一、Al-W二元合金机械合金化扩展固溶度研究（论文文献综述）
周晓舟[1]（2021）在《Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究》文中认为传统钴基高温合金（Co-Ni-Cr-W基合金）具有优异的抗热腐蚀、抗热疲劳和易焊接等性能,但由于其强化方式主要为固溶强化和碳化物强化,高温强度和承温能力显着低于γ’相（Ni3Al）强化的镍基高温合金,因而未能像镍基高温合金一样获得广泛的应用。2006年,一种新的钴基高温合金Co-Al-W基合金中γ’-Co3（Al,W）相及其强化作用的发现,意味着通过调控γ’相析出使新型钴基高温合金具有与镍基高温合金相当的高温力学性能成为可能,从而为发展航空发动机和地面燃气轮机用高耐蚀、高耐温结构材料开辟了新方向。目前国内外针对Co-Al-W基高温合金的研究主要集中在通过合金化提升其承温能力、力学性能、抗氧化性能等材料性能方面,而关于合金化对凝固特性、铸造和固溶等工艺性能的影响方面关注较少,研究和阐明Co-Al-W基高温合金的铸造工艺性能及其影响因素,特别是铸造缺陷的形成机制,是该类合金铸件实现工程化应用的关键。本文研究了合金元素对Co-Al-W基高温合金的凝固特性、铸造和固溶工艺性能的影响规律,并通过数值模拟与实验相结合的方法,研究了该合金的定向凝固基本行为,实现了合金复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文主要创新性成果如下:针对目前具有优异高温力学性能的Co-7Al-8W-1Ta-4Ti五元合金铸态组织复杂、凝固行为和凝固路径不明确的问题,采用等温淬火、定向凝固+快速淬火等方法确定了该合金的凝固路径:L→Li+γ→L2+γ+Laves→L3+γ+Laves+（β+γ’）e→L4+γ+Laves+（β+γ’）e+γ’→γ+Laves+（β+γ’）e+γ’。合金凝固时液相内W、Ta、Ti元素的强烈偏聚会导致Laves相优先析出,富Al、Ti的（β+γ’）e共晶在Laves相之后析出,过剩的Ti元素在合金凝固的最后阶段形成富Ti的γ’相。由于3种二次相中存在相同的多种合金元素,它们在凝固过程中的析出会发生相互竞争,因而可通过调整合金元素控制合金的铸态组织与凝固行为。相关结果为后续设计多组元Co-Al-W基合金提供了理论依据。在Co-Al-W-Ta-Ti合金的基础上,加入高温合金最常用的强化元素Ni和Cr,设计了 Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti 七元 Co-Al-W 基合金,研究了其凝固和固溶行为。结果表明,Ni、Cr元素的加入可使A1和Ta的偏析减小,对合金凝固路径的影响较小,但可使在合金凝固最后阶段形成的γ’相转变为（γ+γ’）e共晶。由于Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti合金中难熔元素浓度较高,固溶处理后易形成无法消除的μ相（Co7W6）。为了避免合金固溶时产生μ相,并抑制Laves相的形成,本文在强化元素Al、W总量不变的条件下,研究了 Al、W元素含量变化对合金凝固与固溶性能的影响。结果表明,Al含量增多W含量减少可以抑制合金凝固时Laves相的析出,同时也可以抑制固溶处理时μ相的形成。在上述研究结果的基础上,本文提出的新合金的设计方案为Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti。新合金凝固时不形成Laves相,经过双级固溶处理后新合金可获得单一的γ相组织。以Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金为基础,进一步研究了 Ni元素含量对合金热裂缺陷形成的影响。结果表明,随Ni含量的增多,W和Ti的凝固偏析增加而Ta的偏析减小,（β+γ’）e共晶的析出温度降低、体积分数降低,合金残余液相中Al、Ti元素的浓度逐渐增多,导致合金在热裂敏感区内的凝固速率降低,合金的热裂形成倾向逐渐增大。随着Ni含量的减少,合金的组织稳定性下降,固溶处理难度增加。综合考虑新合金的凝固行为、铸造性能、固溶工艺和组织稳定性,合金中的Ni含量可在20-30at.%变化。该结果为不同性能单晶叶片的制备提供了较大的成分选择空间。通过实验和热力学计算获得了 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固过程的边界条件和合金热物性参数,构建了该合金准确的定向凝固工艺模型。研究了加热温度、摆放方式、抽拉速度等工艺参数对合金叶片定向凝固过程温度场和组织缺陷的影响,分析了缘板处杂晶缺陷的形成原理,结合模拟结果提出一种变速抽拉工艺,初步实现了复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文的结果可为进一步开展Co-Al-W基合金复杂单晶叶片工程化制备提供基础数据支撑。
路松[2]（2021）在《一种Co-Al-W-Ta-Ti单晶高温合金1000℃/137MPa蠕变行为与机理研究》文中研究表明钴基高温合金中γ’相强化机制的发现和较镍基高温合金具有更高的熔点温度（>100℃）使其有望成为一种新型高温结构材料,而蠕变性能是高温构件设计、选材和安全评价必须要考虑的最基本和最重要的力学性能之一。研究表明,γ’相强化钴基单晶高温合金900℃的蠕变性能已与第一代镍基单晶高温合金相当。但是,目前国内外针对γ’相强化钴基高温合金蠕变变形机理的研究多集中于900℃及以下,更高温度（>950℃）的蠕变行为及机理的研究仍非常有限,从而阻碍了该系列合金的发展和承温能力的进一步提高。本论文以课题组前人设计开发的一种γ’相强化五元钴基单晶高温合金Co-7Al-8W-1Ta-4Ti（at.%）为研究对象,通过研究:1)该合金 1000℃/137MPa的蠕变行为与微观组织和蠕变亚结构演变规律,从微观和亚微观尺度阐明了γ’相强化钴基单晶高温合金高温低应力下的蠕变机理;在此基础上,2)根据该合金的蠕变缺陷特点,系统研究了γ’相中层错等特征缺陷及其层错交互作用结构的形成机理,从原子尺度明确了其对γ’相强化钴基单晶高温合金蠕变抗力的影响;最后,3)结合该合金的成分特点,探索了γ’相中层错等特征缺陷及其层错交互作用结构处合金元素偏析对蠕变抗力的影响机制。实验合金1000℃/137MPa蠕变行为与微观组织和蠕变亚结构演变规律的研究表明:该单晶高温合金在高温低应力条件下的蠕变过程可以分为四个阶段,依次为:减速蠕变阶段（Ⅰ）、最小稳态蠕变阶段（Ⅱ）、全局稳态蠕变阶段（Ⅲ）和加速蠕变阶段（Ⅳ）。其中,位错在γ通道内的塞积是阶段Ⅰ蠕变速率快速下降的主要原因;阶段Ⅱ中筏排组织和界面位错的形成使蠕变速率保持短暂的基本稳定;γ’相体积分数的降低和领先不全位错切割γ’相并形成层错是阶段Ⅱ向阶段Ⅲ过渡的主要原因;阶段Ⅲ中蠕变速率保持稳定主要与拓扑反转组织γ’相中层错及其交互作用结构的出现有关;随着蠕变应变的持续增加,层错的领先不全位错大量切割γ’相以及微裂纹的萌生和扩展导致蠕变速率快速上升直至断裂（阶段Ⅳ）。γ’相中层错等特征缺陷及其层错交互作用结构形成机理的研究表明:实验合金在高温低应力蠕变过程中主要形成超点阵内禀和外禀两种层错（SISF和 SESF）,涉及的基本位错反应为 a/2<011>→a/6<121>+SISF+a/6<112>。两种层错交互作用产生三种层错交互作用结构:V-型、T-型和X-型。其中,V-型和T-型是最主要的层错交互作用结构,而X-型结构在全局稳态蠕变阶段的形成数量很低。V-型结构主要由层错的领先不全位错在交滑移过程中形成,涉及的主要位错反应为 a/6<211>→a/3<001>+SISF+a/6<211>和a/6<121>→a/6<110>+SISF+a/6<211>。其中,a/3<001>和 a/6<110>为不可动的压杆位错,阻碍层错继续滑移,从而提高蠕变抗力。T-型结构形成的主要来源于层错面对另一滑移面层错的领先不全位错的阻碍作用,层错共格界面起强化作用。γ’相中层错等特征缺陷及其层错交互作用结构处合金元素偏析对蠕变抗力影响机制的研究表明:实验合金在高温低应力蠕变过程中,层错处W元素的富集可诱导局部的γ’相向χ/η相转变,同时降低层错能,使层错更易在γ’相中扩展,降低蠕变抗力。层错的领先不全位错处γ相形成元素Co的富集会降低层错在γ’相中的扩展速率,且其对层错扩展的影响大于W元素的作用;同时,该偏析促进V-型和T-型层错交互作用结构的形成,提高蠕变抗力。除此之外,领先不全位错处Co元素的富集还可诱导局部的γ’相向γ相转变,产生更多的γ/γ’相界面,从而提高蠕变抗力。但是,在高应力条件下,该相变容易诱导反相畴界的形成,降低蠕变抗力。根据以上研究结果,本工作从多尺度阐明了γ’相强化钴基单晶高温合金高温（>950℃）低应力的蠕变行为与机理,明确了该系列合金蠕变缺陷处合金元素偏析对蠕变抗力的影响机制,对未来γ’相强化钴基单晶高温合金的强度设计和成分优化具有重要的指导意义。
