比 |
| 5.3.1 Ti_(40)Zr_(24)V_(24)Cr_8Mn_6吸气剂室温吸氢性能 |
| 5.3.2 Ti基吸气剂和Zr基吸气剂室温吸氢性能对比 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
（2）复杂结构Laves相的孪生行为及其韧化效应研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Laves相V2Hf的晶体结构 |
| 1.3 Laves相合金的研究现状 |
| 1.3.1 Laves相V_2Hf的制备途径 |
| 1.3.2 Laves相V_2Hf的韧化途径 |
| 1.4 Laves相的变形方式 |
| 1.4.1 位错滑移 |
| 1.4.2 孪生变形 |
| 1.5 Laves相增韧研究中存在的主要问题 |
| 1.6 本文的选题意义 |
| 1.7 本文的主要研究思路和研究内容 |
| 1.7.1 本文的研究思路 |
| 1.7.2 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方案 |
| 2.1 合金成分的选择 |
| 2.2 真空非自耗电弧熔炼 |
| 2.3 Hf14V64Nb22合金的高温热处理 |
| 2.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 试样的金相处理及分析 |
| 2.6 EBSD样品的制备 |
| 2.7 TEM样品的制备 |
| 2.8 力学性能测试 |
| 2.8.1 硬度 |
| 2.8.2 室温压缩性能 |
| 2.8.3 断裂韧性 |
| 第3章 熔铸态Hf14V64Nb22合金的微观组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔铸态Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金的微观组织 |
| 3.2.1 相组成 |
| 3.2.2 微观组织 |
| 3.2.3 熔铸态Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金微观组织演变分析 |
| 3.3 熔铸态Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金的力学性能 |
| 3.3.1 硬度 |
| 3.3.2 压缩性能 |
| 3.3.3 断裂韧性 |
| 3.3.4 断口形貌 |
| 3.4 熔铸态Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金的增韧机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 时效退火态Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金微观组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同时效时间下Laves相Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金微观组织的演变 |
| 4.3 时效态Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金的力学性能 |
| 4.3.1 硬度 |
| 4.3.2 室温压缩性能 |
| 4.3.3 断裂韧性 |
| 4.3.4 断口形貌 |
| 4.4 时效态Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金的强韧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金的孪生行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Laves相基Hf_(14)V_(64)Nb_(22)合金的孪生行为 |
| 5.2.1 熔铸态 |
| 5.2.2 时效态 |
| 5.3 孪生的机制及其诱导Laves相增韧的机理 |
| 5.3.1 C15相的孪生机理分析 |
| 5.3.2 孪生诱导Laves相增韧的机理 |
| 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 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
| 致谢 |
（3）FeCoCrNi系高熵合金磁及电化学腐蚀性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景和意义 |
| 1.1.1 高熵合金 |
| 1.1.2 高熵合金的合成工艺 |
| 1.1.3 轻质高熵合金 |
| 1.2 FeCoCrNi系高熵合金国内外研究现状 |
| 1.3 不同元素对Fe基高熵合金性能的影响 |
| 1.4 Fe基高熵合金的磁性能的研究 |
| 1.5 Fe基高熵合金的电化学腐蚀性能的研究 |
| 1.6 本课题的研究目的与研究内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 技术路线 |
| 1.7 本章小结 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料的选择 |
| 2.1.1 影响高熵合金相稳定性因素 |
| 2.1.2 高熵合金相形成规律 |
| 2.1.3 高熵合金的相结构 |
