一、A METHOD OF AS-CAST CRACK PREDICTION BASED UPON NUMERICAL SIMULATION OF SOLIDIFICATION（论文文献综述）
郑瀚森[1]（2021）在《高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究》文中研究表明层状复合材料保持了单一组元材料的优点且克服了各自组元材料的不足,具有更优异的综合性能和广泛的工业应用前景。近年来,轨道交通、航空航天、国防军工等领域制动系统轻量化日趋迫切,开发结构功能一体化、短流程低成本制备技术,研制高强耐磨层状铝基复合材料制动部件,实现以铝代钢,具有重要的理论意义和应用价值。本论文以有工程应用背景的制动毂为研究对象,设计了外层耐磨层为SiCp/A357铝基复合材料、内层为7050高强铝合金材料的PAMC/Al层状复合材料制动毂;建立了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合流变铸造仿真模型;采用模拟仿真与实验研究相结合的方法,发展了高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻成型新技术;研究了工艺参数对组织与性能的影响规律,揭示了异种材料固液复合机理,实现了层状复合材料的固液复合,制备了结构功能一体化的高强耐磨层状铝基复合材料铸件。本文的主要研究结果如下:（1）通过模拟仿真与实验验证,研究了流变模锻工艺参数对7050高强铝合金铸件成型性与缺陷的影响。研究表明:铸造热节存在于制动毂轮辐和轮辋交界处,浇铸温度升高、成型比压降低和模具温度升高均会使热节存在时间上升;优化后的流变工艺参数为浇铸温度660℃、成型比压100 MPa、模具温度200℃,7050铝合金制动毂铸件成型良好,无缩孔缩松缺陷。（2）研究了电磁均匀化熔体处理及微合金化对7050高强铝合金流变模锻制动毂铸件组织与性能的影响。研究表明:对7050铝合金熔体施加电磁均匀化熔体处理及0.15 wt.%Sc微合金化处理后,流变模锻7050高强铝合金制动毂铸件组织明显细化,力学性能显着提升,与普通液态模锻相比,平均晶粒尺寸从136.9 μm降低至42.7 μm,抗拉强度由559MPa提升至597MPa,屈服强度由464MPa提升至518MPa,延伸率由6.1%提升至13.7%。（3）通过模拟仿真与实验研究,优化了耐磨环的结构参数,研究了固液复合铸造工艺关键参数对固液结合界面的影响,揭示了实现良好界面结合的规律:确保熔体与耐磨环表面润湿,耐磨环表面需产生一定程度的重熔并与熔体产生熔合结合,且熔合结合处液相共晶区尽量窄。本文实验条件下获得良好界面结合的工艺为:采用化学法去除表面氧化层,耐磨环结构参数为厚度5 mm、高度60 mm,耐磨环预热温度为200℃,加压前等待时间10 s。（4）分析表征了 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液结合界面的组织形貌、元素分布、相组成及其力学性能。结果表明,固液界面耐磨环表层组织由细晶区、球化区和枝晶区构成;固液界面SiCp/A357铝基复合材料层存在约250 μm厚的过渡层,界面处存在大量T相和Mg2Si相;T6热处理后固液界面处T相消失生成了新相W相;经过T6热处理后,固液界面处维氏硬度从121.5 HV提升至172.0 HV,界面剪切强度由83.3 MPa提升至124.6 MPa,相比铸态提高了约50%。（5）在上述研究基础上制备了外径470 mm、高度120 mm的大型PAMC/Al层状复合材料制动毂铸件。铸件组织呈细小等轴晶,宏观偏析程度较小,固液界面结合良好。铸件经T6热处理后的力学性能为:轮辋轴向抗拉强度582MPa,屈服强度512 MPa,延伸率7.9%;轮辐的径向抗拉强度590MPa,屈服强度530MPa,延伸率6.4%;轮辐的径向抗剪强度304 MPa。摩擦性能为:摩擦系数0.5776,磨损率3.99×10-7 cm3/（N.m）。台架试验验证结果良好,性能优异,具有较好的工业应用前景。
周晓舟[2]（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》文中研究表明传统钴基高温合金（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。
申耀祖[3]（2021）在《Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究》文中研究表明Fe-Mn-C-Al系高锰钢兼具高抗拉强度、高延伸率和高能量吸收能力,是理想的汽车用抗冲击结构材料和吸能材料。高锰钢还具有优越的低温力学性能、高温抗氧化性能、抗腐蚀性能等,在低温应用、航空航天和化学工业等领域中受到青睐。但凝固成形调控不易、拉矫和轻压下困难等问题严重限制了其工业生产和推广。基于此,本文主要针对Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性和铸态高温力学性能方面进行了系统研究,以期为该钢种的进一步研究和工业化生产提供指导。主要工作和结果如下:（1）高温凝固模式研究分别通过差示扫描量热法（DSC）和等温凝固淬火法研究了不同成分高锰钢在高温状态下的相变顺序和组织特征。结果表明,通过DSC实验和等温凝固淬火实验得到了相同的凝固模式,加热/冷却速率的变化会影响DSC曲线中峰的位置和形状,但不会影响凝固模式。通过实验结果对不同预测方法进行验证后发现,Thermo-Calc热力学计算中的平衡模型模块能够用来预测高锰高铝钢的凝固相变顺序,由此计算得到Fe-C-20Mn-5Al成分高锰钢亚包晶反应区域的C含量为0.062～0.527 wt.%。（2）凝固过程组织特征研究通过定向凝固实验研究了不同C含量高锰钢凝固组织演变行为。研究发现,由于在固液界面前沿存在较大成分过冷现象,在所有抽拉速度下高锰钢中凝固组织都以枝晶形式生长。当C含量为0.06、0.24和0.68 wt.%时,高锰钢一次枝晶间距与抽拉速度之间的关系分别为λ0.06=11.75·V-0.30、λ0.24=10.38·V-0.32和λ0.68=10.56·V-0.31,通过增加冷却速度能够显着细化高锰钢微观组织。通过实验结果验证发现,可以使用Kurz-Fisher模型预测Fe-0.68C-18.02Mn-1.35Al成分高锰钢的一次枝晶间距。在相同的凝固条件下,C含量通过影响高锰钢凝固区间宽度和高温凝固模式来影响一次枝晶间距。（3）凝固过程溶质元素分布研究以Fe-Mn-C-Al系高锰钢定向凝固试样为研究对象,通过EPMA进行点阵法分析研究了高锰钢中溶质元素分布特征,比较了不同C含量高锰钢在不同拉速下的微观偏析情况。结果表明,凝固过程中C元素和Mn元素在液相中聚集,而Al元素则在固相中具有更高含量。在定向凝固试样中能够观察到固相中存在溶质元素扩散现象,这将导致凝固过程中溶质元素在固相中的均质化。增加抽拉速度会加剧微观偏析,这是因为相比于对局部凝固时间的影响,抽拉速度变化对二次枝晶间距影响更大。当C含量从0.06 wt.%增加到0.68 wt.%时,凝固模式发生改变,C元素和Al元素微观偏析先减小后升高。C含量增加会吸引Mn元素,从而导致更严重的Mn元素微观偏析。（4）凝固过程相场模拟研究通过多元多相场模型系统研究了Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固过程中的组织演变和溶质元素分布情况。结果表明溶质分布与凝固组织之间具有交互作用,微观组织演变改变溶质分布情况,溶质分布会影响相变的局部驱动力,导致不同的局部界面生长速度,影响微观组织生长。在包晶相变过程中,初始铁素体相凝固形成的溶质分布情况和奥氏体相形核位置会影响最终的凝固组织和微观偏析情况。与过包晶成分和全奥氏体模式高锰钢相比,冷却速度和过冷度对亚包晶成分高锰钢凝固组织影响更大,冷却速度和过冷度通过影响相变来影响包晶成分高锰钢的微观偏析情况。通过点阵法进行多组分合金偏析计算时,排序方法采用WIR排序法所得结果最准确,F-G排序法操作过程简便,且拟合所得曲线与分布点间的相关性最好,进行简要分析时可采用。（5）高温力学特性和变形行为研究通过高温拉伸和等温热压缩实验研究了三种不同C含量铸态高锰钢的高温拉伸性能和变形行为。研究发现,高温拉伸试验中不同成分高锰钢的真实应力-真实应变曲线具有相似趋势,峰值应力随拉伸温度降低和C含量增加而增加。C含量通过影响奥氏体与铁素体之间的相变来影响热延展性。C含量为0.028 wt.%时,高锰钢延展性较好,在所研究温度范围内断面收缩率（RA）均大于40%。当C含量为0.028 wt.%和0.28 wt.%时,RA随拉伸温度增加先升高后降低,而当C含量增至0.64 wt.%时,延展性随温度升高而提高。对于高温压缩实验,流动应力随C含量增加而增加,这是因为随着C含量增加,可用于短程有序的Mn-C偶极子数量增加。通过拟合关系确定热变形相关物性参数、激活能以及描述热变形条件的Z因子表达式,使用Z因子预测峰值应力,预测结果与实验结果基本吻合。