李文道[3]（2021）在《基于多组元扩散多元节的CoNi基高温合金1000-1150℃组织稳定性与元素作用研究》文中指出γ’相强化钴基高温合金具有成为新一代高温结构材料的潜力,被2014年欧洲高温合金大会（Eurosuperalloys2014）的主旨报告誉为“高温合金技术未来发展的七大趋势之一”。但是,该合金的发展和应用仍存在诸多挑战,如γ’相溶解温度低、γ/γ’两相区窄、抗氧化性能差和密度高等。发展多组元CoNi基高温合金是应对上述挑战的有效途径;但是,随着合金化程度增加,复杂多组元合金体系的合金化原理成为亟待解决的关键科学问题之一,尤其是合金化元素对合金在1000℃及以上组织稳定性的影响规律和机制,而这方面的研究目前非常匮乏。通过传统研究方法解决上述科学问题需要的周期长、成本高。因此,需要发展一种更加高效的研究方法以加速多组元CoNi基高温合金体系的合金化原理研究。本论文在课题组前人研究工作基础上,以材料基因工程理念为指导,针对多组元CoNi基高温合金,开展了以下研究:（1）探索和发展了基于多组元扩散多元节的高通量实验方法,并应用该方法研究了γ和γ’相形成元素对合金在1000℃组织稳定性的影响规律,同时积累了超过1700组CoNi基高温合金成分和组织量化关系的实验数据;（2）在此基础上,通过机器学习建立该合金的成分和组织量化关系预测模型,并形成数据驱动的合金设计方法;（3）结合多种表征手段,深入研究Ni、Cr和Al/W 比对合金在1000-1150℃组织稳定性、γ/γ’两相纳米硬度、抗氧化性能等方面的影响规律和机制,进一步加深对这三个关键参量合金化原理的认识,以指导合金成分设计。本论文设计的多组元扩散多元节以Co-20Ni-7Al-8W-1Ta-4Ti为基础合金,由15个扩散偶和7个三元节组成,共针对Ni、Cr、Al、W、Ti、Ta、Mo、Nb等8种合金化元素,研究其单独或交互作用对基础合金1000℃组织稳定性的影响规律,并为机器学习积累实验数据。结果表明,增加Ni含量可提高γ’相体积分数;但是,Ni含量过高会促进有害相χ相的析出。在避免析出二次相的前提下,提高Cr/W 比可有效增加Cr的最大添加量,且Cr的添加可提高γ’相体积分数,一定程度上弥补W含量下降导致的γ’相体积分数降低。用Al替代W,即Al/W 比增大使γ’相体积分数先增后降,同时可显着降低合金密度;但是,该值过高时会导致β相析出。用Ta、Mo、Nb替代W,过量时均会导致χ相的析出,并进一步降低γ’相体积分数;而Ti等量替代W不易促进二次相析出,且仅略微降低γ’相体积分数。γ’相形成元素促进二次相析出的强弱顺序为:Nb>Ta≈Al>Mo>Ti。多组元扩散多元节的研究积累了大量CoNi基高温合金成分和组织量化关系的实验数据,具体包括1000℃合金成分和相组成的对应关系,以及合金成分和γ’相体积分数的对应关系。以此为基础,本论文建立了数据驱动的机器学习合金预测模型,可针对该系列合金1000℃的合金成分和部分组织参量（相组成和γ’相体积分数）的量化关系进行预测,为合金设计提供支撑。对比机器学习和相图计算对合金组织的预测结果表明,机器学习模型对多组元合金体系的预测精度更高,弥补了相图计算在这方面的不足;但相图计算可以弥补机器学习外推能力较弱的不足。因此,机器学习与相图计算相结合更有利于多组元合金体系的成分设计和研发工作。Ni、Cr和Al/W 比对多组元CoNi基合金1000-1150℃组织稳定性和部分性能的影响规律和机制研究表明,同时提高Ni含量和Al/W 比可显着提高合金的高温组织稳定性,使其经1150℃/1000h时效后仍能保持较高γ’相体积分数且无二次相析出。增大Al/W 比可显着改变成分配分行为,并引起γ/γ’两相错配度的增大,从而显着改变γ’相形貌;此外,还可促进合金在1000℃氧化时形成连续而致密的Al2O3氧化层,并显着提高其抗氧化性能。但是,增大Al/W比会明显降低γ和γ’相室温硬度。Cr可促进合金在1000℃静态氧化时形成连续Cr2O3氧化层（但不致密）,并提高其抗氧化性能;Cr还可有效提高γ’相室温硬度。但是,提高Cr含量会促使W从γ’相中向γ相中富集,并降低W在γ相中的固溶度,从而促进μ相的析出。本论文基于以上研究内容,发展了多组元扩散多元节和机器学习相结合的多组元CoNi基高温合金设计方法,不仅为加速该合金体系的研发奠定了基础,还为材料基因工程技术在高温合金研究领域的应用提供了示范,并可推广应用至其他金属材料的研发之中。同时,系统阐明合金化元素对多组元CoNi基高温合金1000℃及以上组织稳定性的影响规律,丰富和发展γ’相强化钴基高温合金的合金化原理,为该系列合金的成分设计与优化提供物理冶金依据。
张泉[4]（2021）在《B/WAl和（Wf+B）/Al复合材料的制备及力学性能研究》文中研究指明核能作为一种安全、高效的清洁能源,在放射医疗、核工业、核武器等领域得到了广泛的应用,成为最有发展前景的未来能源。但在核能的广泛应用中,必然会带来核辐射的危害问题。因此,开发高效稳定的核屏蔽材料尤为重要。本文制备了B/WAl和（Wf+B）/6061Al两种复合材料。首先利用机械合金化对钨铝合金粉末的制备工艺进行优化,确定了最佳工艺参数,在此基础上以钨铝合金为基体,无定形硼颗粒为增强体制备了B/WAl复合材料,并表征了该复合材料的微观组织和力学性能。采用短切钨纤维和无定形硼颗粒为增强体制备了（Wf+B）/6061Al复合材料,表征了该复合材料的微观组织和力学性能。在钨铝合金粉末的制备中,以W43.75Al56.25为研究对象,探究了表面活性剂种类、表面活性剂含量以及钨颗粒粒径对钨铝合金粉体机械合金化过程的影响,发现添加1ml OP-10表面活性剂,使用3μm钨粉球磨65h时能够完全机械合金化,且所得混合粉末的晶粒尺寸和点阵常数更小,为最优工艺参数。利用SPS烧结工艺制备了B/WAl复合材料,研究了1000、1100℃烧结复合材料的力学性能和微观组织,并观察了1300℃烧结复合材料的微观组织。结果表明,1000、1100和1300℃烧结材料的密度分别为8.01、9.09和13.68g/cm3,当烧结温度从1000℃提高到1100℃时,复合材料的弯曲强度、压缩强度和弹性模量均得到提高。1000、1100和1300℃烧结复合材料中均存在着大孔洞和微小的气孔,1300℃烧结材料中的Al元素大量析出偏聚。利用SPS烧结工艺制备了（Wf+B）/6061Al复合材料,发现复合材料在不同保温时间和烧结温度下均已足够致密,随着烧结温度的提高和保温时间的延长,材料拉伸强度和弯曲强度均降低,其中570℃烧结温度下保温10min时,材料的强度最高。钨纤维在基体中分布均匀且与基体紧密结合,不存在明显的孔洞和界面反应层。研究了钨纤维直径、体积分数以及固溶时效对（Wf+B）/6061Al复合材料力学性能的影响,发现随钨纤维直径增大,复合材料强度和延伸率均降低,但强度变化很小。随体积分数的提高,复合材料的强度提高、延伸率降低而弹性模量先增加后趋于稳定。经过T6处理之后,复合材料的延伸率降低,10vol.%和20vol.%钨纤维增强复合材料的拉伸强度显着提高,30vol.%复合材料的拉伸强度降低。材料存在界面脱粘和延性变形等能量耗散机制。
刘青[5]（2021）在《超细晶MoNbTaTiV难熔高熵合金的粉末冶金法制备及热变形行为》文中研究表明难熔高熵合金（Refractory high entropy alloy,RHEA）具有简单的微观组织、出色的高温热稳定性以及优异的高温强度等特点,在超高温服役条件下具有巨大的优势。目前,块体难熔高熵合金主要采用真空电弧熔炼法制备。由于经过熔化和凝固过程,产生的成分偏析以及粗大的晶粒会降低合金的强度,恶化合金的塑性,不利于难熔高熵合金的应用和发展。因此,本文以Mo Nb Ta Ti V难熔高熵合金为研究对象,提出采用机械合金化和真空放电等离子烧结相结合的方法制备具有均匀组织和超细晶粒的块体难熔高熵合金。并在此基础上进一步探究合金的热成形性能,明确合金的热稳定性,为超细晶难熔高熵合金热加工工艺参数的制定提供科学依据和理论基础。首先,基于不同球磨工艺对合金化程度和出粉量的影响规律,确定了最佳的球磨工艺参数,制备出了具有单相体心立方（Body centered cubic,BCC）固溶体相以及元素均匀分布的纳米晶Mo Nb Ta Ti V难熔高熵合金粉末;分析了在最佳球磨工艺参数下,合金粉末粒度、合金化行为以及微观组织的演变,揭示了金属粉末在球磨过程中微观组织演变规律与宏观颗粒尺寸的互相影响规律;通过在1073K～1473K范围内的真空热处理实验,发现合金粉末的晶体结构具有优异的热稳定性;探究了不同Ti元素含量对相形成规律、粉末粒度演变以及合金化过程的影响,Ti含量的增加使球磨粉末粒径逐渐增大,并导致合金化完成时间延长,但是所有合金粉末均表现出BCC相。其次,采用真空放电等离子烧结技术实现了合金粉末的烧结固化,制备了具有均匀组织和超细晶粒的块体Mo Nb Ta Ti V难熔高熵合金;在最佳的烧结工艺参数下,合金的室温硬度、屈服强度、抗压强度和塑性应变分别达到了542HV、2208MPa、3238MPa和24.9%;分析了难熔高熵合金的强化机制,相比于铸态合金,烧结态Mo Nb Ta Ti V难熔高熵合金强度的提高主要归因于间隙固溶强化机制和晶界强化机制的强化效果;此外,阐述了在不同Ti元素含量条件下,Mo Nb Ta TixV难熔高熵合金组织与性能的演变规律。在此基础上,采用单向等温热压缩实验分析了在不同变形温度以及应变速率条件下,烧结态Mo Nb Ta Ti V难熔高熵合金的变形行为;探究了合金的热变形行为以及动态软化行为,当温度较低、应变速率较高时,合金的主要变形机制和动态软化机制分别是晶内位错滑移和非连续动态再结晶（Discontinuous dynamic recrystallization,DDRX）。随着变形温度的升高和应变速率的降低,晶界滑动和连续动态再结晶（Continuous dynamic recrystallization,CDRX）逐渐成为主要的变形机制和动态软化机制;此外,分析了析出相对合金热变形行为和动态软化行为的影响规律。最后,采用真空热处理实验分析了烧结态Mo Nb Ta Ti V难熔高熵合金在1373K～1573K以及1h～8h范围内的高温热稳定性,明确了析出相和基体晶粒尺寸的演变规律;分析了析出相以及基体晶粒尺寸的长大行为,析出相尺寸的长大规律符合现代Ostwald熟化理论,基体晶粒的长大规律符合动力学方程Dn-D0n=kt;在经过1573K、8h的热处理后,合金在1573K,0.005s-1和0.0005s-1的应变速率下稳态流动应力仅从55MPa和30MPa增加至67MPa和43MPa。
