一、偏晶合金液-液相变过程模拟（论文文献综述）
谢敏[1]（2021）在《激光增材制造Cu-Fe偏晶合金凝固机制与性能调控研究》文中进行了进一步梳理Cu-Fe难混溶合金,又称Cu-Fe偏晶合金,能够同时兼备组元合金元素Cu的良好导热性、导电性、韧性、延展性和Fe的高硬度、高强度、优异耐磨性及磁学性能等,被广泛应用于制备大型集成电路、电器工程开关以及电气化铁路列车架空导线等。同时,在电子工业、汽车和航空领域中也具有良好的应用前景。目前,有关Cu-Fe偏晶合金的研究侧重于揭示亚稳难混溶合金液相分离过程及微观组织形成机理;调控工艺解决Cu-Fe偏晶合金在常规熔铸过程中产生的组织偏析问题。然而,由于其有限的样品尺寸及复杂的制备工艺,Cu-Fe偏晶合金性能研究甚少,极大地限制了该种合金的工业化应用进程。基于此,本论文采用激光增材制造技术（激光熔化沉积和激光选区熔化）成功制备了块体Cu-Fe偏晶合金,取得了重要的研究结果如下:针对Cu-Fe偏晶合金易偏析分层问题,采用激光熔化沉积结合机械合金化技术,通过调控Fe含量成功制备了颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金。结合理论计算构建了微观组织演变的物理模型,揭示了颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金的液相分离机制。其中,第二相液滴以形核生长机制发生相分离,液滴晶核以扩散、Ostwald熟化和布朗运动、Stokes效应和Marangoni迁移驱动的碰撞和凝并方式长大和粗化,碰撞凝并过程中Marangoni迁移起主导作用,导致第二相富Fe颗粒尺寸呈现从熔池底部到顶部增大的趋势。开展了颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金的性能研究,发现颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金的硬度(～153 HV0.2)呈均匀分布且略高于黄铜(～137.7 HV0.2);此外,电化学腐蚀过程中富Fe颗粒优先腐蚀,能够实现富Cu基体的阴极保护,使得Cu95Fe5偏晶合金的耐蚀性优于黄铜;Cu-Fe偏晶合金还表现出较好的软磁性能:饱和磁化强度为9.19 emu/g,剩余磁化强度和矫顽力分别为0.13 emu/g和9.25Oe。在快速凝固过程中,由于Kirkendall效应引起的元素分布不均,生成“单孔”和“多孔”富Fe颗粒增强Cu-Fe偏晶合金。“多孔”富Fe颗粒增强Cu-Fe偏晶合金在3.5 wt.%Na Cl溶液中浸泡5天后的耐蚀性优于“单孔”Cu-Fe偏晶合金和黄铜。基于液相分离机制,通过调整光斑尺寸控制冷却速率,缩短液相分离过程中富Fe液滴的形核扩散、粗化以及碰撞凝并的周期,实现了富Fe颗粒增强相尺寸细化与分布优化,使Cu-Fe偏晶合金的硬度、耐磨性和耐蚀性更加优异。针对激光熔化沉积高Fe含量Cu-Fe偏晶合金偏析分层现象与尺寸限制,通过采用激光选区熔化成功制备了高Fe含量宏观质量良好的块体Cu-Fe偏晶合金,发现异质“纤维/颗粒-孪晶”富Fe相嵌于富Cu相基体的微观形貌特征,分析了Cu-Fe偏晶合金微观组织演变,探讨了其塑性变形及裂纹扩展机制。在断裂失效过程中,高密度纳米孪晶结构在裂纹扩展过程中起到裂纹桥接作用,能够有效屏蔽裂纹尖端的应力集中,从而抑制裂纹的扩展。为克服Cu及Cu合金硬度较低和耐磨性较差的难题,基于液相分离机制与低Fe含量弥散结构强化行为研究,引入Ti B2颗粒作为形核剂,有效调控液相分离形核过程,优化了Cu-Fe偏晶合金组织结构,使得“纤维/颗粒-孪晶”富Fe相明显细化分散,分析讨论了Ti B2颗粒和高密度纳米孪晶增强Cu-Fe偏晶合金强化机制与磨损机理。其中,高硬度纤维富Fe相增强了富Cu基体,使Ti B2颗粒难以移动或移除,增加了Ti B2颗粒在磨损过程中的支撑作用,保护表面富Cu基体不受磨损,提高富Cu相基体的承载能力,使Cu-Fe偏晶合金耐磨性明显提高。针对Cu-Fe偏晶合金“强-韧”倒置矛盾,基于高Fe含量Cu-Fe偏晶合金脆性富Fe相在变形过程中易断裂失效行为研究,通过选用316L不锈钢粉末代替初始Fe合金粉末,降低混合粉末层错能,原位形成强韧性良好的“纤维/颗粒-孪晶/层错”结构富Fe相增强增韧Cu-Fe偏晶合金,其强度约590±10 MPa,延伸率约8.9±1%,这主要归因于富Cu基体具有大角晶界类似于界晶强化、细小富Cu基体含有过饱和固溶Fe呈现固溶强化与细晶强化、大量“纤维/颗粒-孪晶/层错”富Fe相的界面强化和孪晶界/层错强化综合作用增强Cu-Fe偏晶合金力学性能。
董博闻[2]（2020）在《亚偏晶Cu-Pb-Sn合金凝固组织及性能研究》文中认为亚偏晶Cu-Pb-Sn合金具有由硬Cu-Sn固溶体基体和软富Pb第二相（Secondary phase particles,SPPs）组成的两相结构。分布在基体中的低熔点SPPs在摩擦过程中受热熔化,将于摩擦表面形成一层液态润滑层,起到大幅降低摩擦系数的作用。由于该合金具有优越的自润滑性能和较高的强度,被视为制备高速重载发动机轴瓦的理想材料。然而,目前国内该类轴瓦完全依赖进口,其主要原因为Cu-Pb-Sn属于偏晶合金,合金中的SPPs在凝固过程中极易受到成分起伏、温度梯度、凝固前沿迁移等因素的影响而呈现截然不同的尺寸、分布及形貌,将严重影响合金的性能,且会极大增加合金的制备难度。截至目前,关于偏晶合金的研究主要集中于过偏晶合金的液-液两相分离现象,对亚偏晶合金凝固行为及性能研究甚少,而针对具有较高应用价值的亚偏晶Cu-Pb-Sn合金的研究更是鲜有报道,这极大限制了高性能Cu-Pb-Sn合金的工业应用。