肖红[4]（2021）在《连铸电磁冶金控制新技术及其应用研究》文中研究表明电磁冶金技术日益广泛地应用于钢铁冶金领域,尤其是连铸生产过程中的产品质量控制。电磁冶金利用电磁场的力效应及热效应调控连铸过程钢液的温度分布与流动形态,对保障生产顺行、改善浇铸条件和铸坯质量均具有重要作用。开发应用新兴电磁冶金技术用于高品质钢或高端特殊钢生产具有很强的跨学科性和技术难度。其中,中间包感应加热和板坯多模式电磁控流技术等是近年的热点。鉴于电磁焦耳热和搅拌力作用下的连铸过程流动、传热、传质、凝固等多种物理现象与铸坯质量密切相关,本文针对自主开发连铸电磁冶金新技术及其实际应用需要,采用物理模拟、数值模拟及相关工业试验相结合的方法对此进行了深入的研究。首先,针对特殊钢生产常用的多流中间包恒温恒拉速与多流一致性控制难题,基于物理模拟和电磁流体动力学研究,提出了一种分口通道结构的感应加热中间包。基于对其流动和传热行为的系统研究,揭示了物理模拟对感应加热中间包设计和优化的重要意义;通过对比研究开启和不开启感应加热等不同工况下中间包流动和传热差异,提出合理的控制策略,实现了中间包感应加热技术在6机6流中间包上的成功应用。本研究不仅有效地改善了各流钢水停留时间分布（RTD）曲线的一致性,并将连浇过程流间温差控制在2～3℃度以内,同时也丰富了中间包冶金学的内涵。针对板坯连铸结晶器流场控制难题,为了改善浇铸过程不同工况下结晶器内流场的合理性、有效控制板坯皮下洁净度,创新提出了一种结晶器多模式电磁控流技术。即在高拉速工况下对注流实施电磁减速、中低拉速下在结晶器内实施电磁搅拌,实现流场的有效控制。通过建立磁流体力学耦合模型对这两种模式下钢液的流动与凝固行为进行了研究,并通过自主设计的电磁力测量装置验证了计算模型的可靠性。结果表明,不论是电磁减速还是电磁搅拌模式,磁感应强度均主要集中在坯壳表面附近,内部中心处的磁感应强度相对较小。其中,电磁搅拌模式下铸坯中心磁感应强度接近为零,而电磁减速模式下铸坯中心处磁感应强度在100Gs范围内。电磁减速的电磁力方向均指向浸入式水口中心,而电磁搅拌的电磁力在水口左右两侧对称分布,内外弧侧呈反对称分布。通过建立板坯表面质量综合评级方法,以IF钢板坯连铸为例,提出了其不同浇铸断面的适宜电磁控流参数。比如,对拉速为1.86 m·min-1、断面为1000 mm×230 mm的板坯连铸,其适宜的减速电流为200 A;而对拉速0.84 m·min-1、断面2150 mm×230 mm的板坯,其适宜搅拌电流为400A。在某钢厂2150mm×230mm断面板坯连铸上实际应用表明,不论是结晶器液面波动还是铸坯中夹杂物和皮下气泡缺陷,结晶器多模式搅拌的控制效果均十分突出。连铸二冷区流动与温度的控制对于改善铸坯的铸态组织形貌至关重要,板坯二冷区电磁冶金控制技术研究同样是当前的薄弱环节。基于电磁冶金原理及其控制方程,采用沿铸流的分段计算方法进一步研究了不同搅拌模式（辊式、箱式）下板坯二冷区凝固前沿的流动与传热特性。结果表明,辊式电磁搅拌模式的行波磁场最大电磁推力位于板坯窄面起始侧。随着电磁辊的对辊数增加,电磁力对铸坯内部钢液的有效搅拌区域增大,而凝固前沿钢液流速先增大后减小。因磁路设计与安装方式差异,辊式搅拌磁感应强度在板坯内外弧侧呈对称分布,而在箱式搅拌模式下则呈不对称分布。箱式电磁搅拌的有效作用区域较辊式电磁搅拌大,铸坯中心钢液过热耗散区域也相对较大,但辊式搅拌推动钢液冲刷凝固前沿形核作用则明显大于箱式搅拌。在相同搅拌功率和频率（400 kW,7 Hz）下,箱式和2对电磁辊的辊式搅拌器运行电流分别为425A和500 A,后者搅拌力更大。在铁素体不锈钢板坯连铸中的应用表明,二冷区箱式电磁搅拌作用下其铸坯等轴晶率约为50%,而间隔布置的辊式反向搅拌器作用下其等轴晶率可高达67%,两者均满足了该钢种板坯等轴晶率大于45%的门槛值需要。
张梦琪[5]（2021）在《基于MAGMA的汽车轮毂支架铸造工艺研究》文中进行了进一步梳理汽车轮毂支架是汽车悬挂系统的重要零部件,主要用于连接悬挂架、制动器和减震器,在行驶过程中承受交变冲击载荷,因此对其综合力学性能有着较高要求。本文主要对高强韧球墨铸铁轮毂支架的铸造工艺进行了设计和研究,利用专业铸造模拟软件MAGMA对铸件的充型和凝固过程进行模拟,预测了铸件在铸造生产过程中可能出现缺陷的位置和其成因,并逐步优化工艺方案,最终消除铸件中存在的缺陷,以期获得高质量的轮毂支架铸件。基于QT450-10牌号的球墨铸铁的化学成分,利用合金化手段,通过调整Cu、Mn元素含量,优化组织结构,增加了基体中珠光体含量,并促进珠光体片层的细化,设计开发出了抗拉强度达到736.67 Mpa、延伸率为10.6%的新型铸态高强韧球墨铸铁材料。根据汽车轮毂支架铸件的结构特点,设计了铸造工艺方案。运用MAGMA软件对铸造工艺方案进行了数值模拟分析,通过分析温度场、速度场和压力场等模拟结果,研究了铸件充型过程和凝固过程,确定了该方案下铸件内部的缩松缩孔缺陷特征。从优化冒口尺寸、冒口颈参数及浇注温度三个方面对原工艺方案进行了改进。由模拟结果可知,当提高浇注温度至1425℃,增大冒口高度和冒口直径,同时缩短冒口颈长度时,冒口颈的凝固时间延长,冒口的补缩能力得到增强,使铸件内的缩松数量极大改善。但由于铸件上端盖区域壁厚差异较大,厚壁部位凝固较慢,补缩困难,仍存在少量缩松。在此基础上,通过在上端盖厚大部位进一步增设冷铁,可以加快该部位凝固速度,促进厚大部位与壁厚较小部位的同时凝固,最终改善了该部位存在的大片热节,并使得缩松完全转移到冒口与浇注系统内,有效消除了铸件内缩松缺陷。
张学忠[6]（2021）在《12%Cr钢热变形过程损伤机制及裂纹预测研究》文中认为超超临界机组大型转子锻件作为清洁高效燃煤发电技术的核心基础部件,其高质量的生产为节约资源、降低废气、废物排放、保护绿色生态、提高能源的利用效率都起到至关重要作用,该类锻件设计与核心制造技术作为“卡脖子”问题,在国内尚未完全实现自主化。高中压转子锻件常用材料为9%～12%Cr耐热钢,该钢种成分复杂、合金成分高,具有变形抗力大、塑性差且锻造温度窗口狭窄等特点,导致其在制坯和成形锻造过程中,组织细化和开裂控制成为急需解决的关键问题。基于目前高中压转子制造问题,本文以12%Cr超超临界转子材料为研究对象,基于物理模拟、数值模拟、组织表征及工艺试验相结合的方式,研究材料热变形特性,建立12%Cr钢的晶粒长大模型、动静态再结晶模型,理清变形过程中粗大晶粒的细化机制,为实际生产提供控制晶粒均匀化的相关参数;通过热拉伸试验,研究工艺参数对开裂及裂纹演变的影响规律,探明热变形开裂机理,确定在不同变形条件下裂纹萌生及断裂的临界阀值,构建热、力及不同组织的三元耦合的裂纹萌生及断裂模型。通过以上研究,以期为耐热钢热锻缺陷形成机理及工艺控制方面取得突破,对我国超超临界转子大锻件的自主制造提供理论支撑。通过热模拟压缩实验,研究简单加载路径下12%Cr钢的热变形行为与机理,得到铸、锻两态基于单轴等温热压缩试验12%Cr钢的真应力-真应变曲线,计算铸态和锻态12%Cr钢的热力学参数,分别建立铸态和锻态12%Cr钢在加工硬化动态回复（HW-DRV）和动态再结晶（DRX）两段式物理本构模型,并进行修正。修正后模型精度有所提高。通过流动应力曲线的对比分析,分别得出适合铸态和锻态12%Cr钢的锻造温度和应变速率。基于热拉伸试验和微观组织观察,获得了不同应变速率和变形温度下锻态和铸态12%Cr钢的应力应变曲线,分析了工艺参数对拉伸曲线的影响机制,探讨了该钢的裂纹萌生及拓展的影响因素。借助TEM分析,对裂纹萌生和扩展机理进行了分析。研究表明,变形温度超过1150℃时材料屈服强度和抗拉强度降低的主因是材料内部大量铁素体的出现,且原始组织中的铁素体是主要裂纹源。材料高温拉伸裂纹萌生和扩展是由于滑移变形时,M23C6等析出相影响了位错的运动,发生聚集和相互缠结,滑移变形变得困难,局部内应力升高。结合热模拟试验、数值模拟和缩比试验,分析了温度、应变速率对热变形损伤行为的影响,基于应变的累积导出12%Cr钢峰值应变和断裂应变的计算公式,建立其损伤进程模型,建立了12%Cr钢的热变形损伤演化模型,结合数值模拟和缩比试验,确定了铸态和锻态12Cr%钢在实际锻造条件区间的损伤临界形变量和开裂临界形变量。选取不同变形条件进行了镦粗缩比试验对模型进行验证,验证了模型对12%Cr钢高温变形下开裂预测准确性,为实际生产中的开裂预测和控制提供理论基础。
