一、Crystalline structure and morphology of X phase in Cu Al-Ni-Mn-Ti alloy（论文文献综述）
尹冬松,张宁,张任旭,王锰,殷波[1]（2021）在《Ti对新型耐热铝合金微观组织和高温力学性能的影响》文中研究指明为研究Ti对Al-5.3 Cu-3.1 Ni-1.2 Mg-0.3 Sc-0.2 Zr合金微观组织和高温力学性能的影响,采用坩埚电阻炉熔炼制备新型铝合金,利用扫描电子显微镜、X射线衍射仪分析微观组织及相组成,测试其高温拉伸力学性能。结果表明:添加质量分数1%的Ti后,合金基体上出现块状的Al3(Zr1-xTix)相,随着Ti元素质量分数增加,Al3(Zr1-xTix)相数量增加,并趋于团聚,其屈服强度得到明显提高,达到208 MPa,伸长率为2.7%;当添加Ti的质量分数为2%、3%时,其屈服强度分别为179、171 MPa,伸长率分别为2.2%、1.5%;Ti的质量分数超过1%时,合金的屈服强度和塑性均呈下降趋势。
陈师杏[2]（2021）在《过渡金属元素对（Zr,W）C固溶体稳定性及第二相析出的影响》文中认为
杨质[3]（2021）在《Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金弹热性能研究》文中研究表明制冷是现代社会中一项至关重要的技术,在运输、家庭住宅、工业等领域的需求日益增加,目前制冷消耗的电能约占全球用电量的30%。然而当前大量使用的传统气液压缩制冷技术采用的是具有温室效应的气态制冷剂,这些制冷剂的泄露会严重危害环境。最近,基于弹热效应的弹热制冷技术引起了人们的广泛关注。弹热制冷具有高效、环保的优点,并被美国能源部认定为最有发展前景的非气液压缩制冷技术,在解决能源危机和环保问题上具有令人瞩目的应用前景。弹热制冷技术依赖于高性能弹热材料,因此开发高性能弹热材料对于弹热制冷的应用至关重要。本论文工作以Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金为研究对象,通过设计调控合金成分,以提高弹热性能为目的,利用高能同步辐射、三维原子探针等多种先进表征手段进行成分-组织结构-弹热性能关联研究。Ni-Mn基磁性形状记忆合金是一类备受瞩目的多铁性相变材料,它们具有多种热效应（包括弹热效应、磁热效应和压热效应）,因此有望在此类合金中获得多场耦合下的多热效应,实现合金制冷性能的优化与提升。但是Ni-Mn基磁性形状记忆合金是一种金属间化合物,它们具有本征脆性,这导致其弹热效应循环稳定性差。对于开发更有效的多热制冷来说,改善合金的脆性问题是一个重大的挑战。为了解决Ni-Mn基磁性形状记忆合金的脆性问题,并提高弹热性能,本文首先系统研究了硼微合金化对Ni-Mn-In磁性形状记忆合金的弹热效应的影响。研究发现硼微合金化在增强Ni-Mn-In磁性形状记忆合金力学性能和弹热效应循环稳定性方面非常有效。在此基础上,通过采用同时强化晶界和细化晶粒的合金设计策略,并结合马氏体相变参数调控,将Ni-Mn-In基磁性形状记忆合金的弹热效应循环稳定性提高了两个数量级。不含硼的Ni51.5Mn33In15.5合金的弹热效应在仅约20个循环后就会迅速衰减,继而发生断裂。新开发的（Ni51Mn33In14Fe2）99.4B0.6合金具有大的弹热效应及超高的弹性热循环稳定性,其绝热温变高达5.6 K,在2700次加载卸载循环中保持稳定,这种超高的弹热效应循环稳定性远远超过了其他多晶磁性形状记忆合金中报道的结果。利用先进的三维原子探针表征技术揭示了硼在（Ni51Mn33In14Fe2）99.4Ba6合金中晶界处偏聚的证据。硼微合金化导致的晶界强化可能是由于硼在晶界偏聚后抑制了金属间化合物由的氢致脆性。此外,在Ni-Mn-Sn基磁性形状记忆合金中,同样的合金设计策略被证明是有效的。除了硼微合金化以外,本文还系统研究了碳的添加对Ni-Mn-Ti形状记忆合金弹热性能的影响。发现在Ni-Mn-Ti形状记忆合金里添加少量的碳能非常有效地提高合金的力学性能和超弹性循环稳定性。不含碳的Ni5oMn32Ti18合金仅在8个压缩加载卸载循环后即发生断裂,而碳掺杂的（Ni50Mn32Ti18）99.2C0.8合金在1000次循环中表现出优异的超弹性循环稳定性。本文提出的微合金化策略在多种Ni-Mn基形状记忆合金中都被证实能非常有效地解决合金的脆性问题,这对于克服金属间化合物相变材料中普遍存在的可循环问题具有重要意义。Ti-Ni基形状记忆合金具有很大的弹热效应、良好的机械性能、优异的耐腐蚀性和商业可用性,因此被研究的最多,并被认为是最有前途的弹热材料。但是,二元Ti-Ni形状记忆合金通常显示出较大的滞后,这会导致较大的能量耗散。本文工作开发了一种具有低滞后室温大弹热效应的块状多晶Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金,这对于高效的弹热制冷技术来说至关重要。这种新开发的（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金具有很大的室温弹热效应,在拉伸卸载过程中直接测量的绝热温变高达14.4K。当最大拉伸应变为2.7%时,（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金的应力滞后低至 60 MPa。由于（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金的弹热效应大且应力滞后低,因此在材料层面上,（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金具有高达19的制冷性能系数。利用原位同步辐射高能X射线衍射技术揭示了（Ti50Ni50-xCux）99Co1（x=6.5,7.5,8.5,at.%）合金中的相变路径,并准确地确定了合金中不同相的晶体结构。在此基础上,评估了合金马氏体相变的晶格相容性,并从理论上预测了相变应变,从晶体学的角度更深入的研究了（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金的马氏体相变。这项工作对于设计用于固态制冷的高性能弹热材料具有重要意义。
曹苗苗[4]（2021）在《Mg-4Y-2Zn合金的组织结构演变和腐蚀行为研究》文中研究说明随着国家经济实力的提升与科学技术的发展,各类合金在工程上的应用也经历了从发现到日益成熟的过程。近年来,随着在轻量化,环保及性能等方面对金属零件提出了更高要求,镁合金依据其低密度、高比强度高比刚度的优点,在结构轻量化要求较高的工程项目领域具有广阔的发展前景。表面机械研磨处理（SMAT）是一种在合金表面进行的一种剧烈塑性变形技术,可以在合金表面形成与基体结合紧密的梯度纳米结构,在提高合金强度的同时能够保持较好的塑性,对提高合金表面性能有着重要作用。迄今,对于SMAT处理镁合金的研究大部分均集中在力学性能上,对腐蚀性能的研究则较少。含长周期堆垛有序（LPSO）结构的Mg-Y-Zn合金在SMAT处理后必然会得到更好的力学性能,然而LPSO相在变形过程中的变化以及SMAT处理后耐蚀性能的变化则需要进行进一步研究。本课题选取Mg-4Y-2Zn合金为研究对象,采用固溶处理对Mg-4Y-2Zn合金进行预先热处理以优化组织,随后将SMAT技术应用于铸态合金及固溶合金。通过OM、SEM、EDS及TEM研究了固溶处理前后以及SMAT处理前后Mg-4Y-2Zn合金的组织演变。采用析氢浸泡实验以及电化学测试研究了固溶处理及SMAT处理对合金腐蚀行为的影响,探讨了合金腐蚀行为变化的影响因素。得到结果如下:铸态Mg-4Y-2Zn合金中存在着W-Mg3Y2Zn3相以及层片状14H-LPSO相。经过固溶处理后,合金的晶粒尺寸随固溶温度的升高逐渐增大;W相的数量也逐渐减少,从连续的骨状逐渐转变为半连续状的短棒状和圆球状。14H-LPSO相在固溶温度高于400℃后消失,转变为了较长的针状层错（SFs）。三种合金的耐蚀性能排序为500℃固溶合金>铸态合金>400℃固溶合金。500℃固溶合金耐蚀性的提高是由于晶界及第二相减少,合金的腐蚀活性位点减少所导致的。而400℃固溶合金耐蚀性能大大降低则是晶界减少的有利作用远小于大量梭形的纳米级富YZn相的有害作用所导致的。SMAT处理后在三种合金表面均形成了梯度纳米结构,合金表面的晶粒尺寸约为30-100nm。铸态合金及500℃合金的变形机制相似:在变形初期主要由孪晶主导;在应力水平较高的中期则通过孪晶之间的交割以及位错在孪晶界及相界处的堆积在合金内形成亚晶;变形后期通过动态再结晶的方式将小角度晶界的亚晶细化为大角度晶界的纳米晶。400℃合金的变形机制与上述两者不同:400℃合金中大量的富YZn相的析出导致了镁基体层错能的升高,且大量的富YZn相界可以作为变形过程中的位错源来协调变形,因此400℃合金的变形主要由位错运动主导。位错在晶界以及富YZn相界处堆积,使合金内部形成大量位错缠结、位错墙等位错组态,在应力作用下,位错组态转变为亚晶,最终通过动态再结晶转变为纳米晶。SMAT处理后三种合金的耐蚀性能均显着降低,主要是由于SMAT处理后合金表面晶界、位错等缺陷的增加、第二相尺寸减小、表面粗糙度的升高及表面Fe污染所导致的。将SMAT处理合金表面磨去50μm后耐蚀性能的提高则主要是缺陷密度与残余压应力两者之间的竞争结果。