鉴于此,本文以在高速重载发动机轴瓦中应用占比较高的Cu-24Pb-xSn（wt.%）合金作为研究对象,以成分-组织-性能为研究路线,首先通过调节Sn含量制备得到具有不同凝固组织的Cu-24Pb-xSn合金,并通过热力学和相图计算阐明合金成分与凝固组织的对应关系。进而得到优化的合金成分。进一步研究Sn含量对合金性能的影响,通过凝固组织观察与性能表征,揭示合金凝固组织和性能的对应关系。通过实验得到能稳定制备高性能Cu-Pb-Sn合金的优化工艺参数,并借助相场模拟方法阐明相关工艺参数对合金组织演变过程的影响机制。最终,在以上研究的基础上,自主研发固-液连续铸造工艺制备Cu-Pb-Sn合金/钢（Cu-Pb-Sn/Steel,C/S）层状复合材料。得到的主要研究结果如下:（1）实验研究了 Sn含量对Cu-24Pb-xSn合金凝固组织的影响。发现随着Sn含量由0 wt.%增加至6 wt.%,合金中的SPPs逐渐由连续网状结构转化为直径约几微米的弥散球棒状结构。而随着Sn含量达到8 wt.%,合金中出现直径达数百微米的异常粗化SPPs。因此得到Sn含量的合理范围为0 wt.%至6 wt.%。（2）通过热力学函数、B-T（Bhatia-Thornton）熔体结构因子及相图计算揭示了 Sn含量对SPPs形貌演变过程的影响机制。发现随着Sn含量由0 wt.%升高至6 wt.%,组元Cu、Pb之间的分离趋势减弱,体系偏晶反应强度降低,Cu-Pb-xSn伪二元相图中由富Cu基体液相（L1）、富Pb第二相液滴（L2）及α-Cu固相（S）组成的三相共存相区的温度区间变宽,由Cu-Pb体系中的0K增加至Cu-Pb-6Sn体系中的100K。以上因素将抑制SPPs的偏聚,从而促进SPPs由连续网状结构向弥散球棒状结构转变。同时,Sn含量的增加也会导致Cu-Pb-Sn体系中偏晶点处Pb含量的下降。当Sn含量超过临界值而达到8wt.%时,Cu-24Pb-8Sn合金转变为过偏晶合金,合金凝固过程中会发生液-液两相分离,导致异常粗化SPPs的形成。因此,Sn含量的增加一方面能促进弥散球棒状SPPs的形成,另一方面又会增强体系发生液-液两相分离的趋势。（3）对Cu-24Pb-xSn合金进行拉伸及干摩擦实验,发现Sn含量会显着影响合金的力学及自润滑性能。随着Sn含量由0wt.%增加至6wt.%,Cu-24Pb-xSn合金的布氏硬度、抗拉强度及延伸率分别由Cu-24Pb合金的30.68HBS、80MPa及2.288%同时提升至Cu-24Pb-6Sn合金的59.34HBS、171MPa和3.889%。Cu-24Pb合金的摩擦系数μ的平均值μ和波动强度ω分别达到0.334和1.369,在干摩擦过程中呈现显着的粘滑现象。而Cu-24Pb-6Sn合金的μ和ω值则降至0.182和0.116,粘滑现象受到明显抑制。进一步揭示了造成以上现象的主要原因,由于Cu-24Pb合金中的网状SPPs在塑性变形过程中易发生断裂,会对基体产生割裂作用,从而严重降低了合金的力学及自润滑性能。（4）实验研究了浇铸温度对Cu-24Pb-2Sn合金中SPPs形貌的影响,得到了能稳定制备具有弥散球棒状SPPs的Cu-24Pb-2Sn合金的优化工艺参数。研究发现随着浇铸温度由1233K升高至1273K,合金中的SPPs由连续网状结构转变为弥散球棒状结构,而当浇铸温度进一步升高至1313K时,合金中发生SPPs异常粗化现象,部分SPPs的直径达数百微米,且合金凝固组织中观测到由液-液两相分离现象导致的Cu/Pb/Cu核壳结构。基于以上研究,通过自主研发的固-液连续铸造复合工艺制备出了具有不同形貌SPPs的C/S层状复合材料。得到了能稳定制备具有弥散球棒状SPPs及良好复合界面的C/S层状复合材料的优化工艺方案。（5）借助相场模拟及相图计算方法揭示了浇铸温度对SPPs形貌演变过程的影响机制。发现在相对较低的浇铸温度下（1233K）,体系固相率较高（约为24%）,初生α-Cu具有平坦晶界,凝固前沿区域的熔体中的Cu组元倾向于依附α-Cu晶界形核生长,而组元Pb则向远离界面区域快速偏聚,促进网状SPPs于晶界间隙中形成;随着浇铸温度升高（1273K）,体系固相率下降（0%）,α-Cu晶界呈胞状结构,凝固过程中胞状界面的波谷处出现组元Pb的局部富集,而胞状界面的波峰区域能有效阻断Pb的偏聚,有利于球棒状SPPs的形成。随着浇铸温度进一步升高（1313K）,凝固前沿温度梯度增大,凝固过程中SPPs的Marangoni迁移速率增大,由靠近铸型壁的低温区域向芯部高温区域迁移。在迁移过程中SPPs通过碰撞凝并迅速粗化。同时,随着区域温度升高,Cu在Pb中的固溶度增加,SPPs内部熔体进入难混溶区,体系发生液-液两相分离现象,进一步加剧了 SPPs的粗化。
段云瑞[3]（2020）在《低维受限空间中金属的液液相变》文中进行了进一步梳理如何调控金属及其合金的结构与性能,扩大其应用范围,一直是人们努力的方向。随着科学研究的进一步深入,金属及其合金在微观纳米尺度有了更新的应用。如在催化领域,金属纳米粒子因比表面积大,催化性能好,用做各类催化剂。在二维材料领域,金属是理想的衬底,广泛用于生长石墨烯,氮化硼等二维材料。为了更好地发挥金属材料在纳米尺度下的作用,需要进一步了解纳米尺度下金属的结构及性质,尤其是相变行为。碳纳米管及石墨烯的成功制备,为研究液态金属在纳米受限空间下的结构与性质提供了理想的载体。本文采用分子动力学模拟的方法,研究了液态金属在碳纳米材料构筑的受限空间内的相变行为,进一步揭示了相变与分层转变之间的密切联系,为利用受限空间为模板制备符合使用性能的金属纳米材料提供了新思路。主要内容如下:（1）在受限空间中,均质的偏晶铝铅合金液体随着温度的降低,会发生富铅相和富铝相的分离。