一、Study of solid solution strengthening of alloying element with phase structure factors（论文文献综述）
沈国慧[1]（2021）在《新型超高强韧中锰钢组织、力学性能及防弹性研究》文中研究指明传统装甲钢为Cr-Ni-Mo系合金钢,组织由回火马氏体或回火马氏体加少量残余奥氏体组成,具有很高的强度和硬度。然而马氏体装甲钢的塑韧性较差,导致传统装甲钢在受到弹丸射击时容易产生冲塞或碎裂,降低装甲钢的使用寿命。同时Ni和Mo合金元素昂贵,提高了装甲钢的成本。本文在实验室团队大量关于中锰钢研究的前期研究积累基础上,首先开发了中锰钢关键组织特征-残余奥氏体分数以及密度等物性的相关定量计算模型,据此,以C-Si-Mn-Al为主要合金体系并结合少量V、Nb微合金设计,制备了 7-9%Mn含量的新型热轧超高强韧中锰钢,在低密度（p=7.39g/cm3）情况下获得了超高强度、高塑性和良好冲击韧性的热轧钢板,且7Mn钢经测试能够有效抵御53式7.62mm普通钢芯弹穿透,成功实现了该钢种的贵合金元素贫化和密度轻量化。通过深入细致地研究9Mn、7Mn钢在热轧和热处理中组织转变、力学性能以及防弹性能,分析了该类型钢的新型强韧化机理与防弹机理,主要结果如下。（1）中锰钢力学性能与组织中残余奥氏体密切相关,因此准确预判中锰钢中残余奥氏体数量对于成分设计和性能调控十分重要。本文首先通过实验获得的中锰钢实验数据修正和优化了中锰钢Ms转变温度预测模型,使得据此计算出的残余奥氏体分数与实测值之间误差由10%降低至5%以内;在此基础上,结合修正的马氏体和奥氏体晶格常数等经验模型,并考虑冷却过程中马氏体相变导致的体积膨胀,建立了钢的密度新计算模型,且计算值与实测值之间偏差小于±1%。（2）所设计和制备的9Mn钢,700℃长时退火5 h后得到47%Vol%的残奥,拉伸变形时约一半残奥发生转变,最终获得980MPa屈服强度、1100MPa抗拉强度和28%延伸率的力学性能。而700℃短时退火10min后,残奥分数类似但有72%残奥在变形时转变,最终获得1100 MPa屈服强度、1300 MPa抗拉强度和30%延伸率的力学性能。短时退火屈服强度增加主要是由于铁素体中位错无法在短时间内充分回复以及弥散分布的纳米碳化物对位错的钉扎作用,因此以位错强化为主并结合固溶和析出强化提高了屈服强度;而短时退火导致C/Mn向奥氏体配分不充分,稳定性下降,因此更多奥氏体形变时发生相变转变,加工硬化增强,导致抗拉强度和延伸率均增加。但5 mm厚该钢板不能有效抵御子弹穿透,说明强度为防弹性能的首位因素,而塑性贡献不大。（3）进一步改进设计并制备出约5 mm厚7Mn超高强韧热轧钢板,其组织由马氏体基体、沿轧向分层镶嵌在马氏体中的15 Vol%δ铁素体和弥散分布的16 Vol%残余奥氏体组成。经150℃-200℃回火后,在7.39 g/cm3的低密度下获得了 1300 MPa屈服强度、2120 MPa抗拉强度、13%延伸率的拉伸性能和16-24 J的室温和低温（-40℃）冲击韧性以及90°冷弯测试无裂纹的其他力学性能。结果表明其综合力学性能明显优于现有装甲钢,具备合金成本低、密度低的优势。（4）上述热轧7Mn钢由于降低密度而引入了约15 Vol%高温δ铁素体,在此情况下首次实现了高屈服强度（1300 MPa）和超高抗拉强度（2120 MPa）。因为其他含有δ铁素体低密度中锰钢的屈服强度多不超过850MPa,因此通过同步辐射原位拉伸实验深入研究了该钢在三相组织共存情况下的新型强化机制。发现奥氏体主要在屈服后开始逐渐相变转变,应力释放并转移至马氏体和δ铁素体中。三相的屈服顺序依次是马氏体、奥氏体和δ铁素体,也即在热轧时经动态再结晶细化至3 μm左右竹节状的δ铁素体晶粒沿轧向、孤岛状嵌在马氏体基体中,且δ铁素体由于热轧时内部析出的VC抑制了其在低温回火时的位错回复,导致δ铁素体自身被强化;这些特征导致δ铁素体与马氏体基体协同变形而不是优先变形屈服,因此该钢的屈服强度基本和马氏体钢一致;而后残余奥氏体在进一步变形中逐渐转变贡献了显着的加工硬化,导致超高抗拉强度。（5）7Mn超高强韧钢的新型韧化和防弹机理。经检测所开发的7Mn钢可有效抵御53式7.62 mm普通钢芯弹穿透,且无产生任何可见宏观裂纹,并在无缺口时其冲击韧性高达425J。深入分析该钢的弹坑和冲击断口附近组织,均发现该钢的δ铁素体分层组织有效改变了裂纹的传播方向,使得起裂后裂纹沿着原奥氏体晶界和被展长的层状δ铁素体/马氏体相界交替传播,这使得裂纹传播路径大大变长,而不是直接沿着钢板厚度方向传播导致穿透,同时在裂纹传播路径附近的残奥也基本转变;因此这两方面均大幅增加了裂纹传播所需的能量,改善了冲击韧性和防弹性能。因此,利用普遍认为是软相的δ铁素体来改善韧性和防弹性能是本研究的组织设计创新。
邢方静[2]（2021）在《Mg-Zn-Y系镁合金中合金元素的固溶特性及影响机理研究》文中研究表明ZK系镁合金是镁合金中的重要系列,是目前综合性能优良的高强镁合金材料体系之一,具有高比强度、优异的抗应力腐蚀性能及可热处理强化等优点。为了提升ZK系镁合金的性能,包括稀土在内的许多元素被用于合金化处理,合金化是改善镁合金性能的重要方法,合金元素通过对组织产生影响进而影响到合金的性能。固溶是合金元素的重要存在状态,元素的固溶量不仅直接影响合金的固溶强化程度,而且也间接影响化合物的结构种类、数量以及晶粒尺寸等组织因素,从而影响合金组织,带来性能的变化。Y是ZK系合金中常用的稀土合金化元素,但就现有的相关研究工作来看,Y在ZK系镁合金中的固溶以及对组织性能的影响研究多以定性分析为主,同时也鲜见从Y的固溶特性的角度对组织性能变化的原因所进行的深入分析。为此,本课题以ZK31-Y、ZK61-Y为研究合金体系,采用理论计算和实验相结合的方法,分析了不同凝固冷却模式下Y和Zn的固溶特性以及对应的组织的变化,并从元素固溶的角度对合金组织和固溶体力学性能的影响进行了分析讨论。计算分析了元素Y、Zn在Mg中的平衡凝固和Scheil-Gulliver非平衡凝固模式（S-G模式）下的固溶度和元素分配系数,以了解Y、Zn元素各自在Mg中的固溶特性。结果表明,两种合金元素均可以固溶在Mg中,但两种不同凝固模式下Y的固溶度和溶质分配系数均大于Zn;S-G模式下合金元素容易发生过饱和固溶,室温下的固溶量更大。利用第一性原理对固溶体形成能及电荷转移情况的计算结果发现,Mg-Y固溶体的形成能小于Mg-Zn固溶体,即Y更易于溶入Mg基体,且Y与Mg共用电荷数较Zn与Mg更多,键强更大,固溶体更为稳定。计算分析Mg-Zn-Y-Zr合金中Y、Zn元素的平衡凝固和S-G非平衡凝固模式下的固溶度,实验测定了近平衡凝固条件下Mg-Zn-Y-Zr合金中Y、Zn元素的固溶量。结果显示,无论在平衡凝固还是S-G非平衡凝固模式下,Y、Zn的固溶度都明显小于它们在Mg中的对应数值;平衡凝固、S-G非平衡凝固和近平衡凝固合金中的Y和Zn元素之间都存在相互抑制固溶的关系。对合金体系中Y、Zn元素的活度相互作用系数进行了计算,发现其活度相互作用系数为正,即在热力学上,固溶体中共存的Y、Zn元素存在相互排斥作用而使活度变大,从而导致了各自固溶能力的减小。计算分析了Mg-Zn-Y-Zr在平衡凝固及S-G非平衡凝固模式下的相组成,实际观测合金的组织和相组成。计算表明,Zn和Y溶质分配系数小于1,将在固液界面前沿富集,当Zn和Y富集到一定程度时,三元相开始析出。三元相的类型与剩余熔体中的Zn/Y比有关,Zn/Y越低,Y计量比较低的三元相含量越高,而剩余熔体的Zn/Y除了与合金成分有关,也受Y、Zn固溶能力的影响。从元素固溶的角度分析了合金组织变化的原因。计算分析了元素固溶对固溶体弹性和塑性的影响,以实验和计算相结合的方法研究了元素的固溶强化效率。结果显示,Y和Zn固溶于Mg都可使Mg的弹性模量变大,说明固溶体的刚度变大,但Y和Zn固溶于Mg都将使固溶体的塑性降低,即延展性变差;不论对于弹性和塑性,Y的影响作用都更强。Y的固溶强化效率明显高于Zn的固溶强化效率。Y的4d轨道在费米能级处分布较宽且能量较高,与Mg的2s、2p轨道的杂化作用更强,表现出更强的共价键特征。当Y和Zn同时存在于Mg基体中,Zn-Y之间的电子轨道也发生了杂化,使得固溶体中的共价键特征强于二元合金。
王府伯[3]（2021）在《耐磨高熵合金的制备及其性能研究》文中研究说明基于高熵合金在工程材料以及摩擦磨损领域的应用潜力,本研究致力于开发新型高强、高韧和耐磨损材料,以热力学原理和尺寸效应能够形成简单、稳定高熵固溶体为理论依据,设计了Fe元素含量60%以上,Co、Cr、Ni、Mo元素总含量40%以内和Mo元素含量5%以下高性能、低成本高熵合金。采用感应熔炼和电弧熔炼方法制备了Fe-Co-Ni-Cr-Mo-C系列高熵合金。系统的探索了合金的物相组成、微观结构、室温力学性能和室温摩擦学性能,深入的研究了:（Ⅰ）元素C、Cr对合金的物相组成及其性能改善的影响,（Ⅱ）合金的强韧化机理,（Ⅲ）合金的摩擦磨损行为和磨损机理。为高熵合金在机械装备领域的应用提供必要的数据支撑。论文主要结论如下:（1）采用真空感应熔炼技术制备的CoCrFeMoNiCx（x=0、1、2、3、4和5）高熵合金均由单一的BCC相组成。C的添加造成晶格扭曲,内应力增大,晶格常数增大,间隙固溶强化效应显着。C含量大于2%时,少量条状碳化物析出,第二相强化作用明显。在二者的双重作用下,C5合金的力学性能得到明显改善,其洛氏硬度、屈服强度、压缩强度、断裂应变和断裂韧性分别为34.1 HRC、997 MPa、2088 MPa、43.2%和41.2MPa·m0.5。与此同时,C5合金的磨损率最小,表现出良好的耐磨损性能。Co Cr Fe Mo Ni Cx高熵合金在室温下的磨损机制主要为磨粒磨损,同时存在塑性变形和疲劳磨损。（2）采用电弧熔炼技术制备了Fe70.8-xCo13Ni12Cr3Mo1.2Cx（x=0、0.2、0.4、0.6、0.8、1.0、1.5和2.0）系列高熵合金。C0合金由单一的BCC相组成,化学成分分布均匀。C元素的添加激活了BCC相到FCC相的转换机制。随着C含量的增加,BCC相的转变越彻底。当C含量大于1.0%时,枝晶间C、Cr等元素产生富集,合金性能降低。在C原子的间隙固溶强化、BCC相至FCC相的转化和马氏体相变强化的共同作用下,C0.2合金表现出超高的强度和硬度以及良好的塑性和韧性,实现了强度和塑韧性的统一。优异的力学性能使得C0.2合金展现出较高的耐摩擦磨损性能。未掺杂C时,合金的为磨粒磨损、疲劳磨损和塑性变形。C含量为0.2～0.4%时,合金的磨损机制为磨粒磨损。当C含量大于0.4%时,合金的磨损机制为磨粒磨损、疲劳磨损、氧化磨损和塑性变形。（3）采用电弧熔炼技术制备的Fe73.8Co13Ni12CrxMo1.2C0.2（x=0,3,6,12和18）高熵合金随Cr含量的增加逐渐由BCC相转变为FCC相。Cr含量为3%时,在Cr原子的固溶强化和马氏体强化的双重作用下,合金的强度和韧性均提高。但是,大量Cr原子的添加使其在晶体中的溶解度达到饱和,剩余的Cr生成大量的碳化物聚集在晶界处造成晶界开裂,使得合金的力学性能恶化。Cr3合金的磨损率比大部分高熵合金低,表现出优异的抗摩擦磨损性能。它的磨损机制为磨粒磨损。