颜泽华[7]（2020）在《高强耐热Mg-9Gd-3Nd-lZn-lSn-0.5Zr合金的制备及强化行为》文中认为稀土合金化作为镁合金强化的重要途径之一,近年来广受相关学者的关注。而铸态稀土镁合金（Mg-RE）晶粒尺寸过大、组织不均匀且力学性能较差,无法满足其在工业结构件上的应用,因此亟需在合金成分设计和成形加工技术方面有所突破。本研究以此为背景,设计并开发了一种新型的轻重稀土混合型多元稀土镁合金（Mg-Gd-Nd-Zn-Zr）。探讨了 Gd和Sn的含量与合金组织演变及力学性能之间的关系,明确了 Mg-9Gd-3Nd-1Zn-1Sn-0.5Zr（GNZ931K-1Sn）合金的变形工艺。此外,本文系统的研究了 GNZ931K-1Sn合金在不同热处理及塑性变形下合金组织与力学性能之间的关系,获得的研究结果如下:证实了 Gd可以细化Mg-3Nd-1Zn-0.5Zr合金微观组织及增强其力学性能的结论,揭示了 Gd 对 Mg-xGd-3Nd-1Zn-0.5Zr（x=0,1,5,9 wt.%）合金的强化机制主要是由于Gd加入后促使合金内部的Mg12Nd相被Mg5（Gd,Nd,Zn）相所取代所引起的。Mg5（Gd,Nd,Zn）相合金内起到阻碍晶粒长大的作用,促使合金强度提高。此外,Sn加入到Mg-9Gd-3Nd-1Zn-0.5Zr合金中能够形成一种高熔点的Mg2（Sn,Nd）3Gd2相,此相可以一定程度地细化合金组织。对比加与不加1wt.%Sn 的 Mg-9Gd-3Nd-1Zn-0.5Zr 合金拉伸强度可知,Sn 对铸态 Mg-9Gd-3Nd-1Zn-0.5Zr合金的细晶强化与固溶强化效果提升不明显,但可以明显提升合金的时效强化效果。构建了 GNZ931K-1Sn合金的本构方程并绘制了此合金的热加工图,对热加工图分析得到了合金不易失稳的安全加工区在350℃/1s-1、395℃/0.001s-1和450℃/0.01s-1附近的结论。并在此基础上设计了挤压验证实验,证实了合金热加工图预测结果与实验结果相符的结论。此外,在DEFORM软件中执行了GNZ931K-1Sn合金挤压与轧制的数值模型计算。研究表明,合金在挤压与轧制的过程中其内部温度场、应力和应变等均存在着不均匀性,合金内部的应变值随着变形量的增大而逐渐增大。通过对成形过程分析,探究了 GNZ931K-1Sn合金在成形时各种场的变化规律,对合金挤压与轧制的参数进行了优化。分析得到GNZ931K-1Sn合金在带狭区的模具中挤压时其动态再结晶（DRX）主要集中在狭区,挤压有助于细化晶粒与促进共晶组织均匀的分布。对挤压态合金峰时效处理发现,合金在欠时效产生的β"相逐渐转变为椭球状的β’相。此外,合金内部LPSO相的数量明显增大,β相与LPSO相的相互作用促使合金达到最大强度。时效处理将挤压态合金的极限拉伸强度（UTS）和屈服强度（YS）分别由370MPa和292MPa提升至462MPa和392MPa,但延伸率（EL）由11.44%下降至4.19%。而过时效态合金内部球状β’相转变为较粗的β1相,同时LPSO相的数目也明显提高。β’相的形成和LPSO相的增加消耗了β’相里的稀土,造成了β’相数量降低,这使得合金强化效果较峰时效态降低。此外,时效处理后的GNZ931K-1Sn挤压棒在250℃以下均具有较高拉伸强度,而此合金250℃以上显着软化,可能是在接近此温度激活了镁合金新的滑移系或者是再结晶晶粒粗化造成的。GNZ931K-lSn合金经过不同压下量的轧制后,合金内部均产生了明显的孪晶。压下量为80%轧制态合金的UTS、YS和EL分别为349MPa、303MPa和6.68%。峰时效态处理轧制态合金中β’相数目较多,其UTS和YS分别增加到431MPa和372MPa,但其塑性降低到3.11%。而过时效态合金的晶内出现了少量垂直于β’相的LPSO相,此时峰时效态合金中产生的β’相变为板状,其尺寸变大但数量减少,使得合金性能降低。峰时效处理后的轧制板材在250℃以下具有优越的高温拉伸性能,但是此合金在300℃时其强度大幅度下降,但其延伸率明显增加。
刘可立,王俊升,郭跃岭,杨彦红,周亦胄,杨院生[8]（2020）在《镍基单晶高温合金孔洞缺陷数值模拟与控制方法研究进展》文中进行了进一步梳理镍基单晶高温合金是高性能航空发动机涡轮叶片的主要材料,其孔洞缺陷是影响涡轮叶片服役可靠性与耐久性的关键因素。常规试验分析手段往往只能获得定性规律,而多尺度数值模拟技术和三维形态表征技术的快速发展,为研究镍基单晶高温合金孔洞形成和演化机理以及精确预测孔洞缺陷的几何特征、分布方式和含量提供了条件。总结了国内外铸态孔洞、固溶孔洞和服役中孔洞缺陷形成与演化的数值模拟研究进展,评述了目前孔洞缺陷预测模型的使用条件和局限性,指出了从铸造到服役全流程孔洞演化与预测精确化、定量化研究所存在的问题,并展望了镍基单晶高温合金孔洞缺陷多尺度数值模拟技术的发展方向。
黄亚奇[9]（2020）在《条纹晶和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响》文中研究说明本文采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线断层扫描技术（XCT）、背散射电子衍射技术（EBSD）、电子探针（EPMA）、透射电子显微镜（TEM）、ProCAST数值模拟等手段研究了单晶高温合金DD413中条纹晶缺陷和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响。主要结果如下:条纹晶缺陷通常起源于型壳与基体之间发散界面处的1～2根枝品。条纹晶和基体的枝晶轴之间存在取向差。在大部分铸件中,条纹品偏离定向凝制方向的角度相对基体较小,并与基体之间形成发散界面。在垂直于定向凝固方向的横截面上,条纹晶相对基体既有偏转也存在相互平行。本文实验结果表明条纹晶和基体之间的取向差较小（约3.5°～9.8°）。条纹晶缺陷的形成与基体枝晶的扩展和变形有关。诱发条纹晶的枝晶变形发生在糊状区且局限于枝晶下部,条纹晶形成以后枝晶可以自由生长,故在枝晶上部无应变分布。与枝晶间流体流动相比,凝固热收缩是条纹晶缺陷产生的主要原因。在糊状区下部,靠近铸件表面的枝晶受到不平衡热收缩应力的作用发生枝品变形,从而导致条纹晶缺陷产生。此外,单晶叶片中的夹杂物也可能会诱发条纹品缺陷。在定向凝固过程中,条纹品通常会以稳定模式生长。然而,在少数铸件中,条纹晶和基体的二次枝晶臂在定向凝固过程中会绕[001]轴同时发生偏转,这可能与铸件的复杂形状有关。与热收缩应力的影响相比,横向温度梯度方向发生变化造成热对流方向的变化可能是二次枝晶偏转的主要诱因。在定向凝固过程中,条纹晶会沿定向凝固方向一直向上生长。当条纹晶和基体的二次枝晶取向差较小时,条纹晶不沿铸件表面扩展而仅向铸件内部延伸,其宽度在生长过程中保持不变。然而,当条纹晶和基体的二次枝晶取向差较大时,条纹晶会快速沿铸件表面扩展以及向铸件内部延伸,其宽度随着凝固进行而逐渐增加。这两种不同的枝晶生长行为主要与枝晶间的溶质场交互作用有关。在不同应力幅控制的中温（760℃）疲劳实验中,HRS和LMC样品都表现出相似的疲劳裂纹萌生行为,即随着应力幅的增加,疲劳裂纹源从显微孔洞逐渐转变为MC碳化物。在低应力幅（HRS样品中≤495 MPa,LMC样品中≤517.5 MPa）条件下,显微孔洞是裂纹源,且样品中尺寸最大、不规则度较高的显微孔洞容易诱发疲劳裂纹。在疲劳过程中,由于氧化和循环加载的共同作用会导致样品中碳化物发生开裂,但由于△K<△Kth-MC,碳化物开裂产生的微裂纹始终不能穿过碳化物/基体界面继续扩展。在高应力幅（HRS样品中≥495 MPa,LMC样品中≥517.5 MPa）条件下,由于△K>△Kth-MC,碳化物开裂产生的微裂纹能够快速穿过碳化物/基体界面继续扩展直至疲劳失效。与块状碳化物相比,骨架状碳化物具有较大尺寸和不规则形状,容易导致疲劳裂纹萌生。本文中推算出MC碳化物的应力强度因子门槛值△Kth-MC>6.2 MPa·m1/2。在低应力幅下,裂纹从最大尺寸显微孔洞处萌生过程较长（>97%的疲劳寿命）,而一旦裂纹萌生以后,即发生快速扩展和样品的疲劳断裂,第Ⅰ阶段和第Ⅱ阶段裂纹扩展过程均较短。较大尺寸显微孔洞会促进裂纹扩展,而碳化物的作用较小。在高应力幅下,萌生阶段较短,第Ⅰ阶段裂纹扩展寿命较长（>99%的疲劳寿命）,第Ⅱ阶段裂纹扩展寿命很短。开裂的碳化物显着提高裂纹扩展速率,而显微孔洞的影响较小。在裂纹萌生阶段,样品中显微孔洞总数量的变化是两种机制共同作用的结果:一是S/H孔由于空位向表面扩散导致的湮灭效应;二是新疲劳变形孔（D孔）的产生,与加载诱发空位产生和聚集有关。低应力幅下,疲劳初期S/H孔的湮灭效应占主导,由于S/H孔的减少导致显微孔洞数量减少;而在高应力幅下,疲劳加载后即有大量D孔产生,因此显微孔洞数量始终呈增加趋势;在第Ⅰ阶段和第Ⅱ阶段裂纹扩展,由于裂纹穿过显微孔洞,均会造成显微孔洞数量的减少。本文的实验结果表明显微孔洞的数量对疲劳性能的影响较小。随着疲劳进行,最大尺寸的显微孔洞逐渐长大,部分较小的S/H孔的尺寸先减小后增大,而D孔的尺寸也逐渐增加。在低应力幅下,大尺寸显微孔洞（S孔）为裂纹源且显着促进裂纹扩展,而小尺寸显微孔洞（H孔和D孔）的影响较小。显微孔洞的尺寸对疲劳性能的影响较大。疲劳裂纹易萌生于显微孔洞的尖锐区域,显微孔洞的形状可能是影响疲劳性能的重要参数。