陈秋捷[5]（2021）在《第一原理研究合金元素对Beta钛合金界面及局域结构演变的影响》文中认为β钛合金具有高强度、良好的耐腐蚀性以及生物相容性,已被应用于航空航天和生物医学等领域。但其较低的加工硬化率和塑性在一定程度上限制了 β钛合金更为广泛的应用。近年来,研究人员采用相变诱导塑性（Transformation-Induced Plasticity,TRIP）和孪生诱导塑性（Twinning-Induced Plasticity,TWIP）的策略来优化β钛合金的强度与塑性。在TRIP/TWIP过程中,主要的变形产物有α"相、ω相、{112}<111>β和{332}<113>β孪晶。目前,尽管上述四种变形产物在β钛合金中的形成机制已被大量研究,但由于β钛合金中TRIP/TWIP过程的复杂性,关于变形产物之间、特别是生成相/母相之间的界面结构、界面局域结构的演变行为以及孪生机制等问题均缺乏系统深入的研究。β钛合金中,两相界面结构及局域结构演化行为受合金元素成分、温度及变形应力等多重耦合因素的影响,很难一步即达成多因素共同作用下对上述问题的研究。相较而言,作为内因的合金元素成分无疑在界面结构形成与演变中起着最为主导的作用。因此,本工作主要关注于内因—合金元素成分对界面结构形成与演变的影响,这一工作可看作是对上述多因素耦合复杂问题系统研究的第一步。在本工作中,主要采用结合虚晶近似（Virtual Crystal Approximation,VCA）的第一原理计算方法,对β钛合金中三种常见的Ti-Mo、Ti-Nb和Ti-V合金体系,系统开展了合金元素对两相界面结构及局域结构演化行为影响的研究工作,主要取得了如下研究成果。（1）从能量和晶体学两方面筛选出β/α"界面和β/ω界面的六种常见界面结构,分别是（110）/β/（001）α"界面、（112）β/（110）α"界面、（332）β/（130）α"界面、（111）β/（0001）ω界面、（112）β/（1010）ω界面和（332）β/（1（?）00）ω界面。通过 Mo、Nb和V三种合金元素的引入,揭示了合金元素浓度对β/α"和β/ω界面能的影响规律。在合金元素浓度较低时,（112）β/（110）α"界面的界面能最低;当合金元素浓度较高时,（110）β/（001）α"界面的界面能反而下降,低于其它两种界面的界面能。说明低浓度时,α"相与β相之间易于形成（112）β/（110）α",反之则易于形成（110）β/（001）α"界面。在β/ω三种界面类型中,无论合金元素的种类及浓度如何改变,（112）β/（10（?）0）ω界面的界面能始终为三者中最低,ω相在β相中形成时,易于形成此种类型的界面结构。（2）β钛合金中（332）[11（?）]β孪晶界的晶界结构与合金元素的种类和浓度密切相关。当Mo、Nb、V三种元素浓度分别约在12 at.%、30 at.%、23 at.%以上时,（332）[11（?）]β孪晶界的晶界结构为对称孪晶界结构。若合金元素浓度低于以上临界值时,（332）[11（?）]β孪晶界的晶界结构将转变为包含有孪晶界面相（Interfacial Twin Boundary,ITB）α"相的界面“三明治”构型。此时,ITBα"相扮演了稳定孪晶界结构的角色。这一结果很好地解释了实验中经常在（332）[11（?）]β孪晶界处观察到ITB α"相的现象。对于（112）[11（?）]β孪晶界来说,当合金元素浓度处于一定范围时（～7.8 at.%-27at.%Mo、大于 15 at.%Nb、大于15 at.%V）,晶界结构为伴随ITBω相的界面“三明治”构型。ITBω相具有稳定（112）[11（?）]β对称孪晶界的作用,同时也对实验中经常在（112）[11（?）]β孪晶界观察到ITB ω相的现象进行了解释。（3）基于（112）β/（10（?）0）ω界面模型,在Ti-Mo合金中提出了亚稳ωω相协助（112）[11（?）]β孪生的形核长大机制。此机制分为位错在（112）β/（10（?）0）d界面的ω相一侧滑移形核与孪晶核通过原子“shuffle”运动长大两个过程。对于Ti-Nb和Ti-V合金来说,此机制也同样适用。当β稳定元素浓度较高时,也就是在ωω相处于亚稳态时,（112）[11（?）]β孪生的形核长大机制为ω相协助机制。（4）在原子尺度上描述了马氏体从（332）[11（?）]β孪晶界处形核的本征微观结构演变过程,即（332）[11（?）]β TB→（130）[（?）10]α" TB→α相。从晶体学和热力学角度分别说明了马氏体易于在（332）[113]β孪晶界处形核且向晶内生长的行为。当添加合金元素Mo、Nb和V后,α"马氏体依然倾向于在（332）[11（?）]β孪晶界处形核长大。若合金中无（332）[11（?）]β孪晶界存在,α"马氏体更容易在Mo浓度较高、或Nb和V浓度在～25 at.%-35 at.%范围之内的合金中形成。
高鹏越[6]（2021）在《BaZrO3坩埚真空感应熔炼TiNi形状记忆合金制备工艺及其组织性能的研究》文中研究指明合金熔体在高温下与耐火材料之间的界面反应是真空感应熔炼（VIM）制备TiNi形状记忆合金（SMAs）的一个难以克服的缺点。Ti元素在高温下化学活性极高,常见的氧化物耐火材料难以满足真空感应熔炼制备TiNi合金的要求。本文利用工业级别的BaZrO3坩埚,通过优化真空感应熔炼工艺,成功地制备了TiNi合金铸锭,并通过轧制和真空退火处理得到了合金板材。分别利用原位同步辐射XRD、透射电子显微镜、扫描电镜、差示扫描量热仪、拉伸变形等分析测试手段研究分析了TiNi合金与BaZrO3坩埚之间的界面反应,以及界面反应产生的Zr、O元素在TiNi合金中的存在形式,及其对显微组织的影响,并进一步探究了力学性能、形状记忆性能以及应力诱导马氏体相变行为。本文的主要研究结果可总结如下:1.首次利用工业级BaZrO3坩埚真空感应熔炼制备了杂质元素满足美国试验材料学会ASTM F2063-05相关标准的TiNi合金铸锭,铸锭中的氧元素含量约为300 ppm左右,Zr元素含量约为400 ppm左右。合金铸锭化学成分均匀,铸锭不同位置的马氏体相变温度的波动范围被控制在4℃以下。2.铸态合金的显微组织为具有B2立方结构的TiNi基体相和少量沿晶界分布的Ti2Ni相所共同组成的离异共晶组织,合金中微量的氧元素主要存在于Ti2Ni相的间隙原子位置,而微量的Zr元素则以固溶原子的形式同时存在于基体相和第二相中,铸态合金中并未发现BaZrO3相以及Ba元素的存在。3.铸态合金在拉伸变形以及循环变形过程中表现出了较差的滑移变形抗力,在应力诱导马氏体相变过程中伴随着位错缺陷的大量增殖。铸锭不同位置的力学性能差异较大,拉伸断裂后断口形貌均呈沿晶断裂,其中铸锭中部的样品表现出了相对较高的延伸率。在循环拉伸变形过程中,TiNi样品的位错密度升高,出现了由位错滑移所造成的加工硬化。铸锭具有良好轧制性能,在对合金铸锭进行轧制变形和真空退火后,合金板材的晶粒尺寸达到10μm左右,其抗拉强度和延伸率分别达到880 MPa和37.63%,马氏体相变平台的应变量达到8%左右。拉伸断裂后合金的断口表面出现大量韧窝,表明轧制后合金的塑韧性得到了显着改善。4.当应力诱导马氏体相变通过吕德斯带的方式进行扩展时,TiNi合金样品的局部区域能够产生非常强烈的应力诱导马氏体相变行为。同时吕德斯带内部的残余奥氏体晶格承受了比外部的奥氏体更高的晶格畸变,这部分残余奥氏体只有当变形量超过应力平台的时候才能完全转变成为马氏体相。在循环变形过程中,当合金样品中的位错密度积累到一定程度的时候,TiNi合金中的马氏体相变行为由吕德斯带方式转变成为均匀的相变方式,主要表现为马氏体相对平缓的形核和生长。当TiNi合金中的残余马氏体和残余应变在15%的循环变形中趋于稳定后,合金的变形行为最终演变成为奥氏体和马氏体之间平衡的正向和逆向转变,以及二者的弹性变形。在进一步循环变形中,合金中的位错密度并未出现明显的增加。
