一、纯铝熔体微观结构演变及液固相关性研究（论文文献综述）
屈华,刘伟东,蒋新宇,娄琦,屈赫[1]（2020）在《Al-Fe-Ce合金熔体结构及主要强化相形成的EET分析》文中认为在较慢冷却条件下,Al-Fe合金熔体中面心立方结构的近程有序原子集团占主导地位。基于EET（empirical electron theory of solids and molecules）理论,计算了Al-Fe-Ce合金熔体中fcc结构近程有序原子集团Al-Fe,Al-Ce,Al-Fe-Ce,α-Al和主要析出相Al3Fe,Al6Fe,Al8Fe4Ce和Al4Ce的价电子结构,分析了Ce对Al-Fe合金熔体和主要强化相形成的影响。研究发现:Al-Fe最强键的n1α-Al--Fe（n1为共价电子对数）比α-Al的n1α-Al大14.2%,Al-Fe近程有序原子集团为二元AlFe相的形成提供了形核条件。Al-Ce,Al-Fe-Ce最强键的n1α-Al-Ce,n1α-Al-Fe-Ce分别比AlFe的n1α-Al-Fe大38.2%,39.3%,Ce添加促进了Al-Ce,Al-Fe-Ce原子集团的形成,减少了Al-Fe原子集团,为AlCe,AlFeCe相的形成提供了形核条件。对于Al-Fe合金,由于FAl6Fe（F为结构单元总成键能力）小于FAl3Fe,所以Al6Fe相优先形成。对于Al-Fe-Ce合金,由于FAl8Fe4Ce<FAl4Ce<FAl6Fe,所以优先形成的细小短棒状Al8Fe4Ce相可消耗Fe原子,进而减少了粗大针状、团球状Al3Fe,Al6Fe相的形成。Al8Fe4Ce最强键的n1Al8Fe4Ce与Al3Fe最强键的n1Al3Fe相近,Al4Ce最强键的n1Al4Ce与Al6Fe最强键的n1Al6Fe相近。Al4Ce强弱键键合力差距较大,Al8Fe4Ce键络分布较均匀,不存薄弱键合环节。
商继祥[2]（2020）在《两种典型合金熔体的动力学特征及液固相关性研究》文中提出非晶与高熵合金作为两种先进材料因其优异的物理、化学和力学性能,近几十年来一直成为材料科学领域研究的热点并不断取得新的进展。其液固结构演变规律及其形成液体的动力学行为更是成为人们所关注的重点。就非晶合金而言研究其液固结构演变规律及其形成液体的动力学行为对揭示玻璃化转变本质、提高玻璃形成能力、解释金属玻璃液固相关性的机理起着关键作用;而对于高熵合金来说研究其液固结构演变规律及其形成液体的动力学行为对解释其生成固溶体倾向的原因、探究其熔体动力学特征与力学性能之间的关系、预测其力学性能起着关键作用。基于以上背景,我们以Cu-Zr以及CuZr-based非晶合金形成液体为研究对象,着重研究其在不同温度区间异常动力学行为,并通过实验和分子动力学模拟的手段解释了其异常动力学变化的原因;以AlxCuMnSbSn（x=0.25、0.5、0.75、1、1.5、2.5）型高熵合金形成液体为研究对象,初步探讨了其动力学性质与力学性能之间的关系,揭示了其动力学行为和力学性能随着Al含量变化的规律。其研究成果如下:（1）通过对CuZrAl以及CuZrTiNi合金在远高于液相线处熔体粘度数据的研究,发现异常粘度变化现象与掺杂元素的含量有关。当掺杂元素含量比较多时,异常粘度变化现象消失,这意味着异常粘度变化现象主要归因于Cu原子和Zr原子之间的相互作用。对于CuZr二元合金,利用粘度数据结合热力学特征确定了熔体中存在异常粘度变化现象的成分范围（27.3%Zr～66.7%Zr）。该范围与形成CuZr块体非晶成分范围（30%Zr～70%Zr）非常相似。选取粘度突变程度最大的Cu62Zr38,结合分子动力学模拟方法,利用对温度变化最敏感的四个典型类二十面体团簇的演化解释了冷却过程中熔体中观察到的异常粘度变化现象。