迟一鸣[6]（2021）在《铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能》文中研究表明铝合金比强度高、导电导热性好、易于加工、并且具有一定的耐蚀性,因此在汽车制造、航空航天等领域有着广泛的应用。然而,铝合金表面硬度低、耐磨性差,这些不足极大地限制了其在摩擦磨损环境中的使用。表面改性技术可以在保持铝合金本身优异性能的基础上提高其表面性能,为制造业的“高效、节能”发展提供有效手段。除了热喷涂、电镀、阳极氧化、微弧氧化等表面技术,激光表面改性拥有快速凝固、热影响小、冶金结合好等特点,随着激光器的发展,铝合金表面激光改性技术受到了越来越多的关注。本文设计了“Fe+Al”、“Fe基合金”、“Fe基合金+B4C”、“Fe基合金+B4C+Ti”、“Fe基合金+h-BN”、“Fe基合金+h-BN+Ti”六种合金化材料体系,通过预置涂层法在6061铝合金表面制备出金属间化合物涂层,或以金属间化合物为基、多元陶瓷为增强相的复合涂层,综合讨论了合金化材料成分配比、激光工艺参数等对合金化层组织及性能的影响,并分析了原位生成陶瓷相的界面结构、形核机制及生长机理。使用不同配比的Fe粉和Al粉作为合金化材料,制备得到的合金化层主要由Fe4Al13,FeAl,Fe3Al和α-Al构成组成。富Fe熔体由于比重较大下沉至熔池底部,形成以“白亮带”为特征的过渡区,组织具有分层现象。此外,Fe和Al之间的放热反应促使界面处的基体进一步熔化,最终形成“锯齿状”界面。70Fe-30Al涂层耐磨性最好,磨损体积为基体的9.2%。使用Fe基合金作为预置涂层材料制备的合金化层由先析出的Fe-Al化合物及网状共晶组织构成,合金化层组织均匀致密,硬度约为459 HV0.2,是基体的6.8倍,磨损体积减小至基体的11.33%。选用“Fe基合金+B4C”体系制备的合金化层主要由Fe4Al33,FeAl,Fe3Al,Cr2B,CrB,Cr2B3,AlB2,Cr23C6,Cr7C3,Al4C3,α-Al组成。涂层硬度随预置粉末中B4C添加量的增多逐渐升高,添加20 wt.%B4C时,合金化层硬度高达531 HV0.2,但此时涂层脆性增加,缺陷增多,耐磨性变差。B4C添加量为10 wt.%的合金化层磨损失重最小,仅为基体的18.2%。向“Fe基合金+B4C”材料体系中添加Ti粉能够改善熔池的润湿性,并可通过Ti与B4C的反应原位生成TiC、TiB2等细小的强化相。合金化层主要由Fe4Al13,Cr2B,Cr7C3,TiB2,TiC和α-Al组成,当Ti的添加量提高到45 wt.%时,合金化层中还生成了 Al3Ti。添加30 wt.%Ti的涂层性能最好,硬度高达520 HV0.2,磨损体积仅为基体的7.2%。当Ti的添加量提高到45 wt.%后,合金化层组织的粗化及脆性相Al3Ti的形成导致硬度和耐磨性有所下降。在“Fe基合金+10 wt.%B4C+30 wt.%Ti”合金化层中,TiC小颗粒在先析出的短棒状TiB2表面异质形核,形成了 TiB2/TiC复合组织。两相界面存在[1210]TiB2//[011]TiC和（0001）TiB2//（111）TiC的晶体学位向关系,错配度仅为1.049%,表明TiB2可为TiC异质形核的最有效核心。“Fe基合金+h-BN”材料体系制备的合金化层主要由Fe4Al13,（Fe,Cr）,AlN,Cr2B,FeNx,α-Al等物相组成。激光合金化过程中密度较小的h-BN上浮到熔池表面造成严重烧损,且其含量增加到10 wt.%时熔池燃烧剧烈、合金化层稀释率过高,硬度和耐磨性急剧下降。向“Fe基合金+h-BN”材料体系中添加Ti粉能够减少预置涂层材料的烧损、改善熔池的润湿性,并通过Ti与h-BN的反应原位生成TiN,TiB2和TiB等强化相进一步提高表面性能。在熔池凝固过程中,AlN以亚稳态面心立方结构在先析出的颗粒状TiN表面异质形核并包围其生长,形成TiN/AlN复合组织。两相的晶面错配度约为9%,为中等有效形核。在室温、200℃和400℃下,添加15 wt.%Ti的合金化层磨损体积分别为相同条件下基体的8.2%、7.4%和10.1%,耐磨性显着提高。
陆天行[7]（2021）在《钨弥散强化铜合金制备及性能研究》文中研究说明随着科技水平的发展,如何开发兼具高强度与高导电性的铜合金成为研究者探索的重点。近数十年,弥散强化（Dispersion Strengthened,DS）铜合金以其兼顾高强高导的特性、良好的高温稳定性引发众多关注。现有弥散强化铜合金中强化相以氧化物为主,但是氧化物较强的电子散射效应、较低的辐照稳定性成为进一步提升其性能的限制因素。钨具备高硬度、高熔点、良好的导电导热性和优良的耐辐照性能,是新一代高强高导弥散强化铜中优秀的强化相选择。现有研究者的工作集中于机械合金化制备合金,而在上述外源法合成技术中,颗粒难以均匀细化的问题限制了钨颗粒的强化效果和合金的导电性能。基于上述背景,本文成功地开发了以原位反应为核心的钨弥散强化铜粉末的合成策略,并制备出颗粒细小、分布均匀、具有优良综合性能的钨弥散强化铜合金。本文围绕钨弥散强化铜的粉末冶金方法制备和力学、导电性能进行研究,进一步探讨其高温稳定性与组织结构演变。本研究将为未来进一步开发高性能弥散强化铜合金提供理论依据。对扩展弥散强化铜合金的应用场景,进一步研发性能更高、高温稳定性更好、可工业化应用的高强高导铜合金具有重要意义。热力学分析表明钨作为弥散相的制备难点在于Cu-W二元体系极高的形成焓（>33 kJ/mol）,导致外部加入的钨在铜基体中分散与细化存在很高的能垒,故需要设计中间过程降低钨颗粒的形成能量。首先以易细化的铜、钨氧化物作为前驱体,采用溶胶凝胶-气相还原法制备合金。制备的块体合金中消除了亚微米级以上的大尺寸颗粒影响,组织均匀性、弥散颗粒细化程度与导电性显着优于一般机械合金化法制备的合金。在气相法的基础上,结合机械合金化法开发气-固原位反应法制备钨弥散铜合金。合成过程中Cu基体的包覆充分抑制中间水合物的生成,因此Cu-W间通过固相传质机制反应。固相传质反应能将钨的形成温度降低至600℃以下,使W颗粒在高温形成过程中免于气相形核与粗化。所制备的合金中钨弥散颗粒平均尺寸小于30 nm,通过大变形量冷轧后抗拉强度达到596 MPa,并保持约85 IACS%的导电性能。冷轧态合金经过800℃高温退火后抗拉强度与屈服强度为402 MPa与289 MPa,退火后合金基体晶粒尺寸为0.97 μm,弥散颗粒未出现明显长大。高温退火后基体织构相较于冷轧态保持稳定,无明显变化。分析表明其力学性能主要源于第二相强化与细晶强化机制,内部高密度钨颗粒带来的晶粒细化效果与位错钉扎效应带来较高的强度与高温稳定性。电阻率的增加主要由颗粒电阻效应、颗粒电子散射与晶界散射导致。通过添加钨弥散相代替氧化物相,能够在不损失强度的前提下提升铜合金导电性,同时抑制高弥散相含量带来的脆化影响。通过原位反应法合成双相弥散强化铜合金,采用纯固相的机械-化学复合法（Mechano-chemical Processing,MCP）制备两种含有TiO2与Al2O3的复合相钨弥散铜。由于MCP反应中元素扩散路径短、颗粒长大不明显,并且在合成过程中固相反应形成的两相颗粒之间存在互抑制效应,进一步限制了氧化物与钨颗粒的长大,带来更优的强化效果。组织中W颗粒和氧化物最小尺寸维持在10nm级别,基体晶粒尺寸均在800 nm以下。其中Cu-W-Al2O3合金的高温稳定性优良,经过800℃退火后抗拉强度与屈服强度为442 MPa和350 MPa,对比热挤压态仅下降6%,导电率维持在80IACS%以上,延伸率维持在15%。互抑制效应提升合金基体中强化相分散效果,避免避免颗粒长大导致的晶界脆化。退火态组织保持纤维织构不变,基本未出现再结晶晶粒,高密度的复合相强化颗粒提供了良好的细晶强化效果和更优的高温稳定性。基于实验结果,对钨弥散铜的高温组织演变与强化相结构进行分析。经过更长时间退火过程,合金的强度与硬度维持稳定不再下降,平均晶粒尺寸保持在约1 μm。钨弥散强化铜的再结晶过程会经过回复-晶粒重组为亚结构-不同亚结构融合形成超大晶粒-超大晶粒内部形核再结晶的过程,最终稳定为包含再结晶晶粒和高密度变形晶粒的双相结构。影响钨颗粒稳定性的核心是其在铜基体内的粗化过程,通过Ostwald熟化机制描述颗粒的长大机制,推导出晶粒内与晶界处的平衡浓度与扩散系数。结构表征结果证明Cu-W界面为稳定的半共格界面结构,对应K-S位向关系,钨颗粒的强化形式为位错绕过机制,原位反应生成的颗粒与基体之间结合紧密。通过分子动力学计算结果验证了上述结构的能量稳定性。结合实验与理论计算阐明钨弥散强化铜的强化与组织演变机理,为开发更高性能难熔金属弥散强化铜提供理论工具。
杨兵[8]（2021）在《W基W-ETM （ETM=Zr,Nb,Hf,Ta）固溶体和氧化物弥散强化材料的制备和性能研究》文中进行了进一步梳理未来磁约束聚变堆的偏滤器和第一壁靶板直接面对等离子体,承受极高的热负载和高通量的离子和中子辐照,钨（W）目前被认为是最有前途的面对等离子体材料（PFMs）。纯W的韧脆转变温度（～100-400°C）高于室温,不利于部件加工,而其再结晶温度约为1150-1350°C,也不能满足PFMs的服役要求。固溶合金化和第二相粒子（氧化物或碳化物）弥散强化是改善W材料性能的主要途径。W材料主要通过粉末烧结制备,通常难以兼顾实现W基体固溶强化和第二相弥散强化。探索能够同时实现固溶合金化和第二相弥散强化的材料制备方法,将为发展高性能W材料开辟新的途径。难熔过渡金属（Transition Metals,TMs）是W基固溶体的主要合金化元素,但是由于W-TM固溶体端的相图不完备,不能为烧结W基体的成分设计提供参考。本研究利用非自耗真空电弧熔炼制备W-ETM（Early Transition Metals,ETM=Zr,Nb,Hf,Ta）合金,研究在非平衡凝固条件下W-ETM合金的室温组织。在此研究基础上,我们提出了一种制备W材料的新工艺,采用Zr-Fe非晶中间合金和W粉为原料,通过放电等离子体烧结技术制备了弥散强化W材料。通过光学金相（Optical Morphology,OM）、X射线衍射（X-ray Diffraction,XRD）、扫描电镜（Scanning Electron Microcopy,SEM）、透射电镜（Transmission Electron Microscopy,TEM）等分析材料的微结构和相组成,利用显微硬度计和室温压缩实验来研究材料的力学性能。论文主要研究结果如下:（1）发展了一种利用非自耗真空电弧熔炼法制备小尺寸W合金的工艺,制备了系列W-ETM合金,包括W100-xTax（x=0,1,3,5,6,7,10;at.%）,W100-xNbx（x=1,3,5,10;at.%）,W100-xZrx（x=0.25,0.4,0.5,0.75,1,2,3;at.%）和W100-xHfx（x=0.4,0.6,1,2,3,6,9;at.%）。合金在熔炼前后的质量损失控制在0.5%以内。W-Ta铸锭上部由尺寸为毫米级的晶粒组成,晶粒尺寸随Ta含量的增加无明显变化;所有成分的合金均为单相BCC结构,晶格常数（y）与Ta含量（x）成线性关系:y=0.001x+3.1657,符合Vegard定律;W-Nb铸锭上部形成微米级晶粒,晶粒尺寸为随Nb含量的增加发生细化。当Nb含量x≥3 at.%时,晶内有析出物产生,表明在非平衡凝固条件下,Nb在W中的室温固溶度小于3 at.%。W-Zr铸锭上部形成微米级晶粒,晶粒尺寸随Zr含量的增加发生细化,铸锭心部晶粒尺寸为毫米级;金相观察表明x=2 at.%时晶内有圆形析出物出现,尺寸为1-2μm,随着Zr含量的增加,析出物数量增加,结合X射线衍射确定析出物为W2Zr;XRD分析表明在非平衡凝固条件下,Zr在W中的室温固溶度小于0.5 at.%;W-Hf铸锭上部晶粒也为微米级,并随Hf含量增加而细化。金相观察表明当x=2 at.%时晶内、晶界处有大量的圆形和长条形析出物,尺寸分别为1-2μm和5-10μm,当Hf含量继续增加时,析出物为片状,尺寸为20-300μm。XRD分析表明,当Ha含量x≥1 at.%析出W2Hf。显微硬度分析发现,W100-xTax,W100-xNbx,W100-xZrx和W100-xHfx合金的硬度均随合金化元素含量的增加而增加,而Zr和Hf的强化效果大于Ta和Nb。（2）采用Zr-Fe非晶作为中间合金原料,和粉末W一起进行放电等离子烧结,制备了W-0.4 at.%Zr和W-1 at.%Zr两种W材料。结果表明:烧结W-0.4 at.%Zr和W-1 at.%Zr的相对密度分别为93.8%和96.6%,晶粒尺寸分别为3.4μm和1.3μm,显微硬度分别为378 HV和457 HV。透射电镜观察表明在两种材料的晶内和晶界形成尺寸为20-300nm的四方Zr O2,析出相与基体W不共格。W-0.4 at.%Zr和W-1 at.%Zr的室温压缩屈服强度分别为1210 MPa和1520 MPa,并显示高达45%以上的室温塑性。上述结果表明,采用Zr-Fe非晶中间合金可获得具有高致密度、室温兼具高强度和压缩塑性的弥散强化W材料。在接下来的工作中,进一步通过调控中间合金添加量,优化球磨工艺和烧结工艺,有望获得强韧性更好的弥散强化W材料。
