一、自由落体条件下的快速偏晶凝固（论文文献综述）
阮莹,胡亮,闫娜,解文军,魏炳波[1]（2020）在《空间材料科学研究进展与未来趋势》文中提出空间材料科学是材料科学与空间技术相融合形成的一个交叉学科领域.它萌生于20世纪中期的空间探索实验,伴随着载人航天的迅速发展逐步成长为材料科学中一个相对完整的分支学科.我国即将迎来自己的空间站时代,从而为此新兴学科带来更广阔前景.本文系统总结了最近二十年来国内外在空间环境物理化学特征、空间条件下材料的液态性质与相变动力学、空间材料制备成形过程运动学,以及空间环境中材料组织与性能调控等四方面研究的主要进展,并分析展望了这一学科领域的未来发展趋势.
翟薇,常健,耿德路,魏炳波[2]（2019）在《金属材料凝固过程研究现状与未来展望》文中研究表明金属凝固作为冶金铸造技术的一个重要工艺过程,经历了从古老技艺向现代科学的漫长演化,于20世纪后半叶发展成为材料科学中一个相对完整的学科领域。随着各种相关高新技术的不断涌现,特别是信息化时代的到来,凝固科学技术正在迅速转型发展。本文系统总结了最近20年来国内外在液态合金的微观结构与物化性质、晶体形核与过程调控、凝固组织形成机理、超常凝固动力学以及新型材料凝固制备成形等五方面研究的主要进展,并分析展望了这一学科领域的未来发展趋势。
贾鹏[3]（2019）在《铝基难混溶合金液相分离及凝固组织的调控》文中研究表明本文研究了Sn–Bi合金液–液结构转变的本质、热力学及动力学特征;研究了液–液结构转变对Sn–Bi合金凝固历程和凝固结构的影响。研究了Cu–Sn合金原子团簇结构的成分依赖性。研究了稀土La的添加量对Al–Bi难混溶合金宏观偏析的影响。在二元合金液态结构转变及液相分离的基础上,进一步研究了Al–Bi–Sn三元难混溶合金的液–液相分离及凝固历程;研究了熔体过热处理对合金凝固结构的影响,研究了难混溶合金液相分离的动力学,研究了少数富Bi相液滴形貌的尺寸依赖性。研究了成分对Al–Bi–Sn难混溶合金凝固结构的影响。研究了合金成分、铜辊转速和熔体过热处理温度对Al–Bi–Sn合金条带的厚度、宽度、物相组成和微观结构的影响。具体研究内容如下:（1）采用电阻率法和DSC法研究了Sn50Bi50合金液–液结构转变（L-LST）的热力学及动力学特征。结果表明:Sn50Bi50合金的液–液结构转变属于一阶热力学相变,转变速率受温度及转化率的影响。液–液结构转变的本质是含残留Sn–Sn共价键原子团簇结构的重排及伴随的电子结构的变化。Kissinger、Ozawa和Doyle方法皆适用于液–液结构转变热力学的研究,并建立了利用比热容研究液–液结构转变热力学的策略。（2）通过利用高温熔体X射线衍射仪和高温原位霍尔效应仪等直接表征手段,以及电阻率、密度、黏度和热分析等间接表征手段,研究了Sn75Bi25合金液–液结构转变（L-LST）的本质、热力学和动力学特征。结果表明:Sn75Bi25合金在990–1068 K（升温过程）和865–945 K（降温过程）发生的一阶可逆的热力学相变。从原子或分子结构的角度来看,液–液结构转变的本质为共价键原子团簇的结构重排。液–液结构转变反映了熔体结构的质变。虽然液–液结构转变后,共价原子团簇的结构重排依然,但仅为熔体结构的量变过程。从电子结构的角度来看,液–液结构转变的本质是电子由局域态向拓展态的跃迁。该项工作建立了原子结构和电子结构相结合研究液–液结构转变的新策略,有助于从原子核电子层面揭示液–液结构转变的本质。研究了液–液结构转变对Sn75Bi25合金凝固行为和微观结构的影响,结果表明:合金经历了液–液结构转变具有较高的过冷度,最终导致共晶相体积分数增大,共晶相间距减小。（3）采用电阻率和黏度法研究了CuxSn100-x（x=0、10、20、33、40、50、60、75、80和100）合金?的熔体结构。实验发现:Cu75Sn25和Cu80Sn20合金熔体具有负的电阻率温度系数（TCR）,Cu75Sn25合金熔体具有最小的电阻率温度系数24μΩcm K-1。其它Cu–Sn合金熔体具有正的TCR。分析可知:Cu–Sn合金中存在Cu75Sn25原子团簇。在电阻率理论和质量守恒定律的基础上,建立了计算Cu75Sn25原子团簇含量的方法。结果表明:Cu75Sn25合金熔体具有最高含量的Cu75Sn25原子团簇和最高粘流活化能,这进一步证明了Cu–Sn合金中Cu75Sn25原子团簇的存在。该项工作建立了熔体结构与电阻率之间的定量关系,为熔体结构研究提供了参考和借鉴。（4）宏观偏析是匀质难混溶合金制备长期面临的挑战。为了解决这一难题,研究了稀土La对Al–25Bi难混溶合金重力偏析的影响。结果表明,添加La可以完全抑制Al–25Bi合金的重力偏析,形成匀质难混溶合金。匀质难混溶合金的形成机理为富Bi相液滴在原位析出的LaBi2相上异质形核,形成针状LaBi2@Bi复合相液滴,显着降低了富Bi相液滴聚并的概率,有效抑制了富Bi相液滴长大（异质形核效应）;。针状LaBi2@Bi复合相液滴在沉降的过程中,遇到的阻力较大,沉降速率较小（形状效应）。该项工作指出了复合相液滴形状对于匀质难混溶合金形成的重要影响,是匀质难混溶合金形成的主要原因,并指出LaBi2@Bi复合相液滴中LaBi2的体积分数显着影响合金的宏观偏析,为匀质难混溶合金的制备提供新的思路。（5）采用DSC法和原位电阻率法研究Al75Bi9Sn16难混溶合金的液–液相分离和凝固历程,确定熔体过热处理的工艺参数。利用X射线衍射仪和场发射扫描电子显微镜,研究熔体过热处理对Al–Bi–Sn难混溶合金相组成和凝固组织的影响,探究难混溶合金的凝固组织对熔体过热处理的敏感度,提出一种新的提高Al75Bi9Sn16难混溶合金核壳结构形成能力的策略。探究液–液相分离中液滴形貌的尺寸依赖性。结果表明:原位电阻率法是一种研究难混溶合金液–液相分离的有效方法。改进的电阻模型可以研究难混溶合金的液–液相分离动力学和计算少数液相的体积分数,揭示液相分离过程和建立难混溶合金的相图。液–液相分离过程分为三个阶段:984–1028 K（形核阶段）、925–984 K（扩散和布朗聚并阶段）和866–925 K（迁移聚并阶段）。熔体的过热处理可以促进Al75Bi9Sn16难混溶合金形成S2c–s（Sn–Bi,Al）核壳结构（富Sn–Bi相为核,富Al相为壳）。为核壳胶囊材料的制备,提供有益的参考。熔体过热处理通过增大凝固时间t0和降低平均凝固速率v和熔体的黏度η,促进S2c-s（Sn–Bi,Al）核壳结构的形成。液滴形貌具有较强的尺寸依赖性:当液滴凝固小于临界半径rc时,液滴易于恢复球形;当液滴凝固大于临界半径rc时,液滴持续发生变形,直至迁移至界面张力梯度?σ极小处附近,方可自发恢复为球形液滴。（6）研究了合金成分与Al100-x(Bi45Sn55)x（x=5、15、25和35）合金凝固结构的相关性,结果表明:随着Al含量的降低,少数相液滴的聚并程度增大,Sfh、Smc、S2c-s和S3c-s结构。聚并程度增大的原因如下:难混溶区的宽度增大（0–146 K）;少数相液滴的体积分数增大（8.91%–49.98%）;液–液相分离的时间增大（0–0.46 s）;凝固速率降低(10.2–4.6 mm s-1)。在铸态Al–Bi–Sn难混溶合金中存在核壳互换,较低熔点液滴的热点效应是造成较低熔点颗粒周围晶粒尺寸较大的原因。这项工作建立了合金组分与液滴碰撞概率之间的定量关系,揭示Al–Bi–Sn难混溶合金结构随成分演化的内在原因,为难混溶合金结构调控提供参考。（7）采用单辊旋淬技术制备Al85Bi6Sn9、Al75Bi9Sn16、Al60Bi14.4Sn25.6和Al45Bi19.8Sn35.2难混溶合金条带。研究了合金成分、铜辊转速和熔体过热处理温度对Al–Bi–Sn合金条带的厚度、宽度、物相组成和微观结构的影响。结果表明:Al–Bi–Sn合金带中存在（Al）、（Bi）和（Sn）固溶体相。当铜辊转速大于2000 rpm时,合金中有非晶相形成。随着Al含量的增大或熔体过热温度的下降,合金条带的厚度增大,宽度减小。随着铜辊转速的增大,富Sn–Bi相和富Al相的晶粒尺寸逐渐减小。虽然快速凝固可显着抑制合金的宏观偏析,但微观偏析依然存在。经1183 K熔体过热处理,Al75Bi9Sn16的晶粒尺寸最小。本项工作从热力学和动力学的角度分析了熔体热处理对Al–Bi–Sn合金条带微观结构的影响,晶粒尺寸和形貌的变化归因于迁移速率、凝固速率和液–液相分离时间（L-LPS）的差异。该项工作有助于理解成分和熔体处理对难混溶合金微观结构的影响。