模拟结果表明,当冷却温度接近1400K时,与1400K以上相比,这些团簇更加分散,使得整个体系更加活跃,粘度下降。随后,由于这些团簇在1300K以下的聚集和长大,整个液相体系的迁移速度减慢,粘度进一步增加。考虑到CuZr合金熔体冷却过程中粘度变化的三阶段趋势与决定该合金玻璃形成能力的结构来源相似。CuZr熔体中的这种动力学异常行为有利于合金的玻璃形成。该工作从具有较大脆性的（类）二十面体团簇出发,揭示了液体异常动力学行为的微观结构起源。（2）通过对 AlxCuMnSbSn（x=0.25、0.5、0.75、1、1.5、2.5）高熵合金在远高于液相线处高温熔体动力学性质的研究,发现其高温熔体的粘度在整个温度范围随温度的降低而增大,并且整体上符合Arrhenius方程。利用过热熔体脆性的概念M,发现AlxCuMnSbSn高熵合金M随x的变化呈现出先减小后增大再减小的三阶段变化趋势,借助布氏硬度以及压缩试样常规力学性能测试,发现其布氏硬度以及抗压强度随x的变化同样呈现出先减小后增大再减小的三阶段变化趋势。通过对AlxCuMnSbSn高熵合金M和其布氏硬度以及抗压强度对比研究,发现高熵合金熔体动力学性质与其力学性能存在一定关联,即M值越大,强度和硬度也就越大。该工作这一新发现,对从液固遗传过程中的源头预测高熵合金力学性能提供可行性,对开发新的高硬度、高强度的高熵合金提供了新思路。
翟薇,常健,耿德路,魏炳波[3]（2019）在《金属材料凝固过程研究现状与未来展望》文中进行了进一步梳理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[4]（2019）在《铝基难混溶合金液相分离及凝固组织的调控》文中提出本文研究了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。
王晓红[5]（2019）在《高压凝固Al-Ni合金强各向异性金属间化合物生长机制与热物性》文中提出本文以二元Al-Ni合金为对象研究了压力、过热以及Ni质量分数对凝固组织和相组成的影响规律。对于在相图上为一垂直线的金属间化合物Al3Ni,建立了相对应的成分过冷判据和推导了相适应的枝晶尖端半径和界面稳定性生长方程。并结合压力的作用对各成分Al-Ni合金的相选择以及枝晶与共晶竞争生长行为进行了计算。最后通过对Al-Ni合金低温比热曲线的分析,揭示了高压影响合金比热容、德拜温度、势能以及线热膨胀系数的机制。对金属间化合物Al3Ni的溶质分凝特性研究结果表明Al-Ni合金凝固过程中Al3Ni生长界面前沿不存在成分过冷;对于无固溶度变化的金属间化合物Al3Ni,传统的基于固溶体分析的枝晶尖端半径公式将不再适用,因而通过考虑动力学过冷对扰动界面温度的影响,推导了新的适用于无固溶度金属间化合物的枝晶尖端半径方程;高压凝固时,基于稳态方程并充分考虑动力学过冷对扰动界面温度的影响,推导了适用于金属间化合物Al3Ni的生长界面稳定性方程。共晶Al-5.69%Ni合金高压凝固后整个界面α-Al、Al3Ni以及共晶三种组织共存。对亚共晶Al-5%Ni和过共晶Al-6%Ni合金的高压凝固组织研究表明压力作用下Al-Ni合金的共晶点无偏移。结合推导的枝晶尖端半径方程,计算可得当压力超过0.66GPa时,Al-5.69%Ni合金凝固过程中α-Al和Al3Ni相的过冷度均小于共晶,也即α-Al和Al3Ni枝晶的生长速度快于共晶。亚包晶Al-38%Ni合金常压条件下凝固后Al3Ni、Al3Ni2以及共晶三种组织共存,Al3Ni2相完全包裹于Al3Ni相。高压2GPa和4GPa条件下凝固后,Al3Ni2相消失整个试样变为过共晶组织;包晶Al-43%Ni合金在常压和2GPa高压条件下凝固后的组织均为全部的单相Al3Ni金属间化合物;过包晶Al-47%Ni合金常压条件下凝固后由Al3Ni相和Al3Ni2相组成,但是在高压条件下凝固后Al3Ni、Al3Ni2、α-Al三相共存。