李星星[10]（2020）在《Mg-Zn-Y-Nd合金凝固行为及热裂敏感性研究》文中研究表明镁合金因为具有低密度、高比强度和刚度、减震性好、可回收利用等优点,使其在汽车、航空航天等工程方面的应用越来越广泛。然而由于镁合金铸件具有薄壁、结构复杂化等特点,其热裂行为已成为镁合金商用的瓶颈之一,因此研究镁合金热裂敏感性及热裂形成机理对于提高镁合金在实际应用中的范围具有重要意义。本文基于Clyne-Davies理论模型,分别对不同配比的Zn（1.5%,2.5%,3.5%,4.5%）对Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr合金、稀土元素总量不变,配比变化的Mg-4.5Zn-x Y-yNd（x+y=6,x=0,1,3,6 wt.%）合金和仅改变Nd元素含量的Mg-4.5Zn-1Y-xNd-0.5Zr（x=0,1,2,3wt.%）系合金的热裂敏感性进行预测;采用双热电偶测试方法对3组成分合金的凝固过程特征参数进行采集,如枝晶搭接温度、初晶形核特征温度、不同凝固时间时的固相分数等;采用“T”型热裂模具测试系统,对合金的凝固收缩应力随温度（或时间）的变化曲线进行采集;采用X射线衍射（XRD）和扫描电子显微镜（SEM）分别对3组成分合金的显微组织和断口区域形貌进行观察。并结合低熔点析出相的TEM图像及相对应选区的衍射斑点分析其析出相的类型、晶格常数等,进一步结合低熔点析出相的SEM及凝固特征行为曲线对合金热裂敏感性进行表征。通过EBSD等检测手段研究了加入不同Nd元素之后,晶粒细化对Mg-4.5Zn-1Y-x Nd-0.5Zr合金热裂敏感性的影响。主要通过研究晶粒细化后的显微结构、平均晶粒尺寸、平均晶粒轴比以及晶粒生长取向对Mg-4.5Zn-1Y-xNd-0.5Zr合金热裂敏感性的影响规律。实验结果表明:Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr合金的主要相组成为α-Mg、W相（Mg3Zn3Y2）及I相（Mg3Zn6Y）,随着Zn含量从1.5%增加到4.5%,低熔点析出相含量明显增多,提高了枝晶间残余液相的补缩能力,有效的防止了裂纹的萌生和扩展,当Zn含量较低时,液膜理论和凝固收缩补偿理论是诠释热裂纹萌生的主要理论基础。随着Zn含量的增加,残余液相的充分补偿,桥接理论是热裂形成的主要机理。此系合金热裂敏感性由大到小顺序为Mg-1.5Zn-0.5Y-0.5Zr、Mg-2.5Zn-0.5Y-0.5Zr、Mg-3.5Zn-0.5Y-0.5Zr、Mg-4.5Zn-0.5Y-0.5Zr。当合金中（Y+Nd）的总含量恒定（6wt%）时,Mg-4.5Zn-x Y-yNd合金的热裂敏感性大小随Y和Nd的相对含量而变化。从高到低的顺序是Mg-4.5Zn-3Y-3Nd、Mg-4.5Zn-1Y-5Nd、Mg-4.5Zn-6Nd和Mg-4.5Zn-6Y。此外低熔点析出相对Mg-4.5Zn-x Y-yNd合金的热裂倾向性有重要影响。Mg-4.5Zn-3Y-3Nd合金,Mg-4.5Zn-1Y-5Nd合金,Mg-4.5Zn-6Nd合金和Mg-4.5Zn-6Y合金中第二相的潜热峰和析出温度依次升高,这不仅提高了枝晶间残留液相的补偿能力,而且提高了枝晶间的局部温度,从而降低了凝固过程中所产生的收缩应力,进而降低了合金的热裂敏感性。根据合金热裂时所对应的温度及固相分数,其热裂主要发生在合金凝固过程的中后期,而枝晶间的残余液相及其α-Mg结晶行为对热裂的影响很大。具有共晶成分进给的残余液相和高温下沉淀析出的第二相,连贯延续到基体可以有效地钉扎晶界并抑制热裂纹的萌生与扩展。对于Mg-4.5Zn-1Y-xNd-0.5Zr系合金,随着Nd含量从0依次增加到3wt%,Mg-4.5Zn-1Y-xNd-0.5Zr（x=0,1,2,3 wt%）合金的热裂敏感性先降低后升高,在Nd含量为2wt%时达到最小值。此外,α-Mg的结晶行为对晶间残余液相补偿通道的形成有很大影响,通过热分析参数实验结果进行表征,例如宏观尺度上的树枝状相干温度,以及微观尺度下的晶粒尺寸及其轴比。低熔点共晶组织在晶界处的析出行为对凝固脆性区的残余液相进给和抵抗热裂纹的萌生与扩展有重要影响。残余液相越丰富,裂纹萌生就越困难,析出温度越高,对晶界的桥接作用越大,发生热裂的可能性就越小。对于Mg-4.5Zn-1Y-2Nd-0.5Zr合金,细而均匀的α-Mg晶粒具有平滑的进给补偿通道。晶界处的残余液相可以完全对凝固引起的收缩进行及时的补偿。此外,W相的析出温度高,且析出相与基体具有一定的晶体学位向关系,有效的降低了合金的热裂敏感性。
二、A METHOD OF AS-CAST CRACK PREDICTION BASED UPON NUMERICAL SIMULATION OF SOLIDIFICATION（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、A METHOD OF AS-CAST CRACK PREDICTION BASED UPON NUMERICAL SIMULATION OF SOLIDIFICATION（论文提纲范文）
（1）高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高强铝合金的铸造成型 |
| 1.2.1 7xxx系铝合金的研究现状 |
| 1.2.2 7xxx铝合金的铸造工艺 |
| 1.2.3 7xxx铝合金流变成型研究进展 |
| 1.3 层状复合材料的成型方法 |
| 1.3.1 离心铸造法 |
| 1.3.2 浸渗法 |
| 1.3.3 铸造复合法 |
| 1.4 层状复合材料的界面结合机理 |
| 1.4.1 固液界面的复合机理 |
| 1.4.2 固液界面的过渡层 |
| 1.4.3 元素扩散及化合物生长对固液界面结合性能的影响 |
| 1.5 本论文研究目的与意义 |
| 1.6 本论文的难点、关键技术及创新点 |
| 1.7 本论文研究内容及技术路线 |
| 2 研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 SiCp/A357复合材料 |
| 2.1.2 7050铝合金 |
| 2.2 实验装置 |
| 2.2.1 SiC颗粒预处理装置 |
| 2.2.2 真空搅拌铸造装置 |
| 2.2.3 固液复合铸造装置 |
| 2.2.4 熔体处理装置 |
| 2.2.5 热处理装置 |
| 2.3 有限元模拟仿真 |
| 2.3.1 模拟仿真软件及内容 |
| 2.3.2 几何模型的建立及计算参数 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 化学成分分析 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 室温力学性能分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 摩擦磨损性能分析 |
| 3 7050铝合金流变模锻工艺研究 |
| 3.1 7050铝合金流变模锻工艺仿真优化 |
| 3.1.1 模型建立及计算参数设定 |
| 3.1.2 计算结果及分析 |
| 3.2 实验中各工艺参数对成型性的影响 |
| 3.2.1 模具温度的影响 |
| 3.2.2 浇铸温度的影响 |
| 3.2.3 比压对成型性的影响 |
| 3.3 各工艺参数对微观缺陷的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 7050铝合金流变模锻组织性能调控研究 |
| 4.1 流变模锻成型工艺对组织的影响 |
| 4.1.1 浇铸温度对微观组织的影响 |
| 4.1.2 比压对晶粒形貌的影响 |
| 4.2 7050铝合金组织调控方案 |
| 4.3 7050铝合金制动毂调控前后的组织与性能 |
| 4.4 7050铝合金组织调控优化机理 |
| 4.4.1 微合金化对7050铝合金铸件微观组织与力学性能的影响 |
| 4.4.2 IC-AEMS熔体处理对7050铝合金铸件微观组织和性能的影响 |
| 4.5 7050铝合金层的拉伸断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺研究 |
| 5.1 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合铸造工艺仿真优化 |
| 5.1.1 耐磨环厚度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.2 耐磨环高度对其内表面升温的影响 |
| 5.1.3 耐磨环预热温度对其内表面升温的影响 |
| 5.2 复合铸造工艺参数对固液界面结合的影响 |
| 5.2.1 耐磨环表面处理对界面结合的影响 |
| 5.2.2 耐磨环预热温度对界面结合的影响 |
| 5.2.3 复合铸造加压前等待时间对界面结合的影响 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 PAMC/Al层状复合材料制动毂固液复合界面的组织与性能 |