| 2.1.4 材料的选择 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 微观组织的观察 |
| 2.2.2 物相的分析 |
| 2.2.3 硬度的测量 |
| 2.2.4 密度测量 |
| 2.2.5 磁性能的研究 |
| 2.2.6 电化学腐蚀 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 Fe基高熵合金微观组织成分及硬度分析 |
| 3.1 FeCoCrNi系高熵合金的显微组织形貌 |
| 3.1.1 FeCoCr NiTi_x合金的显微组织形貌 |
| 3.1.2 FeCoCr Ni Zr_x合金的显微组织形貌 |
| 3.1.3 FeCoCrNi Mo合金的显微组织形貌 |
| 3.2 FeCoCrNi系高熵合金的X射线衍射分析 |
| 3.2.1 FeCoCr NiTi_x合金的X射线衍射分析 |
| 3.2.2 FeCoCr Ni Zr_x合金的X射线衍射分析 |
| 3.2.3 FeCoCrNi Mo合金的X射线衍射分析 |
| 3.3 FeCoCrNi系高熵合金显微硬度分析 |
| 3.3.1 FeCo CrNiTi_x合金显微硬度分析 |
| 3.3.2 FeCoCr Ni Zr_x合金显微硬度分析 |
| 3.4 FeCoCrNi系高熵合金的密度分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 不同含量的Fe基高熵合金磁性能的研究 |
| 4.1 FeCoCrNiTi_x合金磁性能分析 |
| 4.2 FeCoCrNiZr_x合金磁性能分析 |
| 4.3 FeCoCrNi Mo合金磁性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 不同含量的Fe基高熵合金电化学性能的研究 |
| 5.1 FeCoCrNiTi_x合金电化学性能分析 |
| 5.2 FeCoCrNiZr_x合金电化学性能分析 |
| 5.3 FeCoCrNi Mo合金电化学性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介及读研期间主要科研成果 |
（4）激光熔覆FeCoNiCuAlNbx高熵合金涂层组织结构及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 304不锈钢简介及课题研究背景 |
| 1.2 表面工程技术 |
| 1.2.1 表面工程技术的分类 |
| 1.2.2 几种常用涂覆技术的优缺点 |
| 1.3 高熵合金 |
| 1.4 熔覆法制备高熵涂层国内外研究现状 |
| 1.5 课题主要研究内容 |
| 第二章 试验材料和试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备与试验准备 |
| 2.3 激光熔覆后样品处理 |
| 2.4 样品表征 |
| 2.4.1 体视镜 |
| 2.4.2 金相显微镜 |
| 2.4.3 扫描电镜和能谱分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 摩擦磨损试验 |
| 2.5.3 电化学腐蚀试验 |
| 第三章 探究不同工艺参数对激光熔覆高熵合金涂层组织及性能的影响 |
| 3.1 行进速度和功率对熔覆层组织结构及力学性能的影响 |
| 3.2 宏观表面形貌 |
| 3.3 高熵合金涂层熔覆层横截面的宏观形貌 |
| 3.4 熔覆层硬度测试 |
| 3.5 耐磨性能测试 |
| 3.6 耐腐蚀性能测试 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 Nb含量变化对涂层组织结构及性能的影响 |
| 4.1 高熵合金熔覆层横截面的宏观形貌及稀释率 |
| 4.2 高熵合金熔覆层横截面的微观组织 |
| 4.2.1 金相显微镜下的微观组织 |
| 4.2.2 SEM下熔覆层横截面的微观组织及物相分析 |
| 4.3 性能测试 |
| 4.3.1 硬度测试 |
| 4.3.2 耐磨损性能测试 |
| 4.3.3 耐腐蚀性能测试 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 双层激光熔覆制备FeCoNiCuAlNb高熵合金涂层 |
| 5.1 宏观形貌 |
| 5.1.1 涂层表面形貌 |
| 5.1.2 熔覆层横截面形貌 |
| 5.2 微观组织 |
| 5.2.1 金相显微镜下的微观组织 |
| 5.2.2 SEM下熔覆层横截面的微观组织 |
| 5.3 性能测试 |
| 5.3.1 硬度测试 |
| 5.3.2 耐腐蚀性能测试 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间学术成果 |
（5）纯钛表面激光熔覆制备CoCrFeNiTiNbx系中/高熵合金涂层及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 高熵合金 |
| 1.1.1 高熵合金的定义 |
| 1.2 高熵合金的四大核心效应 |
| 1.2.1 热力学上的高熵效应 |
| 1.2.2 结构上的晶格畸变效应 |
| 1.2.3 动力学上的迟滞扩散效应 |
| 1.2.4 性能上的“鸡尾酒”效应 |
| 1.3 高熵合金的性能特点 |
| 1.3.1 机械性能 |
| 1.3.2 耐腐蚀性能 |
| 1.3.3 热稳定性能 |
| 1.3.4 抗辐照性能 |
| 1.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.5 激光熔覆技术 |
| 1.5.1 激光熔覆技术的原理与分类 |