结合推导的枝晶尖端半径方程,计算可得亚包晶Al-38%Ni合金初生Al3Ni2相的界面温度小于Al3Ni相;过包晶Al-47%Ni合金中各相过冷度的大小在压力作用下为ΔTAlNi>ΔTβ-Al3Ni>ΔTAl3Ni2。对亚包晶Al-30%Ni合金凝固过程中Al3Ni相生长界面在高压和高压过热共同作用下的稳定性计算后表明2GPa高压和400K过热度共同作用下凝固后为过共晶组织且Al3Ni以非小平面的枝晶方式生长;3GPa高压和600K过热度条件下凝固后整个试样分为四个区域:区域Ⅰ为有小部分Al3Ni2相残留的组织,区域Ⅱ为没有Al3Ni2相残留的过共晶组织,区域Ⅲ为单相合金Al3Ni,区域Ⅳ为亚共晶组织区域;4GPa高压和800K过热度条件下凝固后整个试样分为两个区域:区域Ⅰ为单相合金Al3Ni,区域Ⅱ为过共晶组织区域。同时计算得到了Al3Ni相的生长界面稳定性压力转变点与过热度的关系方程。不同成分Al-Ni合金在2-300K温度范围内的比热值均随着温度的升高而增大,而对于同一成分的Al-Ni合金其比热曲线随着压力的增加整体呈现下降趋势。铝镍合金德拜温度随压力的变化趋势与比热容的变化趋势相同,而且Al-Ni合金德拜温度大小还与熔点成正比。根据新发展的势能函数计算了各成分Al-Ni合金在不同压力下的势能曲线以及2-300K温度范围内的线热膨胀系数曲线,结果表明随着压力的增加同一成分Al-Ni合金的势能曲线最低点下降。随着压力的增加同一成分的Al-Ni合金线热膨胀系数降低。
高蔷[6]（2018）在《变温过程渣钢表面张力与界面张力的演变机制》文中提出随着连铸理论与技术的发展,连铸坯质量不断提高,在实际生产中,连铸坯表面与皮下缺陷仍然是制约成品质量、成材率及企业经济效益的重要因素之一。这些缺陷与连铸结晶器内弯月面的形状及其初始凝固行为密切相关。弯月面形状决定于渣钢界面张力,渣钢界面张力决定于渣钢两相成分与温度。结晶器具有强大的冷却能力,在弯月面上必然存在一个跨越固液相线温度的连续温度梯度,这个温度梯度的存在将对弯月面形状和钢水的溢流行为产生影响。本课题聚焦于连铸结晶器弯月面区域,考察了变温过程渣钢两相表面张力和界面张力的演变行为,揭示了渣钢表面张力的演变机制,并以此为基础探讨了钢液溢流行为以及与振痕产生的关系,研究结果对于解析结晶器内钢液的初始凝固行为,指导连铸生产实践具有重要的意义。为提高钢液表面张力测定精度与效率,根据静滴法表面张力测定原理,开发了利用曲线拟合方法求解液滴表面张力的计算程序。该程序包括液滴图像数据提取,目标函数构造、变量参数选取,数值方程建立以及求解等步骤,最终可拟合出一条理想液滴边缘轮廓曲线,使目标函数值最小,并以此计算出表面张力。实验验证结果表明,所开发的程序运行稳定可靠,计算效率高,为后续钢液表面张力测定打下了良好基础。利用所开发的表面张力计算程序,结合热力学分析,考察了连续降温过程Fe-C-S系钢液表面张力的演变行为及其影响机制。结果表明,在液相区内,钢液表面张力随着温度降低而持续降低;在固液两相区,钢液表面张力的演变行为存在显着差异:当碳质量分数较高（0.39%和0.95%）时,钢的固液两相区温度范围较宽,C和S在凝固过程中有充分的时间析出,液相中溶质质量分数随着温度的降低而升高,进而导致钢液表面张力显着降低;当碳质量分数较低（0.0021%、0.063%和0.148%）时,钢的固液两相区宽度较窄,凝固时间较短,C和S在凝固过程中没有充分的时间析出或析出量较少,对液相表面张力没有体现出显着的影响;随着钢中硫质量分数的升高,凝固过程S偏析对钢液表面张力的降低效应逐渐减弱;包晶反应可通过影响钢液降温过程而减缓表面张力的降低趋势。