王卫卫[4]（2021）在《冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究》文中研究说明利用残余奥氏体和贝氏体相变对高强钢的强塑性提升非常有效,论文在传统CMn系冷轧双相钢DP780的显微组织对力学性能影响研究的基础上,围绕优化化学成分、改善相结构和不同连退工艺路线三个方面,通过对高强塑性冷轧双相钢从多相、多尺度、亚稳态奥氏体、多形貌等角度进行系统性优化研究,使得抗拉强度800～1200MPa范围内的强塑积提升至15～20GPa%水平,获得的主要结论如下:（1）冷轧双相钢强塑性的影响因素主要是化学成分、连退工艺、各相显微组织组成。鉴于原型钢CMn系工艺窗口较窄,力学性能偏低且强塑积为13.2GPa%,为了获得更宽的工艺窗口和良好的力学性能匹配,进行了微合金化研究。在相同退火工艺制度下,添加Cr和Nb元素对CMn钢的力学性能均有不同程度的提升,工业大批量应用选择MnCr系钢,Cr有利于岛状马氏体的形成,工艺窗口明显变宽,力学性能波动较大,且强塑积约为13.1～15.1GPa%。MnNb系有利于残余奥氏体、细小的碳化物和1-10nm的NbC析出物的形成,可以提升力学性能和稳定性,工艺窗口更宽,强塑积约为16～18.5GPa%。（2）MnNb系DP780双相钢的增塑性工艺应从成分设计、柔性连退工艺和显微组织控制三个方面考虑,主要采用0.15%C+1.8%Mn+0.04%Nb成分系,通过适当降低双相区临界退火温度、增加快冷温度、提高冷却速度、降低过时效温度,获得FⅠ+FⅡ+M+R.A的显微组织,利用细晶组织、弥散析出以及少量平行分布在板条马氏体之间的薄膜状残余奥氏体在形变时发生相变诱导塑性TRIP效应的综合作用,进一步提高了强塑性。（3）微合金化的MnCr系和MnCrNb系980MPa冷轧多相钢,强塑积均超过15GPa%,强塑性匹配良好。通过调整连续退火工艺参数,工业化生产的MnCr系多相钢的平均力学性能为:Rel=454MPa,Rm=992MPa,A80=16.0%,YS/TS=0.46;实验室 MnCrNb 系多相钢的平均力学性能为 Rel=495～538MPa,Rm=995～1022MPa,YS/TS=0.48～0.53,A50=13.5～15.5%,Agt=9.0～11.8%。（4）含贝氏体的冷轧多相钢强化机理模型为:σ=241+67.7[P]+86[Si]+45[Mn]+11[Al]+9.3×D-1/2+387×D0-1/2× B%+（229.63-2.8990×C%）× M%;其中D为铁素体晶粒尺寸,D0为贝氏体有效晶粒尺寸,C%为碳含量,B%为贝氏体含量,为M%为马氏体含量。此强化机理模型可以很好的反映各个强化方式对含贝氏体的多相钢屈服强度的贡献值和贡献比例。贝氏体的产生可以调节冷轧多相钢的力学性能,F+M+B+R.A可以获得良好的伸长率,而F+M+R.A可以获得超低屈强比。（5）阐明了相同MnCrNb成分条件下不同连续退火工艺路径（DP、TRIP、QP三种工艺）对显微组织和力学性能的影响规律,获得了多相、亚稳、多尺度、多形貌的显微组织的精确调控工艺。DP工艺强度塑性匹配最好,抗拉强度达到980MPa时强塑积超过15GPa%,TRIP工艺路线强塑积最好,800MPa时强塑积均超过18GPa%,QP工艺路线强度级别达到1200MPa,强塑积为8GPa%。
杨飞[5]（2021）在《B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响》文中研究指明K325合金是一种固溶强化型镍基铸造高温合金,因其具有高的强度、优异的加工性能、良好的抗氧化腐蚀性能和铸造性能,成为700℃超超临界机组燃煤机组中箱体和阀体等大型铸件的候选材料。然而上述部件在服役过程中通常因晶界粗化导致塑性不足,从而产生开裂现象,因此本文通过添加微量元素B来提高合金晶界的强度,减小晶界裂纹萌生的倾向。此外,大型铸件在无法进行真空感应方式进行熔炼,需采用电炉与钢包精炼炉进行熔炼,该过程中加入的脱氧剂含量少量的Al和Ti元素,为此本研究通过往合金中加入适量的Al和Ti元素,以明确其在长期时效过程中对合金组织稳定性的影响。本文系的研究了微量元素B,Al和Ti元素对K325合金铸造组织、固溶组织、长期时效组织及室温和700℃力学性能的影响。K325合金的铸造组织呈现出典型的枝晶形貌,合金中的析出相为富Nb的MC型碳化物,铸造组织中无其他类型的沉淀相析出。研究了固溶处理工艺对K325合金的组织及力学性能的影响。当保温时间为1h,固溶温度在1150-1250℃时,随固溶温度的提高,碳化物回溶程度逐渐增大,枝晶偏析现象不再明显,合金成分的均匀性得以提升。当固溶温度为1200℃,时间在0.5-2h时,随保温时间的延长,晶内碳化物的数量逐渐降低。合金经1200℃固溶处理1h并水冷后,其高温屈服强度达到最大值196MPa,且延伸率达到52%。K325合金在650-750℃长期时效过程中,MC碳化物在时效过程中发生退化反应,其退化反应为MC+γ→M23C6。在时效过程中晶界上析出了富Cr的薄膜状M23C6碳化物,随着温度的提高及时效时间的延长,晶界发生粗化,同时部分M23C6碳化物转变为M6C碳化物;γ"相在650-750℃范围内均会析出,其粗化过程符合LSW理论,在650℃时其形核与生长较慢,而在750℃随着时间的延长γ"相会向δ相发生转变,700℃时γ"相具有最佳的生长动力学;δ相同样在650～750℃范围内均会析出,且时效温度为750℃时其粗化速率最快。研究了B对K325合金组织和性能的影响。在不同B含量的合金中未发现硼化物的析出。微量元素B加剧了合金中Nb元素在枝晶间的偏析行为,对其他元素的偏析影响不明显。B元素的加入减小了合金的固液凝固温度区间和二次枝晶间距。B元素对合金的固溶组织及室温、高温强度影响不明显,但是B元素的加入提升了晶界强度,合金在高温下的断裂方式由沿晶断裂向混合断裂方式转变,且穿晶断裂现象随B含量的提升愈发明显。当B元素含量为0.0025%时,合金的室温延伸率由40%提升至68.5%,高温塑性则由45%提升至60%。合金长期时效后,微量元素B偏聚于晶界和γ/M23C6界面,从而对M23C6碳化物形成元素向晶界的扩散起阻碍作用,使晶界碳化物由连续的薄膜状向离散的链状形貌转变,从而改善了晶界性能。B元素的加入显着提高了合金长期时效后的塑性,使合金的断裂方式由沿晶断裂变为沿晶与穿晶混合断裂。B元素的添加使晶界的形貌由连续的薄膜状变为离散的链状,减小了晶界处的应力集中,从而降低了晶界处裂纹萌生的几率;此外,断面上韧窝的数量明显增加,因而合金的塑性得以提升。研究了A1和Ti元素对K325合金组织和性能的影响。Al和Ti元素使合金铸造组织和固溶组织中的MC碳化物含量提高。Ti是MC碳化物的形成元素,因而Al和Ti元素的添加提高了MC型碳化物的析出量。Al、Ti对合金室温及高温瞬时拉伸性能影响不大,却显着提高了合金的持久寿命。合金长期时效后,少量Al、Ti的添加促进了γ"相的析出。由于Al和Ti原子可以替代γ"相中的Nb原子,从而改变了γ"相的晶格常数,使γ/γ"的共格应变降低,降低了γ"相的形核功;同时Al和Ti提高了 Nb元素的活度,使其在基体中的扩散速率增大,从而提高了γ"相的含量并使γ"相的尺寸增大。因此,Al和Ti元素的添加提高了组织中γ"相的含量和热稳定性,从而提高合金长期时效后的高温拉伸强度。合金经700℃长期时效1000h后,屈服强度由421MPa提升至563MPa,抗拉强度由626MPa增大至719MPa。B,Al和Ti元素对K325合金长期时效后的700℃拉伸的变形机制没有影响,位错与γ"相的作用机制为Orowan绕过机制。此外,密集分布的针状δ相和晶界上的碳化物对运动位错存在强烈的阻碍作用,使沉淀强化效果增强。
熊峰[6]（2020）在《CoCrFeMnNi高熵合金组织调控及强韧化机制研究》文中认为目前,被广泛研究的面心立方结构CoCrFeMnNi高熵合金虽然具有良好的塑性和优异的低温断裂性能,但其室温强度较低,从而极大地限制了其作为结构材料的应用。为此,本文以等原子比和非等原子比两种CoCrFeMnNi高熵合金为研究对象,采用氮合金化、搅拌摩擦加工（FSP）、冷轧及退火处理等方法进行固溶强化和细晶强化,研究高熵合金在不同加工条件下的组织演变规律、强韧化机制和探寻提高此类高熵合金强塑性的技术途径。通过对比研究FSP非等原子比CoCrFeMnNi高熵合金组织和力学性能发现:FSP使合金晶粒显着细化,其中加工区的平均晶粒尺寸为2.94μm,不连续动态再结晶是FSP过程中晶粒细化的主要机制。由于再结晶沿剪切变形晶粒附近形核,因此加工区再结晶组织仍保留形变剪切织构G（{001}<110>）。FSP可以显着提高非等原子比CoCrFeMnNi高熵合金显微硬度和拉伸性能,其中显微硬度为201 HV、屈服强度为336 MPa、抗拉强度为615 MPa和均匀延伸率为21.89%。通过对比研究氮合金化铸态和均匀态等原子比CoCrFeMnNi高熵合金组织和力学性能发现:氮合金化和未氮合金化的铸态高熵合金均存在明显的枝晶偏析,其中Fe、Co和Cr在枝晶内富集,而Mn和Ni在枝晶间富集。此外,氮合金化铸态高熵合金枝晶间区域还存在明显的氮原子富集。经均匀化处理后,所有元素都趋于均匀分布。由于氮原子的固溶强化效应,氮合金化显着提高铸态和均匀态CoCrFeMnNi高熵合金的力学性能。通过对比研究氮合金化冷轧和后续退火处理等原子比CoCrFeMnNi高熵合金组织和力学性能发现:未氮合金化高熵合金在冷轧过程中的组织特征以形变孪晶和剪切带为主,而氮合金化高熵合金表现出均匀分布的显微带特征。此外,冷轧态未氮合金化高熵合金的主要织构分量是G型和B型织构,而冷轧态氮合金化高熵合金的主要织构分量是G/B型织构。这可能是因为氮合金化增加了CoCrFeMnNi高熵合金的层错能,从而促进了冷轧过程中位错的滑移。在773-873 K退火时,未氮合金化高熵合金的形变孪晶发生部分湮没,而氮合金化高熵合金表现出较高的显微结构稳定性。随着退火温度的升高,未氮合金化和氮合金化高熵合金都发生了再结晶。氮原子的拖曳作用促进了退火过程中氮合金化高熵合金的晶粒细化。同时,在再结晶区域形成大量的Cr2N沉淀相。与冷轧态相比,在773-873 K退火氮合金化高熵合金的显微硬度和抗拉强度呈反常增加。这可归因于高密度位错区域中氮原子偏聚对位错运动的拖曳效应。在973 K退火后的氮合金化高熵合金表现出最佳的拉伸强度和延性组合,其中屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到872 MPa、1025 MPa和9.57%。这可用氮合金化引起的氮固溶强化、沉淀强化和细晶强化多种机制进行解释。通过对比研究FSP氮合金化等原子比CoCrFeMnNi高熵合金组织及力学性能发现:FSP可显着消除铸态枝晶结构,从而使成分均匀化。由于氮合金化提高了FSP中的动态再结晶形核率并延缓晶粒长大,导致加工区的晶粒比未氮合金化加工区晶粒显着细化。FSP氮合金化高熵合金的显微硬度和拉伸强度大幅度提升主要归因于氮固溶强化和细晶强化的共同作用,其中显微硬度、屈服强度,抗拉强度和均匀延伸率分别提升42%、19%、20%和15%。