| 1.5.2 激光熔覆技术的特点 |
| 1.5.3 激光熔覆技术的应用 |
| 1.5.4 激光熔覆制备高熵合金涂层的研究现状 |
| 1.6 钛及其合金 |
| 1.6.1 钛及其合金简介 |
| 1.6.2 钛及其合金的应用 |
| 1.6.3 钛及其合金表面改性的研究现状 |
| 1.6.4 钛及其合金表面激光熔覆中/高熵合金涂层的研究现状 |
| 1.7 本课题主要研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料的选择 |
| 2.1.2 熔覆材料的选择 |
| 2.2 涂层制备 |
| 2.2.1 基体的预处理 |
| 2.2.2 涂层的预置处理 |
| 2.2.3 激光熔覆的设备及参数选择 |
| 2.3 微观组织特征表征方法 |
| 2.3.1 XRD物相分析 |
| 2.3.2 ECC显微组织分析 |
| 2.3.3 EDS成分分析 |
| 2.3.4 EBSD取向分析 |
| 2.3.5 二次电子像形貌分析 |
| 2.4 性能测试方法 |
| 2.4.1 维氏硬度测试 |
| 2.4.2 耐磨损性能测试 |
| 2.5 实验流程 |
| 3 CoNiTi和CrNiTi三元涂层的微观组织特征及性能 |
| 3.1 高纯Ti基体的初始组织 |
| 3.2 CoNiTi三元涂层的微观组织特征 |
| 3.2.1 相组成 |
| 3.2.2 显微组织 |
| 3.2.3 成分分析 |
| 3.2.4 晶体取向 |
| 3.3 CrNiTi三元涂层的微观组织特征 |
| 3.3.1 相组成 |
| 3.3.2 显微组织 |
| 3.3.3 成分分析 |
| 3.3.4 晶体取向 |
| 3.4 CoNiTi和CrNiTi三元涂层的性能研究 |
| 3.4.1 硬度变化 |
| 3.4.2 耐磨损性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 CoCrNiTi和 CrFeNiTi四元涂层的微观组织特征及性能 |
| 4.1 CoCrNiTi四元涂层的微观组织特征 |
| 4.1.1 相组成 |
| 4.1.2 显微组织 |
| 4.1.3 成分分析 |
| 4.1.4 晶体取向 |
| 4.2 CrFeNiTi四元涂层的微观组织特征 |
| 4.2.1 相组成 |
| 4.2.2 显微组织 |
| 4.2.3 成分分析 |
| 4.2.4 晶体取向 |
| 4.3 CoCrNiTi和 CrFeNiTi四元涂层的性能研究 |
| 4.3.1 硬度变化 |
| 4.3.2 耐磨损性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Co CrFeNiTi和 CoCrFeNiTiNb_1涂层的微观组织特征及性能 |
| 5.1 CoCrFeNiTi和 CoCrFeNiTiNb_1涂层的微观组织特征分析 |
| 5.1.1 相组成 |
| 5.1.2 显微组织 |
| 5.1.3 成分分析 |
| 5.1.4 晶体取向 |
| 5.2 CoCrFeNiTi和 CoCrFeNiTiNb_1涂层的性能研究 |
| 5.2.1 硬度变化 |
| 5.2.2 耐磨损性能 |
| 5.3 纯Ti基体和不同涂层样品的硬度及耐磨损性能对比 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（6）超重力对IN 718合金熔液凝固及夹杂物行为影响的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 IN 718合金的研究现状 |
| 2.1.1 IN 718合金的成分设计及主要用途 |
| 2.1.2 IN 718合金常规冶炼工艺及产品组织特点和性能特点 |
| 2.1.3 冶炼工艺对IN 718合金组织偏析及夹杂物的影响研究 |
| 2.2 超重力对合金熔液凝固和夹杂物行为影响的研究 |
| 2.2.1 超重力及超重力场下合金熔炼的基本原理 |
| 2.2.2 超重力对合金熔液冷却凝固以及铸锭组织影响的研究 |
| 2.2.3 超重力对夹杂物影响的研究 |
| 2.2.4 超重力在金属制备中的应用现状 |
| 2.3 论文研究的背景、目的、意义和内容 |
| 2.3.1 研究的背景 |
| 2.3.2 目的和意义 |
| 2.3.3 研究内容和方法 |
| 3 实验材料及方法 |
| 3.1 微波加热超重力装置及其工作原理 |
| 3.1.1 微波加热系统及其工作原理 |
| 3.1.2 控温系统及其工作原理 |
| 3.1.3 超重力旋转系统及其工作原理 |
| 3.2 试样制备 |
| 3.2.1 超重力试样的制备 |
| 3.2.2 超重力系数、冷速及处理时间参数变化试样的制备 |
| 3.3 组织表征 |
| 3.3.1 光学显微镜分析 |
| 3.3.2 扫描电镜分析 |
| 3.3.3 试样的均匀化+锻造+热处理工艺 |
| 3.3.4 TEM透射分析电子分析 |
| 3.3.5 XRD衍射分析 |
| 3.3.6 夹杂物的观察及分析 |
| 3.3.7 夹杂物高温动态原位观察 |
| 3.4 力学性能测试 |
| 4 IN 718合金相变行为分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 IN 718合金相变分析 |
| 4.2.1 IN 718合金凝固过程模拟分析 |
| 4.2.2 IN 718合金实际凝固过程及相变观察 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 超重力对IN 718合金中夹杂物行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 基于斯托克斯公式的理论分析 |