| 6.1 固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.1 铸态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.1.2 T6态固液复合界面的微观组织结构 |
| 6.2 固液复合界面的力学性能 |
| 6.2.1 维氏硬度测试 |
| 6.2.2 剪切性能测试 |
| 6.3 分析和讨论 |
| 6.3.1 固液铸造过程中界面的形成 |
| 6.3.2 剪切断口分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂复合铸造实验 |
| 7.1 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂结构及制备 |
| 7.2 大型PAMC/Al层状复合材料制动毂组织及性能 |
| 7.2.1 微观组织表征 |
| 7.2.2 性能分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）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 |
（3）Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高锰钢简介 |
| 2.2 高锰钢凝固过程相转变研究现状 |
| 2.2.1 高锰钢凝固路径和固液相线温度研究 |
| 2.2.2 包晶相变过程研究 |
| 2.2.3 凝固模式预测方法 |
| 2.3 高锰钢凝固组织研究现状 |
| 2.3.1 定向凝固晶体生长理论 |
| 2.3.2 高锰钢微观组织研究 |
| 2.4 高锰钢溶质元素分布研究现状 |
| 2.4.1 合金微观偏析研究方法 |
| 2.4.2 高锰钢宏观和微观偏析研究 |
| 2.5 高锰钢凝固过程相场模拟研究现状 |
| 2.6 高锰钢高温力学性能研究现状 |
| 2.7 本课题研究内容、研究方法及创新点 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 高锰钢高温凝固模式研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.1.1 材料制备 |
| 3.1.2 研究方法 |
| 3.2 高锰钢高温凝固模式实验结果分析 |
| 3.2.1 Fe-0.028C-21.1Mn-5.72Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.2 Fe-0.28C-21.0Mn-5.80Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.3 Fe-0.64C-20.8Mn-5.10Al高锰钢凝固模式 |
| 3.2.4 变温速率对DSC实验结果的影响 |
| 3.3 不同凝固模式预测方法分析 |
| 3.4 Fe-C-20Mn-5Al高锰钢亚包晶反应区间 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 高锰钢凝固组织生长研究 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 材料制备 |
| 4.1.2 研究方法 |
| 4.2 高锰钢晶体生长特点 |
| 4.2.1 定向凝固组织形貌 |
| 4.2.2 拉速对凝固组织影响 |
| 4.2.3 C含量对凝固组织影响 |
| 4.3 高锰钢晶体生长机理分析 |
| 4.3.1 枝晶组织的形成 |
| 4.3.2 高锰钢一次枝晶间距预测模型 |
| 4.3.3 C含量对一次枝晶间距的影响机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高锰钢微观偏析研究 |
| 5.1 研究方法 |
| 5.2 高锰钢元素分布规律分析 |
| 5.3 高锰钢微观偏析影响因素分析 |
| 5.3.1 抽拉速度对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.3.2 C含量对高锰钢微观偏析的影响 |
| 5.4 高锰钢微观偏析影响机理分析 |
| 5.4.1 抽拉速度对微观偏析的影响机理 |
| 5.4.2 C含量对微观偏析影响机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 高锰钢凝固过程相场模拟研究 |
| 6.1 多元多相高锰钢相场模型的建立和验证 |
| 6.1.1 相场模型的建立 |
| 6.1.2 相场模型的验证 |
| 6.2 高锰钢凝固过程相场研究 |
| 6.2.1 高锰钢凝固过程分析 |
| 6.2.2 C含量对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.3 冷却速度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.2.4 过冷度对高锰钢凝固过程的影响 |
| 6.3 多组分合金点阵法的相场研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 高锰钢铸态高温热塑性及变形行为研究 |
| 7.1 实验方案 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 高锰钢拉伸变形特性研究 |
| 7.2.1 高温强度特征 |
| 7.2.2 高温热塑性变化规律 |
| 7.2.3 拉伸断口形貌及断裂机理分析 |
| 7.3 高锰钢压缩变形特性分析 |
| 7.3.1 高温压缩曲线分析 |
| 7.3.2 高温压缩热变形本构方程构建 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）连铸电磁冶金控制新技术及其应用研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 连铸及其电磁冶金应用技术进展 |
| 2.1.1 电磁冶金在连铸中的应用 |
| 2.1.2 连铸技术的发展 |
| 2.1.3 铸坯的质量问题 |
| 2.2 连铸中间包感应加热技术 |
| 2.2.1 通道式感应加热中间包结构及原理 |
| 2.2.2 感应加热中间包技术特点及应用现状 |
| 2.2.3 中间包通道感应加热技术的研究进展 |
| 2.3 板坯结晶器电磁控流技术 |
| 2.3.1 板坯连铸结晶器内钢液行为 |
| 2.3.2 板坯连铸结晶器电磁控制技术主要方式 |
| 2.3.3 板坯连铸结晶器多模式电磁控流技术 |
| 2.4 电磁冶金在板坯连铸二冷区的应用 |
| 2.4.1 板坯二冷电磁搅拌器原理及特点 |
| 2.4.2 二冷电磁搅拌器的主要形式及特点 |
| 2.4.3 二冷区电磁搅拌数值模拟研究进展 |
| 2.5 论文主要研究内容 |
| 3 感应加热中间包结构设计与流动传热行为 |
| 3.1 研究方法 |
| 3.1.1 物理模拟 |
| 3.1.2 数值模拟 |
| 3.2 水模拟物理实验研究 |
| 3.2.1 裸包实验结果分析 |
| 3.2.2 直筒结构实验结果分析 |
| 3.2.3 分口结构实验结果分析 |
| 3.2.4 分口配合挡坝结构实验结果分析 |
| 3.3 中间包结构优化的数值模拟分析 |
| 3.3.1 模型验证 |
| 3.3.2 中间包流场数值模拟分析 |
| 3.3.3 中间包温度场数值模拟分析 |
| 3.3.4 中间包混合特性数值模拟分析 |
| 3.4 开启感应加热中间包数值模拟分析 |
| 3.4.1 模型验证 |
| 3.4.2 电磁场分析 |
| 3.4.3 感应加热状态下中间包流场 |
| 3.4.4 感应加热状态下中间包温度场 |
| 3.4.5 中间包内钢水混合特性分析 |
| 3.5 感应加热中间包工业应用研究 |
| 3.5.1 工业条件及系统参数 |
| 3.5.2 试验方法 |
| 3.5.3 控温精度 |
| 3.5.4 冶金效果 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 板坯结晶器电磁减速模式磁-流-热耦合模拟研究 |
| 4.1 电磁场模型建立 |
| 4.1.1 基本假设 |
| 4.1.2 控制方程 |
| 4.1.3 边界条件 |
| 4.1.4 模拟过程 |
| 4.2 电磁性能测置与验证 |
| 4.2.1 实验测置装置 |
| 4.2.2 模型验证 |
| 4.3 电磁场分析 |
| 4.3.1 电磁场分布特性 |
| 4.3.2 最佳减速频率的研究 |
| 4.3.3 电流强度对电磁场分布的影响 |
| 4.4 板坯电磁减速下电流强度优化分析 |
| 4.4.1 电流强度对钢液流动和凝固行为的影响 |