李鹏[7]（2020）在《TC4/6061异种合金双焦点激光熔钎焊组织及接头性能调控》文中认为异种材料复合构件在节约能源、减少碳排放等领域中具有显着优势,尤其Ti/Al异种合金接头综合了Ti合金的耐蚀、高强度及Al合金的低成本、密度低等优势,在航空航天、汽车领域中有巨大应用潜力。但二者界面产生的脆性金属间化合物（Intermetallic compounds,IMC）层一直是Ti/Al连接的主要困难,激光熔钎焊技术因热源的精确可控,有望实现对IMC层的控制获得优质Ti/Al接头,已成为Ti/Al连接的研究热点。本文以TC4钛合金和6061-T6铝合金为研究对象,解决了TC4/6061接头钎焊界面IMC层、铝侧热影响区、熔焊区出现的问题。首先分析了工艺参数对TC4/6061双焦点接头成形和性能的影响,研究了不同形貌的界面IMC层与接头断裂行为之间的关系,确定了有利于接头性能的IMC层特征。结合焊后热处理消除了铝侧热影响区软化,并分析了界面IMC层和熔焊区的组织在热处理过程中的演变。利用微观组织表征及热力学计算,明晰了Si元素对界面反应的影响机制。最终利用激光填粉焊接结合焊后热处理实现了钎焊界面IMC层、熔焊区组织及铝侧热影响区的同步调控,提高了TC4/6061接头的强度。本文研究为Ti/Al异种材料的连接提供了理论指导。首先研究了双焦点激光对TC4/6061接头成形、界面特征和性能的影响,结果表明,相比传统的单焦点,并行双焦点激光改善了熔化焊丝的润湿铺展能力,减小了界面IMC层的厚度并提高了其分布的均质性,提高了接头强度。针对TC4/6061双焦点接头,钎焊界面IMC层的形貌及其分布特征决定了接头的断裂行为,0.35～2.10μm的连续锯齿状IMC层改善了界面结合力,有利于接头强度的提高。IMC层为0.45±0.10μm的连续锯齿状时,保留余高的接头强度最高达241MPa。分析了坡口形式、激光功率等关键参数对TC4/6061双焦点激光焊缝成形和组织性能的影响,获得了最优界面IMC层的生成条件。利用焊后热处理消除了铝侧热影响区的软化,提高了TC4/6061接头的力学性能,并分析了热处理过程对钎焊界面IMC层及熔焊区组织的影响。530℃保温过程中,界面IMC层厚度会随保温时间的增加而增大,其生长遵循界面反应控制机制,原始试样IMC层物相为Ti（Al,Si）3、Ti5Si3、Ti7Al5Si12相。热处理后试样IMC层物相变为含有高密度位错的Ti7Al5Si12相,相转变提高了接头强度对界面IMC层厚度的敏感性。熔焊区Al-Si共晶组织变为球化的Si颗粒,颗粒尺寸随保温时间的增加而增大。530℃/2h+180℃/10h处理后,去余高的TC4/6061焊缝强度增加至260MPa,保留余高的接头强度可达300MPa,达到了铝母材强度的94%。结合有限元数值模拟及Ti-Al-Si三元体系自由能的计算,分析了界面IMC层中各物相的形成机制,并揭示了Si由焊缝向TC4侧钎焊界面的扩散机制。指出当填充材料中Si含量超过5.0wt.%以后,界面IMC层中的物相种类不会发生改变,均为Ti（Al,Si）3基体相及Ti5Si3、Ti7Al5Si12纳米颗粒相。纳米颗粒相的形成存在两种机制:在Ti/Ti（Al,Si）3界面处由热力学特征决定的直接反应形成机制;在Ti（Al,Si）3基体相中的由富Si纳米团簇向Ti7Al5Si12、Ti5Si3析出形成机制。Si元素热力学模型计算的结果表明,其化学势随Ti含量的增加而降低,化学势梯度是导致Si向TC4侧钎焊界面扩散的驱动力。最终,通过激光填粉的方式将Al-10Si-Mg粉末引入TC4/6061连接中,利用多层沉积的方式实现界面IMC层的控制,通过焊后热处理消除了铝侧热影响区的软化并同步实现了熔焊区强化相Mg2Si和β’的析出,将去余高的TC4/6061焊缝强度由Al-12Si焊丝的260MPa提升至291MPa。
李文青[8]（2020）在《应变速率对非晶合金及其复合材料力学行为的影响》文中研究说明非晶合金及其复合材料由于具有优异的性能和众多特性而得到了广泛的关注。此类材料在不同应变率下的变形行为在工程应用和基础理论研究中具有重要的意义,学者们对其进行了大量的研究。但是由于研究手段的限制,很多问题无法进行深入和全面的研究。本文首先对材料动态变形主要的表征手段,即传统的分离式霍普金森压杆（SHPB）技术进行大量的改进和创新,主要包括建立SHPB全模型,提出中等应变速率加载和动态变形中断的新方法。其次在此基础上详细研究了应变速率对非晶合金力学行为的影响,包括非晶合金动态力学行为的影响因素、动态压缩强度与断裂行为的关联、宽应变速率范围内的力学行为、高应变速率下的断裂分形行为以及对非晶合金动态中断实验进行了尝试。最后详细研究了 3类不同结构的非晶复合材料在不同应变速率下的力学行为,包括系列CuZr基非晶复合材料、高稳定性β枝晶相增强的TiZr基非晶复合材料和具有应力诱发马氏体转变的TiZr基非晶复合材料。由于SHPB实验技术的复杂性,通常需要通过多次入射波整形试验才能逼近所需的应变速率水平,工作量巨大但效率很低,如果能建立一个SHPB模型,通过模拟实验获得各种实验参数,而后仅进行少量动态加载实验就能直接实现所需的应变率,这样将会大大降低SHPB实验的复杂性。本文对SHPB的三个主要模块,子弹、整形器和试样加载分别进行独立建模,提出了 SHPB模拟方程,理论预测和实验结果符合得很好。提出了一种新的中等应变速率加载方法,利用不同的整形器可以控制入射波的时长,实现了对非晶合金及其复合材料的中等应变速率加载。提出了几种新的SHPB中断实验方法,其中单脉冲加载拓展、改变子弹长度以及特殊整形器设计分别能够实现对不同应变量的中断实验。研究了制备方式和样品尺寸对Ti32.8Zr30.2Ni5.3Cu9Be22.7（ZT3）非晶合金力学性能的影响,结果表明采用翻转制备ZT3在不同应变速率下的力学性能要比喷铸和拔杆的好,同时发现ZT3合金具有显着的尺寸效应,直径较小的ZT3样品在较低应变速率下比大尺寸的性能优异,而大直径的ZT3在较高应变速率下比小尺寸的性能要好。研究了 Zr/Cu 比对不同应变速率下（ZrxCu）87Ni4Al8Nb1（x=1～3,CZX1-G～CZX3-G非晶合金）系列非晶合金力学行为的影响,结果发现随着Cu/Zr比的增加,准静态屈服强度逐渐减低,而动态屈服强度则先减小后增大。对不同应变速率下对CZX1-G、CZX175-G和ZT3非晶合金进行大量测试,结果表明动态压缩强度和断裂面面积都呈现出较大的分散性,但动态压缩强度可以和断裂面面积建立很好的关联,分散性主要归因于不同样品平均初始自由体积浓度的不同,还有SHPB实验引起的应力集中以及动态压缩下对缺陷的高敏感性。对CZX3-G非晶合金室温下在很宽的应变速率范围的力学行为进行表征,发现当应变速率小于临界应变速率时,合金的屈服强度随应变速率缓慢下降,而大于临界应变速率时以很快的速度衰减,提出了一个改进的协同剪切模型,该模型在很宽的应变速率范围内和实验符合得很好。对CZX175-G和ZT3非晶合金在很高的应变速率下的力学行为进行了表征,发现断裂行为呈现明显的分形特征,随着应变速率的增加,两种合金的分形维数均随着应变速率的增加而增加,断裂的碎块中小尺寸的数目所占的比例逐渐增大。最后使用两种方法对ZT3尝试进行动态加载中断实验,由于SHPB控制精度不够和非晶合金的动态塑性过低等原因导致目前无法对非晶合金成功进行动态中断实验。对（ZrxCu）87Ni4A18Nb1（x=1～3,CZX1-C～CZX3-C合金）系列非晶复合材料而言,当非晶基体上析出单一的B2-CuZr相或CuZr2相时,复合材料的准静态强度要比同成分的非晶合金有所提高,而CuZr2相使得复合材料动态强度比同合金成分的非晶合金大幅下降,具有合适大小和体积分数的B2-CuZr相的复合材料在不同应变速率下的强度均比同成分的非晶合金提高近10%。对于具有高β枝晶相稳定性的Ti50.32Zr27.92Cu4.56Ni2.12Be9.08Mo6（M10合金）而言,其动态压缩塑性高达18%,压缩塑性随着应变速率的增加而减小,剪切带随着应变量的增加数目越来越多,不同应变速率下变形前后合金的结构没有发生改变,枝晶的主要变形方式为位错滑移,准静态压缩变形后的位错密度显着高于动态变形,较高动态压缩塑性归因于非晶基体和枝晶相模量匹配得比较好。对具有应力诱发马氏体转变的Ti50.32Zr33.92Cu4.56Ni2.12Be9.08（M0合金）而言,其压缩塑性也随着应变速率的增加而减小,铸态枝晶相的结构为β相加少量ω相,在准静态变形过程中,随着应变量的增加,ω相的含量逐渐减少,β相经马氏体转变成为α"相的比例逐渐增大,而在动态变形过程中,随着应变量的增加,由于高速变形绝热剪切升温导致诱发β相向ω相的转变,导致ω相的含量先减小后增大,变形量的减少导致β相发生马氏体转变转变为α"相的比例没有准静态时多。
夏月庆[9]（2020）在《Ti-Cu基钎料设计及钛合金/不锈钢真空钎焊机理研究》文中进行了进一步梳理钛合金/不锈钢复合构件具有良好的耐腐蚀性、减重和低成本等优点,实现二者的可靠连接可以发挥两种材料的综合性能优势,具有重要的应用价值。钛和钢的物理化学性能差异较大,导致钛/钢焊接接头内易生成脆性金属间化合物并产生较大残余应力,真空钎焊是解决以上难题的有效方法。钛/钢真空钎焊存在钎料设计理论不完善、接头强度低、钎料合金组元与接头微观组织及性能关系不清楚以及界面反应机理不明晰等问题。本文以TC4钛合金/316L不锈钢异质金属组配为研究对象,主要研究Ti-Cu基钎料合金组元和钎焊工艺参数对钎焊接头组织和性能的影响,揭示钛/钢钎焊机理,旨在提高钎焊接头力学性能,为实现钛/钢钎焊接头的工程化应用提供理论基础和科学依据。本文基于“团簇理论”设计了新型Ti-Cu基非晶钎料,围绕钎料合金组元对TC4钛合金/316L不锈钢真空钎焊接头微观组织及性能的影响开展研究:采用电子探针（EPMA）、扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）和透射电子显微镜（TEM）等手段表征了 TC4钛合金/316L不锈钢钎焊接头内反应物相的晶体结构和微观组织演变规律;通过压缩剪切和纳米压痕方法研究了钎焊接头的力学性能,优化了钎料合金成分和钎焊工艺参数;分析了接头内反应层的形成机理和生长行为;结合接头断裂路径、不同反应层界面晶格错配度和纳米压痕测试揭示了接头断裂机理。