李淮[9]（2021）在《B和Ce对Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金组织和性能的影响》文中研究表明Co-Al-W高温合金是由L12结构γ′-Co3（Al,W）相强化的新型钴基高温合金,Co-Al-W合金具有较高的高温强度与抗氧化性能。与镍基高温合金通过反相畴界强化不同,钴基高温合金强化方式是共格强化,其强化相和基体相错配度接近1%,变形能力较差,成为Co-Al-W合金研究的方向之一,B元素可以有效提高合金的韧性,Ce元素是较好的晶界强化元素,可以有效提高晶界强度,抑制晶界脆断。本文基于课题组前期对Co-8.8Al-9.8W高温合金的研究,在Co-8.8Al-9.8W与Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金微观组织中发现,Ta元素有效提高合金强化相体积分数,但是Ta会促进合金有害二次相析出。添加合金化元素Ta有效提升合金最大抗压强度和延伸率,改变合金的断裂方式,但无法改变合金脆性断裂的本质。因此,以Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金为基体,通过B元素和Ce元素微合金化,制备微合金化元素含量在0.1～0.8 at.%的八种合金,经过1300°C固溶处理和900°C时效处理,对合金微观组织、元素分布、二次相和显微硬度进行分析,为合金的下一步研究提供一定的数据参考。研究发现,B和Ce元素对合金强化相形状和体积分数没有明显影响,主要影响合金晶界处析出的有害二次相,其中Ce元素对二次相Co3W的体积分数没有明显影响,其晶界处二次相分布与2Ta合金相同,但二次相形状出现球化现象;B元素对合金二次相的种类和体积分数均有影响,合金时效处理后二次相主要有Co3W和Co7W6,随着B含量的增加,合金晶界区域有害二次相体积分数减少,晶界区域没有基体相析出。电子探针显微分析表明Ce元素均匀分布于合金中、B元素主要分布在晶界区域二次相中,部分Ce原子形成化合物Ce2Co17和Al2Ce2Co15,部分B原子形成Co W2B2。显微硬度实验表明:相比于基体Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金,微合金化后合金显微硬度均有明显提升。其中在添加含Ce合金显微硬度随着Ce含量的上升出现先上升后下降的现象,0.4Ce合金显微硬度达到最高;而含B合金显微硬度随着B含量的上升逐渐下降。考虑合金的微观组织和显微硬度,B元素添加应该在0.1at.%左右,Ce元素含量应该在0.4 at.%。
钟晓康[10]（2020）在《新型多组元钴基高温合金的加工工艺及强韧化机理研究》文中提出新型多组元钴基高温合金拥有优异的综合高温性能,同时兼具良好的加工成型性能,综合使用性能达到了商用变形镍基高温合金的水平,展现出较好的工程化应用前景。但是,想要成为新一代的商用变形高温合金,必须建立合理的生产加工工艺路线以实现新型钴合金的工程化应用,并且仍需要继续优化和提升新型钴合金的力学性能。基于上述考虑,本论文主要针对一种新型多组元钴基高温合金的热变形加工特性及其具体生产加工工艺的强韧化机理进行了全面而深入的研究。通过加工图技术和电子背散射衍射（EBSD）分析技术系统地探究了新型钴合金的热变形加工特性,揭示了新型钴合金在不同加工变形条件下的微观组织演变机制,成功建立了流变应力、加工变形条件和微观组织结构的定量关系;通过不同的热处理工艺制度进行了固溶热处理和时效热处理,并采用多种观察分析手段全面地研究了不同热处理工艺制度对新型钴合金的组织结构和力学性能的影响,深入解释了热处理工艺对新型钴合金强韧化的作用机理;通过Ta和Ti合金化拓扑优化了新型钴合金的工程实用性及其力学性能表现,阐述了 Ta和Ti合金化对新型钴合金强韧化的影响机理,并系统探讨了 Ta和Ti合金化对新型钴合金的热变形加工特性的影响。由此得到的主要结论如下:新型钴合金的热变形行为属于典型的动态再结晶（DRX）类型,这类似于商用变形镍基高温合金的流变行为;峰值应力、应变速率和变形温度之间的本构关系可以用Arrhenius型Sellars-Tegart双曲正弦函数方程来描述;热变形加工图表明,在进行新型钴合金的热变形加工时,其真应变量应该控制在0.2～0.5范围内（即工程应变量为22%～65%）,以抑制热变形加工组织缺陷的产生;新型钴合金的最佳加工工艺参数应该在热变形加工图中的流变峰值区内选择,以获得较完全的再结晶晶粒组织。新型钴合金在固溶热处理过程中通过晶界凸出的方式继续进行DRX形核与长大,随着晶界的迁移,DRX晶粒不断消耗由加工硬化带来的位错缺陷并长大;晶界在室温和中温下起到强化作用,而在高温下则成为薄弱环节,对于高温性能要求较高的新型钴合金产品,应选用较高的固溶温度进行固溶热处理,以便获得较为粗大的晶粒组织。新型钴合金经时效热处理后形成典型的γ/γ’两相组织,且γ’强化相呈近似球状弥散分布在γ基体相上;析出的γ’相的形核与长大过程十分符合经典的Lifshitz-Slyozov-Wagner（LSW）理论模型,而由γ’析出相引起的沉淀强化作用对合金强度增加的贡献可以通过位错切过机制中的弱对偶耦合和强对偶耦合模型精准地描述出来。经过Ta和Ti合金化后,新型钴合金的质量密度有所下降,γ’相形状由近似球形变为近似方块状,使得γ/γ’两相间的点阵错配度大大增加,能有效提高新型钴合金的强度,但同时也使得塑性变形受阻;Ta和Ti合金化提高了新型钴合金在低温或高速率下的热变形抗力,将最佳热变形加工区域推向高温、低速率区域,使得新型钴合金的热变形激活能出现了大幅的提高,从而导致新型钴合金的热变形加工变得更加困难了。
二、Al-W二元合金机械合金化扩展固溶度研究（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、Al-W二元合金机械合金化扩展固溶度研究（论文提纲范文）
（1）Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.1.1 课题来源 |
| 1.1.2 研究背景 |
| 1.1.3 研究目的与意义 |
| 1.2 铸造高温合金发展概述 |
| 1.2.1 定向凝固技术 |
| 1.2.2 单晶制备技术 |
| 1.3 铸造高温合金的凝固行为研究 |
| 1.3.1 铸造高温合金凝固特性 |
| 1.3.2 铸造高温合金凝固特征温度 |
| 1.3.3 铸造高温合金凝固偏析 |
| 1.3.4 铸造高温合金凝固缺陷 |
| 1.4 铸造高温合金定向凝固工艺研究 |
| 1.4.1 铸造高温合金定向凝固工艺模拟研究 |
| 1.4.2 铸造高温合金定向凝固工艺实验研究 |
| 1.5 Co-Al-W基铸造高温合金研究现状与存在问题 |
| 1.5.1 Co-Al-W基铸造高温合金的相组成和成分特征 |
| 1.5.2 Co-Al-W基铸造高温合金的高温力学性能 |
| 1.5.3 Co-Al-W基铸造高温合金凝固行为 |
| 1.5.4 Co-Al-W基铸造高温合金急需解决问题与发展方向 |
| 2 研究内容、技术路线与创新点 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 创新点 |
| 3 添加Ta和Ti对Co-7Al-8W合金凝固行为的影响 |
| 3.1 Ta、Ti元素对合金铸态组织的影响 |
| 3.2 Ta、Ti元素对合金固液相线的影响 |
| 3.3 Ta、Ti元素对合金凝固偏析行为的影响 |
| 3.4 Ta、Ti元素对合金凝固路径的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Al、W含量对Co-30Ni-xAl-(15-x)W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固和固溶行为的影响 |
| 4.1 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.1.1 Al、W含量对合金铸态组织的影响 |
| 4.1.2 Al、W含量对合金固液相线的影响 |
| 4.1.3 Al、W含量对合金凝固偏析行为的影响 |
| 4.1.4 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.2 Al、W含量对合金固溶行为的影响 |
| 4.3 合金固溶过程中μ相的形成机制 |
| 4.3.1 合金固溶过程中的组织演变 |
| 4.3.2 合金中μ相的析出机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Ni含量对Co-xNi-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固行为和热裂缺陷的影响 |
| 5.1 Ni含量对合金凝固特性的影响 |
| 5.2 Ni含量对合金凝固过程组织演变的影响 |
| 5.3 Ni含量对合金热裂形成倾向的影响 |
| 5.4 Ni含量对合金固溶行为的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固模拟与单晶叶片制备工艺确定 |
| 6.1 定向凝固工艺模拟模型 |