| 5.2.1 重力系数对夹杂物颗粒运动速度的影响 |
| 5.2.2 不同夹杂物颗粒运动位置的影响因素 |
| 5.2.3 不同夹杂物之间的追逐行为 |
| 5.3 超重力去除IN 718合金中的非金属夹杂 |
| 5.3.1 超重力处理前合金中夹杂物的表征 |
| 5.3.2 超重力对夹杂物分布影响的观察与分析 |
| 5.3.3 超重力对夹杂物分布和尺寸的影响分析 |
| 5.3.4 超重力对夹杂物的去除效率分析 |
| 5.4 超重力对夹杂物行为影响及去除机理 |
| 5.4.1 夹杂物溶解析出的Thermo-calc理论计算 |
| 5.4.2 TiN夹杂物析出过程的高温共聚焦显微镜原位观察 |
| 5.5 超重力场作用下夹杂物移动时间分析计算 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 超重力对IN 718合金熔液凝固行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 重力系数对IN 718合金微观偏析行为的影响 |
| 6.2.1 不同重力系数下微观组织特征 |
| 6.2.2 不同重力系数下的元素分布规律 |
| 6.3 冷却速度对IN 718合金微观偏析行为的影响 |
| 6.3.1 不同冷速下微观组织特征 |
| 6.3.2 不同冷速下的元素分布规律 |
| 6.3.3 不同冷速下的凝固偏析表征 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 超重力对IN 718合金性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 超重力后合金锭的显微组织表征 |
| 7.2.1 铸态试样的组织观察 |
| 7.2.2 热处理态试样的组织观察 |
| 7.2.3 热处理态试样的断口观察及分析 |
| 7.2.4 超重力对IN 718合金凝固组织影响的机理分析 |
| 7.3 超重力后合金锭的力学性能 |
| 7.3.1 IN 718合金原料的力学性能 |
| 7.3.2 热处理态合金锭试样的室温拉伸性能 |
| 7.3.3 热处理态合金锭试样的高温拉伸性能 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 超重力处理公斤级IN 718合金的应用 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 公斤级超重力实验装置 |
| 8.3 超重力去除公斤级IN 718合金锭中夹杂 |
| 8.3.1 超重力去除双联原料中夹杂物分析 |
| 8.3.2 超重力去除三联原料中夹杂物分析 |
| 8.4 超重力去除公斤级合金锭中夹杂物的热力学分析 |
| 8.5 超重力去除公斤级IN 718合金原料中TiN夹杂的可行性分析 |
| 8.5.1 TiN夹杂物的临界去除温度 |
| 8.5.2 超重力去除IN 718合金中TiN夹杂的可行性分析 |
| 8.6 本章小结 |
| 9 结论与展望 |
| 9.1 主要结论 |
| 9.2 论文创新点 |
| 9.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）激光增材再制造Inconel 718合金的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 符号说明 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 镍基高温合金的修复概述 |
| 1.2.1 镍基高温合金Inconel718 的应用概述 |
| 1.2.2 镍基高温合金的失效形式 |
| 1.2.3 镍基高温合金的修复方法 |
| 1.3 镍基高温合金激光增材再制造技术研究现状 |
| 1.3.1 激光增材再制造技术概述 |
| 1.3.2 镍基高温合金激光增材再制造技术国内外应用现状 |
| 1.3.3 镍基高温合金激光增材再制造工艺及形状特征研究现状 |
| 1.3.4 镍基高温合金激光增材再制造组织和性能的研究进展 |
| 1.4 课题的提出 |
| 1.5 研究内容和技术路线 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 技术路线 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 母材 |
| 2.2.2 修复粉末 |
| 2.3 激光增材再制造设备 |
| 2.4 激光增材再制造工艺及方法 |
| 2.4.1 激光增材再制造工艺参数优化 |
| 2.4.2 激光增材再制造修复策略 |
| 2.4.3 热处理方法 |
| 2.5 激光增材再制造显微组织及性能分析方法 |
| 2.5.1 显微组织观察与物相分析 |
| 2.5.2 性能分析 |
| 2.6 数值模拟方法 |
| 2.6.1 模型基本假设 |
| 2.6.2 模型控制方程 |
| 2.6.3 模型修正与处理 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 基于响应面法的激光增材再制造修复层几何特征模型预测与参数优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光增材再制造修复层的模型建立及几何尺寸预测 |
| 3.2.1 激光增材再制造修复层几何特征及实验设计 |
| 3.2.2 激光增材再制造修复层数学模型建立和预测 |