秦刚[7]（2020）在《高熵合金价电子浓度与组织性能的相关性》文中研究表明高熵合金,也称多主元合金,一般包含多种主要的组成元素（一般五种或者五种以上元素,并且每一种元素的原子百分比为5-35%）。高熵合金由于其具有简单的固溶体结构（面心立方,体心立方或者密排六方）和较高的室温、低温及高温力学性能,而受到许多冶金学家们的广泛关注。由于高熵合金具有含有多个元素的特点,使得合金成分的设计存在较多的可能。这一方面使其具有较大的发展潜力,另一方面也为它的成分设计带来了巨大的挑战。对于传统合金,合金化法是改善合金组织及力学性能的有效途径。在高熵合金领域,也已经有部分学者采用合金化的方法,以伪二元合金的形式（MYx）,研究合金元素对高熵合金组织和力学性的影响。但如何通过有效的合金设计方法来选择合适的合金元素,通过调节合金所含相的比例来改善合金的力学性能,一直是高熵合金领域需要解决的关键问题。近年来,有研究表明价电子浓度是影响高熵合金相组成的重要物理参数。一个合金设计思路为:通过调控合金成分,改变合金的平均价电子浓度,进而调节合金的相组成,最终实现对合金力学性能的控制。如果这一设计思路被验证,这对设计高熵合金的成分具有实际指导意义。基于上述问题,本文研究了具有较低价电子浓度（VEC）的合金元素Ti、Mo、W和Nb对具有单相FCC结构的CoCrFeMnNi高熵合金的微观组织、相组成及力学性能的影响;研究了具有较高VEC的合金元素Co和Ni以及非金属元素C对具有单相BCC结构的AlCoCrFeNi高熵合金的微观组织、相组成及力学性能的影响。研究结果表明,高价电子浓度的元素有利于改善高熵合金的塑性,低价电子浓度的元素有利于增强高熵合金的强度。这一发现对设计高熵合金的成分具有指导意义,是一种简便易行的设计方法。本文设计并制备出一种等摩尔比和一种非等摩尔比(CoCrCuMnNi和Co9Cr7Cu36Mn25Ni23)的高熵合金,这两种高熵合金具有较好的力学性能,并对这种高熵合金的相热稳定性进行了研究。实验结果表明,在新开发的CoCrCuMnNi及Co9Cr7Cu36Mn25Ni23（原子百分比）高熵合金中,均有大量的纳米析出相产生,其尺寸为5-50 nm。这些纳米析出相的产生对这两种高熵合金的力学性能具有积极作用。通过对合金凝固路径及纳米析出相成分分布进行分析,我们发现,在合金凝固过程中,随着温度的降低,部分原子在基体中的固溶度也将会随之降低,他们将会从过饱和的固溶体基体中析出进而形成析出相。由于高熵合金的迟滞扩散效应,这些析出相长大到一定尺寸后,进一步长大将受到抑制,故而形成尺寸较小的纳米级析出相。拉伸测试结果表明,相比于已报道的高熵合金,这两种高熵合金均具有较为突出的综合拉伸力学性能。在铸造状态下,CoCrCuMnNi高熵合金的拉伸屈服强度,拉伸强度,延伸率分别为458MPa,742 MPa,40%。Co9Cr7Cu36Mn25Ni23高熵合金的拉伸屈服强度,拉伸强度,延伸率分别为401 MPa,700 MPa,36%。对Co9Cr7Cu36Mn25Ni23高熵合金的热处理（热处理条件为200,400,600,800,1000°C条件下保温2小时之后淬火）实验结果表明,当热处理温度为800°C时,在Co9Cr7Cu36Mn25Ni23高熵合金中会有一些Co和Cr富集的sigma相生成,拉伸测试结果显示这些sigma相的形成对Co9Cr7Cu36Mn25Ni23高熵合金的力学性能具有负面作用。通过将实验结果与计算相图（CALPHAD）进行比较,从热力学、动力学的角度对sigma相的形成机制进行了分析。只有选择一个合适的温度,同时满足Sigma相形成的热力学和动力学条件,Sigma相才会在合金中形成,这即为Sigma相形成的动力学和热力学平衡机制。利用第一性原理（EMTO-CPA）的方法对Co9Cr7Cu36Mn25Ni23高熵合金组成相的总能量进行计算,从能量的角度解释了合金中形成两个面心立方相而不是一个面心立方相的原因。
李艳[8]（2020）在《Mg-Sn基合金结构及物理性能的第一性原理研究》文中进行了进一步梳理轻质镁合金具有抗震、高比强度、良好的热传递、良好的工艺性能以及其它许多优点（例如易于回收）,因而在航空、航天、汽车工业、电子等领域,特别因其重量轻的优势,在轻量化领域是一种极具理想应用前景的材料。当前,如何进一步提高镁合金强度以及开发高性能耐热镁合金是未来一项主攻任务,而合金化是提高力学性能的最有效,最直接的方法。本文使用第一性原理研究合金元素Si、Ca、Sn、Sr和La固溶入镁对镁结构、电子结构、弹性和热力学性质的影响;LixMg16Sn8（x=0,1,2,3）相的结构、结构稳定性和弹性性能;Mg-Sn基四元合金Mg-Sn-Si-Ca（Sr）中析出相的结构、电子结构、弹性性能和热力学性能;Mg-Sn基四元合金Mg-Sn-Mn（Si）-La中镧化合物析出相的结构、电子结构、弹性和热力学性质;压力对MgxLa（x=1,2,3）结构、电子结构、弹性以及热力学性能的影响。以上参数对合金性能有重要影响,但用实验手段较难探究到其规律,通过本研究可以获得理论参数,从而对镁合金设计开发和实验起到理论指导作用。本研究得到如下结论:（1）计算了镁基固溶体Mg-R（R=Si,Ca,Sn,Sr,La）的结构、电子结构、弹性性能和热力学性能等。当合金固溶度为2.77 at.%时,Mg-R合金均结构稳定,具有金属特性且都呈延性,这些合金元素的固溶改变了镁的延展性、抗体积形变能力、抗剪切形变能力和硬度。各固溶体的热容随着温度的升高而增大,但导热系数随着温度的升高而不断降低。（2）计算了LixMg16Sn8（x=0,1,2,3）的晶体结构和弹性性能。LixMg16Sn8（x=0,1,2,3）各相的合金化过程均容易进行且结构稳定。Li的间隙固溶降低了Mg2Sn的合金化能力和结构稳定性,且固溶Li原子数越多,合金化能力和结构稳定性越弱。随着间隙掺杂入Mg2Sn中Li原子数目的增多,Mg2Sn的抗体积形变能力、抗剪切形变能力、硬度不断下降。Li掺杂使Mg2Sn由脆性转变为延性,且掺杂入Li原子数越多,合金延展性越好。（3）计算了Mg-Sn-Si-Ca（Sr）合金系中析出相Mg2Si、Mg2Sn、Ca Mg Si和Mg Sn Sr的结构、电子结构、机械性能和热力学性能。合金化能力按Mg2Si<Mg2Sn<Ca Mg Si<Mg Sn Sr顺序依次增强,结构稳定性按Mg2Sn<Mg Sn Sr<Mg2Si<Ca Mg Si顺序依次增强。通过电子结构揭示了四种化合物性能不同的物理学本质。四种化合物都是脆性相。Mg2Sn、Ca Mg Si和Mg Sn Sr相为弹性各向异性,Mg2Si相具有弹性各向同性。四种化合物的熵和热容随温度的升高而增加,导热系数将随温度升高而降低。计算了Mg-Sn-Mn（Si）-La合金系中Mg17La2、La5Sn3和La5Si4的结构、电子结构、力学性质和热力学性能。在Mg-Sn合金中添加Mn、Si和La合金元素,由于形成了金属间化合物La5Si4和La5Sn3相而使合金的结构稳定性得到提高。La5Si4硬质增强相的析出可使合金的硬度得到提升。La5Si4和La5Sn3均表现出延展性,而Mg17La2表现为脆性。随着温度的升高,这三种化合物的体积抗变形性和导热性将降低。随着温度升高,热稳定性也越好。（4）计算了MgxLa（x=1,2,3）的结构性质、态密度、弹性性能及热力学性能,并研究了压力对其性能的影响。增大压力三种化合物越难压缩。压力下总态密度曲线阐明了各化合物性能改变的物理本质。增大压力可明显提高它们的抗体积变形能力,适当增大压力可增强各化合物的延性。一定温度下,MgxLa（x=1,2,3）的体模量、Gibbs自由能和德拜温度随着压力的增大也在增大,热容随压力的增加而减小。
程鹏[9]（2020）在《有序相调控Mg-Y（-Gd）-Zn和CoCrFeNi-M合金组织性能研究》文中指出强塑性间的互斥规律是开发高性能金属结构材料的技术瓶颈,随着我国制造业发展质量水平的快速提升,对强韧化途径的探索备受关注。针对这一现状,本文以有序相的强化效果为切入点,选取Mg-Y（-Gd）-Zn和Co Cr Fe Ni-M两种具有代表性的体系为研究对象,分别采用不同方法实现对有序相的调控并系统地分析它们的形成及演变规律,基于成分-工艺-组织-性能的关联性揭示了主要强化机制并探索多种有效的强韧化途径。首先基于LPSO相的转变机制并结合热处理工艺制备了具有不同组织特征的Mg-Y-Zn-Ti合金,系统地讨论了LPSO相形貌对力学性能和腐蚀行为的影响规律。铸态组织中沿晶界分布的块状LPSO相经高温固溶处理后转变为取向无序的棒状LPSO相,低温固溶处理导致晶粒内析出具有相同取向的层状LPSO相。相比之下,棒状LPSO相更有利于相邻晶粒之间的协调变形且更易发生扭折变形。耐腐蚀性能是制约此类合金应用范围和使用寿命的决定性因素,通过分析腐蚀行为确定了兼顾力学性能和耐腐蚀性能的最佳LPSO相形貌。由于致密的表面膜和LPSO相的均匀分布,含有棒状LPSO相的合金表现出更均匀的腐蚀和更好的耐蚀性。基体中呈排列分布的层状LPSO相增加了阴极比例且破坏了表面膜的致密性,导致腐蚀速率增加并造成严重的局部腐蚀。此外,还发现呈连续分布的LPSO相不仅可以作为微电偶腐蚀中的阴极加快腐蚀而且还充当了阻隔腐蚀的屏障。结合LPSO相和β’相协同强化并引入晶粒细化设计了铸造Mg-Gd-Y-Zn-Ti合金。铸态组织中的Mg5（Gd,Y,Zn）共晶相经固溶处理后转变为短小的板条状LPSO相,LPSO相的第二相强化和基体中Gd、Y元素的固溶强化引起力学性能特别是塑性大幅提高。通过设置浓度梯度并结合对比实验讨论了Ti的晶粒细化行为,发现Ti具有比Zr更好的细化效果,尤其在高温热处理过程中可有效抑制晶粒长大。随着Ti含量的增加,晶粒细化效果明显,高Ti含量合金在固溶处理前后保持了相近的晶粒尺寸。细晶强化效果最终体现在力学性能中,适量的Ti有利于改善合金的强塑性。经峰时效处理后,基体中析出呈弥散分布的透镜状β’相并与共存的14H-LPSO相产生交互作用使合金获得最大强度,含0.4wt%Ti合金的抗拉强度超过300 MPa同时保持了8%的延伸率。将上述协同强化理念应用于Co Cr Fe Ni-M体系,设计了层片状η相析出强化的L12型Co-Cr-Fe-Ni-Ti合金,通过控制合金元素和时效工艺实现对γ’相和η相的同步调节。发现变形量为70%和85%的冷轧态合金经高温退火后均实现完全再结晶,但晶粒尺寸、孪晶数量及位错密度皆因冷轧量的不同而存在差异。在此状态下,Ti在FCC固溶体中引起的细晶强化和固溶强化为主要强化机制。时效后分别在晶粒内部和晶界附近析出具有相似化学成分的纳米级γ’相颗粒和层片状η相。γ’相和η相间对合金元素Ti存在竞争需求,其体积分数均随Ti含量的增加而增加且更高的时效温度促进了γ’相长大。时效态S-Ti0.15合金表现出强度-塑性的理想组合,其抗拉强度达到1 GPa同时保持了45%左右的延伸率。定量分析结果表明超过80%的强度增量来自γ’相和η相引起的析出强化,但过多的η相将导致塑性降低。为减轻强韧化设计对热机械处理的依赖性,基于合金元素Al和Si的性质特点并结合纳米颗粒的析出强化效果,采用复合添加的方法设计了B2型Co-Cr-Fe-Ni-Al-Si合金。通过调控Si含量分析了组织结构的演变规律,该合金从单相FCC固溶体转变为FCC+BCC/B2双相组织且BCC/B2相的体积分数与Si含量呈正相关。发生脆性断裂前,传统复合模型与实际强度增量相符。适量的BCC/B2相有利于获得良好的综合力学性能。随着Si含量的增加,维氏硬度从143 HV提高到826 HV,相应地比磨损率降低了两个数量级。合金中BCC和B2结构以调幅组织的形式共存,Si的添加导致纳米级BCC颗粒从B2有序基体中共格析出,其中BCC颗粒和B2基体分别为富Cr相和Ni-Al相。球状颗粒与基体间的共格界面及尺寸特征决定了析出强化由切过机制主导,FCC到BCC/B2相转变引起的第二相强化同析出强化组成主要强化机制。