张煜博[4]（2019）在《Al-In偏晶合金凝固组织微观结构演变过程的研究》文中研究说明Al-In偏晶合金是一种具有良好软磁性的合金,其低矫顽力的特性使得其广泛应用于工业电机、变压器等原件设备的电芯。但其材料的优良组织特性仅在弥散相均匀分布的凝固组织中才得以体现,而偏晶合金在凝固至组元难混溶区间时将分解为两个难混溶的液相,极易造成偏晶合金产生严重的偏析甚至出现两相分层等现象,极大的限制了该类偏晶合金的研究与发展。本文选取Al-In偏晶合金为研究对象,针对其在无重力、常规重力、稳恒磁场、旋转磁场以及不同组分等条件下进行偏晶合金凝固过程的模拟及部分实验研究,力求探寻控制偏晶合金均匀凝固的新途径。模拟方面本文采用欧拉-欧拉法建立了能够描述Al-In偏晶合金难混溶区凝固过程弥散相形核、扩散长大、Ostwald熟化、Marangoni迁移、稳恒磁场、旋转磁场等复杂物理过程的数学模型,并以守恒方程为基础建立了宏观能量传输的数学模型,即建立了源项、非稳态相、扩散相、对流相等组成的可以描述偏晶合金凝固过程的偏微分方程组。并基于CFD计算流体力学商业软件,在C++语言编译的运算程序二次开发中实现方程双精度耦合求解。并通过模拟所得的凝固过程中的基体相温度场、弥散相速度场、体积分数场以及液滴直径分布等凝固组织演变情况分析各种条件对偏晶合金凝固组织均匀程度的影响。同时本文进行了 Al-In偏晶合金在常规重力条件下的模拟实验,得到重力作用下的偏晶合金微观组织,并进行分析。模拟结果表明在无重力作用条件下,由温度梯度所引起的Marangoni力在偏晶合金凝固过程中起主要作用,当存在重力作用时,由于重力所产生的对流强度大于Marangoni力所产生的对流,因此重力成为造成偏晶合金凝固组织宏观偏析的主要诱因。当施加1T稳恒磁场时重力对流的作用被明显抑制,在磁场作用下弥散相液滴的最大速度仅为存在重力条件下的14.4%;磁场作用下弥散相液滴直径最大值较仅有重力情况下减少2.2μm,由此可见在磁场的作用下,弥散相液滴的迁移速率被抑制,减轻了偏晶合金两相间的对流,使得凝固组织分布更加均匀。在强度为1T,旋转频率为36Hz的旋转磁场条件下旋转磁场与金属熔体之间产生的变化的Lorentz力起到了充分搅拌及阻碍液滴对流的现象,使得基体相温度场较稳恒磁场更加均匀,更有利于均匀的凝固组织形成。开展了 Al-5%In偏晶合金的凝固实验,结果表明常规重力作用下Al-In偏晶合金实验结果的显微组织产生了较明显的偏析现象。沿重力方向,试样出现了明显的上下分层现象,造成了偏晶合金凝固组织分布不均。重力条件下模拟结果与实验结果从数量关系到趋势基本一致,再次验证了建立的模拟模型及采用的模拟方法的准确性
谢敏,王梅丰,戴晓琴,雷剑波,王春霞,周圣丰[5]（2019）在《综论偏晶合金的制备技术:外场下凝固、快速凝固及激光技术》文中研究指明当偏晶合金液过冷至液相分离温度（Tsep）以下时,进入亚稳态难混溶区间,由单一液相分离成两个液相:L1（主体液相,质量分数大于50%）与L2（次生液相,收缩成液滴）。微观组织演化呈现三个阶段:（1）相分离自发进行阶段;（2）主体相合金熔体进入结晶过程;（3）残余的次生相合金熔体进入凝固阶段。尤其是当次生相凝固后弥散分布于主体相基体内时,偏晶合金具有高强、高导以及高耐磨性能,其在航空航天和汽车等工业领域具有重要的应用前景,长期以来受到了研究者的广泛关注。偏晶合金组织结构特征有两种,即第二相弥散型和核/壳结构型。然而,常规凝固条件下,制备的偏晶合金极易形成严重偏析或分层组织,导致制备大块匀质偏晶合金变得困难。为了深入研究偏晶合金液相分离行为,以及微结构特征对偏晶合金性能的影响,研究者提出了许多制备偏晶合金的方法。早在1958年,液相分离现象就在Cu-Fe偏晶合金中被发现,当即引起学者们的广泛关注。近年来,为了制备组织均匀和性能优异的偏晶合金,开发了许多外场作用下的偏晶合金制备方法,旨在消除常规重力场下熔体对流造成的凝固组织偏析、位错、空洞等缺陷。例如,在微重力场条件下,对流作用减弱,可制备接近无偏析的凝固组织;在电磁场条件下,实现了对材料工艺过程的控制和材料组织与性能的改善;在直流磁场和电场交互作用下,熔体流动得到抑制,实现了电磁搅拌控制凝固;在交流磁场和电场交互作用下,实现了电磁搅拌和电磁悬浮,达到减小偏析和改善组织结构特征的目的;在超声场作用下,实现了材料无容器凝固。此外,快速凝固是一个典型的非平衡相变过程,可以消除合金的溶质偏析,获得常规凝固条件下无法获得的成分、相结构和显微组织,显着提高合金的强度、塑性、韧性、延展性和磁性等。为深入了解各类偏晶合金的制备方法,本文主要从外场下凝固、快速凝固、激光技术角度综述了偏晶合金的各种凝固制备工艺和研究方法。
赵九洲,江鸿翔[6]（2018）在《偏晶合金凝固过程研究进展》文中研究指明偏晶合金十分广泛,若能将其制成原位复合材料,如:弥散型复合材料、壳/核结构复合材料或第二相呈现纤维状排列的复合材料等,则其中许多具有优异性能,工业应用前景广阔。但该类合金凝固时首先发生液-液相变,生成2个互不混溶的液相,在常规的凝固条件下,极易形成相偏析严重乃至两相分层的凝固组织。近年来,偏晶合金凝固理论及凝固组织控制研究受到了材料科学领域的高度重视,人们在空间和地面上开展了大量实验,尝试了用电场、磁场、微合金化等方法控制偏晶合金凝固组织的可行性,并结合实验开展了深入的建模与模拟研究。本文综述了近年来有关偏晶合金凝固过程研究的进展,展望了本领域今后的发展趋势。
满田囡[7]（2018）在《原位生成相抑制Al-Bi难混溶合金液相分离及其作用的研究》文中认为难混溶合金是一类具有优异性能的材料,在航空、汽车、电子等领域具有广泛的应用前景。常规的铸造条件下,由于两液相间较大的比重差,极易发生液相分离,形成宏观偏析乃至分层的凝固组织,限制了该类合金的应用。难混溶合金的液相分离行为包括形核、扩散长大、Ostwald粗化、Stokes运动、Marangoni迁移和碰撞凝并等一系列过程。近年来,多元难混溶合金的凝固行为成为了科研人员研究的热点,通过添加组元生成新的固相,来抑制难混溶合金的液相分离。开展生成固相下的难混溶合金凝固机理的研究,对制备均质难混溶合金材料具有十分重要的意义。本文添加不同组元（Ti、B、RE、Cu）到Al-Bi难混溶合金中,研究原位生成相抑制Al-Bi难混溶合金液相分离的作用机理及其对性能的影响。在凝固过程中原位反应生成新的固相来抑制富Bi相液滴的沉降,进而细化Al-Bi难混溶合金的凝固组织,提高合金的力学性能。分析了原位生成相的种类、形态及其与富Bi相液滴的相互作用,研究了原位生成相对富Bi相液滴的形核、长大、运动和凝固组织的影响规律及作用机理,考察了不同添加量、冷却速度等工艺参数对合金凝固组织的影响,同时研究了不同Al-Bi-X难混溶合金体系的力学性能。本文研究选择Ti、B、RE（Ce、Nd）以及Cu元素添加到Al-Bi难混溶合金中,研究了不同合金成分的原位生成相分别对Al-Bi-Ti、Al-Bi-B、Al-Bi-RE、Al-Bi-RE-Cu四个难混溶合金体系液相分离的抑制机制及对其性能的影响,研究结果表明:（1）添加第三组元（Ti、B和RE）到Al-Bi难混溶合金中,原位生成了 Al3Ti、AlB2、Bi2RE（Ce、Nd）三种不同合金成分的原位生成相,不同程度地抑制了富Bi相液滴的沉降,减小了富Bi相液滴的尺寸,增大了富Bi相液滴的分布密度,进而促进不同尺寸的富Bi相液滴的均匀分布。根据原位生成相与富Bi相液滴之间的不同的相互作用机理,制备了具有不同尺寸的富Bi相液滴均匀分布的Al-Bi难混溶合金。（2）在Al-Bi-X系难混溶合金中,建立了原位生成相与富Bi相液滴的相互作用模型。原位生成的Al3Ti相与富Bi相液滴呈完全不润湿状态,密集的分布阻碍了 Al基体的流动,同时Al3Ti相穿插在富Bi相液滴的空隙间,在熔体中形成了物理阻碍,抑制了富Bi相液滴的沉降和凝并;原位生成的AlB2相与富Bi相液滴呈部分润湿状态,富Bi相液滴依附在AlB2相上形核长大,作为异质形核质点促进其形核;原位生成的Bi2Ce相和Bi2Nd相与富Bi相液滴呈完全润湿状态,作为异质形核质点促进其形核,提高了其形核率,最终Bi2RE相被包裹在富Bi相液滴中。根据原位生成相与富Bi相液滴之间的润湿状态,对富Bi相液滴细化程度排序为Bi2RE相、AlB2相、Al3Ti相,其中Bi2RE相对富Bi相液滴的细化程度最显着。同时建立了 Al-Bi-RE难混溶合金凝固过程的数值模拟模型,与实验结果共同揭示了不同时间点富Bi相液滴的形核及空间分布规律。（3）通过添加第三组元（Ti、B和RE）到Al-Bi难混溶合金中,原位生成相促进了软质Bi相的均匀分布,从而降低了合金的摩擦系数;同时原位生成相作为摩擦磨损过程中的主要承载体,降低了合金的磨损量,提高了 Al-Bi-X难混溶合金的耐磨性能。进一步添加Cu元素到Al-Bi-RE难混溶合金中,原位生成的Al2Cu硬质相与Bi2RE相共同作用,使合金硬度和耐磨性能大幅度提高。