| 3.2.3 激光增材再制造修复层模型实验验证 |
| 3.3 激光增材再制造工艺参数对修复层几何特征的影响分析 |
| 3.3.1 激光增材再制造工艺参数对熔宽、熔高及熔深的影响 |
| 3.3.2 激光增材再制造工艺参数对修复层稀释率和宽高比的影响 |
| 3.4 激光增材再制造工艺优化及修复区微观组织分析 |
| 3.4.1 再制造工艺参数优化 |
| 3.4.2 修复层微观组织及元素偏析分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 激光增材再制造Inconel718 合金组织特征及热处理强化机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 修复区组织及元素偏聚行为研究 |
| 4.2.1 修复区组织特征及相组成 |
| 4.2.2 修复区的元素偏聚行为 |
| 4.2.3 不同修复策略下的常温拉伸性能分析 |
| 4.3 Laves相的热处理消除机制 |
| 4.3.1 固溶温度对修复层组织演变和相析出行为的影响 |
| 4.3.2 Laves相的溶解机制 |
| 4.3.3 固溶温度对后续时效过程中相析出行为及显微硬度的影响 |
| 4.4 δ相的形核长大机制及对拉伸性能的影响 |
| 4.4.1 δ相的析出特征及形核长大机制 |
| 4.4.2 δ相析出对修复层及母材显微硬度的影响 |
| 4.4.3 δ相析出对修复件拉伸性能的影响 |
| 4.5 热处理制度对修复件组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 热处理制度对修复层组织和析出相的影响 |
| 4.5.2 热处理制度对修复层常/高温显微硬度的影响 |
| 4.5.3 热处理对激光增材再制造Inconel718 试样拉伸性能的影响 |
| 4.5.4 热处理制度对母材组织和性能的影响 |
| 4.6 激光增材再制造Inconel718 合金常/高温摩擦磨损性能的研究 |
| 4.6.1 温度对修复态Inconel718 合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.6.2 热处理对Inconel718 合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 Inconel718 合金激光增材再制造修复区界面特征及力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 修复区界面组织特征及力学性能分析 |
| 5.2.1 修复区界面组织结构演变及机理分析 |
| 5.2.2 修复区界面组织元素扩散及相析出行为分析 |
| 5.2.3 修复区界面区域微观力学性能表征 |
| 5.3 热处理对修复界面组织及微观力学性能的影响 |
| 5.3.1 热处理对结合界面组织及析出相的影响 |
| 5.3.2 热处理对修复界面微区力学性能的影响 |
| 5.4 修复界面结合强度与断裂特性分析 |
| 5.4.1 修复界面剪切强度及动态过程分析 |
| 5.4.2 剪切断口微观组织形貌及断裂机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 激光增材再制造Inconel718 合金热腐蚀机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同热处理态Inconel718 合金高温循环热腐蚀机制研究 |
| 6.2.1 热腐蚀动力学分析 |
| 6.2.2 腐蚀产物及腐蚀元素渗入特征分析 |
| 6.2.3 热腐蚀机理分析 |
| 6.3 热腐蚀环境下激光增材再制造Inconel718 合金的力学性能分析 |
| 6.3.1 拉伸件表面热腐蚀行为分析 |
| 6.3.2 热腐蚀过程中组织演变分析 |
| 6.3.3 热腐蚀过程中显微硬度演变分析 |
| 6.3.4 热腐蚀对拉伸性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 1 作者简历 |
| 2 攻读博士/硕士学位期间发表的学术论文 |
| 3 参与的科研项目及获奖情况 |
| 4 发明专利 |
| 学位论文数据集 |
（8）电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题目的与意义 |
| 1.2 钢铁材料的研究现状 |
| 1.3 42 CrMo钢简介 |
| 1.3.1 42 CrMo钢的国内外发展背景 |
| 1.3.2 42 CrMo钢的组织及性能特点 |
| 1.3.3 42 CrMo钢的国内研究现状 |
| 1.3.4 42 CrMo钢的国外研究现状 |
| 1.4 马氏体时效钢简介 |
| 1.4.1 马氏体时效钢的国内外发展背景 |
| 1.4.2 T-250 马氏体时效钢的由来 |
| 1.4.3 马氏体时效钢的性能特征 |
| 1.4.4 马氏体时效钢的国内外应用现状 |
| 1.4.5 马氏体时效钢的国内研究现状 |
| 1.4.6 马氏体时效钢的国外研究现状 |
| 1.5 金属材料的强韧化研究背景 |
| 1.5.1 几大主要强化机制 |
| 1.5.2 新强韧化机理的国内外研究现状 |
| 1.5.3 金属材料的组织细化方法 |
| 1.5.3.1 铸态组织的细化 |
| 1.5.3.2 形变、热处理以及形变+热处理 |
| 1.5.3.3 冶金 |
| 1.5.3.4 特种处理 |
| 1.5.4 钢铁材料传统晶粒细化工艺存在的问题 |
| 1.6 高能瞬时电脉冲处理简介 |
| 1.6.1 电脉冲处理的物理效应 |
| 1.6.2 脉冲电流物理效应的实质体现 |