本文主要研究内容和研究结论如下:（1）基于钎料团簇式[Ti-Cu6Ti8]Cu3,采用相似元素Ni替换Cu,Zr和V替换Ti,设计了 Ti33.3Zr16.7Cu50-xNix、Ti50-xZrxCu39Ni11 和 Ti38.8-xZr11.2VxCu39Ni11三种 Ti-Cu 基非晶钎料箔带,实现了钎料合金组元的大范围调控,随后分别探讨了 Ni、Zr、V三种合金组元含量对钎料特征温度和对母材润湿铺展性的影响。钎料液相线温度因Ni、Zr、V的替换有了不同程度的提升。当Ni和Zr含量分别为11 at.%和16.7 at.%时,Ti33.3Zr16.7Cu50-xNix和Ti50-xZrxCu39Ni11钎料对母材的润湿铺展性均较差;当V添加量为2.8 at.%时,Ti38.8-xZr11.2VxCu39Ni11钎料对钛合金的润湿铺展性最好,添加V对不锈钢的润湿铺展性影响不大。钛合金和不锈钢表面的铺展钎料均由基体相和初生相组成;提高Ni、Zr和V含量均可促进钛合金母材溶解和脱落。（2）通过元素分布、定量分析以及透射选区衍射详细表征了 TC4钛合金/Ti-Cu基钎料/316L不锈钢真空钎焊接头内物相结构和界面组织特征。钎焊接头具有分层界面微观结构:钛合金母材/扩散区/钎缝/界面区/不锈钢母材。扩散区由魏氏体和β-Ti转变区组成,形成于钎料中的Cu扩散进入钛合金母材;钎料组元残留区和FeTi反应层组成了钎缝,其中所有的钎料合金组元均在钎料组元残留区得到保留;Fe2Ti、FeCr和α-Fe三个反应层在界面区内依次形成,主要是由Ti在不锈钢母材中的固相扩散所导致,其中FeCr和α-Fe反应层的形成是由Cr元素上坡扩散引起。在FeTi/Fe2Ti界面附近有亚微米级β-Ti相析出,该亚微米相和FeTi以及Fe2Ti相具有良好的晶粒取向关系,有利于提升钎焊接头强度。（3）详细探讨了钎焊工艺参数和钎料中Ni、Zr和V三种合金组元含量对接头内主要反应区演变规律的影响。随着钎焊温度升高和钎焊时间延长,从钎料中向不锈钢母材中扩散的Ti原子数量增加并实现了远距离扩散,加剧Cr元素上坡扩散和偏聚,导致界面区厚度增加,其中α-Fe反应层增厚最明显;钎焊温度是影响钎缝中FeTi反应层厚度变化的主要钎焊工艺参数,温度升高加剧了钎料和不锈钢之间的冶金反应,FeTi反应层厚度因此增加。Ni含量增加削弱了钎料和不锈钢母材间的相互扩散和反应,FeTi和界面区厚度均呈减小趋势。钎料中Ti含量因Zr和V的替换而降低,钎料和母材之间的冶金反应因此减弱,进而导致FeTi反应层厚度减小;从钎料中向不锈钢母材中扩散的Ti原子数量减少,界面层因此减薄。（4）基于断裂处的界面晶格结构揭示了钎焊接头断裂行为,并建立了界面组织-力学性能的对应关系。钎焊过程中,FeTi/Fe2Ti界面为固/液界面,具有较大残余应力,且FeTi和Fe2Ti两相难以构成晶粒取向关系,导致该界面成为接头的主要裂纹源。Fe2Ti和FeCr两反应层具有相近的纳米压痕硬度（14.8 GPa/14.9 GPa）和弹性模量（215.8 GPa/222.2 GPa）,且它们之间具有较小的晶面错配度（13.92%）和晶向错配度（10.21%）,因此裂纹在Fe2Ti和FeCr反应层中的扩展行为相似。FeTi反应层厚度是影响接头强度的主要因素,FeTi反应层增厚有利于提高接头强度。钎料成分优化后,Ni、Zr和V含量分别为11 at.%、16.7 at.%和5.8 at.%。在990℃/10 min钎焊条件下,使用Ti33.3Zr16.7Cu39Ni11非晶钎料可获得最大接头剪切强度318 MPa,该强度值高于公开报道的其它使用Ti基钎料钎焊钛/钢接头强度。
杨芬芬[10]（2020）在《镍铝青铜合金的成分优化与耐蚀机制》文中研究指明我国海洋强国战略和“21世纪海上丝绸之路”的推进对海洋材料的耐腐蚀性能提出了很高的要求,船舶建造急需同时具有良好力学性能和优异耐流动腐蚀性能的铸态材料。其中,海水泵阀系统在服役中通常需要同时承受海水的腐蚀和流动海水的冲刷作用,容易因发生流动腐蚀而失效。因此,我国现阶段急需高性能新型阀门材料（Rm 550 MPa,Rp0.2 240 MPa,A 15%,铸件成品率95%,在流速为5 m/s的海水中腐蚀速率<0.05 mm/y）。铜合金由于具有优异的耐海水腐蚀性能和抗海生物污损性能,在海洋工业领域得到了广泛的应用。镍铝青铜（NAB）合金是铜合金中最耐流动腐蚀的合金之一,但其耐流动腐蚀性能仍无法满足我国现阶段对新型阀门材料提出的要求。研究不同成分NAB合金的显微组织与腐蚀性能之间的内在联系,探索其在海水中的腐蚀动力学机制,建立流动腐蚀速率与海水流速之间的关系模型,可以为开发新型阀门材料提供理论依据。本文以现有NAB合金（CuAl9Ni4.5Fe4Mn1.2）为基础,对其进行了 Ni元素和Fe元素含量的优化,结合显微组织的演变,总结了 Ni元素和Fe元素对NAB合金力学性能和耐腐蚀性能的影响规律,有效提高了 NAB合金的耐腐蚀性能;并通过旋转圆盘电极测试装置,系统研究了 NAB合金的阴极和阳极反应动力学机制,阐明了 Ni含量的增加（从4.5 wt.%提高至10 wt.%）和Fe含量的降低（从5.5 wt.%降至2 wt.%）改善NAB合金耐腐蚀性能的机理,构建了层流下NAB合金的流动腐蚀速率与流速之间的关系模型;最后采用本文中的合金成分,成功制备出了截止阀零件,验证了将本文中研究的合金成分应用于实际生产的可行性,构建了紊流下NAB合金的流动腐蚀速率与流速之间的关系模型,得出的结论具体如下:（1）研究了 Ni含量的变化对NAB合金显微组织和力学性能的影响规律,利用电化学阻抗谱、静态浸泡失重、表面腐蚀产物与形貌以及局部腐蚀深度分析方法全面评价了不同Ni含量NAB合金在NaCl溶液中的静态腐蚀行为,阐明了 Ni含量的增加改善NAB合金耐腐蚀性能的根本原因。随着NAB合金中Ni含量的增加（从4.5 wt.%增至10 wt.%）,更多Ni元素固溶在Cu基固溶体相α相中,显微组织中形成更多NiAl金属间化合物相,最容易发生腐蚀的β’相（马氏体孪晶相）含量降低,Ni含量增加至8 wt.%可以彻底消除β’相。通过固溶强化和第二相强化,Ni含量的增加使合金的屈服强度和硬度得到了提高,但由于α相的粗化以及条状NiAl相的出现,抗拉强度和延伸率呈下降趋势。基体α相中固溶Ni含量的增加不仅可以提高α相的表面电位,降低NAB合金的局部腐蚀驱动力,还可以在长期浸泡中使NAB合金表面形成更稳定的表面保护层,这两方面因素与易蚀β’相含量的下降共同使NAB合金的耐腐蚀性能得到了显着提高。将NAB合金中Ni含量从4.5 wt.%提高到10 wt.%,在NaCl溶液中浸泡28天后的腐蚀速率从0.016 mm/y降低至0.008 mm/y,耐腐蚀性能提高了 1倍。（2）采用旋转圆盘电极装置测试不同转速下NAB合金的阴极和阳极极化曲线,揭示了 NAB合金在NaCl溶液中的腐蚀动力学机制,建立了层流腐蚀电流密度与最大流速之间的关系模型。腐蚀电位附近的阴极反应受电荷传递控制,阳极反应同时受电荷传递和传质双重因素影响,属于混合控制。NAB合金中Ni含量的增加,使合金中的α相和β’相含量降低,降低了阴极还原反应的活性区面积,抑制了阴极氧还原反应,β’相含量的降低抑制了阳极铜溶解反应。阴极和阳极反应速率的同时降低,使NAB合金的耐流动腐蚀性能显着提高。当圆盘电极最大流速为0.654 m/s时,NAB合金中Ni含量从4.5 wt.%增加至10 wt.%,腐蚀电流密度降低了 30%。由于阳极溶解反应受传质因素影响,层流状态下NAB合金的腐蚀电流密度随流速的增加而增加,且与最大流速的平方根呈良好线性关系。（3）综合考虑力学性能和耐腐蚀性能,选定Ni含量为6 wt.%,进一步研究了 Fe含量的变化对NAB合金显微组织、力学性能、静态和动态腐蚀性能的影响规律,揭示了 Fe含量的降低（从5.5 wt.%降至2 wt.%）改善NAB合金耐腐蚀性能的根本原因。Fe含量较高的NAB合金显微组织较为细小,综合力学性能优异（NAB-5.5Fe:Rm737 MPa,Rp0.2 317 MPa,A 27.8%）。随着Fe含量的降低,其显微组织明显粗化,抗拉强度、屈服强度和延伸率都呈下降趋势,但是仍可以满足新型阀门材料的力学性能要求。通过降低Fe元素含量,可以降低易蚀β’相的含量,提高固溶在基体α相中的Al元素和Ni元素含量,提高表面膜的保护性能,从而有效提高NAB合金的静态和动态腐蚀性能。NAB合金中的Fe元素含量从5.5 wt.%降低至2 wt.%,可以使其在NaCl溶液中浸泡28天后的静态腐蚀速率降低约70%,在最大流速为0.654 m/s时的层流腐蚀电流密度降低约18%。（4）采用本文中的NAB合金成分,通过精密铸造工艺成功制备出形状完整、轮廓清晰、无铸造缺陷的截止阀零件,分析了阀门样品与采用铸铁模具浇注的铸锭样品在显微组织和力学性能上的差异,建立了紊流条件下NAB阀门样品腐蚀电流密度与流速之间的关系模型。由于阀门零件在铸造过程中的冷速较小,其显微组织比铸锭样品粗大,力学性能略有下降,但NAB-4.5Ni、NAB-6Ni、NAB-8Ni和NAB-2Fe阀门样品可以基本满足新型阀门材料的力学性能要求。NAB合金在紊流下的腐蚀电流密度与流体流速的平方根呈良好的线性关系,且随Ni含量的增加和Fe含量的减少而降低。