孙晓思[8]（2018）在《难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离机制及组织控制》文中认为难混溶合金因其在冷却过程中极易发生液相分离现象从而严重降低了其凝固组织的利用价值,很大程度上限制了此类合金的应用和发展。根据合金熔体液相分离的特点不同,难混溶合金可分为两类:一类是以偏晶合金为代表的稳态难混溶合金,另一类则是以部分包晶合金为代表的亚稳态难混溶合金。其中,稳态难混溶合金中Cu-Pb偏晶合金以其自身优良的自润滑性能备受各个领域的广泛关注;Cu-Fe合金作为典型的亚稳态难混溶合金,因其优良的导电性能及低廉的成本等特点,受到广泛关注。本文选取Cu-40wt.%Pb、Cu-15wt.%Fe、Cu-35wt.%Fe为研究对象,采用玻璃熔融净化与循环过热相结合的方法,研究其液相分离过程及凝固组织演化机制,同时通过加入第三组元及施加脉冲电流的手段,实现对难混溶合金凝固组织的控制,取得的研究成果如下:利用铜模快淬的方法制备了Cu-40wt.%Pb过偏晶合金试样,结合能谱分析及相关理论得出结论,液相分离初期,L1富Cu相作为优先相首相从合金熔体中液相形核,对于难混溶合金的液相分离初期的形核阶段,L1与L2相形核是一个迅速接替的过程,也就是说,一个相的形核必然会触发另一相形核的发生。而对于Cu-15wt.%Fe包晶合金,L2富Fe相则作为优先相首相从合金熔体中液相形核,形核机理与Cu-Pb偏晶合金完全不同。通过玻璃熔融与循环过热净化相结合的方法分别制备了不同过冷度下Cu-40wt.%Pb、Cu-15wt.%Fe和Cu-35wt.%Fe合金试样,结果表明,过冷度不同,对难混溶合金的凝固组织结构影响较大,同时,合金成分的改变也会很大程度上影响其凝固组织形貌。结合理论分析,得出结论,液相分离初期,Ostwal熟化是导致少数相晶球粗化的主要机制;液相分离中期,Brownian运动及Marangoni迁移是导致少数相晶球粗化的主要机制;而到了液相分离后期,Stokes运动则成为了少数相晶球粗化、偏析乃至分层的主导因素。Ostwal熟化、Brownian运动、Marangoni迁移和Stokes运动均贯穿液相分离的整个过程始终,只是在不同时期所起的作用大小不同而已。通过向Cu-40wt.%Pb偏晶合金、Cu-15wt.%Fe包晶合金中添加第三组元Ni以及向Cu-40wt.%Pb偏晶合金凝固过程中引入脉冲电流等手段,研究其对难混溶合金凝固组织的影响。结果表明,第三组元Ni的添加很大程度上改变了难混溶合金的凝固组织形貌。对于Cu-40wt.%Pb偏晶合金而言,第三组元Ni的添加导致合金熔体中第二相颗粒明显变得细小且在基体中弥散分布,同时,随着第三组元Ni含量的增加,Cu-40wt.%Pb合金的均质化过冷度区间也明显增大。其细化机理主要包括:第三组元Ni对合金熔体内界面能、第二相体积分数、晶格结构等的影响。而对于Cu-15wt.%Fe包晶合金而言,第三组元Ni的添加导致合金熔体的凝固组织形貌彻底发生了改变,且随着过冷度的增大,其凝固组织愈加细密。结合XRD分析可知,Ni的加入导致合金熔体中α-Cu相和Fe3Ni2相的析出,且两相晶格一致,均属于面立方（fcc）结构,因此增强了两相的结合。分析其细化机理,认为熔体内第一类粒状晶的粒化主要为枝晶熔断机制,而导致第二类粒状晶形成的机制主要是枝晶碎断-再结晶机制。至于脉冲电流对Cu-40wt.%Pb偏晶合金凝固过程产生的影响,结果更加显着,脉冲电流对难混溶过偏晶合金Cu-40wt.%Pb的凝固组织有明显的细化作用,且随着脉冲电流的增大效果愈加明显。分析原因,主要是由于脉冲电流使合金熔体的液态结构发生改变,具体表现为:熔体内部组元的活度降低,中、小尺寸的溶媒团簇增多,最终导致了Cu-40wt.%Pb过偏晶合金凝固组织的细化。从另一个角度分析,脉冲电流的引入增大了Cu-40wt.%Pb合金熔体的过冷度,脉冲电流越大,合金熔体的过冷度越大,从本质上说,脉冲电流的引入已经改变了Cu-40wt.%Pb过偏晶合金原有的液相分离属性,使之能够像传统合金一样,随过冷度的增大,凝固组织明显细化。通过对脉冲电流处理后的Cu-40wt.%Pb过偏晶合金试样的硬度、耐磨性测试分析,结果表明,脉冲电流的引入,能够细化Cu-40wt.%Pb偏晶合金组织,优化其材料的自润滑性能,研究对稳态难混溶Cu-Pb偏晶合金的实际生产具有指导性意义。
夏瑱超[9]（2016）在《液态包晶型Fe-Cu基合金中快速枝晶生长与亚稳相分离研究》文中研究指明深过冷合金熔体的快速枝晶生长与亚稳相分离是空间材料科学领域的重要课题,对其进行系统研究不仅可以促进凝固理论的发展,还为实现新型亚稳合金材料的工业应用提供科学依据。本文分别采用电磁悬浮、熔体浸浮、自由落体及急冷凝固技术,对液态二元Fe-Cu和三元Fe-Cu-Ge以及Fe-Cu-Sn包晶合金的快速枝晶生长与亚稳相分离进行了系统的实验研究,主要取得以下几方面成果:1.电磁悬浮条件下二元Fe-Cu包晶合金的快速枝晶生长机制采用落滴式量热计法研究了深过冷液态Fe-Cu包晶合金的比热。在实验宽广的温度范围内,液态Fe-Cu包晶合金的焓变随温度的升高而呈线性增大,其比热值均接近于定值。同时,利用分子动力学方法对Fe-Cu包晶合金的比热值进行了理论预测。此外,在实验测定比热的基础上,计算了Fe-Cu包晶合金的过剩比热、焓变、熵变、Gibbs自由能差、热扩散系数和热传导率。采用电磁悬浮熔凝技术研究了Fe-Cu包晶合金初生相的枝晶生长动力学过程。深过冷亚包晶Fe93.5Cu6.5、包晶Fe92.8Cu7.2和过包晶Fe88.5Cu11.5合金在不同过冷度下的相组成均为?Fe和（Cu）固溶体,三种合金所获得的最大过冷度分别为194 K（0.11 TL）、401 K（0.23TL）和468 K（0.27 TL）。随着过冷度的增大,各合金初生相的枝晶生长速度均以幂函数形式增长并在最大过冷度时分别达4、69和68 m·s-1。理论计算表明,对于亚包晶Fe93.5Cu6.5合金,初生δFe相枝晶生长主要受热扩散控制。而对于包晶Fe92.8Cu7.2合金和过包晶Fe88.5Cu11.5合金,随着过冷度的逐步增大,初生δFe和?Fe枝晶生长过程由溶质扩散控制到热扩散控制并最终受界面动力学效应控制。当过冷度足够大时,三种合金的快速凝固过程均接近于无偏析凝固。2.无容器条件下三元Fe-Cu-Ge包晶合金的枝晶生长研究在电磁悬浮条件下研究了深过冷三元Fe88.2Cu6.8Ge5和Fe84.1Cu10.9Ge5包晶合金的枝晶生长特征。XRD和SEM分析表明,两种合金在不同过冷度下均由?Fe枝晶和（Cu）基底两相组成。两种合金初生相的枝晶生长速度均随着过冷度的增加而呈幂函数变化,并分别在282和255 K时达到1.7和1.3 m·s-1,其微观组织均表现出显着的晶粒细化效应。采用自由落体技术研究了三元深过冷Fe-Cu-Ge包晶合金液滴的凝固组织演化规律。实验表明,三元Fe47.5Cu47.5Ge5和Fe45Cu45Ge10合金液滴均在快速凝固过程中发生了亚稳液相分离。随着液滴直径的减小,两种合金液滴的凝固组织分别由三层壳核和两层壳核组织转变为枝晶组织,凝固组织均由?Fe和（Cu）相组成,初生相均为?Fe相。三元Fe42.5Cu42.5Ge15合金液滴在凝固过程中没有发生亚稳液相分离,其凝固组织以枝晶为特征,其相组成为Fe0.84Ge0.16、Fe3Ge和（Cu）相,其中Fe0.84Ge0.16枝晶为初生相。实验结果表明,Ge含量的增加能够逐渐抑制亚稳液相分离。3.深过冷液态三元Fe-Cu-Sn包晶合金的亚稳相分离与组织演化规律在熔体浸浮条件下,三元Fe62.5Cu27.5Sn10包晶合金发生亚稳液相分离和形成宏观偏析组织的临界过冷度分别为65和142 K。实验测定了深过冷条件下初生?Fe相的枝晶生长速度,发现当过冷度大于142 K,枝晶生长速度呈现急剧增大趋势。当达到实验最大过冷度360 K（0.21 TL）时,枝晶生长速度达到最大值30.4 m·s-1。在自由落体条件下,随着液滴直径的减小,三元Fe62.5Cu27.5Sn10合金液滴发生了“壳核组织→弥散组织→枝晶组织”的演化。计算表明,温度梯度和浓度梯度引起的Marangoni迁移是合金液滴壳核组织形成的动力学因素。在急冷凝固条件下,冷却速率对三元Fe62.5Cu27.5Sn10合金条带的凝固组织细化具有重要影响。采用熔体浸浮技术实现了对三元Fe27.5Cu62.5Sn10包晶合金凝固路径的主动调控。出现包晶凝固、形成均匀弥散相分离组织和呈现宏观偏析形貌的过冷度范围分别为715K、15107 K和107209 K（0.17 TL）。分析发现,合金熔体的液相分离时间对组织的演化过程具有较大影响。在自由落体条件下,当液滴直径小于805μm时,三元Fe27.5Cu62.5Sn10合金液滴由包晶凝固形成的枝晶结构转变为亚稳液相分离形成的均匀弥散组织。格子玻尔兹曼模拟结果表明,温度梯度对富Fe颗粒尺寸的高斯分布具有重要影响。在急冷凝固实验中,三元Fe27.5Cu62.5Sn10合金条带退火前后的微观组织均随着辊速的增大而发生显着细化。4.深过冷条件下三元Fe-Cu-Sn包晶合金的枝晶生长机理与室温组织磁性三元等原子比Fe33.3Cu33.3Sn33.3包晶合金在不同凝固条件下均呈现包晶凝固特征,其室温组织均由初生?Fe相枝晶以及Cu3Sn和Cu6Sn5二个包晶相组成。在熔体浸浮条件下,合金初生?Fe相枝晶生长速度随过冷度呈幂函数变化,在251 K过冷度处达到最大值33.1 mm·s-1,合金的凝固组织由粗大枝晶转变为碎断枝晶和等轴晶。在自由落体条件下,随着表面冷却速率的增大,三元Fe33.3Cu33.3Sn33.3合金液滴呈现出由粗大枝晶向碎断枝晶为主的组织演化过程。三元Fe37.5Cu37.5Sn25包晶合金在不同凝固条件下的相组成均为?Fe、Cu3Sn和Cu6Sn5等三相。在熔体浸浮条件下,合金熔体在过冷度大于177 K时发生亚稳液相分离。在实验测定的过冷度8177 K范围内,初生?Fe相枝晶生长速度的最大值为41.5 mm·s-1。在自由落体实验中,随着液滴直径的减小,三元Fe37.5Cu37.5Sn25合金液滴发生由枝晶组织向相分离结构的形貌演变。实验发现,两种合金条带均在急冷凝固条件下呈现软磁特性。理论分析表明,表面冷却速率的提高促使?Fe相平均晶粒尺寸显着细化,进而影响两种合金条带的矫顽力。