| 6.1.1 定向凝固工艺简化物理模型 |
| 6.1.2 定向凝固过程传热模型 |
| 6.1.3 晶粒组织模拟计算模型 |
| 6.2 热物性参数与边界条件设置 |
| 6.2.1 模拟所用热物性参数设置 |
| 6.2.2 模拟所用边界条件设置 |
| 6.2.3 晶粒组织模拟参数设置 |
| 6.3 合金定向凝固过程的模拟与实验分析 |
| 6.3.1 棒状铸件模拟与实验分析 |
| 6.3.2 工艺参数对合金定向凝固过程的影响 |
| 6.4 合金单晶叶片定向凝固工艺确定 |
| 6.4.1 摆放方式对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.2 抽拉速度对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.3 单晶叶片定向凝固工艺的确定与实验验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）一种Co-Al-W-Ta-Ti单晶高温合金1000℃/137MPa蠕变行为与机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高温合金材料的应用背景 |
| 2.1.1 高温合金材料的服役环境 |
| 2.1.2 高温合金材料的发展 |
| 2.1.3 γ'相强化Co-Al-W基高温合金 |
| 2.2 Co-Al-W基高温合金的蠕变性能 |
| 2.2.1 蠕变性能 |
| 2.2.2 合金元素对Co-Al-W基高温合金蠕变性能的影响 |
| 2.3 Co-Al-W基高温合金的蠕变行为 |
| 2.3.1 蠕变曲线 |
| 2.3.2 微观组织对蠕变抗力的影响 |
| 2.3.3 蠕变亚结构对蠕变抗力的影响 |
| 2.3.4 缺陷处合金元素偏析对蠕变抗力的影响 |
| 3 研究方案 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 研究对象 |
| 3.3 技术路线 |
| 3.4 研究方法 |
| 3.4.1 单晶高温合金制备 |
| 3.4.2 热处理实验 |
| 3.4.3 高温蠕变实验 |
| 3.4.4 微观组织表征 |
| 3.4.5 蠕变亚结构表征 |
| 3.4.6 原子尺度表征 |
| 3.4.7 合金元素偏析行为表征 |
| 3.4.8 热力学模拟 |
| 4 TaTi单晶合金1000℃/137MPa蠕变行为与微观组织和蠕变亚结构的演变规律 |
| 4.1 1000℃/137MPa蠕变行为 |
| 4.2 1000℃/137MPa蠕变不同阶段的微观组织演变 |
| 4.3 1000℃/137MPa蠕变断裂组织 |
| 4.4 1000℃/137MPa蠕变不同阶段的蠕变亚结构演变 |
| 4.4.1 减速蠕变阶段 |
| 4.4.2 最小稳态蠕变阶段 |
| 4.4.3 全局稳态蠕变阶段 |
| 4.4.4 蠕变断裂 |
| 4.5 分析讨论 |
| 4.5.1 γ'相强化钴基和镍基单晶高温合金蠕变行为对比 |
| 4.5.2 γ'相强化钴基单晶高温合金高温低应力蠕变条件下γ/γ'相微观组织演变规律 |
| 4.5.3 γ'相强化钴基单晶高温合金高温低应力蠕变条件下位错和层错等蠕变亚结构演变对蠕变抗力的影响 |
| 4.5.4 γ'相强化钴基与镍基单晶高温合金高温低应力蠕变机制对比 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 γ'相中层错等特征缺陷及其层错交互作用结构形成机理 |
| 5.1 γ'相中层错及其交互作用结构比例分布情况 |
| 5.2 γ'相中单独层错 |
| 5.3 γ'相中层错交互作用 |
| 5.3.1 V-型层错交互作用结构 |
| 5.3.2 T-型层错交互作用结构 |
| 5.3.3 X-型层错交互作用结构 |
| 5.4 γ'相中层错与反相畴界 |
| 5.5 分析讨论 |
| 5.5.1 层错及其交互作用对γ'相变形行为的影响 |
| 5.5.2 γ'相中层错交互作用结构形成机理 |
| 5.5.3 γ'相中层错和反相畴界交互作用结构形成机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 γ'相中层错等特征缺陷及其层错交互作用结构处合金元素偏析对蠕变抗力的影响机制 |
| 6.1 TaTi单晶合金γ、γ'相以及界面位错处的合金元素偏析行为 |
| 6.2 γ'相中单独层错及其领先不全位错处的合金元素偏析行为 |
| 6.3 γ'相中层错交互作用结构处的合金元素偏析行为 |
| 6.4 γ'相中层错与反相畴界共生结构处的合金元素偏析行为 |
| 6.5 γ、γ'相以及γ'相中层错等特征缺陷处的合金元素分布情况 |
| 6.6 分析讨论 |
| 6.6.1 合金元素偏析对γ'相中层错扩展的影响 |
| 6.6.2 层错领先不全位错处局部γ'相向γ相转变机制 |
| 6.6.3 层错领先不全位错处局部γ'相向γ相转变对蠕变抗力的影响 |
| 6.6.4 基于缺陷处合金元素偏析的合金设计策略 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 结论 |
| 8 创新点 |
| 9 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）基于多组元扩散多元节的CoNi基高温合金1000-1150℃组织稳定性与元素作用研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 γ'相强化钴基高温合金概述 |
| 2.1.1 高温合金的涵义和发展 |
| 2.1.2 传统钴基高温合金 |
| 2.1.3 γ'相强化钴基高温合金的发现与合金发展的挑战 |
| 2.1.4 γ'相强化钴基高温合金的化学成分特征 |
| 2.2 γ'相强化钴基高温合金的组织稳定性 |
| 2.2.1 γ'相溶解温度 |
| 2.2.2 γ/γ'两相组织稳定性 |
| 2.2.3 合金化元素的γ/γ'两相配分行为 |
| 2.2.4 γ/γ'点阵错配度 |
| 2.3 γ'相强化钴基高温合金的研究现状和发展趋势 |
| 2.3.1 合金体系的研究现状和发展趋势 |
| 2.3.2 合金设计方法的研究现状和发展趋势 |
| 2.4 材料基因工程技术 |
| 2.4.1 材料基因工程的基本内涵 |
| 2.4.2 高通量实验和扩散多元节 |
| 2.4.3 数据驱动和机器学习 |
| 3 研究方案 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 研究方法 |
| 3.3.1 扩散多元节 |
| 3.3.2 热力学相图计算 |
| 3.3.3 合金制备 |
| 3.3.4 热处理 |
| 3.3.5 分析测试 |
| 3.3.6 显微组织定量表征 |
| 4 基于多组元扩散多元节的高通量实验方案设计和样品制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多组元扩散多元节的设计方案以及与传统扩散多元节的区别 |
| 4.2.1 设计方案 |
| 4.2.2 与传统扩散多元节的区别 |
| 4.3 针对γ相形成元素的优化设计 |
| 4.3.1 针对组织稳定元素Ni的优化设计 |
| 4.3.2 针对抗氧化腐蚀元素Cr的优化设计 |
| 4.4 针对γ'相形成元素的优化设计 |
| 4.4.1 针对轻质金属元素Al的优化设计 |
| 4.4.2 针对力学性能强化元素Ti、Ta、Mo、Nb的优化设计 |
| 4.5 多组元扩散多元节的样品制备 |
| 5 γ相形成元素对多组元CoNi基高温合金1000℃组织稳定性的影响规律 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 初始合金组织 |
| 5.2.2 扩散偶的长时热处理组织和成分分布 |
| 5.2.3 γ/γ'两相元素配分行为 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 扩散偶的成分曲线 |
| 5.3.2 Ni、W和Cr对组织稳定性的影响 |
| 5.3.3 元素配分行为 |
| 5.3.4 研究方法的优势 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 γ'相形成元素替代W对多组元CoNi基高温合金1000℃组织稳定性的影响规律 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.2.1 初始合金组织 |
| 6.2.2 扩散偶的长时热处理组织和成分分布 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 γ'相形成元素对组织稳定性的影响 |
| 6.3.2 γ'相成分变化 |
| 6.3.3 合金的轻量化和高强度设计 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 基于机器学习的多组元CoNi基高温合金组织预测模型建立 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 机器学习模型的建立 |
| 7.2.1 数据库的建立 |
| 7.2.2 分类模型的建立 |
| 7.2.3 回归模型的建立 |
| 7.3 预测模型的应用 |
| 7.4 分析与讨论 |
| 7.4.1 机器学习模型的可靠性 |
| 7.4.2 机器学习与相图计算对比 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 Ni和Al/W比对多组元CoNi基高温合金1100-1150℃组织稳定性的影响规律和机制 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验结果 |
| 8.2.1 热力学计算 |
| 8.2.2 相转变温度和合金密度 |
| 8.2.3 高温长时时效组织 |
| 8.2.4 元素配分行为 |
| 8.2.5 γ和γ'相纳米硬度 |
| 8.3 分析与讨论 |
| 8.3.1 Ni和Al/W比对γ'相溶解温度的影响 |
| 8.3.2 Ni和Al/W比对高温组织稳定性的影响 |