二、Crystalline structure and morphology of X phase in Cu Al-Ni-Mn-Ti alloy（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、Crystalline structure and morphology of X phase in Cu Al-Ni-Mn-Ti alloy（论文提纲范文）
（1）Ti对新型耐热铝合金微观组织和高温力学性能的影响（论文提纲范文）
| 0 引 言 |
| 1 实验材料和方法 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 相组成 |
| 2.2 微观组织与成分分布 |
| 2.3 拉伸力学性能 |
| 2.4 强化机理 |
| 2.5 断裂行为分析 |
| 3 结 论 |
（3）Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金弹热性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 形状记忆合金简介 |
| 2.2 形状记忆效应和超弹性 |
| 2.3 弹热效应 |
| 2.3.1 弹热效应简介 |
| 2.3.2 弹热效应的热力学基础 |
| 2.3.3 弹热效应的测量技术 |
| 2.4 弹热效应的研究进展与挑战 |
| 2.4.1 传统铁弹性形状记忆合金的弹热效应 |
| 2.4.2 新型Ni-Mn基磁性形状记忆合金的弹热效应 |
| 2.4.3 现有研究的不足与挑战 |
| 2.5 本文研究内容和意义 |
| 3 实验材料与研究方法 |
| 3.1 合金熔炼与热处理 |
| 3.2 显微组织表征 |
| 3.3 马氏体相变表征 |
| 3.4 力学性能与弹热效应测试 |
| 3.5 三维原子探针表征 |
| 3.6 原位同步辐射高能X射线衍射表征 |
| 4 硼微合金化对Ni-Mn-In磁性形状记忆合金弹热性能的影响 |
| 4.1 研究背景 |
| 4.2 成分设计及样品制备 |
| 4.3 硼微合金化对Ni-Mn-In合金微观组织的影响 |
| 4.4 硼微合金化对Ni-Mn-In合金马氏体相变温度和相变熵的影响 |
| 4.5 硼微合金化对Ni-Mn-In合金力学性能的影响 |
| 4.6 硼微合金化对Ni-Mn-In合金弹热效应的影响 |
| 4.7 小结 |
| 5 高弹热循环稳定性Ni-Mn基磁性形状记忆合金的设计和研制 |
| 5.1 研究背景 |
| 5.2 高弹热循环稳定性Ni-Mn-In基合金的设计与制备 |
| 5.3 高弹热循环稳定性Ni-Mn-In基合金性能表征 |
| 5.3.1 压缩力学性能 |
| 5.3.2 马氏体相变的原位变温同步辐射表征 |
| 5.3.3 高弹热效应循环稳定性 |
| 5.3.4 磁驱动相变表征 |
| 5.4 高弹热循环稳定性Ni-Mn-In基合金的强化机制 |
| 5.4.1 微观组织及断口形貌 |
| 5.4.2 晶界强化机制 |
| 5.5 高弹热循环稳定性Ni-Mn-Sn基合金的设计研究 |
| 5.6 弹热性能评价 |
| 5.7 小结 |
| 6 碳添加对Ni-Mn-Ti形状记忆合金弹热性能的影响 |
| 6.1 研究背景 |
| 6.2 样品成分设计及制备 |
| 6.3 碳添加对Ni-Mn-Ti合金马氏体相变的影响 |
| 6.4 碳添加对Ni-Mn-Ti合金微观组织的影响 |
| 6.5 碳添加对Ni-Mn-Ti合金力学性能的影响 |
| 6.6 碳添加对Ni-Mn-Ti合金弹热效应的影响 |
| 6.7 碳添加的强化机制 |
| 6.8 碳和硼共同添加对Ni-Mn-Ti合金弹热性能的影响 |
| 6.9 小结 |
| 7 具有低滞后室温大弹热效应的Ti-Ni-Cu-Co合金的设计和研制 |
| 7.1 研究背景 |
| 7.2 样品制备与实验装置 |
| 7.3 相变温度调控设计 |
| 7.4 微观组织与取向表征 |
| 7.5 马氏体相变晶体学研究 |
| 7.5.1 相变路径 |
| 7.5.2 理论最大相变应变 |
| 7.5.3 几何相容性 |
| 7.6 弹热性能研究 |
| 7.6.1 应变速率对弹热效应的影响 |
| 7.6.2 应变大小对弹热效应的影响 |
| 7.6.3 弹热效应循环稳定性 |
| 7.6.4 弹热性能综合评价 |
| 7.7 小结 |
| 8 全文总结 |
| 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 |
（4）Mg-4Y-2Zn合金的组织结构演变和腐蚀行为研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 第一章 综述 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 概述 |
| 1.1.2 镁及镁合金的特性 |
| 1.1.3 稀土镁合金 |
| 1.2 镁合金中的LPSO(长周期有序堆垛)结构 |
| 1.2.1 LPSO结构的类型和结构 |
| 1.2.2 LPSO结构的形成和转化 |
| 1.3 镁合金的腐蚀 |
| 1.3.1 镁合金的腐蚀机理 |
| 1.3.2 含LPSO结构Mg-RE-Zn合金的腐蚀 |
| 1.4 表面机械研磨处理 |
| 1.4.1 表面梯度纳米化的概述 |
| 1.4.2 SMAT对合金组织结构演化的影响研究 |
| 1.4.3 SMAT对合金腐蚀行为的影响研究 |
| 1.5 课题研究意义及主要内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 实验方案及路线 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.2.1 合金熔炼 |
| 2.2.2 热处理 |
| 2.2.3 表面机械研磨处理 |
| 2.3 微观组织表征 |
| 2.3.1 光学显微镜表征 |
| 2.3.2 扫描电子显微组织观察 |
| 2.3.3 透射电子显微镜表征及样品制备方法 |
| 2.4 耐腐蚀性能测试 |
| 2.4.1 浸泡析氢实验 |
| 2.4.2 电化学测试 |
| 第三章 Mg-4Y-2Zn合金的非平衡组织演变行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 金相组织 |
| 3.3 SEM观察及EDS分析 |
| 3.4 TEM分析 |
| 3.4.1 铸造合金TEM分析 |
| 3.4.2 400℃固溶处理合金TEM分析 |
| 3.4.3 500℃固溶处理合金TEM分析 |
| 3.5 Mg-4Y-2Zn合金的微观组织演变 |
| 3.5.1 W相的演变 |
| 3.5.2 LPSO相的演变 |
| 3.5.3 富YZn相和富Y相的形成 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 Mg-4Y-2Zn合金表面纳米晶形成机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SMAT处理后Mg-4Y-2Zn合金的显微组织 |
| 4.3 铸态Mg-4Y-2Zn合金表面纳米晶形成 |
| 4.3.1 变形区域TEM分析 |
| 4.3.2 亚晶区域TEM分析 |
| 4.3.3 纳米晶区域TEM分析 |
| 4.3.4 变形机理分析 |
| 4.4 400℃固溶Mg-4Y-2Zn合金表面纳米晶形成 |
| 4.4.1 变形区域TEM分析 |
| 4.4.2 亚晶区域TEM分析 |
| 4.4.3 纳米晶区域TEM分析 |
| 4.4.4 变形机理分析 |
| 4.5 500℃固溶Mg-4Y-2Zn合金表面纳米晶形成 |
| 4.5.1 变形区域TEM分析 |
| 4.5.2 亚晶区域TEM分析 |
| 4.5.3 纳米晶区域TEM分析 |
| 4.5.4 变形机理分析 |
| 4.6 讨论 |
| 4.6.1 第二相对Mg-4Y-2Zn合金变形机理影响 |
| 4.6.2 SMAT处理中W相与LPSO相的溶解 |
| 4.6.3 动态再结晶的发生 |
| 4.7 小结 |
| 第五章 表面纳米化Mg-4Y-2Zn合金的腐蚀行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Mg-4Y-2Zn合金的腐蚀行为 |
| 5.2.1 浸泡析氢实验 |
| 5.2.2 电化学腐蚀行为 |
| 5.3 SMAT处理Mg-4Y-2Zn合金的腐蚀行为 |
| 5.3.1 浸泡析氢实验 |
| 5.3.2 电化学腐蚀行为 |
| 5.4 腐蚀形貌 |
| 5.5 腐蚀机理 |
| 5.5.1 固溶处理合金的腐蚀机理 |
| 5.5.2 SMAT处理合金的腐蚀机理 |
| 5.6 小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（5）第一原理研究合金元素对Beta钛合金界面及局域结构演变的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛及钛合金概述 |