| 1.6.2.1 电致塑性 |
| 1.6.2.2 脉冲电流诱发再结晶 |
| 1.6.2.3 位错组态的改变 |
| 1.6.2.4 脉冲电流诱导析出与回溶 |
| 1.6.2.5 PLC效应的改变 |
| 1.6.2.6 快速固态相变 |
| 1.6.2.7 电流对钢材奥氏体化机制的影响 |
| 1.6.2.8 特殊性能的改善 |
| 1.6.3 电脉冲处理的应用概述 |
| 1.6.3.1 电脉冲处理的工业化背景 |
| 1.6.3.2 电脉冲处理的数学模型 |
| 1.7 应用电脉冲技术进行钢材强韧化的可行性探讨 |
| 1.8 本文应用电脉冲技术拟解决的问题 |
| 1.9 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 42 CrMo钢的制备 |
| 2.1.2 T250 钢的制备 |
| 2.1.3 初始态显微组织 |
| 2.2 实验工艺及方案 |
| 2.2.1 42 CrMo钢的实验流程 |
| 2.2.2 T250 钢的实验流程 |
| 2.3 电脉冲处理装置 |
| 2.4 实验设备 |
| 2.4.1 硬件 |
| 2.4.2 软件 |
| 2.5 试样制备 |
| 2.5.1 显微组织观察、表征及硬度测试 |
| 2.5.2 TEM样品制备 |
| 2.5.3 原奥氏体晶界观察 |
| 2.5.4 EBSD样品制备 |
| 2.5.5 AFM样品制备 |
| 2.5.6 APT样品制备 |
| 2.5.7 拉伸测试样品制备 |
| 2.5.8 XPS样品制备 |
| 2.5.9 DSC样品制备 |
| 2.5.10 断口分析 |
| 2.5.11 试样尺寸 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 电脉冲处理过程中的有限元数值模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多物理场耦合的理论基础 |
| 3.2.1 经典热力学理论与基本方程 |
| 3.2.2 耦合场方程 |
| 3.3 电脉冲处理T250 钢的有限元模拟 |
| 3.3.1 模拟预设置 |
| 3.3.2 几何定义及网格划分 |
| 3.3.3 材料属性定义 |
| 3.3.4 边界条件设定与载荷施加 |
| 3.4 电脉冲处理模拟结果及后处理 |
| 3.4.1 温度场分布 |
| 3.4.2 电流密度分布 |
| 3.4.3 应力分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 电脉冲淬火处理对42CrMo钢组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同时长脉冲电流作用下淬火态42CrMo钢的组织与性能 |
| 4.2.1 显微组织演变 |
| 4.2.2 硬度变化 |
| 4.3 脉冲电流作用下42CrMo钢的组织演变机理 |
| 4.3.1 晶粒细化 |
| 4.3.2 亚结构变化 |
| 4.3.3 残余奥氏体稳定性的提高 |
| 4.3.4 马氏体的转变机制 |
| 4.4 脉冲电流作用下42CrMo钢的强韧化 |
| 4.4.1 拉伸性能 |
| 4.4.2 强化机理 |
| 4.4.3 韧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 电脉冲回火处理对42CrMo钢组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.2.1 不同时长EPT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.2.2 不同温度TT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3 EPQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.3.1 不同时长EPT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3.2 不同温度TT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.4 42 CrMo钢回火过程的机理分析 |
| 5.4.1 组织演变机制 |
| 5.4.2 组织-性能关系以及力学行为 |
| 5.5 层片碳化物的形成机理及其对强韧性的影响 |
| 5.5.1 形成机制 |
| 5.5.2 层状碳化物对力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 电脉冲固溶处理对T250 钢组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T250 钢的EPS处理的工艺优化 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 拉伸性能及断口分析 |
| 6.3 固溶态T250 钢组织演变及强韧化机理分析 |
| 6.3.1 显微组织及亚结构转变机制 |
| 6.3.2 强化机制 |
| 6.3.3 韧化机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 电脉冲时效处理对TS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 时效态TS试样的时效硬化曲线及拉伸性能 |
| 7.3 时效态TS试样的显微组织 |
| 7.3.1 马氏体的回复及逆变奥氏体的形成 |
| 7.3.2 析出行为 |