| 4.4.2 板坯表面质量综合评级方法的建立 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 板坯结晶器电磁旋转搅拌模式研究 |
| 5.1 实验测量与模型验证 |
| 5.1.1 测量方案 |
| 5.1.2 模型验证 |
| 5.1.3 电磁场分析 |
| 5.1.4 电流强度对钢液流动和坯壳生长的影响 |
| 5.2 应用效果分析 |
| 5.2.1 液面波动 |
| 5.2.2 夹杂物对比分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 行波磁场改善铸态组织机理与应用 |
| 6.1 磁流热耦合分析铸流分段耦合模型建立 |
| 6.2 辊式搅拌不同对辊数对铸坯等轴晶率的影响 |
| 6.2.1 实验方法 |
| 6.2.2 模拟分析 |
| 6.2.3 工业应用结果 |
| 6.3 不同搅拌模式对铸坯等轴晶率的影响 |
| 6.3.1 电磁分析 |
| 6.3.2 流动与传热行为分析 |
| 6.3.3 工业应用结果 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 7.1 结论与展望 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）基于MAGMA的汽车轮毂支架铸造工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 球墨铸铁概述 |
| 1.1.1 球墨铸铁铸态的组织 |
| 1.1.2 球墨铸铁的性能 |
| 1.1.3 球墨铸铁高强韧性合金化研究现状 |
| 1.1.4 球墨铸铁的生产应用 |
| 1.2 铸造技术概述 |
| 1.2.1 铸造业发展现状及趋势 |
| 1.2.2 常见铸造缺陷及防制方法 |
| 1.3 铸造模拟技术的发展及应用 |
| 1.3.1 铸造CAE技术概述 |
| 1.3.2 铸造模拟技术的发展现状 |
| 1.3.3 国内外主流模拟软件简介 |
| 1.3.4 铸造模拟技术未来发展趋势 |
| 1.4 研究的背景意义及内容 |
| 第2章 数值模拟理论基础 |
| 2.1 铸造充型过程模拟理论基础 |
| 2.1.1 充型过程数值模拟方法 |
| 2.1.2 充型过程数学模型 |
| 2.2 铸造凝固过程模拟理论基础 |
| 2.2.1 凝固过程传热学基础 |
| 2.2.2 凝固传热过程数值模型 |
| 2.2.3 缩松缩孔预测方法 |
| 2.3 铸造模拟软件MAGMA介绍 |
| 2.3.1 主要模块 |
| 2.3.2 模拟流程 |
| 2.3.3 数据库的扩展 |
| 2.3.4 相关判据 |
| 第3章 轮毂支架铸件材料成分设计及性能分析 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.1.1 化学成分的设计 |
| 3.1.2 试验球墨铸铁的制备 |
| 3.2 组织观察与性能测试 |
| 3.2.1 铸件的显微组织观察 |
| 3.2.2 铸件的力学性能测试 |
| 3.3 显微组织分析 |
| 3.3.1 金相组织分析 |
| 3.3.2 SEM组织分析 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 轮毂支架的生产过程及工艺设计 |
| 4.1 轮毂支架铸件结构特点分析 |
| 4.2 汽车轮毂支架的生产过程 |
| 4.2.1 化学成分 |
| 4.2.2 熔炼工艺设计 |
| 4.2.3 球化及孕育工艺 |
| 4.3 铸造工艺方案设计 |
| 4.3.1 造型方法的选择 |
| 4.3.2 浇铸位置的选择 |
| 4.3.3 分型面的确定 |
| 4.3.4 工艺参数设计 |
| 4.3.5 砂芯设计 |
| 4.3.6 浇注系统设计 |
| 4.3.7 补缩系统设计 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 轮毂支架铸造过程数值模拟及结果分析 |
| 5.1 数值模拟前处理 |
| 5.1.1 轮毂支架铸造工艺建模 |
| 5.1.2 网格划分 |
| 5.1.3 计算参数设置 |
| 5.2 模拟结果分析 |
| 5.2.1 充填过程模拟结果 |
| 5.2.2 凝固过程模拟结果 |
| 5.2.3 缺陷模拟结果 |
| 5.3 铸造工艺方案的改进及模拟 |
| 5.3.1 浇注温度对模拟结果影响 |
| 5.3.2 冒口参数对模拟结果的影响 |
| 5.3.3 增设冷铁对模拟结果的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 论文总结 |
| 6.2 不足与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间研究成果 |
（6）12%Cr钢热变形过程损伤机制及裂纹预测研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 论文研究背景及意义 |
| 1.2 国内外超超临界技术发展 |
| 1.2.1 国外超超临界技术的发展 |
| 1.2.2 国内超超临界技术的发展 |
| 1.3 金属材料热变形行为研究方法 |
| 1.3.1 金属材料热变形的本构模型 |
| 1.3.2 金属材料热变形的软化机制 |
| 1.3.3 转子材料热变形行为研究现状 |
| 1.4 金属热锻裂纹形成机理及预测 |
| 1.4.1 金属热锻裂纹形成机理 |
| 1.4.2 金属热锻开裂研究现状 |
| 1.4.3 韧性断裂准则 |
| 1.5 本论文研究的主要内容及意义 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 12%Cr超超临界转子钢热模拟实验方法 |
| 2.2.1 12%Cr超超临界转子钢热压缩变形实验方法 |
| 2.2.2 12%Cr超超临界转子钢热拉伸变形的实验方法 |
| 2.3 12%Cr超超临界转子钢分析方法 |
| 2.3.1 扫描电镜分析(SEM) |
| 2.3.2 透射电镜分析(TEM) |
| 2.4 有限元数值模拟方法 |
| 2.4.1 热拉伸数值模拟 |
| 2.4.2 热压缩数值模拟 |
| 第三章 12%Cr超超临界转子钢高温压缩变形力学行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态12%Cr钢热压缩应力应变曲线分析 |
| 3.2.1 不同变形条件下铸态12%Cr钢热压缩应力应变曲线 |
| 3.2.2 热压缩的峰值应力 |
| 3.2.3 动态回复-加工硬化阶段的本构模型 |
| 3.2.4 动态再结晶阶段的本构模型 |
| 3.2.5 本构模型检验 |
| 3.2.6 模型的修正 |
| 3.3 锻态12%Cr钢热压缩应力应变曲线分析 |
| 3.3.1 不同变形条件下锻态12%Cr钢应力应变曲线 |
| 3.3.2 锻态12%Cr超超临界转子钢本构模型的建立 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 12%Cr超超临界转子钢晶粒长大及动静态再结晶行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 12%Cr超超临界转子钢晶粒长大行为研究 |
| 4.2.1 加热温度对12%Cr钢晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.2 保温时间对奥氏体晶粒尺寸的影响 |
| 4.2.3 奥氏体晶粒长大模型的建立 |
| 4.3 12%Cr超超临界转子钢的动态再结晶研究 |
| 4.3.1 动态再结晶组织分析 |
| 4.3.2 12%Cr钢的动态再结晶动力学模型 |
| 4.3.3 12%Cr钢动态再结晶晶粒尺寸模型的建立 |
| 4.4 12%Cr超超临界转子钢的静态再结晶研究 |
| 4.4.1 12%Cr超超临界转子钢双道次热压缩软化曲线 |
| 4.4.2 不同条件对12%Cr超超临界转子钢静态软化行为的影响规律 |
| 4.4.3 12%Cr超超临界转子钢静态再结晶晶粒尺寸模型的建立 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 12%Cr超超临界转子钢高温拉伸行为与断裂分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 12%Cr钢高温拉伸应力应变曲线 |
| 5.2.1 锻态12%Cr钢高温拉伸应力应变曲线 |
| 5.2.2 铸态12%Cr钢高温拉伸应力应变曲线 |
| 5.3 12%Cr超超临界转子钢高温拉伸显微组织 |
| 5.3.1 拉伸断口组织分析 |
| 5.3.2 拉伸断口截面组织分析 |
| 5.3.3 拉伸断口切片第二相分析 |