罗盛宝[10]（2016）在《超常条件下Fe/Ni基复相合金的快速凝固机理研究》文中研究指明在悬浮无容器状态和自由落体过程等超常条件下,液态合金可获得深过冷进而实现快速凝固,组织特征及形成机理将与传统凝固显着不同。超常条件下液态合金的快速凝固研究不仅可以促进凝固理论的发展,还能为研发和制备新型合金材料提供科学依据。本文采用电磁悬浮、自由落体以及熔体浸浮等超常凝固技术,使液态二元Ni-Ti和Fe-Cu合金以及三元Fe-Cu-Si/Ge合金获得深过冷,研究其凝固过程中的晶体生长、组织演化以及溶质再分配等规律。主要取得了以下研究结果。1、无容器条件下Ni-Ti合金的枝晶与共晶生长机制在电磁悬浮和自由落体无容器处理条件下实现了（Ni+Ni3Ti）和（Ni3Ti+NiTi）两种Ni-Ti共晶型合金的深过冷与快速凝固。实验发现,（Ni）和Ni3Ti枝晶与其共晶的竞争生长使（Ni+Ni3Ti）共晶型合金的微观组织发生了显着变化。当过冷度超过40 K时,共晶Ni83.5Ti16.5合金的组织形貌从层片共晶转变为以初生（Ni）相枝晶为主的亚共晶组织。如果过冷度超过196 K,亚共晶Ni85Ti15合金的凝固组织仅由（Ni）相等轴晶构成。对于过共晶Ni81Ti19合金,其凝固组织在过冷度大于41 K时表现为（Ni+Ni3Ti）非规则共晶。在实验获得的过冷度范围内,（Ni3Ti+NiTi）共晶型合金的凝固组织未发生“共晶—枝晶”形貌转变。共晶Ni61Ti39合金的凝固组织在314 K以下过冷度时表现为蠕虫状共晶。过冷度为0265 K的亚共晶Ni66Ti34合金和过冷度为0206 K的过共晶Ni58Ti42合金的凝固组织始终以初生相枝晶为主要形貌特征。理论分析表明,深过冷条件下（Ni）和NiTi相枝晶主要由热扩散控制生长,但NiTi相枝晶受溶质扩散的影响较大;Ni3Ti相的生长过程始终受溶质扩散控制。在过冷合金的凝固过程中（Ni）相枝晶快速生长,进而引发了显着的组织形貌转变、晶粒细化和溶质截留效应。此外,计算获得了Ni-Ti合金系中（Ni+Ni3Ti）和（Ni3Ti+NiTi）规则共晶的共生区,其成分范围分别为15.622.3 at.%Ti和31.539.8 at.%Ti。2、深过冷条件下Fe-Cu合金的快速枝晶生长特征当过冷度为7 K时,液态Fe50Cu50合金发生亚稳液相分离,形成富Fe液相区和富Cu液相区。富Fe区和富Cu区的平均成分严重偏离于初始合金成分。其中,富Fe区成分随过冷度的变化曲线为合金固相线的延长线。γFe相在富Fe区中优先形核并快速生长,其生长速率随过冷度的增加呈幂函数上升,在实验所得的最大过冷度261 K时达到了15 m/s。随着γFe相枝晶生长速率的快速增大,富Fe区的凝固组织由枝晶演变为等轴晶。富Cu区中,γFe相枝晶生长缓慢,其组织形貌在实验过冷度范围内始终为细长枝晶和球状晶。对比发现,γFe相在Fe50Cu50合金中的生长速率远小于其在纯Fe中的生长速率。理论分析表明,纯Fe中的枝晶生长仅受热扩散影响,Fe50Cu50合金富Fe区中γFe相枝晶随过冷度的增加会经历由溶质扩散控制到热扩散控制的生长机制转变,而富Cu区中γFe相枝晶始终受溶质扩散控制生长。因此,γFe相在富Fe区中的生长速率小于其在纯Fe中的生长速率,但大于其在富Cu区中的生长速率。3、超常条件下Fe-Cu-Si合金的组织演化与溶质分布规律实验发现,液相分离在三元Fe48Cu48Si4和Fe42.5Cu42.5Si15合金中稳定存在,而三元Fe35Cu35Si30合金在过冷度超过24 K时发生亚稳液相分离。液相分离后,合金熔体中形成了富Fe和富Cu液相区。通过研究三元Fe48Cu48Si4合金在不同条件下的相分离形貌特征,获得了难混溶合金的组织演化规律。在熔体浸浮条件下,受Stokes运动的影响,合金凝固形成上下分层组织。在自由落体条件下,表面偏析和Marangoni迁移起主导作用,合金的凝固组织主要表现为两层和三层壳核结构。在急冷条件下,液相分离在很大程度上受到抑制,凝固组织较为均匀。定量分析了深过冷条件下三元Fe48Cu48Si4、Fe42.5Cu42.5Si15和Fe35Cu35Si30合金的溶质分布特征,发现液相分离引起了溶质Si在富Fe区的富集。合金快速凝固后,溶质Si在αFe相中的含量大于其在（Cu）相中的含量,溶质Cu在Fe5Si3相中的含量大于其在FeSi相中的含量。4、深过冷液态Fe-Cu-Ge合金的相分离与快速凝固机理采用熔体浸浮技术使液态Fe47.5Cu47.5Ge5和Fe42.5Cu42.5Ge15合金分别获得了300和268 K的最大过冷度。在过冷条件下,这两种合金均发生亚稳液相分离形成了富Fe和富Cu液相区,其临界过冷度分别为70和110 K。实验测定出溶质Ge在富Fe和富Cu两区中的含量相近,表明富Fe液相与富Cu液相对溶质Ge的亲和力相近。液相分离前,合金以包晶转变方式凝固,组织分布均匀。对于三元Fe47.5Cu47.5Ge5合金,初生相为γFe相,包晶相为（Cu）相。在三元Fe42.5Cu42.5Ge15合金中,Fe0.84Ge0.16相为初生相,Fe3Ge和（Cu）相均为包晶相。液相分离之后,合金的凝固过程分为两个阶段:主要阶段为富Fe液相区凝固,表现为初生相优先形核并以枝晶形式快速生长,然后与周围液相发生包晶反应;次要阶段为富Cu液相区凝固,其仍以初生相的形核开始,但主要步骤为包晶转变。
二、自由落体条件下的快速偏晶凝固（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、自由落体条件下的快速偏晶凝固（论文提纲范文）
（1）空间材料科学研究进展与未来趋势（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 空间环境与材料科学交叉融合 |
| 2.1 空间环境的物理化学特征 |
| 2.1.1 微重力与无容器状态 |
| 2.1.2 高真空与交变温度 |
| 2.1.3 辐射与原子氧 |
| 2.2 空间材料科学实验方式 |
| 2.2.1 返回式卫星 |
| 2.2.2 宇宙飞船 |
| 2.2.3 航天飞机 |
| 2.2.4 空间实验室和空间站 |
| 2.3 地面模拟研究技术路线 |
| 2.3.1 探空火箭、抛物线飞行和高空气球 |
| 2.3.2 落管、落塔与落井 |
| 2.3.3 悬浮无容器处理技术 |
| 2.3.4 熔体浸浮技术 |
| 2.4 计算材料科学研究路径 |
| 2.4.1 电子结构计算 |
| 2.4.2 原子与分子模拟 |
| 2.4.3 空间凝固组织模拟 |
| 2.4.4 成形制造与太空服役行为模拟 |
| 3 空间条件下材料物化性质与相变机理 |
| 3.1 液态合金的微观结构 |
| 3.1.1 高能射线衍射分析 |
| 3.1.2 数值模拟研究 |
| 3.2 材料熔体中输运特性 |
| 3.2.1 传热过程 |
| 3.2.2 传质规律 |
| 3.2.3 动量传输 |
| 3.3 熔体过冷与晶体形核 |
| 3.3.1 熔体过冷能力 |
| 3.3.2 相选择和形核特征 |
| 3.4 溶液中的晶体生长 |
| 3.5 亚稳熔体的热物理性质 |
| 3.5.1 密度和热膨胀系数 |
| 3.5.2 比热和辐射率 |
| 3.5.3 表面张力和润湿现象 |
| 3.5.4 黏度 |
| 3.5.5 电导率和热导率 |
| 4 空间材料制备成形过程的运动学特征 |
| 4.1 Marangoni对流研究 |
| 4.1.1 晶体生长 |
| 4.1.2 偏晶合金 |
| 4.2 电磁场中悬浮液滴运动规律 |
| 4.2.1 液滴形状 |
| 4.2.2 流动特征 |
| 4.3 超声场中悬浮液滴振荡和流动 |
| 4.3.1 旋转分瓣 |
| 4.3.2 参数共振 |
| 4.3.3 内部流动 |
| 4.4 静电悬浮液滴的运动特性 |
| 4.4.1 形态振荡 |
| 4.4.2 内部流动 |
| 4.5 气动悬浮过程的液相流动 |
| 5 空间环境中材料组织与性能调控 |
| 5.1 空间定向凝固过程中组织演变与控制 |
| 5.1.1 微重力条件下柱状晶-等轴晶转变 |
| 5.1.2 微重力条件下液固界面演化与溶质再分配 |
| 5.1.3 空间定向共晶生长 |
| 5.2 空间快速凝固的动力学机理 |
| 5.2.1 空间和地面模拟条件下的快速枝晶生长 |
| 5.2.2 空间和地面模拟条件下的快速共晶生长 |
| 5.2.3 自由落体和悬浮条件下的快速包晶凝固 |
| 5.2.4 微重力和无容器条件下的快速偏晶凝固 |
| 5.3 空间环境中新型和高性能材料合成制备 |
| 5.3.1 半导体材料的空间生长 |
| 5.3.2 超导材料的无容器合成 |
| 5.3.3 磁性材料的无容器制备 |
| 5.3.4 微重力条件下金属玻璃的制备与应用 |
| 5.3.5 氧化物功能晶体和玻璃的空间制备 |
| 5.3.6 生物材料的微重力和无容器合成 |
| 5.4 空间环境中材料成形与制造过程 |
| 5.4.1 太空增材制造 |
| 5.4.2 太空焊接 |
| 5.4.3 电磁悬浮约束成形 |
| 5.4.4 声悬浮干燥制粉 |
| 5.5 先进材料的空间服役性能研究 |
| 5.5.1 太阳能电池材料的抗空间辐射性能 |
| 5.5.2 高温超导材料的空间长期服役性能 |
| 5.5.3 高分子材料的抗原子氧侵蚀性能 |
| 5.5.4 空间润滑材料的服役性能 |
| 6 结语和展望 |
（3）铝基难混溶合金液相分离及凝固组织的调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 难混溶合金的概述 |
| 1.2.1 难混溶合金的概念 |
| 1.2.2 难混溶合金的凝固特性 |
| 1.2.3 难混溶合金液–液相分离过程 |