钟晓康[10]（2020）在《新型多组元钴基高温合金的加工工艺及强韧化机理研究》文中进行了进一步梳理新型多组元钴基高温合金拥有优异的综合高温性能,同时兼具良好的加工成型性能,综合使用性能达到了商用变形镍基高温合金的水平,展现出较好的工程化应用前景。但是,想要成为新一代的商用变形高温合金,必须建立合理的生产加工工艺路线以实现新型钴合金的工程化应用,并且仍需要继续优化和提升新型钴合金的力学性能。基于上述考虑,本论文主要针对一种新型多组元钴基高温合金的热变形加工特性及其具体生产加工工艺的强韧化机理进行了全面而深入的研究。通过加工图技术和电子背散射衍射（EBSD）分析技术系统地探究了新型钴合金的热变形加工特性,揭示了新型钴合金在不同加工变形条件下的微观组织演变机制,成功建立了流变应力、加工变形条件和微观组织结构的定量关系;通过不同的热处理工艺制度进行了固溶热处理和时效热处理,并采用多种观察分析手段全面地研究了不同热处理工艺制度对新型钴合金的组织结构和力学性能的影响,深入解释了热处理工艺对新型钴合金强韧化的作用机理;通过Ta和Ti合金化拓扑优化了新型钴合金的工程实用性及其力学性能表现,阐述了 Ta和Ti合金化对新型钴合金强韧化的影响机理,并系统探讨了 Ta和Ti合金化对新型钴合金的热变形加工特性的影响。由此得到的主要结论如下:新型钴合金的热变形行为属于典型的动态再结晶（DRX）类型,这类似于商用变形镍基高温合金的流变行为;峰值应力、应变速率和变形温度之间的本构关系可以用Arrhenius型Sellars-Tegart双曲正弦函数方程来描述;热变形加工图表明,在进行新型钴合金的热变形加工时,其真应变量应该控制在0.2～0.5范围内（即工程应变量为22%～65%）,以抑制热变形加工组织缺陷的产生;新型钴合金的最佳加工工艺参数应该在热变形加工图中的流变峰值区内选择,以获得较完全的再结晶晶粒组织。新型钴合金在固溶热处理过程中通过晶界凸出的方式继续进行DRX形核与长大,随着晶界的迁移,DRX晶粒不断消耗由加工硬化带来的位错缺陷并长大;晶界在室温和中温下起到强化作用,而在高温下则成为薄弱环节,对于高温性能要求较高的新型钴合金产品,应选用较高的固溶温度进行固溶热处理,以便获得较为粗大的晶粒组织。新型钴合金经时效热处理后形成典型的γ/γ’两相组织,且γ’强化相呈近似球状弥散分布在γ基体相上;析出的γ’相的形核与长大过程十分符合经典的Lifshitz-Slyozov-Wagner（LSW）理论模型,而由γ’析出相引起的沉淀强化作用对合金强度增加的贡献可以通过位错切过机制中的弱对偶耦合和强对偶耦合模型精准地描述出来。经过Ta和Ti合金化后,新型钴合金的质量密度有所下降,γ’相形状由近似球形变为近似方块状,使得γ/γ’两相间的点阵错配度大大增加,能有效提高新型钴合金的强度,但同时也使得塑性变形受阻;Ta和Ti合金化提高了新型钴合金在低温或高速率下的热变形抗力,将最佳热变形加工区域推向高温、低速率区域,使得新型钴合金的热变形激活能出现了大幅的提高,从而导致新型钴合金的热变形加工变得更加困难了。
二、Study of solid solution strengthening of alloying element with phase structure factors（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、Study of solid solution strengthening of alloying element with phase structure factors（论文提纲范文）
（1）新型超高强韧中锰钢组织、力学性能及防弹性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 装甲钢 |
| 2.1.1 影响防弹性能的显微组织因素 |
| 2.1.2 影响防弹性能的力学性能因素 |
| 2.1.3 影响防弹性能的弹丸因素 |
| 2.1.4 国内外装甲钢板对比 |
| 2.2 高强韧性钢板 |
| 2.2.1 双相钢 |
| 2.2.2 Q&P钢 |
| 2.2.3 低密度轻质钢 |
| 2.2.4 中锰钢 |
| 2.3 中锰钢的强塑性机制 |
| 2.3.1 中锰钢的强化机制 |
| 2.3.2 残余奥氏体的增塑机制 |
| 2.3.3 残余奥氏体的增韧机制 |
| 2.3.4 残余奥氏体的稳定性 |
| 2.4 中锰钢的数值模拟 |
| 3 课题研究背景、内容及实验方法 |
| 3.1 课题研究背景 |
| 3.2 课题研究内容 |
| 3.3 实验方法 |
| 3.3.1 力学性能测试 |
| 3.3.2 防弹性能测试 |
| 3.3.3 显微组织观察与分析方法 |
| 3.3.4 同步辐射原位拉伸实验 |
| 4 中锰钢组织设计模型 |
| 4.1 残余奥氏体分数计算 |
| 4.2 密度计算 |
| 4.2.1 摩尔体积计算 |
| 4.2.2 密度计算过程 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 9Mn钢制备、组织调控以及性能研究 |
| 5.1 钢种制备 |
| 5.1.1 化学成分设计 |
| 5.1.2 热轧和热处理工艺制定 |
| 5.2 显微组织演变与力学性能研究 |
| 5.2.1 热轧板显微组织分析 |
| 5.2.2 终轧温度和模拟卷曲对力学性能的影响 |
| 5.2.3 退火时间对力学性能的影响 |
| 5.3 防弹性能研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 7Mn钢制备、组织调控以及力学性能研究 |
| 6.1 钢种制备 |
| 6.1.1 化学成分设计 |
| 6.1.2 δ铁素体含量计算 |
| 6.1.3 热轧和热处理工艺 |
| 6.2 回火工艺对组织与力学性能的影响 |
| 6.2.1 回火工艺对显微组织的影响 |
| 6.2.2 回火工艺对力学性能的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 7Mn钢原位拉伸过程的微观力学行为演变研究 |
| 7.1 原位拉伸过程中的力学性能、残余奥氏体变化 |
| 7.2 原位拉伸过程中微观应力配分行为 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 7Mn钢防弹性能与机理研究 |
| 8.1 7Mn钢弹坑显微组织变化的研究 |
| 8.2 7Mn钢防弹机理的研究 |
| 8.3 本章小结 |
| 9 结论 |
| 10 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 |
（2）Mg-Zn-Y系镁合金中合金元素的固溶特性及影响机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁合金简述 |
| 1.1.1 镁合金的性能及应用 |
| 1.1.2 ZK系镁合金的化学组成与组织性能 |
| 1.1.3 稀土在ZK镁合金中的作用 |
| 1.2 镁合金的强化 |
| 1.2.1 细晶强化 |
| 1.2.2 第二相强化 |
| 1.2.3 固溶强化 |
| 1.3 Zn、Zr、Y在镁合金中的固溶特性 |
| 1.3.1 Zn的固溶特点 |
| 1.3.2 Zr的固溶特点 |
| 1.3.3 Y的固溶特点 |
| 1.4 元素固溶能力的研究方法 |
| 1.4.1 热力学研究方法 |
| 1.4.2 第一性原理计算方法 |
| 1.4.3 实验测定方法 |
| 1.5 本课题的研究意义和目的 |
| 1.5.1 针对的问题与不足 |
| 1.5.2 本课题的研究内容 |
| 1.5.3 本课题的研究目的和意义 |
| 第二章 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验材料及其制备 |
| 2.1.1 合金体系设计 |
| 2.1.2 合金熔炼 |
| 2.1.3 分析试样制备 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 合金元素固溶量的测定分析 |
| 2.2.2 合金凝固过程的热力学计算分析 |
| 2.2.3 元素固溶能力以及交互影响的计算分析 |
| 2.2.4 合金力学性能的计算分析 |
| 2.3 主要研究条件 |
| 2.3.1 实验设备 |
| 2.3.2 Thermo-Calc热力学计算软件 |
| 2.3.3 Material Studio第一性原理计算软件 |
| 第三章 Y、Zn元素在镁中的固溶能力分析 |
| 3.1 平衡凝固条件下元素的固溶能力 |
| 3.1.1 元素的平衡固溶度 |
| 3.1.2 溶质平衡分配系数 |
| 3.2 S-G凝固模式下元素的固溶能力 |
| 3.2.1 S-G凝固模式的溶质固溶度 |
| 3.2.2 S-G凝固模式的溶质分配系数 |
| 3.3 Mg-X(Y、Zn)合金中元素固溶能力的第一性原理研究 |
| 3.3.1 计算超胞构建 |
| 3.3.2 超胞的形成能 |
| 3.3.3 电子局域化和轨道集局值 |
| 第四章 Y、Zn在 ZK-Y合金中的固溶能力及相互影响 |
| 4.1 平衡及S-G凝固条件下元素的固溶能力 |
| 4.1.1 平衡凝固条件下元素的固溶度 |
| 4.1.2 S-G凝固模式下元素的固溶量 |
| 4.2 Zn、Y元素固溶能力相互影响的热力学分析 |
| 4.2.1 活度与活度相互作用系数 |
| 4.2.2 活度相互作用系数的计算 |
| 4.2.3 结算结果与分析 |
| 4.3 近平衡凝固条件下元素固溶量的测定分析 |
| 4.3.1 近平衡凝固条件下元素固溶量的测定 |
| 4.3.2 不同凝固模式下元素的固溶程度 |
| 第五章 ZK合金中的Zn、Y元素分布与相组成 |
| 5.1 合金凝固过程中Zn、Y元素的溶质分配系数 |
| 5.1.1 平衡凝固条件下元素的溶质分配系数 |
| 5.1.2 S-G凝固模式下元素有效溶质分配系数 |
| 5.2 合金的相组成 |
| 5.2.1 平衡状态下合金的相组成 |
| 5.2.2 S-G凝固模式下合金的相组成 |
| 5.3 近平衡凝固条件下合金的相组成 |
| 5.3.1 合金的基本组织 |
| 5.3.2 合金的相组成 |
| 第六章 Mg-X固溶体的力学性能与Y、Zn强化效率 |
| 6.1 Mg-X(Y、Zn)溶体的弹性与塑性 |
| 6.1.1 固溶体弹性计算分析 |
| 6.1.2 固溶体塑性计算分析 |
| 6.2 Mg-X(Y、Zn)中固溶体的固溶强化效率 |
| 6.2.1 二元Mg-X合金处理 |
| 6.2.2 二元Mg-X合金的固强化效率研究 |
| 6.3 Mg-Zn-Zr-Y合金中固溶体的固溶强化效率 |