| 8.3.3 Ni和Al/W比对γ和γ'相纳米硬度的影响 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 Cr和Al/W比对多组元CoNi基高温合金1000-1100℃组织稳定性和氧化性能的影响规律和机制 |
| 9.1 引言 |
| 9.2 实验结果 |
| 9.2.1 γ'相溶解温度和合金密度 |
| 9.2.2 高温长时时效组织 |
| 9.2.3 γ/γ'两相错配度和元素配分行为 |
| 9.2.4 氧化行为 |
| 9.2.5 氧化层结构与成分 |
| 9.2.6 γ'相纳米硬度 |
| 9.3 分析与讨论 |
| 9.3.1 Cr对元素配分行为的影响 |
| 9.3.2 γ/γ'两相错配度 |
| 9.3.3 组织稳定性 |
| 9.3.4 Cr和Al/W比对氧化性能和机制的影响 |
| 9.4 本章小结 |
| 10 结论 |
| 11 创新点 |
| 12 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）B/WAl和（Wf+B）/Al复合材料的制备及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 核屏蔽复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 中子屏蔽复合材料 |
| 1.2.2 γ射线屏蔽复合材料 |
| 1.2.3 γ射线和中子屏蔽材料及其研究现状 |
| 1.3 钨铝机械合金化的研究现状 |
| 1.4 钨纤维增强复合材料的研究现状 |
| 1.5 核屏蔽复合材料研究中存在的问题及发展方向 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料及制备方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 制备方法 |
| 2.2 显微组织表征 |
| 2.3 性能测试 |
| 第3章 B/WAl复合材料的制备及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钨铝合金粉末的制备 |
| 3.2.1 钨铝合金粉末的制备工艺优化 |
| 3.2.2 钨铝合金粉末的机械合金化过程 |
| 3.3 B/WAl复合材料的制备及微观组织 |
| 3.3.1 烧结温度对复合材料制备的影响 |
| 3.3.2 烧结温度对复合材料微观组织的影响 |
| 3.4 B/WAl复合材料的力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (W_f+B)/6061Al复合材料的制备及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 (W_f+B)/6061Al复合材料的制备及微观组织 |
| 4.2.1 (W_f+B)/6061Al复合材料的制备 |
| 4.2.2 (W_f+B)/6061Al复合材料的微观组织 |
| 4.3 (W_f+B)/6061Al复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 钨纤维直径对复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.2 钨纤维体积分数对复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.3 固溶时效对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）超细晶MoNbTaTiV难熔高熵合金的粉末冶金法制备及热变形行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题目的及意义 |
| 1.2 高熵合金的研究现状 |
| 1.2.1 高熵合金的基本特性 |
| 1.2.2 高熵合金的相形成规律 |
| 1.3 难熔高熵合金的组织及性能 |
| 1.3.1 难熔高熵合金的相形成特点 |
| 1.3.2 难熔高熵合金的性能 |
| 1.4 难熔高熵合金的制备方法 |
| 1.4.1 真空电弧熔炼法 |
| 1.4.2 高能束增材制造法 |
| 1.4.3 粉末冶金法 |
| 1.5 难熔高熵合金变形行为及机理 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 1.7 试验方案及研究思路 |
| 第2章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备及实验方法 |
| 2.2.1 高能球磨制备均匀组织纳米晶 MoNbTaTiV 难熔高熵合金粉末实验 |
| 2.2.2 纳米晶MoNbTaTiV难熔高熵合金粉末热稳定性实验 |
| 2.2.3 超细晶MoNbTaTiV难熔高熵合金真空放电等离子烧结实验 |
| 2.2.4 超细晶MoNbTaTiV难熔高熵合金高温压缩实验 |
| 2.2.5 超细晶MoNbTaTiV难熔高熵合金热稳定性实验 |
| 2.3 材料组织与性能分析 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜和电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 金属粉末粒度及出粉量分析 |
| 2.3.5 密度测定 |
| 2.3.6 力学性能测试 |
| 第3章 MoNbTaTiV难熔高熵合金机械合金化行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 MoNbTaTiV难熔高熵合金的相形成预测 |
| 3.3 球磨工艺参数研究 |
| 3.3.1 不同球磨工艺参数对金属粉末合金化行为的影响规律 |
| 3.3.2 不同球磨工艺参数对出粉量的影响规律 |
| 3.4 球磨粉末形貌及微观组织的演变规律 |
| 3.4.1 球磨粉末粒度演变规律 |
| 3.4.2 球磨粉末的XRD图谱 |
| 3.4.3 球磨粉末微观组织演变规律 |
| 3.5 球磨粉末的热稳定性分析 |
| 3.6 Ti含量对机械合金化行为的影响规律 |
| 3.6.1 Ti含量对相形成的影响规律 |
| 3.6.2 Ti含量对球磨粉末粒度的影响规律 |
| 3.6.3 Ti含量对机械合金化过程的影响规律 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 放电等离子烧结MoNbTaTiV难熔高熵合金组织与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 烧结温度对MoNbTaTiV难熔高熵合金的影响规律 |
| 4.2.1 烧结温度对MoNbTaTiV难熔高熵合金微观组织的影响规律 |
| 4.2.2 烧结温度对MoNbTaTiV难熔高熵合金密度的影响规律 |
| 4.2.3 烧结温度对MoNbTaTiV难熔高熵合金力学性能的影响规律 |
| 4.3 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金的强化机制 |
| 4.4 Ti含量对MoNbTaTixV难熔高熵合金的影响规律 |
| 4.4.1 Ti含量对MoNbTaTixV难熔高熵合金微观组织的影响规律 |
| 4.4.2 Ti含量对MoNbTaTixV难熔高熵合金密度和力学性能的影响规律 |
| 4.4.3 Ti含量对MoNbTaTixV难熔高熵合金强化机理的影响规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金热变形行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金高温圧缩行为 |
| 5.3 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金高温变形机制及软化机制 |
| 5.3.1 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金微观组织特点及变形机制 |
| 5.3.2 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金的动态再结晶行为 |
| 5.4 析出相对高温变形机制及动态再结晶的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金热稳定性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金析出相长大规律 |
| 6.2.1 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金析出相形貌及尺寸 |
| 6.2.2 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金析出相熟化行为 |
| 6.3 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金基体晶粒长大规律 |
| 6.3.1 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金基体晶粒长大行为 |
| 6.3.2 烧结态MoNbTaTiV难熔高熵合金基体晶粒长大动力学 |
| 6.4 热处理对烧结态 MoNbTaTiV 难熔高熵合金高温流动应力的影响规律 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（6）铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铝及铝合金表面改性技术 |
| 1.2.1 阳极氧化 |
| 1.2.2 电镀、化学镀 |
| 1.2.3 热喷涂 |
| 1.2.4 微弧氧化 |
| 1.2.5 激光表面改性 |
| 1.3 铝合金表面激光合金化技术的研究进展 |
| 1.3.1 激光合金化工艺 |
| 1.3.2 涂层材料设计原则 |
| 1.3.3 合金化层材料体系 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层材料 |