另外,还考察了钢中非金属夹杂物对钢液表面张力的影响,结果表明,非金属夹杂物在钢液表面的浮出过程可降低钢液的表面张力,随着铝脱氧后静置时间的延长,钢水洁净度逐渐提高,钢液表面张力逐渐升高并趋于稳定。根据工业生产中结晶器保护渣成分,采用拉筒法测定了 CaO-SiO2-Na2O-CaF2系熔渣的表面张力,并考察了温度的影响。结果表明,熔渣表面张力随着温度的升高而降低;在较低温度范围内（1350～1410℃）,碱度较高（1.03和1.16）的熔渣表面张力受温度的影响较大,而碱度较低（0.67和0.85）的熔渣表面张力受温度的影响较小;在较高温度范围内（1410～1580℃）,熔渣表面张力的降低趋势趋于平缓。为揭示熔渣表面张力随温度变化的微观本质,对熔渣结构进行了测定分析。结果表明,表面张力的演变与熔体结构的转变具有显着的一致性,当碱度较低（0.67和0.85）时,熔体的聚合程度较高,温度对熔渣结构的影响较小;当碱度较高（1.03和1.16）时,温度对熔渣结构的影响显着,随着温度的升高,熔体聚合程度迅速降低,熔渣内阴离子团的平均半径减小,分子热运动增强,分子间相互作用力降低,最终导致熔渣表面张力降低。根据钢液和熔渣表面张力测定结果,计算获得了连续降温过程渣钢界面张力的演变行为,并构建了基于变温过程的弯月面形状方程。结果表明,连续降温过程钢液表面张力的突变决定了渣钢界面张力的变化趋势,进而决定了弯月面形状的非连续性。当固液两相区温度区间足够宽时,该区间内弯月面趋向于向结晶器壁靠拢,具有了发生钢水溢流的趋势。结合结晶器内弯月面实际凝固过程分析表明,钢液成分所决定的界面张力大小与凝固区间宽度共同决定了钢液的溢流方式以及振痕的种类。对于以IF钢为代表的超低碳钢,界面张力大,固液两相区间小,弯月面凝固距离长,在一定过冷度条件下,溢流发生晚,易形成周期性的覆盖形式振痕;对于类似于中碳含硫钢,固液两相区间很宽,界面张力有较为明显的降低,弯月面可形成一定长度的凝固距离,可较早发生溢流行为,易形成周期性的不具有显着覆盖形式的凹状振痕;对于类似于轴承钢的高碳钢,固液两相区间很宽,固液两相区界面张力更低,弯月面更加靠近结晶器壁,表现为没有显着的钢液溢流行为,以致形成没有明显周期性的不具有覆盖形式的钩状振痕。
陈刚[7]（2017）在《双辊铸轧钢/铝复合板坯工艺及理论研究》文中研究指明不锈钢/铝复合板坯结合了不锈钢和铝合金各自的优点,具有低密度、高强度、高导热导电性、良好的耐蚀性和美观的外表,被广泛应用在各种工业领域。轧制法是目前生产不锈钢/铝复合板坯最常用的方法,工艺较成熟。但此法对轧机能力要求高,工序繁多,成本高。与轧制法不同,铸轧法能够直接从铝熔体生产出板坯,具有工序短、能耗低、成本低等优势;铸轧复合过程中的固-液短时接触可以形成冶金结合,使得复合板坯获得更高的结合强度。另外,我国是铝合金铸轧大国,目前国内保有的铸轧机在2000台以上。因此用铸轧法取代轧制法生产钢/铝复合板坯具有十分明显的社会经济效益。但铸轧工艺窗口窄,覆层带坯的加入改变了铸轧区内的冷却条件,使得铸轧过程对工艺参数的敏感性增加,过程稳定性进一步降低。目前对水平铸轧法生产钢/铝复合板坯的研究还非常少,复合过程中的界面反应和结合机理尚不清楚。在上述背景下,本文对水平铸轧钢/铝复合板坯的工艺及性能进行了研究。采用数值模拟+铸轧实验的方法确定出能稳定获得良好板形的铸轧工艺参数;对铸轧复合过程中的界面反应和结合机理进行了探讨;设定不同的后续退火和冷轧工艺研究了其对复合板坯界面反应和结合强度的影响规律,确定出最佳的后续处理工艺;采用拉伸试验和三点弯曲试验对不同后续处理条件下复合板坯的力学性能进行了研究。