界面能在相分离过程中起了重要作用,伴随着体系化学不均匀性的改变。利用方差,定义了描述化学不均匀性的参数MSF,可以有效地表征液态铝铅合金相分离过程的结构变化与化学不均匀性。研究了冷却速度、温度以及合金成分对体系的相变特征和化学不均匀性的影响。冷却速度越大,越不利于相分离发生;在液态的温度区间内,体系温度越高,相分离程度越小;原子成分接近50%的合金,相分离程度最大。根据化学不均匀性参数的突变点,绘制了铝铅偏晶合金相分离的相图。（2）液态金属铝体系在受限空间中会发生分层现象。随着受限尺寸的变化,体系会发生不同层数之间的转变。这种不同层数之间的转变,伴随着体系势能和体积的突变,是液态金属在受限空间中由受限尺寸诱导的一种独特相变行为。与远离受限墙的原子层相比,靠近受限墙的原子平均能量更高,原子配位数更大。体系的扩散系数、原子平均配位数与相变存在密切联系。压力不但可以改变体系分层的位置,还可以改变分层层数,引发分层转变,但温度对分层现象与分层转变的影响较小。绘制了受限空间中液态金属铝的分层转变相图,在低压区域,相变主要由受限尺寸诱导发生,在高压区域,相变由受限尺寸与压力共同诱导发生。（3）在密度的诱导下,液态金属铜在受限空间中会发生相变,该相变以压力-密度曲线上的负斜率为特征。相变的原因是体系为了适应密度的增大,“被迫”调整原子间相对取向。在密度增大的初始阶段,双体分布函数第一峰的位置逐渐减小,即体系通过减小近邻铜原子的距离来适应密度的增大。当原子距离减小到一定程度,而密度进一步增大时,体系被迫调整原子间相对取向,使体系结构基本单元由三角形变为类正方形,伴随着原子层数的增加。密度分布函数与原子结构图表明,相变发生时,体系为两相共存的亚稳态。随着相变的发生,体系的物理性质如黏度与扩散系数也随之变化。（4）受限空间中液态合金Cu64Zr36由于受限空间的模板作用和界面效应,易发生晶化现象。这种晶化现象比较微弱,势能曲线上的突变点并不明显。受限空间尺寸对晶化温度影响较大:随着受限尺寸的改变,晶化温度呈振荡变化规律。其中,原子活动能力和原子运动模式的变化是造成振荡行为的重要原因。另外,随着分层现象的发生,铜锆键的比例也会发生变化,在某些受限尺寸下,合金的铜原子和锆原子甚至会发生完全的分离。
杨强[4]（2020）在《Al-Bi/In偏晶轴瓦合金的制备与摩擦磨损的研究》文中提出Al基轴瓦合金具有良好的承载性、顺应性、耐蚀性等特点,目前为乘用车常用的轴瓦材料。作为软金属的Pb和Sn在铝合金中能够起到优异的固体自润滑和减磨等作用,是目前Al基轴瓦合金常用的合金元素。但是Pb作为有毒元素逐渐不被人们所接受,因此无铅轴瓦合金的开发和研究得到了广泛的关注。以探索制备Al基无铅轴瓦合金为目标,本文研究制备了含软金属Bi和In的Al基轴瓦合金,并主要开展了以下研究:对比研究了Bi和Pb对Al-Sn基合金组织、力学性能和摩擦磨损性能的影响,以探索Bi代替Pb的潜质;基于Sn、Si、Cu合金元素,对Al-Bi偏晶合金进行低合金化设计,并分别研究了低合金化对合金组织和性能的协同作用;探索超声波辅助制备均质Al-In偏晶合金,并研究了其摩擦磨损性能。对比Bi和Pb对Al-Sn基轴瓦合金组织、力学性能及摩擦磨损性能的研究发现,Bi和Pb的添加均能够明显的促使Al82Sn15Si2.2Cu0.8合金富Sn软相形貌由网状向棒状转变,甚至出现富Bi或富Pb的球状相。采用纳米压痕测试发现Bi的添加提高了Al82Sn15Si2.2Cu0.8合金中Sn相的硬度,而Pb的添加对软相的硬度没有明显的影响,但是促使合金中出现硬度更低的富Pb球状相。Bi和Pb虽然改变了Al82Sn15Si2.2Cu0.8合金中软相的硬度,但是对合金的宏观硬度以及Al基体的硬度没有明显影响。摩擦磨损性能的研究表明,不同的摩擦速度下Bi和Pb的添加均会使Al82Sn15Si2.2Cu0.8合金的磨损量增加。这主要归因于Bi和Pb的添加降低了Al82Sn15Si2.2Cu0.8合金中低熔点相的液化温度,在摩擦过程中摩擦表面的软相受摩擦热的作用易产生液化,从而会加剧合金摩擦过程中的磨损。然而,摩擦表面液化的软相能够起到润滑的作用,因此,在较低摩擦速度下,Bi和Pb的添加会使Al82Sn15Si2.2Cu0.8合金的摩擦系数降低。研究了基于Sn、Si、Cu元素的Al92Bi8偏晶合金的低合金化设计,结果表明Sn能够降低Al92Bi8合金的液相分离区间宽度和两相界面张力,进而细化合金中的富Bi相,而Cu和Si起相反作用。采用纳米压痕测试发现Sn、Si、Cu对Al92Bi8合金中的富Bi相硬度没有明显改变,但对Al92Bi8合金的力学性能有明显的提高作用,提高幅度的顺序为:Si>Cu>Sn。Sn相通过三元共晶反应形成并分布在富Bi相内;Si相通过三元偏晶反应分布在Al基体内,并通过弥散强化提高合金的力学性能;Cu对Al92Bi8合金硬度的提高主要归因于Al基体内分布的θAl2Cu和Cu的固溶强化作用。摩擦磨损研究表明,Sn、Si、Cu的添加对Al92Bi8合金的摩擦系数没有明显影响,这是由于合金的摩擦系数主要由干摩擦实验时的氧化磨损决定,合金成分对摩擦系数的影响并不明显。但元素的添加能有效的提高Al92Bi8合金的耐磨性,且合金的耐磨性与力学性能成正比。通过研究超声波辅助制备Al-In偏晶合金发现,超声波的空化效应作用于Al-In熔体的两相界面,能够产生In液滴并分散在Al液相内。另外,超声波的声流作用能够抑制In液滴在Al液相内的沉积,从而使凝固组织中出现尺寸较大且分布均匀的In相。相比于无超声波辅助的情况,经超声波辅助制备,可以提高Al-In合金中In相的体积分数。摩擦磨损研究表明,超声波辅助制备对所获得Al-In合金的磨损体积和摩擦系数没有明显影响。