| 1.2.1 钛的基本性质 |
| 1.2.2 钛的合金化及分类 |
| 1.3 β钛合金的固态相变 |
| 1.3.1 β钛合金的α平衡相 |
| 1.3.2 β钛合金的非平衡马氏体相 |
| 1.3.3 β钛合金的非平衡ω相 |
| 1.4 β钛合金的界面 |
| 1.4.1 β钛合金的孪晶界 |
| 1.4.2 β钛合金的相界面 |
| 1.5 本论文的研究内容和意义 |
| 第2章 理论基础与计算方法 |
| 2.1 波函数与薛定谔方程 |
| 2.2 密度泛函理论(Density Functional Theory) |
| 2.3 交换关联近似 |
| 2.4 计算工具 |
| 2.4.1 VASP软件简介 |
| 2.4.2 QE软件简介 |
| 2.5 虚晶近似(VCA) |
| 第3章 β/α"和β/ω界面结构及合金元素对界面的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 Ti-Mo、Ti-Nb和Ti-V合金的VCA方法评估 |
| 3.3.2 合金元素及其浓度对β、ω和α"相平衡晶格常数的影响 |
| 3.3.3 β/α"界面结构及能量 |
| 3.3.4 β/ω界面结构及能量 |
| 3.3.5 β钛合金元素对β/α"界面的影响 |
| 3.3.6 β钛合金元素对β/ω界面的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 (332)[11(?)]_β和(112)[11(?)]_β孪晶界的界面相 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 (332)[11(?)]_β孪晶界的界面结构 |
| 4.3.2 ITB_α"相的形成起源 |
| 4.3.3 (112)[11(?)]_β孪晶界的界面结构 |
| 4.3.4 ITB_ω相的形成起源 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 ω相协助(112)[11(?)]_β孪生 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法和模型 |
| 5.2.1 计算方法 |
| 5.2.2 (112)_β/(10(?)0)_ω两相界面和完整β相(112)_β面模型 |
| 5.2.3 广义平面层错能 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Ti-Mo合金中(112)[11(?)]_β孪晶形核 |
| 5.3.2 Ti-Nb和Ti-V合金中(112)[11(?)]_β孪晶形核 |
| 5.3.3 Ti-Mo合金中ω协助下的(112)[11(?)]_β孪晶生长 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 (332)[11(?)]_β孪晶界协助马氏体转变的机制研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法和模型 |
| 6.2.1 计算方法 |
| 6.2.2 (332)[11(?)]_β孪晶界模型 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 (332)[11(?)]_β孪晶界转变为α相的本征结构演变行为 |
| 6.3.2 驰豫法和G-SSNEB法获得原子路径的比较 |
| 6.3.3 马氏体在不同区域内的形成机制 |
| 6.3.4 从晶体学角度分析马氏体形核与结构演变 |
| 6.3.5 从热力学角度分析马氏体形核与结构演变 |
| 6.3.6 β稳定元素对马氏体相形核的影响 |
| 6.3.7 本章小结 |
| 第7章 全文总结 |
| 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 |
（6）BaZrO3坩埚真空感应熔炼TiNi形状记忆合金制备工艺及其组织性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 TiNi形状记忆合金概述 |
| 1.2.1 形状记忆合金的发展历程 |
| 1.2.2 TiNi合金中的热弹性马氏体相变行为 |
| 1.2.3 TiNi合金的性能 |
| 1.2.3.1 力学性能 |
| 1.2.3.2 形状记忆效应 |
| 1.2.3.3 超弹性 |
| 1.2.3.4 疲劳性能 |
| 1.2.4 TiNi合金中的吕德斯带变形行为 |
| 1.2.5 影响TiNi形状记忆合金性能的主要因素 |
| 1.2.5.1 温度的影响 |
| 1.2.5.2 化学成分的影响 |
| 1.2.5.3 显微组织及晶体缺陷的影响 |
| 1.2.5.4 析出相的影响 |
| 1.3 TiNi形状记忆合金的真空熔炼技术 |
| 1.3.1 TiNi合金熔炼技术的发展概述 |
| 1.3.1.1 真空自耗电弧炉的原理及其特点 |
| 1.3.1.2 真空感应熔炼的原理及其特点 |
| 1.3.2 TiNi合金真空感应熔炼耐火材料的研究现状 |
| 1.3.2.1 石墨耐火材料 |
| 1.3.2.2 CaO耐火材料 |
| 1.3.2.3 Al_2O_3耐火材料 |
| 1.3.2.4 钙钛矿结构耐火材料 |
| 1.4 研究目标、研究内容以及技术路线 |
| 1.4.1 选题背景和研究目标 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 技术路线 |
| 1.4.4 创新点 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 BaZrO_3坩埚的制备 |
| 2.1.2 熔炼原料的准备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 TiNi合金的真空感应熔炼 |
| 2.2.2 TiNi合金的轧制工艺 |
| 2.2.3 BaZrO_3坩埚和TiNi合金微观组织结构的分析表征 |
| 2.2.4 热弹性马氏体相变行为及合金性能的分析表征 |
| 第三章 TiNi合金真空感应熔炼工艺的优化以及合金熔体对BaZrO_3坩埚的侵蚀行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 TiNi合金真空感应熔炼制备工艺的优化 |
| 3.3.2 TiNi合金熔体对于BaZrO_3坩埚的侵蚀行为 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 铸态TiNi合金的显微组织结构 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 实验结果和讨论 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 TiNi合金性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 结果和讨论 |
| 5.3.1 铸态TiNi合金的力学性能和超弹性 |
| 5.3.2 轧制及真空退火后TiNi合金的性能 |
| 5.4 小结 |
| 第六章 TiNi合金应力诱导马氏体相变行为的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 实验结果与讨论 |
| 6.3.1 TiNi合金应力诱导马氏体相变的择优取向 |
| 6.3.2 TiNi合金的吕德斯带变形行为 |
| 6.3.3 TiNi合金在循环变形过程中的应力诱导马氏体相变 |
| 6.4 小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 致谢 |
（7）TC4/6061异种合金双焦点激光熔钎焊组织及接头性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 Ti/Al异种材料焊接的研究现状 |
| 1.2.1 搅拌摩擦焊 |
| 1.2.2 熔钎焊 |
| 1.3 Ti/Al接头界面IMC的研究现状 |
| 1.3.1 Ti-Al系二元IMC |
| 1.3.2 合金元素对界面IMC的影响 |
| 1.4 Ti/Al接头的热处理研究 |
| 1.4.1 热处理对Ti-Al系 IMC的影响 |
| 1.4.2 热处理对Ti-Al-Si系 IMC的影响 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 焊接试验母材 |
| 2.1.2 填充材料的选取 |
| 2.2 试验设备及试验方法 |
| 2.2.1 双焦点激光焊接试验系统 |
| 2.2.2 激光填粉焊接试验系统 |
| 2.2.3 焊接试样的制备 |
| 2.2.4 双焦点激光焊接试验方法 |