| 2.2 激光合金化试验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 预置涂层制备 |
| 2.2.3 激光合金化 |
| 2.3 材料表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相试样制备 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子探针分析 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 磨损试验 |
| 2.3.8 三维磨损形貌分析 |
| 第3章 Fe-Al合金化层的微观组织和耐磨性能 |
| 3.1 涂层材料设计 |
| 3.2 激光合金化Fe-Al涂层的组织与性能 |
| 3.2.1 合金化层的物相组成 |
| 3.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 3.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.3 激光合金化JG-3 Fe基合金涂层的组织与性能 |
| 3.3.1 试验设计及初步分析 |
| 3.3.2 合金化层的物相分析 |
| 3.3.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.3.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 激光合金化Fe基合金-B_4C-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 4.1 B_4C添加量对合金化层的影响 |
| 4.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 4.1.2 合金化层的物相组成 |
| 4.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 4.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 4.2.1 正交试验设计 |
| 4.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 4.2.3 合金化层的物相组成 |
| 4.2.4 合金化层的微观组织结构 |
| 4.2.5 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.3 合金化层中TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.3.1 TiB_2/TiC复合组织的TEM分析 |
| 4.3.2 TiB_2/TiC界面错配度计算 |
| 4.3.3 TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 激光合金化Fe基合金-BN-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 5.1 BN添加量对合金化层的影响 |
| 5.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 5.1.2 合金化层的物相组成 |
| 5.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 5.2.1 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 5.2.2 合金化层的物相组成 |
| 5.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.3 合金化层中TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.3.1 TiN/AlN复合组织的TEM分析 |
| 5.3.2 TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 本文的主要创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果和获奖情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（7）钨弥散强化铜合金制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 弥散强化铜合金研究概述 |
| 2.1.1 铜合金的强化方式 |
| 2.1.2 铜合金弥散强化相选择机理 |
| 2.1.3 弥散强化铜的分类 |
| 2.2 弥散强化铜的制备方法 |
| 2.2.1 弥散强化铜粉末制备方法 |
| 2.2.2 弥散强化铜成型与致密化方法 |
| 2.2.3 弥散强化铜冷加工方法 |
| 2.3 钨弥散铜相关基础问题研究与计算模拟 |
| 2.3.1 强化机制与热稳定性相关研究 |
| 2.3.2 Cu-W体系模拟计算相关研究 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 课题研究内容与目标 |
| 3.1.1 课题研究内容 |
| 3.1.2 课题研究目标 |
| 3.1.3 研究关键问题 |
| 3.2 课题研究方法与技术路线 |
| 3.2.1 课题研究方法 |
| 3.2.2 课题研究路线 |
| 4 溶胶凝胶-气相还原法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 4.1 制备路线与研究方法 |
| 4.2 Cu-W体系热力学计算与工艺选择 |
| 4.2.1 钨-铜两相热力学分析 |
| 4.2.2 反应过程热力学分析与参数选择 |
| 4.3 溶胶凝胶法粉末合成过程研究 |
| 4.3.1 复合粉末煅烧过程研究 |
| 4.3.2 氧化物粉末还原过程研究 |
| 4.4 溶胶凝胶法制备Cu-W合金组织与性能研究 |
| 4.4.1 粉末压制性研究 |
| 4.4.2 块体烧结过程研究 |
| 4.4.3 合金组织形貌表征 |
| 4.4.4 机械性能与导电性能研究 |
| 4.5 小结 |
| 5 气-固原位反应法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 5.1 制备路线与研究方法 |
| 5.2 球磨过程中粉末组织特征演变 |
| 5.2.1 不同球磨参数对合金粉末的影响 |
| 5.2.2 球磨合金粉末的形貌分析 |
| 5.3 还原过程中粉末组织特征演变 |
| 5.3.1 还原后粉末的组织与形貌分析 |
| 5.3.2 还原过程固态扩散反应机理 |
| 5.3.3 还原过程中氢气扩散行为分析 |
| 5.4 Cu-W合金加工过程与性能研究 |
| 5.4.1 热加工组织与力学性能分析 |
| 5.4.2 冷加工组织与力学性能分析 |
| 5.5 Cu-W合金组织稳定性与性能研究 |
| 5.5.1 Cu-W合金组织稳定性研究 |
| 5.5.2 Cu-W合金力学性能稳定性研究 |
| 5.5.3 Cu-W合金导电性能研究 |
| 5.6 小结 |
| 6 MCP法制备复合相钨弥散强化铜合金研究 |
| 6.1 制备路线与研究方法 |
| 6.2 MCP法粉末合成过程研究 |
| 6.2.1 粉末合成过程热力学分析 |
| 6.2.2 粉末合成过程相演变分析 |
| 6.2.3 Cu-W-TiO_2粉末原位合成组织表征 |
| 6.2.4 Cu-W-Al_2O_3粉末原位合成组织表征 |
| 6.3 Cu-W-TiO_2合金研究 |
| 6.3.1 Cu-W-TiO_2合金微观组织研究 |
| 6.3.2 Cu-W-TiO_2合金性能研究 |
| 6.4 Cu-W-Al_2O_3合金研究 |
| 6.4.1 Cu-W-Al_2O_3合金微观组织研究 |
| 6.4.2 Cu-W-Al_2O_3合金性能研究 |
| 6.5 复合相钨弥散强化铜合金高温稳定性分析 |
| 6.5.1 复合相钨弥散强化铜力学性能稳定性研究 |
| 6.5.2 复合相钨弥散强化铜组织结构稳定性研究 |
| 6.6 小结 |
| 7 钨弥散强化铜高温组织演变与强化相结构研究 |
| 7.1 实验过程与研究方法 |
| 7.2 Cu-W合金高温退火性能与组织演变研究 |
| 7.2.1 退火对Cu-W合金强度的影响 |
| 7.2.2 退火对Cu-W合金硬度的影响 |
| 7.2.3 高温退火后合金结构演化分析 |
| 7.3 W弥散强化相结构与界面组织研究 |
| 7.3.1 W颗粒结构表征 |
| 7.3.2 W颗粒高温粗化机理 |
| 7.4 Cu-W界面结构理论计算 |
| 7.4.1 Cu-W体系的分子动力学计算模型与参数选择 |
| 7.4.2 Cu-W稳态界面构建与预测 |
| 7.4.3 Cu-W界面结构计算拟合 |
| 7.5 个结 |
| 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 |
（8）W基W-ETM （ETM=Zr,Nb,Hf,Ta）固溶体和氧化物弥散强化材料的制备和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 核聚变研究进展 |
| 1.1.1 聚变托卡马克装置 |
| 1.1.2 面向等离子体材料 |
| 1.1.3 钨作为PFMs所面临的挑战 |
| 1.2 PFMs钨材料研究现状 |
| 1.2.1 钨基固溶体合金 |
| 1.2.2 弥散强化钨材料 |
| 1.3 PFMs钨材料粉体的制备 |
| 1.3.1 机械合金化 |
| 1.3.2 湿化学法 |
| 1.4 PFMs钨材料的制备 |
| 1.4.1 传统烧结 |
| 1.4.2 放电等离子体烧结 |
| 1.4.3 热等静压烧结 |
| 1.4.4 热压烧结 |
| 1.4.5 微波烧结 |
| 1.4.6 真空电弧熔炼 |
| 1.5 研究目的及内容 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 合金的制备 |
| 2.3.1 电弧熔炼制备钨合金 |
| 2.3.2 非晶中间合金条带的制备 |