得到了以下结论:（1）Kiss点之前钢带与上辊面间较小的换热系数使得铸轧区内铝合金的温度场不再沿x轴对称。铸轧区上表面固液两相区向铸轧出口方向移动使得复合铸轧过程的稳定性与普通铸轧相比下降,工艺窗口进一步减小;（2）铸轧速度过低时,热输出成为控制铸轧区内温度场的关键因素;铸轧速度升高以后,浇注温度较高时,热输入对铸轧区内温度场的影响显着增加。铸轧区内熔体压力可以通过铸嘴内部中央流道尺寸来控制。熔体压力过高或过低都会使铸轧稳定性下降。中等熔体压力下的最佳铸轧速度为1.25 m/min,浇注温度为700℃;（3）铸轧复合板坯结合界面上的元素互扩散取决于固/半固态接触时间,接触时间越长,互扩散区域越宽。复合板坯结合强度取决于元素互扩散区域宽度和轧制压下量,二者的适当组合可以产生相同的结合强度。钢带表面打磨以后板坯结合强度降低。高熔体压力条件下可以获得更高的结合强度。电磁场对铸轧复合过程稳定性没有影响,但可以提高铸轧复合板坯的结合强度且电磁振荡场的效果更加明显;（4）退火过程中界面元素互扩散区域变化和化合物生成对结合强度有重要影响。金属间化合物相出现前结合强度随退火温度和时间的增加而增加;界面一旦生成金属间化合物相,结合强度立即下降。510℃×1.5 h为获得较高结合强度的最佳退火制度。铸轧复合板坯的结合强度随着冷轧压下量的增加而升高。退火和冷轧顺序对铸轧复合板坯界面反应和结合强度也有影响。冷轧可以促进元素互扩散且轧制压下量必须达到一定数值。510℃×1.5 h退火后进行40%冷轧条件下具有最高结合强度28 N/mm。（5）铸轧1100/409L复合板坯的强度接近铝基体强度并主要受钢层强度的影响,后者主要受冷轧和退火顺序的影响。铸轧复合板坯的塑性主要取决于钢层的塑性和板坯结合强度。不同后续处理条件下铝层向上时的弯曲强度差异较大并主要受钢层强度的影响。综合来看,510℃×1.5h退火后进行40%冷轧条件下的板材成型性能较好。
王明旭[8]（2016）在《铝镁合金熔体结构及其液—固相关性的研究》文中研究说明金属熔体具有遗传性,熔体结构及热历史影响着凝固组织的结构及性能,故熔体结构及液-固相关性的研究具有很高的科学意义和应用价值。然而,由于合金熔体常处于高温条件及其结构的不确定性给实验和理论研究带来了很多难题,致使相关理论匮乏。本文选取具有优良性能且用途广泛但熔体相关研究很少的铝镁合金体系,首先对熔体相关原理及铝镁合金熔体相关研究进行了系统学习并作简要综述,然后根据铝镁合金相图选取成分点,制定并开展了一系列的实验及模拟,研究其熔体结构及其液-固相关性,旨在加深对熔体结构遗传性的认识、完善相关理论,为改善铸件质量、提高生产效率及开发新工艺提供理论和技术基础。基于现有熔体结构模型及电阻率理论,采用直流四电极法测试了Al（100-x）Mgx（x=0,10,20,30,40,50）合金熔体不同升/降温速率下的电阻率,从电子层次获得其结构及升/降温过程的电阻率-温度特性;并结合电阻率实验结果,进行了不同浇注温度及不同冷速下Al（100-x）Mgx（x=0,10,30）合金熔体浇注实验,通过对所得凝固组织形貌和硬度的对比分析,从宏观上间接地探究其液-固相关性。结果表明,铝镁合金熔体电阻率随温度增加基本呈线性增加,但随着γ相的出现,在液-固相变温区电阻率表现出负温度系数;随着Mg含量的增加,熔体中的Al-Mg团簇增加,使得合金熔体及相应的凝固组织相继变得更加均匀;升/降温速率越大,相变的滞后现象越明显;较大的冷却速度及较高的浇注温度有助于形成细小均匀而硬度高的凝固组织。实验所得的电阻率变化、凝固组织及硬度差别三者之间存在很好的定性对应关系。为从微观上获得凝固过程中的结构信息,采用分子动力学模拟对Al（100-x）Mgx（x=0,10,30）合金四种热历史条件下快速凝固过程中的双体分布函数、热力学量及动力学量以及原子团簇等进行了对比分析,探究了冷却速率和Mg含量对快速凝固过程及熔体结构的影响,并依据相关理论提出了团簇准过渡态模型。