| 2.2.5 激光填粉焊接试验方法 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 显微组织分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 第3章 TC4/6061双焦点激光熔钎焊接头成形及组织性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TC4/6061双焦点激光熔钎焊特性研究 |
| 3.2.1 双焦点能量配比的选择 |
| 3.2.2 单、双焦点对焊缝成形的影响 |
| 3.2.3 界面IMC层及温度场的分布特征 |
| 3.2.4 接头抗拉强度 |
| 3.3 TC4/6061双焦点熔钎焊接头成形的主要影响因素 |
| 3.3.1 坡口形式的设计 |
| 3.3.2 工艺参数对焊缝成形的影响 |
| 3.4 TC4/6061双焦点熔钎焊接头界面IMC层组织特征分析 |
| 3.4.1 坡口形式对IMC层形貌的影响 |
| 3.4.2 热输入对IMC层形貌的影响 |
| 3.4.3 界面温度场与IMC层分布的关系 |
| 3.5 界面IMC层对TC4/6061双焦点熔钎焊接头断裂行为的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 热处理对TC4/6061接头组织及性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 TC4/6061 接头热处理方案设计 |
| 4.3 热处理过程对钎焊区微观组织的影响 |
| 4.3.1 焊接接头原始组织 |
| 4.3.2 530℃保温下界面IMC层的微观组织演变 |
| 4.3.3 530℃保温对界面IMC层物相的影响 |
| 4.3.4 界面IMC层的生长动力学 |
| 4.4 热处理过程对熔焊区微观组织的影响 |
| 4.5 热处理对TC4/6061 接头性能的影响 |
| 4.5.1 显微硬度 |
| 4.5.2 拉伸性能 |
| 4.6 小结 |
| 第5章 Si含量对界面反应及接头性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Si含量对焊缝成形的影响 |
| 5.2.1 试验方案设计 |
| 5.2.2 接头宏观成形 |
| 5.3 Si含量对钎焊界面IMC层微观组织的影响 |
| 5.3.1 界面IMC层形貌分析 |
| 5.3.2 不同Si含量对界面IMC层物相的影响 |
| 5.4 钎焊界面温度场计算与分析 |
| 5.5 界面反应热力学过程分析 |
| 5.5.1 计算原理 |
| 5.5.2 界面反应热力学分析 |
| 5.5.3 界面反应机制 |
| 5.6 Si含量对接头力学行为的影响 |
| 5.7 小结 |
| 第6章 基于激光填粉焊接和热处理的TC4/6061 接头强化 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 TC4/6061 激光填粉焊接特性 |
| 6.2.1 试验方案设计 |
| 6.2.2 焊缝宏观成形分析 |
| 6.2.3 界面IMC微观组织分析 |
| 6.2.4 接头抗拉强度 |
| 6.3 TC4/6061 填粉接头焊后热处理 |
| 6.3.1 显微硬度 |
| 6.3.2 界面IMC层组织演变 |
| 6.3.3 熔焊区微观组织分析 |
| 6.3.4 接头断裂行为 |
| 6.4 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 |
（8）应变速率对非晶合金及其复合材料力学行为的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 非晶合金 |
| 1.1.1 非晶合金简介 |
| 1.1.2 非晶合金的结构 |
| 1.1.3 非晶合金的变形机制 |
| 1.2 非晶合金复合材料 |
| 1.2.1 外加型非晶复合材料 |
| 1.2.2 内生型非晶复合材料 |
| 1.3 非晶合金及其复合材料的动态力学行为 |
| 1.3.1 材料动态力学行为研究方法 |
| 1.3.2 非晶合金在不同应变速率下的力学行为 |
| 1.3.3 非晶复合材料在不同应变速率下的力学行为 |
| 1.3.4 非晶合金及其复合材料动态力学行为研究难点 |
| 1.4 本研究的选题意义与研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 原材料配置和合金熔炼 |
| 2.1.2 浇铸成形 |
| 2.1.3 切割磨抛 |
| 2.2 结构表征 |
| 2.3 性能表征 |
| 第3章 分离式霍普金森压杆的一维模型 |
| 3.1 SHPB的理论模型和实验验证 |
| 3.1.1 子弹模型和实验验证 |
| 3.1.2 整形后的入射波模型和实验验证 |
| 3.1.3 SHPB模拟和实验验证 |
| 3.2 利用整形器实现中等应变速率加载 |
| 3.2.1 理论预测整形器实现长脉冲 |
| 3.2.2 长脉冲的分离 |
| 3.2.3 不同整形器实现长脉冲的实验研究 |
| 3.3 SHPB中断实验 |
| 3.3.1 理论预测 |
| 3.3.2 限位块 |
| 3.3.3 单脉冲加载拓展 |
| 3.3.4 控制子弹长度 |
| 3.3.5 特殊的整形器设计 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 应变速率对非晶合金力学行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 非晶合金动态力学行为的影响因素 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 不同应变速率下非晶合金力学行为的影响因素 |
| 4.2.3 不同应变速率下CuZr基系列非晶合金的力学行为 |
| 4.3 非晶合金动态压缩强度和断裂行为的关联 |
| 4.3.1 实验方法 |
| 4.3.2 不同应变速率下的力学性能 |
| 4.3.3 断裂行为 |
| 4.3.4 压缩强度的Weibull统计 |
| 4.3.5 动态压缩强度与断裂行为之间的关联 |
| 4.3.6 动态压缩强度具有高分散性的原因 |
| 4.4 非晶合金在宽应变速率范围内的力学行为 |
| 4.4.1 实验方法 |
| 4.4.2 实现对非晶合金中高应变速率加载 |
| 4.4.3 不同应变速率下应力应变曲线 |
| 4.4.4 不同应变速率下断裂形貌 |
| 4.4.5 不同应变速率下屈服强度模型预测 |
| 4.5 非晶合金高应变速率下断裂行为的分形研究 |
| 4.5.1 实验方法 |
| 4.5.2 高应变速率下应力应变曲线 |
| 4.5.3 高应变速率下断裂形貌 |
| 4.5.4 碎块质量统计分析 |
| 4.6 非晶合金动态中断实验初探 |
| 4.6.1 实验方法 |
| 4.6.2 实验结果和讨论 |
| 4.7 小结 |
| 第5章 应变速率对非晶复合材料力学行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 CuZr基系列非晶复合材料在应变速率下的力学行为 |
| 5.3.1 微观结构和热稳定性 |
| 5.3.2 不同应变速率下应力应变曲线 |
| 5.3.3 断口形貌分析 |
| 5.3.4 第二相对复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 稳定β枝品相非晶复合材料不同应变速率下的力学行为 |
| 5.4.1 铸态合金的微观结构 |
| 5.4.2 不同应变速率下的应力应变曲线 |
| 5.4.3 加载过程中剪切带演化 |
| 5.4.4 断口形貌分析 |
| 5.4.5 不同应变速率下加载过程中微观结构演化 |
| 5.4.6 具有较大动态压缩塑性的原因 |
| 5.5 亚稳β枝晶相非晶复合材料不同应变速率下的力学行为 |
| 5.5.1 铸态合金的微观结构 |
| 5.5.2 不同应变速率下的应力应变曲线 |
| 5.5.3 剪切带演化和断裂形貌 |
| 5.5.4 不同应变速率下加载过程中微观结构演化 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 结论和展望 |
| 6.1 总结论 |
| 6.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文和其他研究成果 |
（9）Ti-Cu基钎料设计及钛合金/不锈钢真空钎焊机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 钛合金与不锈钢的焊接性分析 |
| 1.3 钛合金与不锈钢焊接研究进展 |
| 1.3.1 熔焊 |
| 1.3.2 固相焊 |
| 1.3.3 钎焊 |
| 1.4 研究目的及主要内容 |
| 2 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 钎料设计及制备 |