| 6.3.1 近平衡实验合金中固溶体的显微硬度 |
| 6.3.2 固溶处理后实验合金的固溶强化效率研究 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）耐磨高熵合金的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金 |
| 1.2.1 高熵合金的定义和基本规律 |
| 1.2.2 高熵合金的特性 |
| 1.2.3 高熵合金的性能特点 |
| 1.3 本文的研究思路 |
| 1.3.1 课题研究内容 |
| 1.3.2 技术路线 |
| 2 材料制备与实验方法 |
| 2.1 元素的性能及其参数 |
| 2.1.1 元素的选择 |
| 2.1.2 原料的规格 |
| 2.1.3 元素的性能参数 |
| 2.1.4 高熵合金中二元合金的混合焓 |
| 2.2 样品的制备与检测 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 真空感应熔炼制备样品 |
| 2.2.3 高真空电弧熔炼制备样品 |
| 2.3 样品的后处理 |
| 2.4 合金的微观结构 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 密度 |
| 2.5.2 硬度 |
| 2.5.3 压缩性能测试 |
| 2.5.4 断裂韧性测试 |
| 2.6 摩擦学性能测试 |
| 3 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的组织及其力学和摩擦学性能 |
| 3.1 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的设计依据 |
| 3.2 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的微观结构 |
| 3.2.1 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的相组成 |
| 3.2.2 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的价电子浓度 |
| 3.2.3 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的元素分布 |
| 3.2.4 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的显微组织 |
| 3.3 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的力学性能 |
| 3.3.1 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的硬度 |
| 3.3.2 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的压缩力学性能 |
| 3.3.3 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的断裂韧性 |
| 3.4 CoCrFeMoNiC_x摩擦磨损性能 |
| 3.4.1 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的摩擦系数与磨损率 |
| 3.4.2 CoCrFeMoNiC_x高熵合金的摩擦磨损机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的微观结构、力学性能和摩擦学性能 |
| 4.1 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的理论设计 |
| 4.1.1 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的设计参数 |
| 4.1.2 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金中δ-ΔHmix和δ-Ω规则 |
| 4.2 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的微观结构 |
| 4.2.1 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的相组成 |
| 4.2.2 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的金相组织及元素分布 |
| 4.2.3 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的显微结构 |
| 4.3 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的力学性能 |
| 4.3.1 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的力学性能 |
| 4.3.2 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的断裂机制 |
| 4.4 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的摩擦学性能 |
| 4.4.1 Fe_(70.8-x)Co_(13)Ni_(12)Cr_3Mo_(1.2)C_x高熵合金的摩擦系数和磨损率 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Fe_(70.6)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金组织结构、力学性能和摩擦学性能 |
| 5.1 Fe_(70.6)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的理论计算 |
| 5.2 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的相组成与显微组织 |
| 5.2.1 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的相组成 |
| 5.2.2 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的元素分布 |
| 5.2.3 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的微观结构 |
| 5.3 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的力学性能 |
| 5.3.1 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的力学性能 |
| 5.3.2 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的断裂韧性 |
| 5.4 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的摩擦学性能 |
| 5.4.1 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的摩擦系数和磨损率 |
| 5.4.2 Fe_(73.8)Co_(13)Ni_(12)Cr_xMo_(1.2)C_(0.2)高熵合金的磨损机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读学位期间发表论文 |
（4）冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 典型先进高强度汽车用钢研究进展 |
| 1.2.1 先进高强钢的研究进展 |
| 1.2.2 TRIP钢 |
| 1.2.3 TWIP钢 |
| 1.2.4 QP钢 |
| 1.2.5 中锰钢 |
| 1.2.6 其他类型的先进高强钢 |
| 1.3 国内外冷轧双相钢研究进展 |
| 1.3.1 国外双相钢的研究开发 |
| 1.3.2 国内双相钢的研究开发 |
| 1.3.3 合金元素及轧制工艺对双相钢性能的影响 |
| 1.3.4 连续退火工艺对DP钢性能的影响 |
| 1.3.5 DP钢的织构类型 |
| 1.4 论文的选题意义、研究目标、研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 选题意义 |
| 1.4.2 研究目标 |
| 1.4.3 研究内容 |
| 1.4.4 技术路线 |
| 第二章 超低屈强比冷轧双相钢DP780的增塑性工艺研究 |
| 2.1 实验材料和方法 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 关键相变点测定及经验公式计算 |
| 2.1.3 实验室试验工艺 |
| 2.1.4 工业试验工艺 |
| 2.1.5 力学性能检测方法和显微组织分析方法 |
| 2.2 不同成分和连退工艺对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.1 合金元素Cr、Nb对显微组织和力学性能的影响 |
| 2.2.2 不同退火温度对金相显微组织和力学性能的影响 |
| 2.3 含铌钢不同退火温度和变形条件对显微组织的影响 |
| 2.3.1 含铌钢不同退火温度条件下显微组织的精细化分析 |
| 2.3.2 含铌钢不同应力应变条件下残余奥氏体的稳定性研究 |
| 2.4 含残余奥氏体双相钢的强塑化机理及增塑性工艺 |
| 2.4.1 强化机理 |
| 2.4.2 塑性机理 |
| 2.4.3 增塑性工艺 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 贝氏体在冷轧多相钢中的作用及强塑化机理研究 |
| 3.1 实验材料和方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.3 实验工艺 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 连续冷却条件下不同冷却速度对显微组织的影响 |
| 3.2.2 力学性能 |
| 3.2.3 显微组织 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.3.1 工业条件下不同冷却速度对显微组织和力学性能的影响 |
| 3.3.2 贝氏体形成机理 |
| 3.3.3 含贝氏体冷轧多相钢的强化机理模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 不同连退工艺路线对冷轧高强钢显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.1.3 试验工艺 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 DP工艺路线力学性能 |