| 1.3 难混溶合金的研究现状 |
| 1.3.1 外场对难混溶合金凝固组织的影响 |
| 1.3.1.1 微重力条件下组织形成机理的研究 |
| 1.3.1.2 超声波照射条件下对难混溶合金微观结构的影响 |
| 1.3.1.3 声悬浮对难混溶合金无容器凝固的影响 |
| 1.3.2 有关难混溶合金的其它研究现状 |
| 1.3.3 匀质难混溶合金的制备方法 |
| 1.3.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.3.2 搅拌铸造法 |
| 1.3.3.3 定向凝固法 |
| 1.3.3.4 快速凝固法 |
| 1.3.3.5 添加剂改性法 |
| 1.4 熔体结构的研究方法及模型 |
| 1.4.1 熔体结构的研究方法 |
| 1.4.1.1 直接测试 |
| 1.4.1.2 物性测试 |
| 1.4.1.3 计算机模拟 |
| 1.4.2 熔体结构模型 |
| 1.4.2.1 无规密堆硬球模型 |
| 1.4.2.2 晶体缺陷模型 |
| 1.5 熔体的物理性质 |
| 1.5.1 电阻率 |
| 1.5.2 黏度 |
| 1.6 本文研究意义及研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验原料、仪器及表征方法 |
| 2.1 主要实验原料 |
| 2.2 主要仪器设备及表征方法 |
| 第三章 Sn–Bi合金和Cu–Sn合金的熔体结构研究 |
| 第一节 Sn50Bi50 合金液–液结构转变的热力学及动力学 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.2.1 电阻率的测量 |
| 3.1.2.2 DSC曲线的测定及数据分析方法 |
| 3.1.3 结果和讨论 |
| 3.1.3.1 液–液结构转变的本质 |
| 3.1.3.2 液–液结构转变的热力学及动力学特征 |
| 3.1.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第二节 Sn75Bi25 合金液–液结构转变对其凝固过程及微观结构的影响 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.2.2.1 凝固实验 |
| 3.2.2.2 熔体物理性质的表征 |
| 3.2.2.2.1 电阻率测量 |
| 3.2.2.2.2 密度测量 |
| 3.2.2.2.3 黏度测量 |
| 3.2.2.2.4 差示扫描量热分析 |
| 3.2.2.2.5 电子浓度的测量 |
| 3.2.2.3 熔体结构的表征 |
| 3.2.2.4 凝固结构表征 |
| 3.2.3 结果和讨论 |
| 3.2.3.1 电阻率的温度依赖性 |
| 3.2.3.2 DSC曲线 |
| 3.2.3.3 密度的温度依赖性 |
| 3.2.3.4 黏度的温度依赖性 |
| 3.2.3.5 液态合金的原子结构 |
| 3.2.3.6 电子浓度的温度依赖性 |
| 3.2.3.7 液–液结构转变对凝固行为和结构的影响 |
| 3.2.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第三节 Cu–Sn合金熔体电阻率与原子团簇的相关性 |
| 3.3.1 引言 |
| 3.3.2 实验方法 |
| 3.3.3 结果和讨论 |
| 3.3.3.1 电阻率的温度依赖性 |
| 3.3.3.2 电阻率的成分依赖性 |
| 3.3.3.3 黏度的温度依赖性 |
| 3.3.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第四章 La高效抑制Al–25Bi难混溶合金的宏观偏析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 合金的制备 |
| 4.2.2 物理性质及微观结构的表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 La添加量对Al–Bi合金宏观偏析的影响 |
| 4.3.2 La添加量对相组成的影响 |
| 4.3.3 La添加量对微观结构的影响 |
| 4.3.4 富Bi相液滴的异质成核 |
| 4.3.5 Al–Bi–La难混溶合金的难混溶区 |
| 4.3.6 Al–Bi–La合金中液滴的聚并 |
| 4.3.7 Al–Bi难混溶合金的均匀化机理 |
| 4.4 本章小节 |
| 参考文献 |
| 第五章 Al–Bi–Sn难混溶合金液相分离及凝固组织 |
| 第一节 Al_(75)Bi_9Sn_(16) 合金液–液相分离动力学及熔体过热处理对铸态组织的影响 |
| 5.1.1 引言 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.1.2.1 熔体处理及合金的制备 |
| 5.1.2.2 物理性质及结构的表征 |
| 5.1.3 结果和讨论 |
| 5.1.3.1 难混溶合金液相分离及凝固过程 |
| 5.1.3.2 液–液相分离动力学 |
| 5.1.3.3 熔体过热处理对物相组成的影响 |
| 5.1.3.4 熔体过热处理对凝固结构的影响 |
| 5.1.3.5 熔体过热处理的作用机理 |
| 5.1.3.6 液滴形貌的尺寸依赖性 |
| 5.1.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第二节 成分对Al–Bi–Sn难混溶合金凝固行为及结构的影响 |
| 5.2.1 引言 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.2.2.1 合金的制备 |
| 5.2.2.2 结构表征 |
| 5.2.3 结果和讨论 |
| 5.2.3.1 成分对相组成的影响 |
| 5.2.3.2 成分对凝固结构的影响 |
| 5.2.3.3 成分对液–液相分离及凝固行为的影响 |
| 5.2.3.4 成分对合金结构的影响 |
| 5.2.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第三节 成分、冷却速率和过热温度与Al–Bi–Sn合金条带微观结构的影响 |
| 5.3.1 引言 |
| 5.3.2 实验方法 |
| 5.3.2.1 Al–Bi–Sn难混溶合金条带的制备 |
| 5.3.2.2 物理性质及微观结构的表征 |
| 5.3.3 结果与讨论 |
| 5.3.3.1 转速对Al_(75)Bi_9Sn_(16) 合金条带热稳定性及结构和的影响 |
| 5.3.3.1.1 物相组成及热稳定性 |
| 5.3.3.1.2 微观结构 |
| 5.3.3.2 熔体过热处理对Al_(75)Bi_9Sn_(16) 合金条带热稳定性及结构的影响 |
| 5.3.3.2.1 物相组成及热稳定性 |
| 5.3.3.2.2 微观结构 |
| 5.3.3.2.3 宏观尺寸 |
| 5.3.3.3 成分对Al–Bi–Sn合金条带热稳定性及结构的影响 |
| 5.3.3.3.1 物相组成及热稳定性 |
| 5.3.3.3.2 微观结构 |
| 5.3.3.3.3 宏观尺寸 |
| 5.3.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 附录 |
（4）Al-In偏晶合金凝固组织微观结构演变过程的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 磁场条件下偏晶合金凝固过程研究 |
| 1.1.1 单一电磁场条件下的凝固过程研究 |
| 1.1.2 复合电磁场条件下的凝固过程研究 |
| 1.1.3 强磁场条件下的凝固过程研究 |
| 1.2 偏晶合金快速凝固过程研究 |
| 1.3 落管条件下偏晶合金凝固过程研究 |
| 1.4 定向凝固条件下偏晶合金凝固过程研究 |
| 1.5 本文研究意义及主要内容 |
| 2 难混溶区两相分离的模拟方法及数学模型 |
| 2.1 偏晶合金两相分离的模拟方法 |
| 2.1.1 相场法 |
| 2.1.2 群体动力法 |
| 2.1.3 分离粒子法 |
| 2.2 偏晶合金凝固过程的模型假设 |
| 2.2.1 合金相图 |
| 2.2.2 模型假设 |
| 2.3 偏晶合金凝固过程的综合数学模型 |
| 2.3.1 形核模型 |
| 2.3.2 长大与熟化模型 |
| 2.3.3 液滴运动模型 |
| 2.4 电磁力抑制对流的数学模型 |
| 2.4.1 稳恒磁场抑制对流模型 |
| 2.4.2 旋转磁场抑制对流模型 |
| 2.5 宏观能量传输的数学模型 |
| 2.5.1 热量传输模型 |
| 2.5.2 溶质传输模型 |
| 2.5.3 质量传输模型 |
| 2.5.4 动量传输模型 |
| 2.6 数值计算 |
| 2.6.1 初始条件及边界条件 |
| 2.6.2 物性参数 |
| 2.6.3 数值模拟方法及过程 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 有无重力条件下Al-In偏晶合金凝固过程数值分析 |
| 3.1 无重力条件下偏晶合金凝固过程的数值分析 |