| 2.2 试验过程 |
| 2.2.1 钎料润湿性试验 |
| 2.2.2 钎焊试验 |
| 2.3 接头微观组织和力学性能表征 |
| 2.3.1 接头微观组织表征 |
| 2.3.2 接头力学性能表征 |
| 3 TC4钛合金/Ti_(33.3)Zr_(16.7)Cu_(50-x)Ni_x/316L不锈钢钎焊接头研究 |
| 3.1 钎料晶体结构表征和差热分析 |
| 3.2 钎料对母材的润湿铺展性研究 |
| 3.2.1 铺展面积分析 |
| 3.2.2 铺展试样微观组织 |
| 3.3 TC4钛合金/316L不锈钢钎焊接头界面微观组织分析 |
| 3.3.1 接头元素分布 |
| 3.3.2 反应物相分析 |
| 3.4 接头微观组织和剪切性能演变 |
| 3.4.1 接头组织演变 |
| 3.4.2 反应区形成机理 |
| 3.4.3 Cu和Ni扩散行为分析 |
| 3.4.4 接头剪切强度 |
| 3.5 接头断裂分析 |
| 3.5.1 接头断裂路径 |
| 3.5.2 接头断口分析 |
| 3.5.3 接头断裂原因分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 TC4钛合金/Ti_(50-x)Zr_xCu_(39)Ni_(11)/316L不锈钢钎焊接头研究 |
| 4.1 钎料晶体结构表征和差热分析 |
| 4.2 钎料对母材的润湿铺展性研究 |
| 4.2.1 铺展面积分析 |
| 4.2.2 铺展试样微观组织 |
| 4.3 接头微观组织演变和剪切性能 |
| 4.3.1 钎焊温度和钎料中Zr含量对接头组织的影响 |
| 4.3.2 钎焊时间和钎料中Zr含量对接头组织的影响 |
| 4.3.3 亚微米析出相分析 |
| 4.3.4 Zr和Ti扩散行为分析 |
| 4.3.5 接头剪切强度 |
| 4.4 接头断裂分析 |
| 4.5 界面区热力学分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 TC4钛合金/Ti_(38.8-x)Zr_(11.2)V_xCu_(39)Ni_(11)/316L不锈钢钎焊接头研究 |
| 5.1 钎料晶体结构表征和差热分析 |
| 5.2 钎料对母材的润湿铺展性研究 |
| 5.2.1 铺展面积分析 |
| 5.2.2 铺展试样组织分析 |
| 5.3 接头微观组织演变和剪切性能 |
| 5.3.1 钎焊温度和钎料中V含量对接头微观组织的影响 |
| 5.3.2 钎焊时间和钎料中V含量对接头微观组织的影响 |
| 5.3.3 界面区生长行为研究 |
| 5.3.4 V和Ti扩散行为分析 |
| 5.3.5 接头剪切强度 |
| 5.4 接头断裂分析 |
| 5.4.1 接头断裂路径 |
| 5.4.2 裂纹起源分析 |
| 5.4.3 裂纹扩展分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）镍铝青铜合金的成分优化与耐蚀机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 铜合金在海洋工程领域的应用 |
| 1.3 镍铝青铜合金的发展历程 |
| 1.4 镍铝青铜合金的研究现状 |
| 1.4.1 镍铝青铜合金的典型组织 |
| 1.4.2 镍铝青铜合金的腐蚀类型 |
| 1.4.3 流动腐蚀的研究方法 |
| 1.5 提高镍铝青铜合金耐腐蚀性能的方法 |
| 1.5.1 合金成分优化 |
| 1.5.2 热处理及塑性变形 |
| 1.5.3 表面处理 |
| 1.6 本文主要研究思路 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.2 镍铝青铜合金的熔炼 |
| 2.3 显微组织分析方法 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 维氏硬度 |
| 2.4.2 拉伸性能 |
| 2.5 耐腐蚀性能测试 |
| 2.5.1 静态浸泡失重测试 |
| 2.5.2 电化学阻抗谱测试 |
| 2.5.3 动态腐蚀性能测试 |
| 3 Ni含量对镍铝青铜合金静态腐蚀行为的影响 |
| 3.1 Ni含量对NAB合金显微组织的影响 |
| 3.2 Ni含量对NAB合金力学性能的影响 |
| 3.2.1 Ni含量对NAB合金拉伸性能和硬度的影响 |
| 3.2.2 Ni含量对NAB合金断口形貌的影响 |
| 3.3 Ni含量对NAB合金静态腐蚀性能的影响 |
| 3.3.1 Ni含量对NAB合金静态浸泡腐蚀速率的影响 |
| 3.3.2 Ni含量对NAB合金表面腐蚀产物和腐蚀形貌的影响 |
| 3.3.3 Ni含量对NAB合金局部腐蚀深度的影响 |
| 3.3.4 Ni含量对NAB合金电化学腐蚀行为的影响 |
| 3.3.5 Ni含量提高改善NAB合金耐腐蚀性能机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 镍铝青铜合金的电化学腐蚀机制和动态腐蚀行为 |
| 4.1 开路电位变化初步判定腐蚀机制 |
| 4.2 NAB合金阴极电化学反应机制 |
| 4.2.1 NAB合金阴极极化特征 |
| 4.2.2 NAB合金阴极反应传质行为 |
| 4.2.3 NAB合金阴极反应电荷传递行为 |
| 4.3 NAB合金阳极电化学反应机制 |
| 4.3.1 NAB合金阳极极化特征 |
| 4.3.2 NAB合金表观Tafel区电化学行为 |
| 4.3.3 NAB合金阳极反应电荷传递行为 |
| 4.4 Ni含量对NAB合金层流腐蚀性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Fe含量对镍铝青铜合金静态和动态腐蚀行为的影响 |
| 5.1 Fe含量对NAB合金显微组织的影响 |
| 5.2 Fe含量对NAB合金力学性能的影响 |
| 5.2.1 Fe含量对NAB合金拉伸性能和硬度的影响 |
| 5.2.2 Fe含量对NAB合金断口形貌的影响 |
| 5.3 Fe含量对NAB合金静态腐蚀性能的影响 |
| 5.3.1 Fe含量对NAB合金静态浸泡腐蚀速率的影响 |
| 5.3.2 Fe含量对NAB合金表面腐蚀产物和腐蚀形貌的影响 |
| 5.3.3 Fe含量对NAB合金局部腐蚀深度的影响 |
| 5.3.4 Fe含量对NAB合金电化学腐蚀行为的影响 |
| 5.3.5 Fe含量降低改善NAB合金耐腐蚀性能机理 |
| 5.4 Fe含量对NAB合金层流腐蚀性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 镍铝青铜合金在阀门铸件中的应用 |
| 6.1 阀门零件的制备 |
| 6.2 阀门零件的显微组织 |
| 6.3 阀门零件的力学性能 |
| 6.4 阀门零件的流动腐蚀性能 |
| 6.4.1 Ni元素含量对阀门零件紊流腐蚀性能的影响 |
| 6.4.2 Fe元素含量对阀门零件紊流腐蚀性能的影响 |
| 6.5 力学性能和腐蚀性能综合对比 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、Crystalline structure and morphology of X phase in Cu Al-Ni-Mn-Ti alloy（论文参考文献）
- [1]Ti对新型耐热铝合金微观组织和高温力学性能的影响[J]. 尹冬松,张宁,张任旭,王锰,殷波. 黑龙江科技大学学报, 2021(06)
- [2]过渡金属元素对（Zr,W）C固溶体稳定性及第二相析出的影响[D]. 陈师杏. 哈尔滨工业大学, 2021
- [3]Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金弹热性能研究[D]. 杨质. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]Mg-4Y-2Zn合金的组织结构演变和腐蚀行为研究[D]. 曹苗苗. 太原科技大学, 2021
- [5]第一原理研究合金元素对Beta钛合金界面及局域结构演变的影响[D]. 陈秋捷. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [6]BaZrO3坩埚真空感应熔炼TiNi形状记忆合金制备工艺及其组织性能的研究[D]. 高鹏越. 上海大学, 2021
- [7]TC4/6061异种合金双焦点激光熔钎焊组织及接头性能调控[D]. 李鹏. 哈尔滨工业大学, 2020
- [8]应变速率对非晶合金及其复合材料力学行为的影响[D]. 李文青. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [9]Ti-Cu基钎料设计及钛合金/不锈钢真空钎焊机理研究[D]. 夏月庆. 大连理工大学, 2020(01)
- [10]镍铝青铜合金的成分优化与耐蚀机制[D]. 杨芬芬. 大连理工大学, 2020(07)