| 4.2.2 TRIP工艺路线力学性能 |
| 4.2.3 QP工艺路线力学性能 |
| 4.2.4 DP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.5 TRIP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.2.6 QP工艺路线显微组织及织构分析 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 双相区临界温度对冷轧双相钢DP980显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.2 不同连退工艺路线对显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 冷轧高强钢的多相组织精确调控工艺探索 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 主要结论 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表论文和参加科研情况 |
| 致谢 |
（5）B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金发展概况 |
| 1.2 铸造高温合金的发展和应用 |
| 1.3 高温合金中元素的作用和强化机制 |
| 1.3.1 高温合金中元素的作用 |
| 1.3.2 高温合金的强化机制 |
| 1.4 超超临界技术发展概述 |
| 1.5 超超临界燃煤机组用高温材料概述 |
| 1.5.1 超超临界机组用高温材料的发展 |
| 1.5.2 700℃超超临界燃煤机组关键部位选材 |
| 1.6 本文主要研究背景和内容 |
| 1.6.1 本文主要研究背景和意义 |
| 1.6.2 本文主要研究内容 |
| 第2章 B,Al和Ti对K325合金凝固组织的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 显微组织及定量分析 |
| 2.3 B对K325合金铸造组织及凝固行为的影响 |
| 2.3.1 B对合金铸造组织的影响 |
| 2.3.2 B对合金凝固行为的影响 |
| 2.4 Al和Ti对K325合金铸造组织及凝固行为的影响 |
| 2.5 分析讨论 |
| 2.5.1 凝固组织中的析出相 |
| 2.5.2 B元素对合金二次枝晶间距的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 B,Al和Ti对K325合金固溶组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 不同固溶处理制度对合金组织的影响 |
| 3.3.1 固溶处理温度对合金组织的影响 |
| 3.3.2 固溶保温时间对合金组织的影响 |
| 3.4 不同固溶处理制度对合金拉伸性能的影响 |
| 3.4.1 固溶处理温度对合金拉伸性能的影响 |
| 3.4.2 固溶处理时间对合金拉伸性能的影响 |
| 3.5 B对合金固溶组织及力学性能的影响 |
| 3.5.1 B元素对合金固溶组织的影响 |
| 3.5.2 B元素对合金拉伸性能的影响 |
| 3.5.3 B元素对合金持久性能的影响 |
| 3.6 Al和Ti元素对合金固溶组织及力学性能的影响 |
| 3.6.1 Al和Ti元素对合金固溶组织的影响 |
| 3.6.2 Al和Ti元素对合金拉伸性能的影响 |
| 3.7 分析讨论 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 B,Al和Ti元素对K325合金长期时效组织稳定性及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 长期时效后合金的组织演化规律 |
| 4.3.1 热力学模拟结果 |
| 4.3.2 γ"相的演化规律 |
| 4.3.3 碳化物的演化规律 |
| 4.3.4 δ相的演化规律 |
| 4.4 B对K325合金长期时效后合金组织的影响规律 |
| 4.4.1 含B合金长期时效后组织的析出相及B元素的分布 |
| 4.4.2 B元素对γ"相演化规律的影响 |
| 4.4.3 B元素对晶界碳化物演化规律的影响 |
| 4.4.4 B元素对δ相演化规律的影响 |
| 4.5 Al和Ti元素对K325合金长期时效后合金组织的影响规律 |
| 4.5.1 Al和Ti在合金长期时效后组织中的分布 |
| 4.5.2 Al和Ti对γ"相演化规律的影响 |
| 4.5.3 Al和Ti对δ相演化规律的影响 |
| 4.5.4 Al和Ti对晶界碳化物演化规律的影响 |
| 4.6 B,Al和Ti元素对K325合金长期时效后力学性能的影响 |
| 4.6.1 B,Al和Ti对合金700℃拉伸性能的影响 |
| 4.6.2 B元素对合金700℃拉伸断裂特性的影响 |
| 4.6.3 B,Al和Ti对合金700℃拉伸变形机制的影响 |
| 4.7 分析讨论 |
| 4.7.1 δ相对晶界碳化物形貌的影响 |
| 4.7.2 Al和Ti元素对γ"相的作用规律 |
| 4.7.3 Al和Ti元素对δ相的影响 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 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 |
（6）CoCrFeMnNi高熵合金组织调控及强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高熵合金的提出及定义 |
| 1.2 高熵合金的四大核心效应 |
| 1.2.1 热力学上的高熵效应 |
| 1.2.2 结构上的晶格畸变效应 |
| 1.2.3 动力学上的迟滞扩散效应 |
| 1.2.4 性能上的鸡尾酒效应 |
| 1.3 高熵合金的组织结构和力学性能特点 |
| 1.3.1 高熵合金组织结构特点 |
| 1.3.2 高熵合金力学性能特点 |
| 1.4 高熵合金间隙原子强化研究现状 |
| 1.4.1 高熵合金碳原子强化研究现状 |
| 1.4.2 高熵合金氮原子强化研究现状 |
| 1.4.3 高熵合金硼原子强化研究现状 |
| 1.4.4 高熵合金氧和氢原子强化研究现状 |
| 1.5 高熵合金塑性变形加工强化研究现状 |
| 1.5.1 高熵合金轧制和退火强化研究现状 |
| 1.5.2 高熵合金等通道角挤压强化研究现状 |
| 1.5.3 高熵合金高压扭转强化研究现状 |
| 1.5.4 高熵合金搅拌摩擦加工强化研究现状 |
| 1.6 课题研究背景及意义 |
| 1.7 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验方案及分析方法 |
| 2.1 高熵合金的熔炼和浇铸 |
| 2.2 加工方法 |
| 2.2.1 均匀化处理 |
| 2.2.2 冷轧和退火处理 |
| 2.2.3 搅拌摩擦加工 |
| 2.3 显微组织分析 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微镜分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.4 背散射电子衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 宏观织构分析 |
| 2.4.1 样品制备 |
| 2.4.2 织构测量 |
| 2.4.3 数据分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 第3章 搅拌摩擦加工Fe_(40)Mn_(27)Ni_(26)Co_5Cr_2 高熵合金组织演变和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 相结构分析 |
| 3.3 显微组织分析 |
| 3.3.1 铸态显微组织 |
| 3.3.2 均匀态显微组织 |
| 3.3.3 加工区显微组织 |
| 3.4 搅拌摩擦加工组织和织构演变机制分析 |
| 3.4.1 搅拌摩擦加工组织演变机制 |
| 3.4.2 搅拌摩擦加工织构演变分析 |
| 3.5 力学性能分析 |
| 3.5.1 搅拌摩擦加工对显微硬度的影响 |
| 3.5.2 搅拌摩擦加工对拉伸性能的影响 |
| 3.6 拉伸断口形貌和变形行为分析 |
| 3.6.1 拉伸断口形貌分析 |
| 3.6.2 拉伸变形行为分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 氮合金化对CoCrFeMnNi高熵合金显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 相结构分析 |
| 4.3 氮合金化对显微组织的影响 |
| 4.3.1 氮合金化对铸态显微组织的影响 |
| 4.3.2 氮合金化对均匀态显微组织的影响 |
| 4.4 氮合金化对力学性能的影响 |
| 4.4.1 氮合金化对显微硬度的影响 |
| 4.4.2 氮合金化对拉伸性能的影响 |
| 4.5 氮合金化对拉伸断裂行为的影响 |
| 4.5.1 氮合金化对拉伸断口形貌的影响 |
| 4.5.2 氮合金化改善高熵合金拉伸性能的机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 氮合金化CoCrFeMnNi高熵合金冷轧和退火处理组织演变和力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 相结构分析 |
| 5.3 氮合金化对冷轧显微组织和织构演变的影响 |
| 5.3.1 氮合金化对冷轧显微组织演变的影响 |
| 5.3.2 氮合金化对冷轧织构演变的影响 |
| 5.4 氮合金化对退火显微组织演变的影响 |
| 5.5 氮合金化对力学性能的影响 |
| 5.5.1 氮合金化对显微硬度的影响 |
| 5.5.2 氮合金化对拉伸性能的影响 |
| 5.6 氮合金化对拉伸强化机制的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 氮合金化CoCrFeMnNi高熵合金搅拌摩擦加工组织及力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 相结构分析 |
| 6.3 氮合金化对加工区显微组织的影响 |
| 6.4 氮合金化对加工区力学性能和断裂行为的影响 |
| 6.4.1 氮合金化对加工区显微硬度的影响 |
| 6.4.2 氮合金化对加工区拉伸性能的影响 |
| 6.4.3 氮合金化对加工区拉伸断口形貌的影响 |