翟薇,常健,耿德路,魏炳波[5]（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。
黎旺,孙倩,江鸿翔,赵九洲[6]（2019）在《Al-Bi合金凝固过程及微合金化元素Sn的影响》文中研究表明实验研究了Al-Bi合金凝固过程及微合金化元素Sn的影响,发现添加微量Sn能有效改变Al-Bi合金的液-液相变过程、细化富Bi相粒子。Sn对富Bi相的细化效果随着Sn添加量的增加而增强,当添加量≥0.10%（质量分数）时即可达到最佳细化效果。建立了Al-Bi合金凝固过程中组织演变的动力学模型,模拟分析了微合金化元素Sn作用下Al-Bi合金凝固组织形成过程。结果表明,微量Sn可有效降低Al-Bi合金两液相间的界面能,提高富Bi相液滴的形核率,促进Al-Bi合金形成弥散型凝固组织。
张煜博[7]（2019）在《Al-In偏晶合金凝固组织微观结构演变过程的研究》文中认为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
赵九洲,江鸿翔[8]（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[9]（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》文中提出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。
孙倩[10]（2017）在《偏晶合金凝固过程及微合金化的影响》文中提出偏晶合金十分广泛,其主要特点是,单一均匀的偏晶合金熔体在冷却过程中将发生液-液相变,生成两个互不混溶的液相。如凝固形成少量相以微小粒子形式弥散分布于基体中的复合材料,则许多偏晶合金具有优异性能,在工业上拥有广阔的应用前景。然而,偏晶合金液-液相变过程十分复杂,影响因素繁多,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。这限制了该类合金的工业开发与应用。开展偏晶合金凝固过程及其组织控制研究对推动偏晶合金材料工业应用具有重要意义。微合金化对金属和合金凝固过程与组织具有重要影响,但迄今为止,有关微合金化条件下偏晶合金凝固行为的研究鲜有报道,本论文采用实验与模拟计算相结合的研究方法,研究微合金化条件下偏晶合金凝固行为,探索微合金化对偏晶合金凝固组织的影响及用微合金化法控制偏晶合金凝固过程及组织的可行性。主要研究工作及成果如下:实验研究了微量元素对偏晶合金凝固组织的影响,考察了微量元素Bi对Al-Pb合金、微量元素Sn对Al-Pb（Bi）合金凝固组织的影响。发现微量元素Bi、Sn可以显着细化Al-Pb（Bi）偏晶合金凝固组织;随着微量元素添加量的增加,弥散相液滴的平均尺寸呈现先减小后保持不变的规律;弥散相体积分数越大,微量表面活性元素对偏晶合金中弥散相粒子的细化效果就越好,表明微量元素Bi可以作为Al-Pb合金的表面活性元素,微量元素Sn可以作为Al-Pb（Bi）合金的表面活性元素。建立了微量表面活性元素作用下偏晶合金连续凝固组织演变过程模型,并结合实验开展了模拟研究,揭示了微量表面活性元素对偏晶合金连续凝固组织的影响机理。结果表明,表面活性元素富集于基体液相与弥散相液滴界面处,降低偏晶合金液-液相变过程中两液相间的界面能,从而提高弥散相液滴的形核率,降低弥散相液滴的Marangoni速率,促进偏晶合金形成弥散型凝固组织。提出了在氟盐反应法中采用纳米碳管（CNT）作为碳源制备Al-Ti-C中间合金的新思路,制备出了 TiC颗粒弥散度高的Al-Ti-C中间合金,分析了 CNT作为碳源时Al-Ti-C中间合金凝固组织的形成过程,结果表明,Al-Ti-C中间合金制备过程中,TiC颗粒是通过固态C与溶质Ti反应生成,而不是通过溶质C与溶质Ti反应生成;CNT尺寸小,比表面积大,能够增加铝熔体与CNT间的接触面积,同时,CNT结构中存在大量的缺陷和空位,使CNT具有较高的化学活性,这些均有利于促进CNT与溶质Ti之间的反应,促进TiC颗粒高度弥散分布于基体中的Al-Ti-C中间合金的形成。以Al-Pb（Bi）偏晶合金为对象,实验研究了微量化合物TiC对偏晶合金凝固组织的影响。发现微量化合物TiC可以显着细化Al-Pb（Bi）偏晶合金凝固组织;随着TiC颗粒添加量的逐渐增加,弥散相液滴的平均尺寸呈现先保持不变、增大、减小再保持不变的趋势;弥散相体积分数越大,微量化合物TiC对弥散相粒子的细化效果就越好,表明TiC颗粒可以作为Al-Pb（Bi）偏晶合金液-液相变过程中弥散相液滴的有效异质形核质点,能大幅度提高弥散相液滴形核率,促进弥散型偏晶合金凝固组织的形成。建立了 TiC颗粒在偏晶合金熔体中的动力学行为模型及微量化合物TiC作用下偏晶合金凝固组织演变过程模型,模拟计算与实验研究相结合,分析了 TiC颗粒在合金熔体中的动力学行为及其对偏晶合金凝固组织的影响,阐明了微量化合物TiC对偏晶合金凝固组织形成过程的影响机理。结果表明,TiC颗粒自加入偏晶合金熔体后会发生溶解、粗化及冷却时沉淀析出过程,这一过程对偏晶合金凝固组织影响重大,TiC颗粒对弥散相液滴的细化效果主要取决于液-液相变开始温度时熔体中存在的TiC颗粒的数量密度。当TiC颗粒添加量较小,冷却至液-液相变开始温度时熔体中存在的TiC颗粒的数量密度不足时,微量化合物的添加会粗化弥散相液滴;只有当TiC颗粒添加量较大,冷却至液-液相变开始温度时熔体中存在的TiC颗粒的数量密度足量时,微量化合物的添加才会细化弥散相液滴,促使弥散型偏晶合金凝固组织的形成。