| 7.4 TS+EPA(280 ms)试样中NixTiy相的形成及演化机理 |
| 7.5 时效态TS试样的强韧化机理 |
| 7.5.1 强化机制 |
| 7.5.2 基于第一性原理的NixTiy相的分子动力学模拟 |
| 7.5.3 韧化机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 电脉冲时效处理对EPS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 时效态EPS试样的时效硬化曲线 |
| 8.3 时效态EPS试样的显微组织 |
| 8.4 纳米逆变奥氏体的形成机理 |
| 8.5 时效态EPS试样的强韧化机理 |
| 8.5.1 强化机制 |
| 8.5.2 韧化机制 |
| 8.6 本章小结 |
| 第9章 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）CoFeNiMn系多主元高熵合金的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金的定义 |
| 1.3 高熵合金的相组成 |
| 1.3.1 高熵合金的相形成规律 |
| 1.3.2 高熵合金的相结构 |
| 1.4 高熵合金的特性 |
| 1.4.1 迟滞扩散效应 |
| 1.4.2 高熵效应 |
| 1.4.3 晶格畸变效应 |
| 1.4.4 鸡尾酒效应 |
| 1.5 高熵合金的性能 |
| 1.5.1 高熵合金的力学性能 |
| 1.5.2 高熵合金的物理性能 |
| 1.6 高熵合金的制备 |
| 1.6.1 真空电弧熔炼法 |
| 1.6.2 真空感应熔炼法 |
| 1.6.3 机械合金化法 |
| 1.6.4 物理气相沉积法 |
| 1.7 高熵合金的研究现状 |
| 1.8 本课题研究意义及主要研究内容 |
| 1.8.1 研究意义 |
| 1.8.2 主要研究内容 |
| 2 实验过程及分析检测 |
| 2.1 合金元素的选取 |
| 2.2 方案的选定 |
| 2.3 合金的制备 |
| 2.3.1 配料 |
| 2.3.2 母合金熔炼 |
| 2.4 实验检测方法及设备 |
| 2.4.1 XRD衍射分析 |
| 2.4.2 扫描电镜 |
| 2.4.3 压缩性能测试 |
| 2.4.4 显微硬度 |
| 2.4.5 软磁性能测试 |
| 3 Fe元素对CoFeNiMn_(0.3)四元高熵合金组织及性能的影响 |
| 3.1 晶体结构 |
| 3.2 微观组织分析 |
| 3.3 相形成规律 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.4.1 CoFe_xNiMn_(0.3)合金的压缩性能 |
| 3.4.2 CoFe_xNiMn_(0.3)合金的硬度 |
| 3.5 CoFe_xNiMn_(0.3)合金的密度 |
| 3.6 CoFe_xNiMn_(0.3)高熵合金的磁学性能 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 Al元素对CoFe_2NiMn_(0.3)高熵合金组织及性能的影响 |
| 4.1 晶体结构 |
| 4.2 微观组织分析 |
| 4.3 相形成规律 |
| 4.4 力学性能分析 |
| 4.4.1 CoFe_2NiMn_(0.3)Al_x合金的压缩性能 |
| 4.4.2 CoFe_2NiMn_(0.3)Al_x合金的断口形貌 |
| 4.4.3 CoFe_2NiMn_(0.3)Al_x合金的硬度 |
| 4.5 CoFe_2NiMn_(0.3)Al_x合金的密度 |
| 4.6 CoFe_2NiMn_(0.3)Al_x高熵合金的磁学性能 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 CoFe_2NiMn_(0.3)AlCu_x高熵合金的组织与性能 |
| 5.1 晶体结构 |
| 5.2 微观组织分析 |
| 5.3 相形成规律 |
| 5.4 力学性能分析 |
| 5.4.1 CoFe_2NiMn_(0.3)AlCu_x合金的压缩性能 |
| 5.4.2 CoFe_2NiMn_(0.3)AlCu_x合金的断口形貌 |
| 5.4.3 CoFe_2NiMn_(0.3)AlCu_x合金的硬度 |
| 5.5 CoFe_2NiMn_(0.3)AlCu_x合金的密度 |
| 5.6 CoFe_2NiMn_(0.3)AlCu_x高熵合金磁学性能 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 Ti元素对CoFeNiMn高熵合金组织及性能的影响 |
| 6.1 等原子比CoFeNiMnTi_x高熵合金的组织及性能 |
| 6.1.1 晶体结构 |
| 6.1.2 微观组织分析 |
| 6.1.3 相形成规律 |
| 6.1.4 CoFeNiMnTi_x高熵合金的力学性能 |
| 6.1.5 CoFeNiMnTi_x高熵合金的密度 |
| 6.1.6 CoFeNiMnTi_x高熵合金的磁学性能 |
| 6.2 非等原子比CoFe_2NiMn_(0.3)Ti_x高熵合金的组织及性能 |
| 6.2.1 晶体结构 |
| 6.2.2 微观组织分析 |
| 6.2.3 相形成规律 |
| 6.2.4 CoFe_2NiMn_(0.3)Ti_x高熵合金的力学性能 |
| 6.2.5 CoFe_2NiMn_(0.3)Ti_x高熵合金的密度 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及成果 |
| 致谢 |