| 3.1.1 无重力条件下基体相温度场分布情况 |
| 3.1.2 无重力条件下基体相速度场分布情况 |
| 3.1.3 无重力条件下弥散相液滴尺寸分布情况 |
| 3.1.4 无重力条件下弥散相液滴体积分数分布情况 |
| 3.2 重力条件下偏晶合金凝固过程的数值分析 |
| 3.2.1 重力条件下基体相温度场分布情况 |
| 3.2.2 重力条件下基体相速度场分布情况 |
| 3.2.3 重力条件下弥散相液滴尺寸分布情况 |
| 3.2.4 重力条件下弥散相液滴体积分数分布情况 |
| 3.3 有无重力条件下模拟准确性对比分析 |
| 3.3.1 无重力条件下模拟准确性对比 |
| 3.3.2 重力条件下模拟准确性对比 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 稳恒磁场及旋转磁场条件下Al-In偏晶合金凝固过程数值分析 |
| 4.1 稳恒磁场对偏晶合金凝固过程的影响 |
| 4.1.1 稳恒磁场作用下基体相温度场分布 |
| 4.1.2 稳恒磁场作用下弥散相速度场分布 |
| 4.1.3 稳恒磁场作用下弥散液滴直径的分布 |
| 4.2 旋转磁场对偏晶合金凝固过程的影响 |
| 4.2.1 旋转磁场作用下基体相温度场分布 |
| 4.2.2 旋转磁场作用下弥散相速度场分布 |
| 4.2.3 旋转磁场作用下弥散液滴直径的分布 |
| 4.3 磁场条件下模拟准确性对比分析 |
| 4.3.1 稳恒磁场条件下模拟准确性对比分析 |
| 4.3.2 旋转磁场条件下模拟准确性对比分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al-5%In偏晶合金凝固过程数值模拟及实验分析对比 |
| 5.1 Al-5%In偏晶合金凝固过程的数值分析 |
| 5.1.1 金属In含量对基体相温度场的影响 |
| 5.1.2 金属In含量对基体相速度场的影响 |
| 5.1.3 金属In含量对基体相体积分布的影响 |
| 5.2 Al-5%In偏晶合金凝固过程的实验研究 |
| 5.2.1 实验预制样的制备 |
| 5.2.2 Al-5%In偏晶合金重力条件下的实验研究 |
| 5.3 Al-5%In偏晶合金模拟与实验对比分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 作者在攻读硕士学位期间获得的学术成果 |
| 致谢 |
（5）综论偏晶合金的制备技术:外场下凝固、快速凝固及激光技术（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 偏晶合金的制备工艺与方法 |
| 1.1 外场作用下的偏晶合金制备方法 |
| 1.1.1 正交电磁场 |
| 1.1.2 落塔法 |
| 1.1.3 落管法 |
| 1.1.4 无接触电磁悬浮法 |
| 1.1.5 声悬浮法 |
| 1.2 快速凝固 |
| 1.2.1 深过冷快速凝固法 |
| 1.2.2 急冷快速凝固法 |
| 1.3 偏晶合金的激光技术制备方法 |
| 1.3.1 激光熔覆法 |
| 1.3.2 激光-感应复合熔覆法 |
| 1.4 其他方法 |
| 1.4.1 添加微量元素法 |
| 1.4.2 机械合金化法 |
| 2 结语 |
（7）原位生成相抑制Al-Bi难混溶合金液相分离及其作用的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 难混溶合金凝固过程 |
| 1.1.1 难混溶合金的形核特点 |
| 1.1.2 难混溶合金第二相液滴的迁移行为 |
| 1.2 难混溶合金制备方法及研究现状 |
| 1.2.1 粉末冶金法 |
| 1.2.2 空间制备法 |
| 1.2.3 搅拌铸造法 |
| 1.2.4 快速凝固法 |
| 1.2.5 定向凝固法 |
| 1.2.6 磁场制备法 |
| 1.3 多元难混溶合金的凝固机理 |
| 1.4 自润滑材料 |
| 1.5 本课题研究的内容和意义 |
| 第2章 实验材料与制备方法 |
| 2.1 实验原材料及设备 |
| 2.2 制备方法及成分设计 |
| 2.2.1 真空感应熔炼 |
| 2.2.2 液淬实验 |
| 2.3 组织分析及性能表征 |
| 2.3.1 微观组织分析 |
| 2.3.2 成分分析 |
| 2.3.3 硬度 |
| 2.3.4 耐磨性 |
| 第3章 Al_3Ti相抑制Al-Bi合金液相分离的作用机理及其对性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-Bi-Ti合金的制备方法 |
| 3.3 Al_3Ti相对富Bi相液滴沉降的抑制 |
| 3.3.1 Al-Bi-Ti合金的凝固组织 |
| 3.3.2 原位生成Al_3Ti相的形貌 |
| 3.4 Al-Bi-Ti合金的性能 |
| 3.4.1 Al-Bi-Ti合金的硬度 |
| 3.4.2 Al-Bi-Ti合金的耐磨性 |
| 3.5 Al_3Ti相对富Bi相液滴运动的抑制作用 |
| 3.5.1 Al-Bi-Ti合金的凝固过程 |
| 3.5.2 固液界面与液滴间的相互作用 |
| 3.5.3 合金强化与Al_3Ti相的关系 |
| 3.5.4 Al_3Ti相对熔体粘度与流动的影响 |
| 3.6 本章小节 |
| 第4章 AlB_2相抑制Al-Bi合金液相分离的作用机理及其对性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-Bi-B合金的制备方法 |
| 4.3 AlB_2相对富Bi相液滴沉降的抑制 |
| 4.3.1 Al-Bi-B合金的凝固组织 |
| 4.3.2 原位生成AlB_2相的形貌 |
| 4.3.3 不同B源对AlB_2相形貌的影响 |
| 4.4 Al-Bi-B合金的性能 |
| 4.4.1 Al-Bi-B合金的硬度 |
| 4.4.2 Al-Bi-B合金的耐磨性 |
| 4.5 AlB_2对富Bi相液滴运动的抑制作用 |
| 4.5.1 Al-Bi-B合金的凝固过程 |
| 4.5.2 AlB_2相对富Bi相液滴形核的作用 |
| 4.5.3 AlB_2相对富Bi相液滴运动速率的影响 |
| 4.5.4 AlB_2相对合金的增强机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Bi_2RE相抑制Al-Bi合金液相分离的作用机理及其对性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al-Bi-RE合金的制备方法 |
| 5.3 Bi_2Ce相对富Bi相液滴沉降的抑制 |
| 5.3.1 Al-Bi-Ce合金的凝固组织 |
| 5.3.2 原位生成Bi_2Ce相的形貌 |
| 5.3.3 Al-Bi-Ce合金的性能 |
| 5.4 Bi_2Nd相对富Bi相液滴沉降的抑制 |
| 5.4.1 Al-Bi-Nd合金的凝固组织 |
| 5.4.2 原位生成Bi_2Nd相的形貌 |
| 5.4.3 Bi_2Nd相的形貌随添加量的演变 |
| 5.4.4 Al-Bi-Nd合金的性能 |
| 5.5 Bi_2RE相对富Bi相液滴运动的抑制作用 |
| 5.5.1 Al-Bi-RE合金的凝固过程 |
| 5.5.2 Al-Bi-RE合金的数值计算方法与过程 |
| 5.5.3 难混溶合金的液-液相变的热力学 |
| 5.5.4 原位生成相与富Bi相液滴的润湿性 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Al-Bi-RE-Cu合金体系的凝固组织与性能的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Al-Bi-RE-Cu合金的制备方法 |
| 6.3 Al-Bi-RE-Cu合金体系的凝固组织 |
| 6.3.1 Al-Bi-Ce-Cu合金的凝固组织 |
| 6.3.2 原位生成Al_2Cu相的形貌 |
| 6.4 Al-Bi-Nd-Cu合金体系的凝固组织 |
| 6.4.1 Al-Bi-Nd-Cu合金的凝固组织 |
| 6.4.2 原位生成Al_2Cu相的形貌 |
| 6.5 Al-Bi-RE-Cu合金的性能 |
| 6.5.1 Al-Bi-Ce-Cu合金的性能 |
| 6.5.2 Al-Bi-Nd-Cu合金的性能 |
| 6.6 Al_2Cu相对合金强度的影响研究 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 作者简介 |
（8）难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离机制及组织控制（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 难混溶合金的性质及应用 |
| 1.1.1 稳态难混溶Cu-Pb偏晶合金 |
| 1.1.2 亚稳态难混溶Cu-Fe包晶合金 |
| 1.2 难混溶合金的制备方法 |
| 1.2.1 难混溶合金的传统制备方法 |
| 1.2.2 新兴的制造难混溶合金方法 |
| 1.3 液态金属的深过冷快速凝固 |
| 1.3.1 深过冷的原理及方法 |
| 1.3.2 深过冷快速凝固的特点 |