二、偏晶合金液-液相变过程模拟（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、偏晶合金液-液相变过程模拟（论文提纲范文）
（1）激光增材制造Cu-Fe偏晶合金凝固机制与性能调控研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 偏晶合金简介 |
| 1.2.1 偏晶合金的特性 |
| 1.2.2 偏晶合金的制备方法 |
| 1.3 液相分离机制及组织类型 |
| 1.3.1 液相分离机制 |
| 1.3.2 液相分离基本过程 |
| 1.3.3 偏晶合金的组织类型 |
| 1.4 Cu基合金的强化方式 |
| 1.4.1 合金化法 |
| 1.4.2 Cu基复合材料法 |
| 1.4.3 孪晶/层错强化法 |
| 1.5 Cu-Fe偏晶合金的研究现状与存在问题 |
| 1.6 本论文的研究意义及内容 |
| 第二章 Fe含量对激光熔化沉积Cu-Fe偏晶合金组织与性能影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.3 不同Fe含量微观组织特征 |
| 2.4 液相分离机制 |
| 2.5 匀质Cu95Fe5 偏晶合金性能分析 |
| 2.5.1 显微硬度 |
| 2.5.2 磁学性能 |
| 2.5.3 电化学性能 |
| 2.6 “中空结构”富Fe颗粒增强Cu基偏晶合金耐蚀性 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 光斑尺寸对激光熔化沉积Cu-Fe偏晶合金组织与性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 颗粒弥散增强Cu-Fe偏晶合金组织优化 |
| 3.4 颗粒细化的液相分离机制 |
| 3.5 细化弥散颗粒优化Cu-Fe偏晶合金性能 |
| 3.5.1 硬度及耐磨性 |
| 3.5.2 磨损及增强机制 |
| 3.5.3 电化学性能分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 激光选区熔化成形块体层状Cu-Fe偏晶合金组织与力学行为分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 激光能量密度调控偏晶合金组织致密度 |
| 4.4 原位生成“纤维-颗粒”与纳米生长孪晶 |
| 4.5 Cu-Fe偏晶合金力学性能分析 |
| 4.6 塑性变形及裂纹扩展机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 TiB_2对激光选区熔化成形Cu-Fe偏晶合金组织与耐磨性影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.3 TiB_2均匀细化分散“颗粒-孪晶”结构 |
| 5.4 TiB_2形核剂调控高Fe含量液相分离机制 |
| 5.5 TiB_2颗粒与富Fe颗粒增强偏晶合金耐磨性 |
| 5.5.1 硬度分析 |
| 5.5.2 磨损行为分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 激光选区熔化成形“纤维/颗粒-孪晶/层错”增强Cu-Fe偏晶合金力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.3 原位生成“纤维/颗粒-孪晶/层错”富Fe结构 |
| 6.4 Cu-Fe偏晶合金力学性能分析 |
| 6.5 “纤维/颗粒-孪晶/层错”强韧化机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 本论文的创新之处 |
| 参考文献 |
| 发表论文及参与科研情况 |
| 致谢 |
（2）亚偏晶Cu-Pb-Sn合金凝固组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 偏晶合金简介 |
| 1.2.1 偏晶合金平衡相图分析 |
| 1.2.2 偏晶合金凝固热力学 |
| 1.2.3 偏晶合金凝固动力学 |
| 1.2.4 相场模拟在偏晶合金研究中的应用 |
| 1.3 偏晶合金组织调控方法 |
| 1.3.1 定向凝固 |
| 1.3.2 粉末冶金 |
| 1.3.3 引入物理外场 |
| 1.3.4 添加微量元素或颗粒 |
| 1.3.5 微重力法 |
| 1.4 Cu-Pb合金的研究现状 |
| 1.5 层状复合材料制备方法 |
| 1.5.1 热扩散复合 |
| 1.5.2 塑性变形 |
| 1.5.3 粉末冶金 |
| 1.5.4 离心铸造 |
| 1.5.5 固-液连续铸造复合 |
| 1.6 本文的选题意义及主要研究内容 |
| 1.6.1 本文的选题意义 |
| 1.6.2 本文的主要研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 研究方案及技术路线 |
| 2.2.1 研究方案 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.3 材料制备方法 |
| 2.3.1 中频感应熔炼 |
| 2.3.2 固-液连续铸造复合 |
| 2.4 计算分析软件 |
| 2.5 组织表征 |
| 2.5.1 金相显微镜观察 |
| 2.5.2 X射线荧光光谱分析 |
| 2.5.3 X射线衍射分析 |
| 2.5.4 扫描电子显微镜分析 |
| 2.5.5 电子探针分析 |
| 2.5.6 原子力显微镜分析 |
| 2.5.7 同步辐射观察 |