（10）类Mo型高熔点高熵合金涂层成分设计及其激光熔覆合成（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 论文研究的工程背景 |
| 1.3 高熵合金的研究现状 |
| 1.3.1 高熵合金的定义及特征 |
| 1.3.2 高熵合金的制备方法 |
| 1.3.3 高熵合金的分类 |
| 1.3.4 高熵合金的组织结构 |
| 1.3.5 高熵合金的性能与应用 |
| 1.4 高熵合金涂层制备技术及其研究现状 |
| 1.4.1 溅射沉积 |
| 1.4.2 热喷涂 |
| 1.4.3 激光熔覆 |
| 1.5 激光熔覆高熵合金涂层的研究现状 |
| 1.5.1 激光熔覆低熔点3d过渡族金属元素高熵合金涂层 |
| 1.5.2 激光熔覆高熔点高熵合金涂层 |
| 1.6 本论文研究目的及主要研究内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 类Mo型高熵合金涂层激光熔覆制备 |
| 2.2.2 涂层高温退火处理 |
| 2.2.3 涂层组织结构表征 |
| 第三章 类Mo型高熔点高熵合金成分体系构建 |
| 3.1 MoFeCrTiWAlNb高熵合金设计的热力学依据 |
| 3.1.1 无序固溶体相形成的热力学 |
| 3.1.2 有序相形成热力学 |
| 3.2 类Mo型高熔点成分高熵合金的设计 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 激光熔覆MoFeCrTiWAlNb高熵合金涂层 |
| 4.1 粉末形态 |
| 4.2 光斑类型选择 |
| 4.2.1 光斑能量分布 |
| 4.2.2 物相分析 |
| 4.2.3 显微组织分析 |
| 4.2.4 显微硬度 |
| 4.3 矩形光斑激光熔覆参数优化 |
| 4.3.1 激光功率优化 |
| 4.3.2 激光扫描速率优化 |
| 4.3.3 TEM分析 |
| 4.3.4 显微及纳米硬度 |
| 4.3.5 耐磨性 |
| 4.4 高熵合金涂层相形成机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 激光熔覆MoFeCrTiWAlNb高熔点高熵合金涂层高温组织及性能演化规律 |
| 5.1 退火温度对涂层组织性能的影响 |
| 5.1.1 物相分析 |
| 5.1.2 显微组织分析 |
| 5.1.3 C14析出相的热动力学分析 |
| 5.1.4 显微及纳米硬度 |
| 5.1.5 耐磨性 |
| 5.2 退火时间对涂层组织结构及性能的影响规律 |
| 5.2.1 物相分析 |
| 5.2.2 显微组织分析 |
| 5.2.3 未熔W颗粒的溶解与扩散 |
| 5.2.4 显微硬度 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 激光熔覆类Mo型 MoFe_xCrTiWAlNb_y高熔点高熵合金涂层及其高温抗软化机制 |
| 6.1 同时改变Fe和Nb添加量对涂层组织及性能的影响 |
| 6.1.1 物相分析 |
| 6.1.2 显微组织分析 |
| 6.1.3 TEM分析 |
| 6.1.4 涂层开裂敏感性影响因素 |
| 6.1.5 显微硬度及纳米压痕分析 |
| 6.2 不同退火温度下MoFe_(1.5)CrTiWAlNb_1 涂层高温组织结构及性能演变机制 |
| 6.2.1 物相分析 |
| 6.2.2 显微组织分析 |
| 6.2.3 BCC相脱溶析出行为分析 |
| 6.2.4 不同温度下涂层的硬度及其强化机制 |
| 6.2.5 耐磨性 |
| 6.2.6 抗氧化性 |
| 6.3 长时间退火对MoFe_(1.5)CrTiWAlNb涂层高温组织结构及性能影响规律 |
| 6.3.1 物相分析 |
| 6.3.2 显微组织分析 |
| 6.3.3 纳米硬度 |
| 6.3.4 耐磨性 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 展望 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 攻读博士学位期间的科研成果 |
四、Laves相合金的物理冶金特性（论文参考文献）
- [1]TiZrV吸气剂的成分优化及性能研究[D]. 于梦婕. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [2]复杂结构Laves相的孪生行为及其韧化效应研究[D]. 刘建宇. 太原理工大学, 2021(01)
- [3]FeCoCrNi系高熵合金磁及电化学腐蚀性能的研究[D]. 李帅. 安徽建筑大学, 2021(08)
- [4]激光熔覆FeCoNiCuAlNbx高熵合金涂层组织结构及性能研究[D]. 孙泽阳. 合肥工业大学, 2021(02)
- [5]纯钛表面激光熔覆制备CoCrFeNiTiNbx系中/高熵合金涂层及组织性能研究[D]. 向康. 重庆理工大学, 2021(02)
- [6]超重力对IN 718合金熔液凝固及夹杂物行为影响的基础研究[D]. 石安君. 北京科技大学, 2021(02)
- [7]激光增材再制造Inconel 718合金的组织与性能研究[D]. 张杰. 浙江工业大学, 2020
- [8]电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响[D]. 潘栋. 吉林大学, 2020(08)
- [9]CoFeNiMn系多主元高熵合金的组织及性能研究[D]. 张毛. 西安工业大学, 2020
- [10]类Mo型高熔点高熵合金涂层成分设计及其激光熔覆合成[D]. 郭亚雄. 贵州大学, 2020(05)