结果表明,熔体微观结构转变过程中会发生团簇选择和团簇转变,并存在处于准过渡态的团簇;作为一种过冷液体中的典型团簇,二十面体相关团簇的含量随着冷速的增大先增加（晶体中）后减小（金属玻璃中）,而面心立方结构相关团簇一直减小,这证明了团簇演变现象的存在;热历史对快速凝固过程的影响主要表现在过冷液相区,冷却速率越大,弛豫度越大,一方面使得保留下来的处于准过渡态的团簇增加,另一方面均匀无序的熔体凝固过程中结晶过冷度增大,导致热力学上某一时刻晶核数目越多、尺寸差别越小,同时抑制了长大过程;如果冷却速度足够大使过冷度达到了玻璃化转变区域,则随冷速增大,形核率降低而非晶含量增加,使得体系保留下来的能量也越高;保温可以降低微观结构转变过程的弛豫度;随Mg含量的增加,熔体中Mg和Al的自由体积均减小而抑制了原子运动,从而增大体系快速凝固过程中的结构弛豫度,这也是铝镁合金的玻璃形成能力很强的原因;铝镁非晶合金及熔体主要是由以Al为中心原子的二十面体结构相关的团簇彼此间无序连接而成;Al70Mg30非晶合金双体分布函数第一峰的劈裂主要源于Al和Mg形成的以Al为中心原子的二十面体相关团簇,而其他峰的宽化和劈裂主要是由短程序及中程序类型的增多及其连接方式的多样性造成。根据以上所得结果进行了热速处理机制探究实验,通过对不同热历史条件下所得纯铝及Al90Mg10合金的冷却曲线、凝固组织形貌及力学性能的对比分析,进一步探究热历史对凝固组织的影响,并类比生物生长历程结合相关理论和结果系统地分析了熔体遗传性的机制。结果表明,微观不均匀结构存在于熔体中并通过参与形核影响铸件的性能,可以看作熔体中的基因;冷却速率越大且熔体越均匀,结晶过冷度越大,热力学上某一时刻晶核数目越多、尺寸差别越小且长大过程受到抑制,从而利于形成均匀细小的晶粒;随熔体温度升高,熔体中的原子运动及团簇转变得到加强,减弱了微观不均性,进而相继导致相对均匀的熔体结构和凝固组织;随浇注温度的升高,熔体的微观不均匀性减弱而结晶前冷却速度增大,增强了结构弛豫,从而利于形成均匀细小的凝固组织,但同时浇注温度的升高减少了异质形核的核心,也增加了结晶时间,易导致晶粒粗大,二者的综合作用导致凝固组织的强度随浇注温度的升高先增加后减少;热速处理通过提高熔体温度减弱熔体的微观不均匀性,通过添加冷料把温度迅速降到浇注温度来加强结构弛豫以及通过对熔体最高温度、浇注温度、保温时间以及冷料的量和形式的恰当选择来调控弛豫,从而改善凝固组织并提高铸件力学性能。
苏鑫[9]（2015）在《7075铝合金电磁铸轧工艺及理论研究》文中认为随着工业生产和生活品质的不断提高,轻质高强度金属材料越来越多地应用在交通运输和航空航天等领域。材料的制备加工工艺也逐步向低污染、低消耗和低成本发展。7075铝合金作为一种轻质高强度的结构材料,广泛地被用于航空航天、汽车工程、民用及国防军工等领域,是未来材料轻量化发展方向之一。然而,传统的半连续铸造-热轧生产工艺流程长、成本高、能耗大。双辊铸轧工艺以其短流程、低成本、灵活性强和高效生产能力等众多优点,近年来,一直备受国内外众多的研究人员关注。开发一种7075高强度铝合金铸轧的新技术,对于我国铝合金工业生产技术的发展具有明显的社会价值和经济效益。本论文采用ANSYS有限元软件模拟分析建立了 7075铝合金铸轧过程的温度场和流场,确定了合理的铸轧工艺参数,并根据模拟结果进行了 7075铝合金铸轧工艺研究,并在铸轧过程中引入不同形式的外场,如超声波、磁场、电脉冲和电磁组合场等,研究了外场对7075铝合金铸轧坯组织性能的影响规律。