| 6.5 氮合金化对加工区拉伸强化机制的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（7）高熵合金价电子浓度与组织性能的相关性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与目的 |
| 1.1.1 高熵合金的起源 |
| 1.1.2 高熵合金的定义 |
| 1.1.3 高熵合金的四大效应 |
| 1.1.4 高熵合金的应用 |
| 1.1.5 选题的目的及意义 |
| 1.2 高熵合金的力学性能及合金设计方法 |
| 1.2.1 高熵合金的力学性能 |
| 1.2.2 高熵合金的设计方法 |
| 1.3 Nb引起CoCrFeNi合金中Laves相形成 |
| 1.3.1 Nb添加对CoCrFeNi合金中Laves相形成及力学性能影响 |
| 1.3.2 Mo对AlCoCrCuFeNi合金中相组成与力学性能影响 |
| 1.3.3 CoCrCuFeNiTi_x高熵合金中的相组成与力学性能 |
| 1.3.4 Al对 CoCrFeMnNi合金中BCC相形貌与性能的影响 |
| 1.3.5 V诱发CoCrFeMnNi合金中σ相形成 |
| 1.3.6 CoCrFeNiW_x合金中μ相的形成 |
| 1.3.7 AlCo_xCrFeNi高熵合金的组织与力学性能 |
| 1.3.8 CoFeNi_xVMo高熵合金组织与力学性能 |
| 1.3.9 C添加对CoCrFeNiMn合金组织与力学性能的影响 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 高熵合金的制备 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试样的制备 |
| 2.2 试样的切割 |
| 2.3 组织结构分析 |
| 2.3.1 X射线衍射测试相结构 |
| 2.3.2 扫描电镜微观组织分析 |
| 2.3.3 电子探针相成分分析 |
| 2.3.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 压缩试验 |
| 2.4.2 拉伸试验 |
| 第3章 低VEC元素对FCC高熵合金组织与力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti添加对CoCrFeMnNi高熵合金组织和力学性能的影响 |
| 3.2.1 Laves相的形成 |
| 3.2.2 (CoCrFeMnNi)_(100-x)Ti_x高熵合金中Laves相的体积分数 |
| 3.2.3 (CoCrFeMnNi)_(100-x)Ti_x高熵合金中元素的分布 |
| 3.2.4 Ti添加对合金室温压缩性能的影响 |
| 3.3 Mo添加对CoCrFeMnNi高熵合金组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 Sigma相的形成 |
| 3.3.2 (CoCrFeMnNi)_(100-x)Mo_x高熵合金中Sigma相的体积分数 |
| 3.3.3 Mo添加对合金中元素分布的影响 |
| 3.3.4 (CoCrFeMnNi)_(100-x)Mo_x高熵合金的室温压缩性能 |
| 3.4 Nb添加对CoCrFeMnNi高熵合金组织和力学性能的影响 |
| 3.4.1 Laves相的形成 |
| 3.4.2 (CoCrFeMnNi)_(100-x)Nb_x合金中Laves相的体积分数 |
| 3.4.3 Nb添加对合金中元素分布的影响 |
| 3.4.4 (CoCrFeMnNi)_(100-x)Nb_x合金的室温压缩性能 |
| 3.5 W添加对合金组织和力学性能的影响 |
| 3.5.1 W添加对合金中相组成的预测 |
| 3.5.2 W添加引发合金中BCC相的形成 |
| 3.5.3 W添加对合金中相体积分数的影响 |
| 3.5.4 W添加对合金中元素分布的影响 |
| 3.5.5 BCC相形成机理分析 |
| 3.5.6 W添加对合金室温压缩性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 高VEC元素及C对 BCC高熵合金组织与力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Co添加对AlCoCrFeNi高熵合金组织和力学性能的影响 |
| 4.2.1 FCC相的形成 |
| 4.2.2 (AlCoCrFeNi)_(100-x)Co_x高熵合金中FCC相的体积分数 |
| 4.2.3 合金中的元素分布 |
| 4.2.4 (AlCoCrFeNi)_(100-x)Co_x高熵合金的室温压缩性能 |
| 4.3 Ni添加对AlCoCrFeNi高熵合金组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 FCC相的生成 |
| 4.3.2 (AlCoCrFeNi)_(100-x)Ni_x高熵合金中FCC相的体积分数 |
| 4.3.3 合金中元素的分布 |
| 4.3.4 (AlCoCrFeNi)_(100-x)Ni_x高熵合金的室温压缩性能 |
| 4.4 C添加对合金组织和力学性能的影响 |
| 4.4.1 (AlCoCrFeNi)_(100-x)C_x高熵合金的相组成 |
| 4.4.2 微观组织 |
| 4.4.3 合金中元素的分布 |
| 4.4.4 合金的室温压缩性能 |
| 4.4.5 合金的晶粒尺寸 |
| 4.4.6 C添加细化晶粒机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 CoCrCuMnNi高熵合金的微观组织及力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金的微观组织及力学性能 |
| 5.2.1 CoCrCuMnNi高熵合金的相组成 |
| 5.2.2 CoCrCuMnNi高熵合金的微观组织 |
| 5.2.3 CoCrCuMnNi高熵合金的成分分布 |
| 5.2.4 CoCrCuMnNi高熵合金的力学性能 |
| 5.2.5 CoCrCuMnNi高熵合金的相形成机理分析 |
| 5.2.6 CoCrCuMnNi高熵合金的强化机制分析 |
| 5.3 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的微观组织及力学性能 |
| 5.3.1 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的相组成 |
| 5.3.2 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的微观组织 |
| 5.3.3 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的成分分布 |
| 5.3.4 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的力学性能 |
| 5.3.5 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的相形成机理分析 |
| 5.3.6 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的强化机制分析 |
| 5.4 热处理对Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金微观组织及力学性能影响 |
| 5.4.1 相图计算对Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的相结构预测 |
| 5.4.2 热处理对Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的微观组织的影响 |
| 5.4.3 热处理对Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金力学性能的影响 |
| 5.4.4 Co_9Cr_7Cu_(36)Mn_(25)Ni_(23)高熵合金的相形成机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（8）Mg-Sn基合金结构及物理性能的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金性能特点概述 |
| 1.2 镁的合金化 |
| 1.3 镁合金的研究现状 |
| 1.3.1 实验研究动态 |
| 1.3.1.1 Mg-Al合金 |
| 1.3.1.2 Mg-Zn合金 |
| 1.3.1.3 Mg-RE合金 |
| 1.3.1.4 Mg-Mn合金 |
| 1.3.1.5 Mg-Li合金 |
| 1.3.1.6 Mg-Sn合金 |
| 1.3.2 理论研究动态 |
| 1.4 研究内容及意义 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 理论基础及研究方法 |
| 2.1 三大近似 |
| 2.1.1 非相对论近似 |
| 2.1.2 绝热近似 |
| 2.1.3 单电子近似或轨道近似 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 Thomas-Fermi模型 |
| 2.2.2 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.2.3 Kohn-Sham方程 |
| 2.3 交换一关联泛函近似 |
| 2.4 赝势 |
| 2.5 计算软件 |
| 第3章 合金元素对Mg结构、弹性性能及热力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 结构优化与稳定性 |
| 3.3.2 电子结构 |
| 3.3.3 弹性性能 |
| 3.3.4 热力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Li元素掺杂对Mg_2Sn结构、弹性性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 计算结果与分析 |
| 4.3.1 Li_xMg_(16)Sn_8 (x=0,1,2,3)晶体模型 |
| 4.3.2 Li_xMg_(16)Sn_8 (x=0,1,2,3)的形成焓和结合能 |
| 4.3.3 Li_xMg_(16)Sn_8 (x=0,1,2,3)弹性性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Mg-Sn基四元合金析出相结构、弹性及热性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Mg-Sn-Si-Ca(Sr)合金中金属间化合物的结构、电子、弹性和热力学计算 |
| 5.2.1 计算方法 |
| 5.2.2 计算结果与分析 |
| 5.2.2.1 晶型结构与稳定性 |
| 5.2.2.2 电子结构 |
| 5.2.2.3 弹性性能 |
| 5.2.2.4 热力学性能 |