| 5.4 12%Cr超超临界转子钢高温拉伸裂纹的萌生与扩展 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模型的建立 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 损伤累积准则 |
| 6.3 铸态12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模型 |
| 6.3.1 铸态12%Cr超超临界转子钢损伤进程模型的建立 |
| 6.3.2 铸态12%Cr超超临界转子钢损伤演化模型的建立 |
| 6.4 锻态12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模型 |
| 6.4.1 锻态12%Cr超超临界转子钢损伤进程模型的建立 |
| 6.4.2 锻态12%Cr超超临界转子钢损伤演化模型的建立 |
| 6.5 12%Cr超超临界转子钢热变形损伤模拟 |
| 6.5.1 热拉伸数值模拟 |
| 6.5.2 热压缩数据模拟验证 |
| 6.5.3 热压缩缩比实验验证 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 研究创新之处 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间所获研究成果 |
（7）高强耐热Mg-9Gd-3Nd-lZn-lSn-0.5Zr合金的制备及强化行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及研究的必要性 |
| 1.1.1 课题研究背景 |
| 1.1.2 镁合金研究待解决的问题 |
| 1.1.3 镁合金研究的必要性 |
| 1.2 镁及镁合金发展现状 |
| 1.2.1 镁及镁合金的基本性质 |
| 1.2.2 镁合金的变形机制 |
| 1.2.3 稀土镁合金的发展 |
| 1.2.4 Mg-RE-Zn系合金的研究现状 |
| 1.2.5 Mg-RE-Sn系合金的研究现状 |
| 1.3 镁合金的强化机制 |
| 1.3.1 加工硬化 |
| 1.3.2 固溶强化 |
| 1.3.3 细晶强化 |
| 1.3.4 时效强化 |
| 1.4 镁合金的大塑性变形技术 |
| 1.4.1 热挤压技术 |
| 1.4.2 等通道挤压 |
| 1.4.3 多向锻造 |
| 1.4.4 多道次轧制 |
| 1.4.5 高压扭转 |
| 1.5 本研究的主要内容 |
| 第2章 材料的制备及实验方法 |
| 2.1 实验方案及技术路线 |
| 2.1.1 实验方案 |
| 2.1.2 技术路线 |
| 2.2 材料的制备 |
| 2.2.1 合金成分的设计 |
| 2.2.2 合金的熔炼与铸造 |
| 2.3 合金变形及热处理 |
| 2.3.1 变形前的固溶热处理 |
| 2.3.2 挤压变形工艺 |
| 2.3.3 轧制变形工艺 |
| 2.3.4 时效热处理方案 |
| 2.4 合金的显微组织分析 |
| 2.4.1 OM测试 |
| 2.4.2 SEM测试 |
| 2.4.3 XRD测试 |
| 2.4.4 TEM测试 |
| 2.4.5 DSC测试 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸测试 |
| 2.5.3 热压缩测试 |
| 第3章 Mg-Gd-Nd-Zn系合金成分的设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金材料的选择原则与思路 |
| 3.3 Mg-Gd-Nd-Zn-Zr合金微观组织和力学性能 |
| 3.3.1 铸态Mg-Gd-Nd-Zn-Zr合金的微观组织与力学性能 |
| 3.3.2 固溶态Mg-Gd-Nd-Zn-Zr合金微观组织与力学性能 |
| 3.3.3 固溶态Mg-Gd-Nd-Zn-Zr合金的时效强化效应 |
| 3.4 GNZ931K-ySn合金微观组织和力学性能 |
| 3.4.1 铸态GNZ931K-ySn合金的微观组织与力学性能 |
| 3.4.2 固溶态GNZ931K-1Sn合金的微观组织及力学性能 |
| 3.4.3 固溶态GNZ931K-1Sn合金的时效强化效应 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 GNZ931K-1Sn合金的热压缩行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 GNZ931K-1Sn合金热压缩设备及实验参数 |
| 4.2.1 GNZ931K-1Sn合金热压缩实验设备 |
| 4.2.2 热压缩GNZ931K-1Sn合金的参数 |
| 4.3 GNZ931K-1Sn合金热压缩流变行为及组织演变 |
| 4.3.1 压缩后合金的宏观形貌 |
| 4.3.2 合金热压缩的应力应变 |
| 4.3.3 应变强化热压缩合金的机制 |
| 4.4 合金的本构行为及热加工图 |
| 4.4.1 固溶态GNZ931K-1Sn合金本构方程 |
| 4.4.2 固溶态合金热加工图 |
| 4.4.3 热加工图的验证 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 GNZ931K-1Sn合金挤压及轧制的数值模拟 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 DEFORM建模过程及模拟参数 |
| 5.2.1 DEFORM-3D建模过程 |
| 5.2.2 挤压及轧制有限元模拟的假设及简化 |
| 5.2.3 材料的热物性参数及挤压模型参数的选择 |
| 5.3 GNZ931K-1Sn合金的模拟 |
| 5.3.1 挤压坯料网格划分与模具型面设计 |
| 5.3.2 挤压态合金的速度场 |
| 5.3.3 挤压态合金的温度场 |
| 5.3.4 挤压态合金的等效应力场 |
| 5.3.5 挤压态合金的等效应变场 |
| 5.4 GNZ931K-1Sn合金的轧制模拟 |
| 5.4.1 轧制模型及相关参数 |
| 5.4.2 轧制态合金的边裂 |
| 5.4.3 轧制态合金的温度场 |
| 5.4.4 轧制态合金的等效应力场 |
| 5.4.5 轧制态合金的等效应变场 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 GNZ931K-1Sn合金挤压变形及时效行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热挤压对GNZ931K-1Sn合金微观组织及力学性能的影响 |
| 6.2.1 高强GNZ931K-1Sn合金挤压棒的制备 |
| 6.2.2 热挤压过程中GNZ931K-1Sn合金微观组织的演变 |
| 6.2.3 挤压比对GNZ931K-1Sn合金微观组织的影响 |
| 6.2.4 GNZ931K-1Sn合金在热挤压过程中的晶粒细化机制 |
| 6.2.5 挤压比对GNZ931K-1Sn合金力学性能的影响 |
| 6.3 时效对挤压态GNZ931K-1Sn合金组织和性能的影响 |
| 6.3.1 挤压态GNZ931K-1Sn合金的时效硬化行为 |
| 6.3.2 时效对挤压态GNZ931K-1Sn合金微观组织的影响 |
| 6.3.3 时效对挤压态GNZ931K-1Sn合金力学性能的影响 |
| 6.3.4 峰时效挤压态GNZ931K-1Sn合金的强化机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 GNZ931K-1Sn合金轧制变形及时效行为 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 不同压下量GNZ931K-1Sn合金的组织演变 |
| 7.2.1 GNZ931K-1Sn合金的轧制工艺 |
| 7.2.2 轧制态GNZ931K-1Sn合金板的宏观形貌 |
| 7.2.3 轧制前后GNZ931K-1Sn合金中颗粒相的转变 |
| 7.3 轧制过程中GNZ931K-1Sn合金组织和性能的演变 |
| 7.3.1 轧制过程中GNZ931K-1Sn合金晶粒尺寸的演变 |
| 7.3.2 轧制过程中GNZ931K-1Sn合金孪晶及织构的演变 |
| 7.3.3 轧制强化GNZ931K-1Sn合金的机理 |
| 7.4 时效对GNZ931K-1Sn合金的微观组织及力学性能的影响 |
| 7.4.1 轧制态GNZ931K-1Sn合金的时效硬化行为 |
| 7.4.2 轧制态GNZ931K-1Sn合金的时效析出过程 |
| 7.4.3 轧制态GNZ931K-1Sn合金的力学性能 |