首先通过模拟分析计算确定了 7075铝合金铸轧工艺参数为:在铸轧辊直径为500mm,辊缝高度为5 mm条件下,其浇注温度为670℃～680℃,铸轧速度为0.8 m·min-1～1.0m·min-1。铸轧工艺研究表明,浇注温度和铸轧速度过高或过低,容易产生“跑汤”和“轧卡”现象而无法满足立板条件。并通过研究铸轧坯缺陷的形成原因,有效控制铸轧过程中诸多常见的板坯缺陷,确定了能够稳定实现7075铝合金铸轧的工艺参数为:浇注温度为675℃,铸轧速度为0.9m·min-1和辊缝高度为5mm。电磁场模拟计算表明,辊缝处磁场强度可达40mT,满足电磁铸轧7075铝合金所需的磁场强度要求。论文观察了脉冲电流对7075铝合金的普通凝固和20 mT静磁场条件下的凝固组织的影响。研究表明无磁场条件下施加频率为20 Hz,占空比10%和峰值300A脉冲电流的凝固微观组织最为细小;静磁场下施加占空比为13%条件下的脉冲电流的凝固组织均匀性最佳。并结合电脉冲经典理论和熔体形核理论,进行了脉冲电流细化铝合金组织的机理研究,确定了脉冲电流的引入条件为20 Hz,占空比10%和峰值300A。将不同方式的外场引入7075铝合金铸轧过程中,分别制备出含有Al-Ti-B细化剂和不含细化剂的两组铝合金板坯。详细地研究了板坯不同位置的微观组织和微观偏析。通过对比研究发现,脉冲电流与磁场共同作用下铸轧制备的铝合金板坯组织细化和均匀化效果最佳,无偏析;脉冲电流条件下制备的板坯组织均匀性较好且偏析较少;在磁场与超声波条件下制备的板坯组织均得到一定程度的改善,但仍有明显的偏析存在;组织最差的为传统铸轧得到的铸轧板坯组织,存在严重的偏析。Al-Ti-B细化剂对板坯细化效果十分明显,在外场的作用下,板坯组织的变化规律与无细化剂条件下相同。同时,引用超声、脉冲等经典理论,建立了超声波、脉冲电流及脉冲电流组合场等条件下铸轧7075铝合金的形核、长大凝固模型。论文最后对含有Al-Ti-B细化剂的铸轧板坯进行后续热轧和退火处理,得到2mm的7075铝合金薄板。观察了热轧退火后板材组织,并在应变速率为8.3×104s-1条件下进行常温拉伸试验。结果发现,退火后薄板组织遗传了铸轧板坯的组织特征。经T6固溶时效处理后,薄板的抗拉强度均在550MPa以上,最高可达约630MPa。断裂伸长率均在9%左右,韧性断裂特征;经410℃完全退火后,7075铝合金薄板最高强度为260 MPa,断裂伸长率均在10%～20%之间,断口呈现准解理特征。抗拉强度由高到底的板材制备工艺为:脉冲电磁组合场、电脉冲、超声波与磁场、无外场常规铸轧。综上所述,本文将仿真模拟和实验研究相结合,通过7075铸轧工艺理论研究、对外场铸轧坯及其后续轧制板材组织性能检测,确定了 7075铝合金铸轧新工艺,并采用铸轧-热轧方法制备出质量合格的7075铝合金薄板,为电磁铸轧技术的应用奠定了理论基础。
吴敌[10]（2015）在《电脉冲作用下纯铝铸造织构转变及其对耐蚀性的影响》文中认为发展和控制材料织构是充分发挥材料性能潜力的重要途径。长期以来，固相合金的织构控制取得了一系列成就。然而，在几乎所有固相金属形成的冶金凝固阶段，晶核择优生长所导致的铸造织构的研究却明显滞后。因此，将织构控制理论与应用，提前至金属凝固，甚至是冶金熔体阶段，不仅有利于提高人们在材料制备全过程中参与控制的主动性，充分挖掘材料潜力，同时亦能丰富和完善合金凝固理论。本文基于实验规律，建立了包含熔体环境因素和冷却条件的铝晶体生长机理模型。提出了可将晶体生长界面划分为熔体区、调整区、键合区、缺陷区和晶体区，且柱状晶的生长速度主要受由缺陷区与键合区之间界面和键合区与调整区之间界面的推进速度所控制。实验结果表明：电脉冲熔体处理可以周期性地改变纯铝的凝固组织，显着减低凝固时间。随着过冷度的降低铸造织构种类和含量均有不同程度的提高。