| 2.5.8 差示扫描热分析 |
| 2.5.9 激光扫描共聚焦显微分析 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 摩擦磨损实验 |
| 2.6.2 拉伸实验 |
| 2.6.3 硬度测试 |
| 3 Sn含量对Cu-24Pb-xSn合金凝固组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu-24Pb-xSn合金的凝固组织表征 |
| 3.2.1 Cu-24Pb-xSn合金的相组成 |
| 3.2.2 Cu-24Pb-xSn合金的三维形貌表征 |
| 3.2.3 Cu-24Pb-xSn合金组织演变过程的原位观察 |
| 3.3 Cu-Pb-Sn熔体的热力学函数表征 |
| 3.3.1 熔体过剩吉布斯自由能计算 |
| 3.3.2 熔体混合吉布斯自由能计算 |
| 3.3.3 B-T(Bhatia-Thornton)熔体结构因子计算 |
| 3.4 Cu-Pb-xSn合金的平衡相图分析 |
| 3.4.1 Sn含量对合金偏晶反应过程的影响 |
| 3.4.2 Sn含量对合金平衡凝固过程中各相成分变化的影响 |
| 3.4.3 Sn含量对合金非平衡凝固过程中组织演变的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Cu-24Pb-xSn合金的力学及自润滑性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu-24Pb-xSn合金力学性能的影响因素 |
| 4.2.1 布氏硬度及压痕处微观组织 |
| 4.2.2 抗拉强度和延伸率 |
| 4.2.3 试样拉伸断口分析 |
| 4.3 Cu-24Pb-xSn合金的干摩擦行为表征 |
| 4.3.1 时间-摩擦系数曲线 |
| 4.3.2 摩擦表面形貌表征 |
| 4.3.3 摩擦表面自润滑层表征 |
| 4.4 Cu-24Pb-xSn合金自润滑性能的影响因素 |
| 4.4.1 硬度对合金摩擦系数的影响 |
| 4.4.2 外置润滑对合金摩擦系数的影响 |
| 4.4.3 富Pb第二相形貌对合金摩擦系数的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Cu-24Pb-2Sn合金的凝固行为及复合工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 浇铸温度对Cu-24Pb-2Sn合金组织演变的影响 |
| 5.2.1 不同浇铸温度条件下制备的Cu-24Pb-2Sn合金凝固组织 |
| 5.2.2 浇铸温度为1233K时网状富Pb第二相的形貌演变过程 |
| 5.2.3 浇铸温度为1273K时球棒状富Pb第二相的形貌演变过程 |
| 5.3 温度梯度对Cu-24Pb-2Sn合金组织演变的影响 |
| 5.3.1 铸锭不同区域的凝固组织 |
| 5.3.2 温度梯度对富Pb第二相迁移过程的影响 |
| 5.3.3 温度梯度对亚偏晶Cu-Pb-Sn合金液-液两相分离过程的影响 |
| 5.4 Cu-Pb-Sn/Steel层状复合材料的制备工艺及凝固组织 |
| 5.4.1 不同浇铸温度条件下制备的C/S层状复合材料凝固组织 |
| 5.4.2 C/S层状复合材料复合界面处Cu/Fe扩散行为 |
| 5.4.3 C/S层状复合材料的断裂行为 |
| 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 |
（3）低维受限空间中金属的液液相变（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 金属的熔体结构 |
| 1.2.1 熔体中的短程序和中程序结构 |
| 1.2.2 熔体结构模型 |
| 1.3 液液相变 |
| 1.3.1 高温高压下的液液相变 |
| 1.3.2 过冷区的液液相变 |
| 1.4 纳米受限空间中的相变 |
| 1.4.1 两种典型的纳米受限空间 |
| 1.4.2 受限空间中的奇异现象与相变特征 |
| 1.5 本课题提出的意义以及主要研究内容 |
| 第二章 研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 经典分子动力学基本原理 |
| 2.2.1 运动方程的数值算法 |
| 2.2.2 力场与势函数 |
| 2.2.3 系综 |
| 2.2.4 周期性边界条件 |
| 2.3 结构分析方法 |
| 2.4 LAMMPS简介 |
| 第三章 受限空间中铝铅合金的液液相变与结构不均匀性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模型构建与模拟过程 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 相分离过程及MSF参数 |
| 3.3.2 冷却速率对空间不均匀性的影响 |
| 3.3.3 温度对空间不均匀性的影响 |
| 3.3.4 成分对空间不均匀性的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 受限空间中液态铝的分层现象与相变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型构建与模拟过程 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 相变与分层转变 |
| 4.3.2 相变对物理性质的影响 |