| 5.3 Mg-Sn-Mn(Si)-La合金中Mg_(17)La_2、La_5Sn_3及La_5Si_4结构、弹性和热力学计算 |
| 5.3.1 计算方法 |
| 5.3.2 计算结果和分析 |
| 5.3.2.1 晶型结构与稳定性 |
| 5.3.2.2 电子结构 |
| 5.3.2.3 弹性性能 |
| 5.3.2.4 热力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 压力下Mg_xLa(x=1,2,3)结构及物理性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法 |
| 6.3 计算结果与分析 |
| 6.3.1 压力对晶型结构的影响 |
| 6.3.2 压力对电子结构的影响 |
| 6.3.3 压力对力学性能的影响 |
| 6.3.4 压力对热力学性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（9）有序相调控Mg-Y（-Gd）-Zn和CoCrFeNi-M合金组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 有序相增强Mg-Y(-Gd)-Zn系合金研究进展 |
| 1.2.1 Mg-Y(-Gd)-Zn合金强韧化机理 |
| 1.2.2 Mg-Y(-Gd)-Zn合金中LPSO相的形成及调控 |
| 1.2.3 Mg-Y(-Gd)-Zn合金的时效析出行为 |
| 1.3 有序相增强CoCrFeNi-M系合金研究进展 |
| 1.3.1 高熵合金定义及特性 |
| 1.3.2 CoCrFeNi-M合金强韧化机理 |
| 1.3.3 CoCrFeNi-M合金中有序相的强化效果 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第二章 LPSO相形貌对Mg-Y-Zn-Ti合金力学性能和腐蚀行为的影响 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验设计与过程 |
| 2.2.1 材料及制备方法 |
| 2.2.2 组织结构表征及性能测试 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 相组成及微观组织分析 |
| 2.3.2 力学性能分析 |
| 2.3.3 腐蚀行为分析 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 LPSO相的形成及演变 |
| 2.4.2 LPSO相形貌对力学性能的影响 |
| 2.4.3 LPSO相形貌对腐蚀行为的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 LPSO相和β'相协同强化的铸造Mg-Gd-Y-Zn-Ti合金组织及力学性能 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验设计与过程 |
| 3.2.1 材料及制备方法 |
| 3.2.2 组织结构表征及性能测试 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 相组成及微观组织分析 |
| 3.3.2 时效硬化行为 |
| 3.3.3 力学性能分析 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 强化机制分析 |
| 3.4.2 不同强化机制在Mg-Gd-Y-Zn-Ti合金中的作用 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 层片状η相析出强化的L12型Co-Cr-Fe-Ni-Ti合金组织及力学性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验设计与过程 |
| 4.2.1 材料及制备方法 |
| 4.2.2 组织结构表征及性能测试 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 相组成及微观组织分析 |
| 4.3.2 力学性能分析 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 时效析出行为 |
| 4.4.2 强化机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 相转变对B2型Co-Cr-Fe-Ni-Al-Si合金组织及力学性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验设计与过程 |
| 5.2.1 材料及制备方法 |
| 5.2.2 组织结构表征及性能测试 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 相组成及微观组织分析 |
| 5.3.2 力学性能分析 |
| 5.3.3 硬度及摩擦磨损性能分析 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 相形成及转变机制 |
| 5.4.2 强化机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（10）新型多组元钴基高温合金的加工工艺及强韧化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钴基高温合金概述 |
| 1.2.1 钴基高温合金的特点 |
| 1.2.2 新型钴基高温合金的研究 |
| 1.3 热变形行为研究 |
| 1.3.1 热变形行为特点 |
| 1.3.2 动态材料模型 |
| 1.3.3 加工图技术 |
| 1.4 高温合金的热处理 |
| 1.5 本文的研究目的、内容及意义 |
| 1.5.1 研究目的和内容 |
| 1.5.2 研究的意义 |
| 第2章 新型多组元钴基高温合金的热变形加工特性 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验材料准备 |
| 2.2.2 热变形模拟实验 |
| 2.2.3 显微组织观察与表征 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 新型钴合金的热变形行为 |
| 2.3.2 热变形加工图的构建 |
| 2.4 分析和讨论 |
| 2.4.1 不同加工变形条件下的微观组织演变机制 |
| 2.4.2 热变形加工过程的本构关系分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 固溶热处理工艺对新型钴合金晶粒组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验材料准备 |
| 3.2.2 力学性能表征 |
| 3.2.3 显微组织观察与表征 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 固溶热处理后新型钴合金的晶粒组织 |
| 3.3.2 固溶热处理后新型钴合金的力学性能 |
| 3.4 分析和讨论 |
| 3.4.1 固溶热处理对合金晶粒组织的影响 |
| 3.4.2 固溶热处理对合金力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 时效热处理工艺对新型钴合金γ/γ'两相组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 实验材料准备 |
| 4.2.2 力学性能表征 |
| 4.2.3 显微组织观察与表征 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 时效热处理后新型钴合金的γ/γ'两相组织 |
| 4.3.2 时效热处理后新型钴合金的力学性能 |
| 4.4 分析和讨论 |
| 4.4.1 时效热处理对合金γ/γ'两相组织的影响 |
| 4.4.2 时效热处理对合金力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ta和Ti合金化对合金强韧化及热变形加工的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 实验材料准备 |
| 5.2.2 力学性能表征 |
| 5.2.3 热变形模拟实验 |
| 5.2.4 显微组织观察与表征 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 Ta和Ti合金化后新型钴合金的γ/γ'两相组织 |
| 5.3.2 Ta和Ti合金化后新型钴合金的力学性能 |
| 5.3.3 Ta和Ti合金化后新型钴合金的热变形加工特性 |
| 5.4 分析和讨论 |
| 5.4.1 Ta和Ti合金化对合金γ/γ'两相组织的影响 |
| 5.4.2 Ta和Ti合金化对合金力学性能的影响 |
| 5.4.3 Ta和Ti合金化对合金热变形加工特性的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 6.3 未来展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
四、Study of solid solution strengthening of alloying element with phase structure factors（论文参考文献）
- [1]新型超高强韧中锰钢组织、力学性能及防弹性研究[D]. 沈国慧. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]Mg-Zn-Y系镁合金中合金元素的固溶特性及影响机理研究[D]. 邢方静. 内蒙古工业大学, 2021(01)
- [3]耐磨高熵合金的制备及其性能研究[D]. 王府伯. 兰州交通大学, 2021(02)
- [4]冷轧高强钢连退工艺对组织和性能的影响及强塑化机理研究[D]. 王卫卫. 钢铁研究总院, 2021(01)
- [5]B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响[D]. 杨飞. 中国科学技术大学, 2021(06)
- [6]CoCrFeMnNi高熵合金组织调控及强韧化机制研究[D]. 熊峰. 燕山大学, 2020(07)
- [7]高熵合金价电子浓度与组织性能的相关性[D]. 秦刚. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [8]Mg-Sn基合金结构及物理性能的第一性原理研究[D]. 李艳. 中北大学, 2020(03)
- [9]有序相调控Mg-Y（-Gd）-Zn和CoCrFeNi-M合金组织性能研究[D]. 程鹏. 中北大学, 2020(03)
- [10]新型多组元钴基高温合金的加工工艺及强韧化机理研究[D]. 钟晓康. 中国科学技术大学, 2020(01)