| 1.3.3 深过冷的热力学及动力学基础 |
| 1.3.4 过冷熔体中晶体的生长 |
| 1.4 难混溶合金的凝固组织控制研究 |
| 1.4.1 第三组元对难混溶合金凝固组织的影响 |
| 1.4.2 脉冲电流处理金属凝固组织的研究进展 |
| 1.5 难混溶合金制备存在的问题及本文主要研究内容 |
| 1.5.1 难混溶合金凝固组织控制研究存在的问题 |
| 1.5.2 本文的主要研究内容 |
| 1.6 本文技术路线 |
| 第二章 试验材料、设备及试验方法 |
| 2.1 试验材料和试验设备 |
| 2.1.1 合金及成分的选择 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 铜模快淬 |
| 2.2.2 熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法 |
| 2.2.3 制样及微观组织结构分析 |
| 2.2.4 引入脉冲电流 |
| 2.2.5 硬度测试 |
| 2.2.6 摩擦磨损测试 |
| 第三章 难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离及组织演化机制 |
| 3.1 过冷Cu-40wt.%Pb过偏晶熔体的液相分离及凝固机制 |
| 3.1.1 凝固过程 |
| 3.1.2 偏晶胞的形成机制 |
| 3.1.3 组织演化 |
| 3.2 过冷Cu-15wt.%Fe包晶熔体的液相分离及凝固机制 |
| 3.2.1 凝固过程 |
| 3.2.2 组织选择 |
| 3.2.3 组织演化 |
| 3.3 成分中Fe含量的不同对过冷Cu-Fe包晶熔体液相分离的影响 |
| 3.4 过冷难混溶合金熔体中第二相体积分数理论模型 |
| 3.4.1 形核 |
| 3.4.2 生长 |
| 3.4.3 沉积 |
| 3.4.4 形核生长、沉积共同作用下的液滴尺寸分布函数 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 稳态难混溶Cu-40wt.%Pb过偏晶合金的凝固组织控制 |
| 4.1 第三组元Ni对过冷Cu-40wt.%Pb过偏晶合金熔体凝固组织的影响 |
| 4.1.1 凝固过程 |
| 4.1.2 凝固组织细化原理分析 |
| 4.2 脉冲电流对过冷Cu-40wt.%Pb过偏晶合金熔体凝固组织的影响 |
| 4.2.1 凝固过程 |
| 4.2.2 凝固组织细化原理分析 |
| 4.3 小结 |
| 第五章 亚稳态难混溶Cu-15wt.%Fe包晶合金的凝固组织控制 |
| 5.1 凝固行为 |
| 5.2 凝固组织分析 |
| 5.3 合金的晶粒尺寸 |
| 5.4 XRD分析 |
| 5.5 组织演化机制 |
| 5.6 小结 |
| 第六章 性能测试 |
| 6.1 脉冲电流对Cu-40wt.%Pb过偏晶合金硬度的影响 |
| 6.1.1 脉冲电流对合金硬度值的影响 |
| 6.1.2 脉冲电流对合金硬度均匀性的影响 |
| 6.2 脉冲电流对Cu-40wt.%Pb过偏晶合金摩擦磨损行为的影响 |
| 6.2.1 摩面分析 |
| 6.2.2 磨屑的XRD分析 |
| 6.2.3 磨损机制分析 |
| 6.3 小结 |
| 第七章 结论与创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间获得的研究成果 |
（9）液态包晶型Fe-Cu基合金中快速枝晶生长与亚稳相分离研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 液态合金的深过冷与快速凝固 |
| 1.1.1 深过冷技术 |
| 1.1.1.1 液滴乳化技术 |
| 1.1.1.2 悬浮熔凝技术 |
| 1.1.1.3 熔体浸浮技术 |
| 1.1.1.4 自由落体技术 |
| 1.1.2 急冷快速凝固技术 |
| 1.1.3 快速凝固组织特征 |
| 1.2 深过冷热力学和动力学特征 |
| 1.2.1 过冷熔体热力学 |
| 1.2.2 过冷合金比热的实验研究 |
| 1.2.3 枝晶生长理论模型 |
| 1.2.4 枝晶生长速度的实验测定 |
| 1.3 包晶合金的快速凝固 |
| 1.3.1 包晶凝固机制 |
| 1.3.2 快速包晶转变特点 |
| 1.3.3 包晶合金的亚稳液相分离 |
| 1.3.4 Fe-Cu基合金的研究进展 |
| 1.4 本文的研究目标与课题来源 |
| 第二章 研究方案与实验方法 |
| 2.1 总体思路 |
| 2.2 研究对象 |
| 2.3 实验方法及装置 |
| 2.3.1 电磁悬浮熔凝装置 |
| 2.3.2 熔体浸浮实验装置 |
| 2.3.3 自由落体实验装置 |
| 2.3.4 急冷凝固实验装置 |
| 2.4 比热的测定原理和方法 |
| 2.5 枝晶生长速度的测定方法 |
| 2.6 合金样品的分析方法 |
| 2.6.1 热分析 |
| 2.6.2 相组成分析 |
| 2.6.3 显微组织分析 |
| 2.6.4 微区成分分析 |
| 2.6.5 磁学性能分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 电磁悬浮条件下二元Fe-Cu包晶合金的快速枝晶生长机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 深过冷亚包晶Fe_(93.5)Cu_(6.5)合金的凝固机制 |
| 3.2.1 相组成表征 |
| 3.2.2 枝晶生长速度 |
| 3.2.3 凝固组织特征和溶质分布规律 |
| 3.3 深过冷包晶Fe_(92.8)Cu_(7.2)和过包晶Fe_(88.5)Cu_(11.5)合金的比热 |
| 3.3.1 比热的实验测定 |
| 3.3.2 比热的分子动力学计算 |
| 3.3.3 过剩比热 |
| 3.3.4 热扩散系数和热导率 |
| 3.3.5 热力学性质 |
| 3.4 深过冷包晶Fe_(92.8)Cu_(7.2)和过包晶Fe_(88.5)Cu_(11.5)合金的枝晶生长 |
| 3.4.1 相结构分析 |
| 3.4.2 快速枝晶生长特征 |
| 3.4.3 快速凝固组织和溶质再分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 无容器条件下三元Fe-Cu-Ge包晶合金的枝晶生长研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 电磁悬浮条件下三元Fe-Cu-Ge包晶合金的枝晶生长特征 |
| 4.2.1 相组成特征 |
| 4.2.2 初生相枝晶生长速度 |
| 4.2.3 凝固组织演变 |
| 4.3 落管中三元Fe-Cu-Ge包晶合金的快速凝固特征 |
| 4.3.1 热分析和相组成 |
| 4.3.2 合金液滴的冷却速率 |
| 4.3.3 亚稳液相分离与枝晶凝固 |
| 4.3.4 Ge含量对凝固组织演化的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 深过冷液态三元Fe-Cu-Sn包晶合金的亚稳相分离与组织演化规律 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 深过冷三元Fe_(62.5)Cu_(27.5)Sn_(10)包晶合金的亚稳液相分离与快速枝晶生长 |
| 5.2.1 熔体浸浮条件下过冷合金的凝固特征 |
| 5.2.1.1 热力学特征和宏观组织形貌 |
| 5.2.1.2 微观组织演化 |
| 5.2.1.3 快速枝晶生长和溶质分布特征 |
| 5.2.2 合金液滴的快速凝固机制 |
| 5.2.2.1 快速凝固组织 |
| 5.2.2.2 液滴内部温度场 |
| 5.2.2.3 富Cu相液滴的Marangoni迁移机制 |
| 5.2.2.4 溶质再分配 |
| 5.2.3 合金条带的急冷凝固特征 |
| 5.2.3.1 急冷凝固组织形貌 |
| 5.2.3.2 合金条带的传热机理 |
| 5.3 深过冷三元Fe_(27.5)Cu_(62.5)Sn_(10)包晶合金的组织转变机制 |
| 5.3.1 大体积合金的亚稳液相分离 |
| 5.3.1.1 相转变过程与相组成分析 |
| 5.3.1.2 凝固组织调控 |
| 5.3.1.3 Stokes运动和溶质截留效应 |
| 5.3.2 合金液滴的组织演化规律 |
| 5.3.2.1 组织演变控制和传热分析 |
| 5.3.2.2 液相分离模拟和富Fe相颗粒的尺寸分布特征 |
| 5.3.3 合金条带的急冷快速凝固 |
| 5.3.3.1 急冷及热处理后相分离形貌 |
| 5.3.3.2 合金条带的传热特征 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 深过冷条件下三元Fe-Cu-Sn包晶合金的枝晶生长机理与室温组织磁性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 三元等原子比Fe_(33.3)Cu_(33.3)Sn_(33.3)包晶合金的枝晶生长特征 |
| 6.2.1 熔体浸浮条件下大体积合金快速凝固 |