| 4.3.3 压力与温度对相变的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 受限铜中密度诱导的结构相变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型构建与模拟过程 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 密度诱导的相变 |
| 5.3.2 相变与分层转变的关系 |
| 5.3.3 相变对黏度与扩散系数的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 受限空间中液态铜锆合金的凝固行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型构建与模拟过程 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 Cu_(64)Zr_(36)合金在受限空间中的晶化 |
| 6.3.2 受限尺寸对晶化温度的影响 |
| 6.3.3 原子活动性、分层现象与振荡行为的关联 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 外文文章 |
| 学位论文评闼及答辩情况表 |
（4）Al-Bi/In偏晶轴瓦合金的制备与摩擦磨损的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 轴瓦合金的研究现状 |
| 1.2.1 轴瓦合金的组织与性能要求 |
| 1.2.2 轴瓦合金的发展历程 |
| 1.2.3 铝基轴瓦合金摩擦磨损研究现状 |
| 1.3 偏晶合金的液相分离理论及凝固控制 |
| 1.3.1 液相分离理论 |
| 1.3.2 偏晶合金的凝固理论 |
| 1.3.3 偏晶合金的凝固控制 |
| 1.4 研究意义 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 原材料及合金制备 |
| 2.2 组织分析及性能测试 |
| 2.2.1 组织分析 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 摩擦磨损实验 |
| 2.2.4 合金成分及相变温度测试 |
| 第3章 Bi和 Pb对 Al_(82)Sn_(15)Si_(2.2)Cu_(0.8) 合金组织和性能的影响 |
| 3.1 Bi和 Pb对 Al_(82)Sn_(15)Si_(2.2)Cu_(0.8) 合金组织的影响 |
| 3.2 Bi和 Pb对 Al_(82)Sn_(15)Si_(2.2)Cu_(0.8) 合金力学性能的影响 |
| 3.3 Bi和 Pb对 Al_(82)Sn_(15)Si_(2.2)Cu_(0.8) 合金摩擦磨损性能的影响 |
| 3.3.1 Bi和 Pb对 Al_(82)Sn_(15)Si_(2.2)Cu_(0.8) 合金磨损量的影响机理 |
| 3.3.2 Bi和 Pb对 Al_(82)Sn_(15)Si_(2.2)Cu_(0.8) 合金摩擦系数的影响机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Sn、Si、Cu对 Al_(92)Bi_8 偏晶合金组织和性能的影响 |
| 4.1 Sn、Si、Cu对 Al_(92)Bi_8 偏晶合金组织的影响 |
| 4.2 Sn、Si、Cu对 Al_(92)Bi_8 偏晶合金力学性能的影响 |
| 4.3 Sn、Si、Cu对 Al_(92)Bi_8 偏晶合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al-In偏晶合金的超声波辅助制备及性能研究 |
| 5.1 超声波辅助制备Al-In合金 |
| 5.2 Al-In合金的摩擦磨损性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间主要科研成果 |
（6）Al-Bi合金凝固过程及微合金化元素Sn的影响（论文提纲范文）
| 1 实验方法 |
| 2 实验结果 |
| 3 理论模型 |
| 4 分析讨论 |
| 4.1 Al-Bi合金凝固组织演变 |
| 4.2 微合金化元素Sn对Al-Bi合金凝固过程影响 |
| 5 结论 |
（7）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 |
（9）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 |
（10）偏晶合金凝固过程及微合金化的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 偏晶合金的研究现状 |
| 1.2.1 偏晶合金两相分离动力学 |
| 1.2.2 偏晶合金实验研究 |
| 1.2.3 偏晶合金凝固过程计算机模拟 |
| 1.3 偏晶合金的制备方法 |
| 1.3.1 机械合金化法 |
| 1.3.2 半固态流变压铸成形法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 光学诱导法 |
| 1.3.5 超声波技术 |
| 1.4 本研究的意义及主要内容 |
| 1.4.1 课题研究的意义 |
| 1.4.2 研究的主要内容 |