| 2.3.3 放电等离子体烧结制备弥散强化钨材料 |
| 2.4 微结构的表征和性能测试 |
| 2.4.1 显微组织形貌 |
| 2.4.2 显微硬度 |
| 2.4.3 X射线衍射 |
| 2.4.4 同步辐射 |
| 2.4.5 热分析 |
| 2.4.6 密度测量 |
| 2.4.7 断口分析 |
| 2.4.8 透射电镜微结构表征 |
| 2.4.9 压缩实验及形貌分析 |
| 3 W-ETM固溶体合金的微结构和性能 |
| 3.1 W-Ta |
| 3.1.1 显微组织形貌 |
| 3.1.2 X射线衍射 |
| 3.1.3 显微硬度 |
| 3.1.4 同步辐射 |
| 3.2 W-Nb |
| 3.2.1 显微组织形貌 |
| 3.2.2 X射线衍射 |
| 3.2.3 显微硬度 |
| 3.3 W-Zr |
| 3.3.1 显微组织形貌 |
| 3.3.2 X射线衍射 |
| 3.3.3 显微硬度 |
| 3.4 W-Hf |
| 3.4.1 显微组织形貌 |
| 3.4.2 X射线衍射 |
| 3.4.3 显微硬度 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 弥散强化钨材料的微结构和性能 |
| 4.1 Zr-Fe非晶中间合金 |
| 4.1.1 非晶中间合金成分的选择 |
| 4.1.2 非晶合金条带的X射线衍射 |
| 4.1.3 非晶合金的晶化和熔化行为 |
| 4.2 弥散强化钨材料 |
| 4.2.1 显微组织形貌、硬度和密度 |
| 4.2.2 X射线衍射 |
| 4.2.3 断口SEM |
| 4.2.4 TEM微结构 |
| 4.2.5 压缩及SEM形貌 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（9）B和Ce对Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Co-Al-W合金的发现 |
| 1.2 Co-Al-W合金组织和性能 |
| 1.3 合金元素的作用 |
| 1.3.1 Ta元素 |
| 1.3.2 Mo元素 |
| 1.3.3 Ti元素 |
| 1.3.4 Ni元素 |
| 1.3.5 Cr元素 |
| 1.4 微合金化元素的作用 |
| 1.4.1 B元素 |
| 1.4.2 RE元素 |
| 1.5 研究现状 |
| 1.6 课题来源 |
| 1.7 课题研究的意义及内容 |
| 1.7.1 研究意义 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第2章 实验设备与方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验仪器与设备 |
| 2.3 合金的制备 |
| 2.4 合金的热处理 |
| 2.4.1 固溶处理 |
| 2.4.2 时效处理 |
| 2.5 微观组织表征 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 组织观察 |
| 2.6 硬度实验 |
| 第3章 Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金的组织和性能 |
| 3.1 合金的微观组织 |
| 3.2 合金的变形行为 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Ce元素对Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金组织的影响 |
| 4.1 合金的微观组织 |
| 4.2 合金的元素分布 |
| 4.3 合金晶界区域的二次相 |
| 4.4 合金的显微硬度 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 B元素对Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金组织的影响 |
| 5.1 合金的微观组织 |
| 5.2 合金的元素分布 |
| 5.3 合金晶界区域的二次相 |
| 5.4 合金的显微硬度 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论及展望 |
| 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 |
（10）新型多组元钴基高温合金的加工工艺及强韧化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钴基高温合金概述 |
| 1.2.1 钴基高温合金的特点 |
| 1.2.2 新型钴基高温合金的研究 |
| 1.3 热变形行为研究 |
| 1.3.1 热变形行为特点 |
| 1.3.2 动态材料模型 |
| 1.3.3 加工图技术 |
| 1.4 高温合金的热处理 |
| 1.5 本文的研究目的、内容及意义 |
| 1.5.1 研究目的和内容 |
| 1.5.2 研究的意义 |
| 第2章 新型多组元钴基高温合金的热变形加工特性 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验材料准备 |
| 2.2.2 热变形模拟实验 |
| 2.2.3 显微组织观察与表征 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 新型钴合金的热变形行为 |
| 2.3.2 热变形加工图的构建 |
| 2.4 分析和讨论 |
| 2.4.1 不同加工变形条件下的微观组织演变机制 |
| 2.4.2 热变形加工过程的本构关系分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 固溶热处理工艺对新型钴合金晶粒组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验材料准备 |
| 3.2.2 力学性能表征 |
| 3.2.3 显微组织观察与表征 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 固溶热处理后新型钴合金的晶粒组织 |
| 3.3.2 固溶热处理后新型钴合金的力学性能 |
| 3.4 分析和讨论 |
| 3.4.1 固溶热处理对合金晶粒组织的影响 |
| 3.4.2 固溶热处理对合金力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 时效热处理工艺对新型钴合金γ/γ'两相组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 实验材料准备 |
| 4.2.2 力学性能表征 |
| 4.2.3 显微组织观察与表征 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 时效热处理后新型钴合金的γ/γ'两相组织 |
| 4.3.2 时效热处理后新型钴合金的力学性能 |
| 4.4 分析和讨论 |
| 4.4.1 时效热处理对合金γ/γ'两相组织的影响 |
| 4.4.2 时效热处理对合金力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ta和Ti合金化对合金强韧化及热变形加工的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 实验材料准备 |
| 5.2.2 力学性能表征 |
| 5.2.3 热变形模拟实验 |
| 5.2.4 显微组织观察与表征 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 Ta和Ti合金化后新型钴合金的γ/γ'两相组织 |
| 5.3.2 Ta和Ti合金化后新型钴合金的力学性能 |
| 5.3.3 Ta和Ti合金化后新型钴合金的热变形加工特性 |
| 5.4 分析和讨论 |
| 5.4.1 Ta和Ti合金化对合金γ/γ'两相组织的影响 |
| 5.4.2 Ta和Ti合金化对合金力学性能的影响 |
| 5.4.3 Ta和Ti合金化对合金热变形加工特性的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 6.3 未来展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
四、Al-W二元合金机械合金化扩展固溶度研究（论文参考文献）
- [1]Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究[D]. 周晓舟. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]一种Co-Al-W-Ta-Ti单晶高温合金1000℃/137MPa蠕变行为与机理研究[D]. 路松. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]基于多组元扩散多元节的CoNi基高温合金1000-1150℃组织稳定性与元素作用研究[D]. 李文道. 北京科技大学, 2021
- [4]B/WAl和（Wf+B）/Al复合材料的制备及力学性能研究[D]. 张泉. 哈尔滨工业大学, 2021
- [5]超细晶MoNbTaTiV难熔高熵合金的粉末冶金法制备及热变形行为[D]. 刘青. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [6]铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能[D]. 迟一鸣. 山东大学, 2021(10)
- [7]钨弥散强化铜合金制备及性能研究[D]. 陆天行. 北京科技大学, 2021(01)
- [8]W基W-ETM （ETM=Zr,Nb,Hf,Ta）固溶体和氧化物弥散强化材料的制备和性能研究[D]. 杨兵. 大连理工大学, 2021(01)
- [9]B和Ce对Co-8.8Al-9.8W-2Ta合金组织和性能的影响[D]. 李淮. 兰州理工大学, 2021(01)
- [10]新型多组元钴基高温合金的加工工艺及强韧化机理研究[D]. 钟晓康. 中国科学技术大学, 2020(01)