| 7.4.4 峰时效轧制态GNZ931K-1Sn的强化机制 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（9）条纹晶和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金的发展 |
| 1.2 镍基单品高温合金的发展 |
| 1.3 镍基单晶高温合金的制备 |
| 1.3.1 定向凝固原理 |
| 1.3.2 定向凝固工艺 |
| 1.3.3 单晶高温合金的制备 |
| 1.4 镍基单晶高温合金中的缺陷 |
| 1.4.1 杂晶 |
| 1.4.2 小角度晶界 |
| 1.4.3 条纹晶 |
| 1.4.4 显微孔洞 |
| 1.5 X射线三维断层扫描技术在材料研究中的应用 |
| 1.6 研究目的、意义及研究内容 |
| 第2章 实验材料利方法 |
| 2.1 母合金制备 |
| 2.2 单品铸件的制备 |
| 2.3 化学成分检测 |
| 2.4 组织观察和表征 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 数值模拟 |
| 2.7 实验方案 |
| 第3章 条纹晶缺陷的形成和演化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 条纹晶缺陷的表征 |
| 3.2.2 条纹晶缺陷的形成 |
| 3.2.3 条纹晶缺陷的演化 |
| 3.3 分析和讨论 |
| 3.3.1 条纹晶缺陷的形成机制 |
| 3.3.2 条纹晶缺陷的演化 |
| 3.4 在单晶高温合金叶片中的应用 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 显微孔洞对单晶高温合金疲劳性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 不同铸造工艺下合金的显微组织 |
| 4.2.2 疲劳实验结果 |
| 4.2.3 碳化物开裂现象 |
| 4.3 分析和讨论 |
| 4.3.1 不同铸造工艺下合金的显微组织和疲劳结果对比 |
| 4.3.2 加载条件对疲劳裂纹萌生行为的影响 |
| 4.3.3 缺陷的尺寸、形状以及分布位置对疲劳裂纹萌生行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 显微孔洞在疲劳过程中的演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 低应力幅(450 MPa)下的准原位疲劳实验 |
| 5.2.2 高应力幅(517.5 MPa)下的准原位疲劳实验 |
| 5.2.3 不同应力幅下中断实验结果的对比 |
| 5.3 分析和讨论 |
| 5.3.1 疲劳裂纹萌生和扩展在疲劳寿命中的占比 |
| 5.3.2 微观组织对裂纹扩展行为的影响 |
| 5.3.3 显微孔洞的数量在疲劳过程中的演化及影响 |
| 5.3.4 显微孔洞的尺寸在疲劳过程中的演化及影响 |
| 5.3.5 显微孔洞的形状在疲劳过程中的演化及影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 主要结论 |
| 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 |
| 作者简介 |
（10）Mg-Zn-Y-Nd合金凝固行为及热裂敏感性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 纯镁的基本性质 |
| 1.1.2 镁合金的性质 |
| 1.1.3 镁合金的分类 |
| 1.1.4 镁合金的应用 |
| 1.2 镁合金的热裂缺陷概述 |
| 1.3 合金热裂机理 |
| 1.3.1 液膜理论 |
| 1.3.2 强度理论 |
| 1.3.3 晶间搭桥理论 |
| 1.3.4 凝固收缩补偿理论 |
| 1.4 影响合金热裂性能的因素 |
| 1.5 热裂倾向性的评定方法 |
| 1.5.1 热裂环法 |
| 1.5.2 临界尺寸法 |
| 1.5.3 热裂约束棒法 |
| 1.5.4 临界载荷法 |
| 1.6 本课题的研究意义 |
| 1.7 国内外研究动态 |
| 1.7.1 国外研究动态 |
| 1.7.2 国内研究动态 |
| 1.8 课题存在的问题及研究内容 |
| 第2章 实验设备及实验方法 |
| 2.1 实验成分 |
| 2.2 实验设备及方案 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 实验方案 |
| 2.3 断口裂纹体积的测定 |
| 2.4 显微结构分析 |
| 2.5 数值模拟及参数设定 |
| 第3章 Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr系合金热裂敏感性的研究 |
| 3.1 差热分析对合金HTS的预测和表征 |
| 3.1.1 Clyne-Davies理论模型预测 |
| 3.1.2 Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr合金热裂敏感性预测 |
| 3.1.3 脆弱区间温度对Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr系合金热裂敏感性的表征 |
| 3.2 温度-收缩应力曲线对热裂纹萌生和扩展的表征 |
| 3.3 组织与析出相对热裂敏感性的表征 |
| 3.4 温度梯度对析出相的表征 |
| 3.5 断口形貌对Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr系合金热裂敏感性的表征 |
| 3.6 宏观裂纹体积对Mg-xZn-0.5Y-0.5Zr系合金热裂敏感性的表征 |
| 第4章 Mg-4.5Zn-xY-y Nd系合金热裂敏感性的研究 |
| 4.1 基于Clyne-Davies模型预测Mg-4.5Zn-xY-y Nd系合金的热裂敏感性 |
| 4.1.1 Clyne-Davies理论模型预测 |
| 4.1.2 双电偶对Mg-4.5Zn-6Y合金热裂的表征 |
| 4.2 温度-应力曲线对合金热裂敏感性的表征 |
| 4.3 微观组织对合金热裂敏感性的表征 |
| 4.4 断口形貌对合金热裂敏感性的表征 |
| 4.5 凝固特征曲线对合金热裂敏感性的表征 |
| 4.6 数值模拟对热裂敏感性的表征 |
| 第5章 Mg-4.5Zn-1Y-xNd-0.5Zr合金热裂敏感性的研究 |
| 5.1 温度-应力曲线的表征 |
| 5.2 低熔点析出相对合金热裂敏感性的表征 |
| 5.2.1 凝固行为曲线 |
| 5.2.2 Mg-4.5Zn-1Y-xNd-0.5Zr合金HTS预测 |
| 5.2.3 低熔点析出相的显微分析 |
| 5.2.4 断口形貌和低熔点相的补偿对合金热裂敏感性的表征 |
| 5.3 EBSD与织构分析 |
| 5.4 CSC与低熔点相分数、晶粒尺寸及轴比的对应关系 |
| 5.5 数值模拟 |
| 5.6 Mg-4.5Zn-1Y-xNd-0.5Zr合金宏观裂纹 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
四、A METHOD OF AS-CAST CRACK PREDICTION BASED UPON NUMERICAL SIMULATION OF SOLIDIFICATION（论文参考文献）
- [1]高强耐磨层状铝基复合材料流变模锻工艺及组织性能研究[D]. 郑瀚森. 北京有色金属研究总院, 2021(01)
- [2]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)
- [3]Fe-Mn-C-Al系高锰钢凝固特性及高温力学性能研究[D]. 申耀祖. 北京科技大学, 2021
- [4]连铸电磁冶金控制新技术及其应用研究[D]. 肖红. 北京科技大学, 2021(08)
- [5]基于MAGMA的汽车轮毂支架铸造工艺研究[D]. 张梦琪. 长春工业大学, 2021(01)
- [6]12%Cr钢热变形过程损伤机制及裂纹预测研究[D]. 张学忠. 太原科技大学, 2021(01)
- [7]高强耐热Mg-9Gd-3Nd-lZn-lSn-0.5Zr合金的制备及强化行为[D]. 颜泽华. 哈尔滨理工大学, 2020(04)
- [8]镍基单晶高温合金孔洞缺陷数值模拟与控制方法研究进展[J]. 刘可立,王俊升,郭跃岭,杨彦红,周亦胄,杨院生. 航空制造技术, 2020(16)
- [9]条纹晶和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响[D]. 黄亚奇. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [10]Mg-Zn-Y-Nd合金凝固行为及热裂敏感性研究[D]. 李星星. 沈阳工业大学, 2020(01)