| 第2章 研究方案与分析方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2.1 研究方案 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.2 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.3.1 连续凝固装置 |
| 2.3.2 温度测量装置 |
| 2.4 实验过程 |
| 2.4.1 Al-Ti-C中间合金的制备 |
| 2.4.2 Al-Pb(Bi)合金样品制备 |
| 2.4.3 温度曲线的测量 |
| 2.4.4 分析测试 |
| 第3章 微量表面活性元素对偏晶合金凝固过程及显微组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 连续凝固实验 |
| 3.2.2 浇铸凝固实验 |
| 3.2.3 样品处理 |
| 3.3 微量元素作用下Al-Pb偏晶合金凝固过程实验结果 |
| 3.3.1 Sn添加量对Al-Pb合金凝固组织的影响 |
| 3.3.2 微量元素Sn对不同成分Al-Pb合金凝固组织的影响 |
| 3.3.3 Bi添加量对Al-Pb合金凝固组织的影响 |
| 3.3.4 微量元素Bi对不同成分Al-Pb合金凝固组织的影响 |
| 3.4 微量元素作用下Al-Bi偏晶合金凝固过程实验结果 |
| 3.4.1 Sn添加量对Al-Bi合金凝固组织的影响 |
| 3.4.2 微量元素Sn对不同成分Al-Bi合金凝固组织的影响 |
| 3.5 微量元素对偏晶合金连续凝固过程影响机理分析 |
| 3.6 微量表面活性元素作用下偏晶合金连续凝固过程理论模型 |
| 3.6.1 形核模型 |
| 3.6.2 长大模型 |
| 3.6.3 液滴的运动 |
| 3.6.4 液滴的半径分布函数 |
| 3.6.5 温度场控制方程 |
| 3.6.6 浓度场控制方程 |
| 3.6.7 流场控制方程 |
| 3.6.8 初始条件和边界条件 |
| 3.7 微量表面活性元素作用下偏晶合金凝固过程分析及模拟研究 |
| 3.7.1 计算方法 |
| 3.7.2 Al-Pb体系自由能与合金相图 |
| 3.7.3 模型中使用的其他参数的确定 |
| 3.7.4 液—液相变组织演变过程模拟分析 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 Al-Ti-C中间合金的制备过程及显微组织分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 样品制备 |
| 4.2.2 样品处理 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.4 分析讨论 |
| 4.4.1 中间合金制备过程中动力学与热力学分析 |
| 4.4.2 中间合金制备过程中组织演变过程分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 微量化合物对偏晶合金凝固过程及显微组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 样品制备 |
| 5.2.2 样品处理 |
| 5.3 微量化合物作用下偏晶合金凝固过程实验结果 |
| 5.3.1 TiC添加量对Al-5.0%Pb合金凝固组织的影响 |
| 5.3.2 TiC对不同成分Al-Pb合金凝固组织的影响 |
| 5.3.3 TiC添加量对Al-9.0%Bi合金凝固组织的影响 |
| 5.3.4 TiC对不同成分Al-Bi合金凝固组织的影响 |
| 5.4 微量化合物作用下偏晶合金凝固过程理论模型 |
| 5.5 微量化合物作用下偏晶合金凝固过程分析及模拟研究 |
| 5.5.1 计算方法 |
| 5.5.2 Al-Bi体系自由能与合金相图 |
| 5.5.3 Al-Bi-Ti-C体系自由能 |
| 5.5.4 模型中使用的其他参数确定 |
| 5.5.5 液—液相变组织演变过程模拟分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 总结论 |
| 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 |
四、偏晶合金液-液相变过程模拟（论文参考文献）
- [1]激光增材制造Cu-Fe偏晶合金凝固机制与性能调控研究[D]. 谢敏. 天津工业大学, 2021(01)
- [2]亚偏晶Cu-Pb-Sn合金凝固组织及性能研究[D]. 董博闻. 大连理工大学, 2020
- [3]低维受限空间中金属的液液相变[D]. 段云瑞. 山东大学, 2020(08)
- [4]Al-Bi/In偏晶轴瓦合金的制备与摩擦磨损的研究[D]. 杨强. 齐鲁工业大学, 2020(02)
- [5]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)
- [6]Al-Bi合金凝固过程及微合金化元素Sn的影响[J]. 黎旺,孙倩,江鸿翔,赵九洲. 金属学报, 2019(07)
- [7]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)
- [8]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)
- [9]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)
- [10]偏晶合金凝固过程及微合金化的影响[D]. 孙倩. 中国科学技术大学, 2017(02)
标签：弥散强化论文;