| 6.2.1.1 热分析和相组成 |
| 6.2.1.2 深过冷合金的快速凝固特征 |
| 6.2.1.3 初生αFe相的枝晶生长速度 |
| 6.2.2 自由落体条件下合金液滴的枝晶凝固 |
| 6.2.2.1 传热分析 |
| 6.2.2.2 微观组织演变规律 |
| 6.2.3 急冷凝固条件下合金条带的凝固特征 |
| 6.2.3.1 急冷凝固的传热特性 |
| 6.2.3.2 急冷凝固组织特征 |
| 6.2.3.3 室温组织的磁性分析 |
| 6.3 三元Fe_(37.5)Cu_(37.5)Sn_(25)包晶合金的枝晶生长与组织演化 |
| 6.3.1 熔体浸浮条件下合金的组织演变特征 |
| 6.3.1.1 相转变温度与相组成的确定 |
| 6.3.1.2 凝固组织演变 |
| 6.3.1.3 初生αFe相的枝晶生长 |
| 6.3.2 无容器条件下合金的凝固规律 |
| 6.3.2.1 快速凝固组织 |
| 6.3.2.2 合金液滴的传热和运动特征 |
| 6.3.3 急冷条件下合金的枝晶凝固 |
| 6.3.3.1 合金条带的传热分析 |
| 6.3.3.2 微观组织形貌 |
| 6.3.3.3 室温组织的磁性特征 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文与获奖 |
| 作者简历 |
（10）超常条件下Fe/Ni基复相合金的快速凝固机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 本文的主要成果与创新之处 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 超常凝固的兴起与发展 |
| 1.1.1 超常凝固的科学意义 |
| 1.1.2 超常凝固的技术途径 |
| 1.2 超常条件下金属熔体的深过冷 |
| 1.2.1 熔体过冷的基本原理 |
| 1.2.2 熔体深过冷技术 |
| 1.3 深过冷金属熔体的快速凝固 |
| 1.3.1 过冷熔体中快速晶体生长 |
| 1.3.2 快速凝固组织特征 |
| 1.4 复相合金快速凝固的研究现状 |
| 1.4.1 共晶合金 |
| 1.4.2 偏晶合金 |
| 1.4.3 包晶合金 |
| 1.5 本文的研究目标及课题来源 |
| 第二章 研究方案与实验方法 |
| 2.1 总体研究思路 |
| 2.2 研究对象 |
| 2.3 实验装置与方法 |
| 2.3.1 电磁悬浮 |
| 2.3.2 自由落体 |
| 2.3.3 熔体浸浮 |
| 2.3.4 熔体急冷 |
| 2.4 相场模拟方法 |
| 2.5 样品分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 无容器条件下二元Ni-Ti合金的枝晶与共晶生长机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 共晶共生区的预测 |
| 3.3 合金的常规凝固特征 |
| 3.4 无容器条件下(Ni+Ni_3Ti)共晶组织演化规律 |
| 3.4.1 共晶Ni_(83.5)Ti_(16.5)合金的快速凝固特征 |
| 3.4.1.1 共晶组织演化 |
| 3.4.1.2 传热与动力学分析 |
| 3.4.2 亚共晶Ni_(85)Ti_(15)合金中单相组织生长 |
| 3.4.3 过共晶Ni_(81)Ti_(19)合金中非规则共晶的形成 |
| 3.4.4 过冷Ni-Ti合金中(Ni)与Ni_3Ti相的生长机理 |
| 3.5 自由落体条件下(Ni_3Ti+NiTi)共晶生长特征 |
| 3.5.1 亚共晶Ni_(66)Ti_(34)合金的快速凝固特征 |
| 3.5.2 共晶Ni_(61)Ti_(39)合金的组织演变规律 |
| 3.5.3 过共晶Ni_(58)Ti_(42)合金中NiTi相的快速生长 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 深过冷条件下二元Fe-Cu合金的快速枝晶生长特征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 二元Fe-Cu合金相图的基本特征 |
| 4.3 过冷Fe_(50)Cu_(50)合金的相组成和冷却曲线 |
| 4.4 过冷Fe_(50)Cu_(50)合金的亚稳液相分离特征 |
| 4.5 枝晶生长特征 |
| 4.5.1 实验系统的设计与优化 |
| 4.5.2 纯Fe中的快速枝晶生长 |
| 4.5.3 过冷液态Fe_(50)Cu_(50)合金中的枝晶生长机理 |
| 4.6 过冷Fe_(50)Cu_(50)合金中的溶质再分配特征 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 超常条件下Fe-Cu-Si合金的组织演化与溶质分布规律 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 三元Fe_(48)Cu_(48)Si_4合金的相分离与组织演化规律 |
| 5.2.1 热分析和常规凝固特征 |
| 5.2.2 深过冷Fe_(48)Cu_(48)Si_4块体合金的凝固特征 |
| 5.2.2.1 相组成和冷却曲线 |
| 5.2.2.2 深过冷快速凝固组织特征 |
| 5.2.2.3 初生γFe相的枝晶生长速率 |
| 5.2.2.4 溶质的截留与偏析 |
| 5.2.3 微重力条件下Fe_(48)Cu_(48)Si_4合金液滴的组织演化规律 |
| 5.2.3.1 合金液滴的凝固组织特征 |
| 5.2.3.2 微重力条件下液相分离的相场模拟 |
| 5.2.3.3 合金液滴的传热分析 |
| 5.2.3.4 合金液滴中的溶质再分配 |
| 5.2.4 三元Fe_(48)Cu_(48)Si_4合金的急冷快速凝固特征 |
| 5.2.4.1 合金条带的凝固组织特征 |
| 5.2.4.2 合金条带的冷却速率 |
| 5.2.4.3 急冷快速凝固组织的形成机理 |
| 5.2.5 不同实验条件下Fe_(48)Cu_(48)Si_4合金凝固特征的比较分析 |
| 5.3 三元Fe_(42.5)Cu_(42.5)Si_(15)合金的深过冷与快速凝固 |
| 5.3.1 热分析 |
| 5.3.2 过冷合金的相组成和冷却曲线 |
| 5.3.3 凝固组织演化与枝晶生长特征 |
| 5.3.4 溶质分布特征 |
| 5.4 过冷Fe_(35)Cu_(35)Si_(30)合金的亚稳相分离和枝晶凝固 |
| 5.4.1 热分析和相组成 |
| 5.4.2 亚稳液相分离与溶质偏析 |
| 5.4.3 枝晶凝固和组织演化 |
| 5.4.4 过冷Fe_(35)Cu_(35)Si_(30)合金凝固路径 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 深过冷液态Fe-Cu-Ge合金的相分离与快速凝固机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 大体积Fe_(47.5)Cu_(47.5)Ge_5合金的深过冷快速凝固 |
| 6.2.1 相转变温度与相组成的确定 |
| 6.2.2 亚稳液相分离与宏观组织演变规律 |
| 6.2.3 快速枝晶生长特征 |
| 6.2.4 溶质分布规律 |
| 6.3 深过冷Fe_(42.5)Cu_(42.5)Ge_(15)合金的凝固特征 |
| 6.3.1 相转变过程分析 |
| 6.3.2 亚稳液相分离特征 |
| 6.3.3 枝晶生长与凝固路径 |
| 6.3.4 溶质截留与溶质偏析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文与获奖 |
| 作者简历 |
四、自由落体条件下的快速偏晶凝固（论文参考文献）
- [1]空间材料科学研究进展与未来趋势[J]. 阮莹,胡亮,闫娜,解文军,魏炳波. 中国科学:技术科学, 2020(06)
- [2]金属材料凝固过程研究现状与未来展望[J]. 翟薇,常健,耿德路,魏炳波. 中国有色金属学报, 2019(09)
- [3]铝基难混溶合金液相分离及凝固组织的调控[D]. 贾鹏. 济南大学, 2019
- [4]Al-In偏晶合金凝固组织微观结构演变过程的研究[D]. 张煜博. 沈阳建筑大学, 2019(05)
- [5]综论偏晶合金的制备技术:外场下凝固、快速凝固及激光技术[J]. 谢敏,王梅丰,戴晓琴,雷剑波,王春霞,周圣丰. 材料导报, 2019(03)
- [6]偏晶合金凝固过程研究进展[J]. 赵九洲,江鸿翔. 金属学报, 2018(05)
- [7]原位生成相抑制Al-Bi难混溶合金液相分离及其作用的研究[D]. 满田囡. 东北大学, 2018(01)
- [8]难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离机制及组织控制[D]. 孙晓思. 太原科技大学, 2018(04)
- [9]液态包晶型Fe-Cu基合金中快速枝晶生长与亚稳相分离研究[D]. 夏瑱超. 西北工业大学, 2016(01)
- [10]超常条件下Fe/Ni基复相合金的快速凝固机理研究[D]. 罗盛宝. 西北工业大学, 2016(05)