另一方面，随着温度场作用的减弱，熔体处理对铝铸态织构的影响增强；液固两相区电脉冲处理将使柱状晶区缩小，等轴晶区扩大，其中300V-3Hz-10s后晶粒最为均匀细小，均在1mm以下。液固两相区电脉冲处理，会显着缩短其凝固时间；此外电脉冲处理使柱状晶的生长受到抑制，晶体的取向和分布，随脉冲电压的升高呈周期性改变。不同织构类型及体积分数对于纯铝的自腐蚀电位Ecorr的影响不大，但对自腐蚀电流密度Icorr却有显着的影响，且随着晶粒尺寸的上升，自腐蚀电流密度逐渐下降。经500V-3Hz-10s电脉冲熔体处理后的试样耐蚀性最好，其自腐蚀电位Ecorr=-0.7015V与处理前持平，但自腐蚀电流密度Icorr=0.8133×10-6A·cm-2，仅为处理前的二分之一。本研究结果将为从冶金源头控制材料组织及性能提供实验依据。
二、纯铝熔体微观结构演变及液固相关性研究（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、纯铝熔体微观结构演变及液固相关性研究（论文提纲范文）
（1）Al-Fe-Ce合金熔体结构及主要强化相形成的EET分析（论文提纲范文）
| 1 合金熔体的价电子结构 |
| 2 主要析出相的价电子结构 |
| 2.1 Al3Fe相的价电子结构计算 |
| 2.2 Al6Fe相的价电子结构计算 |
| 2.3 Al4Ce相的价电子结构计算 |
| 2.4 Al8Fe4Ce相的价电子结构计算 |
| 3 价电子结构计算结果分析 |
| 3.1 Ce对合金熔体结构的影响 |
| 3.2 Ce对合金主要强化相形成的影响 |
| 3.3 Al8Fe4Ce与Al4Ce的价电子结构比较 |
| 4 结论 |
（2）两种典型合金熔体的动力学特征及液固相关性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 非晶合金 |
| 1.2.1 非晶合金发展 |
| 1.2.2 非晶合金结构特点 |
| 1.2.3 非晶合金应用 |
| 1.3 高熵合金 |
| 1.4 非晶合金形成液体 |
| 1.4.1 过热熔体 |
| 1.4.2 过冷液体 |
| 1.4.3 玻璃转变 |
| 1.5 非晶合金形成液体异常动力行为——异常粘度变化现象 |
| 1.6 非晶合金形成液体动力学参数——过热熔体的脆性 |
| 1.7 本文研究的意义及主要内容 |
| 第二章 实验研究方法及仪器设备 |
| 2.1 研究技术路线与方案 |
| 2.2 粘度试样制备与测量 |
| 2.3 差示扫描量热分析 |
| 2.4 X射线衍射 |
| 2.5 扫描电子显微镜 |
| 2.6 高分辨透射电子显微镜 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.8 分子动力学模拟 |
| 第三章 CuZr以及CuZr-based异常粘度变化现象 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CuZr以及CuZr-based异常粘度变化现象 |
| 3.2.1 异常粘度变化现象的特殊性 |
| 3.2.2 CuZr-based粘度分析 |
| 3.2.3 CuZr粘度及其DSC降温曲线分析 |
| 3.2.4 粘度突变程度的量化 |
| 3.3 异常粘度变化现象的微观解释 |
| 3.3.1 类二十面体团簇脆性 |
| 3.3.2 团簇分散的过度活跃行为 |
| 3.3.3 团簇协同运动的出现 |
| 3.3.4 异常粘度变化现象结构演变图景 |
| 3.3.5 高、低温金属玻璃条带不同的晶化行为 |
| 3.4 结论 |
| 第四章 Al_xCuMnSbSn高熵合金熔体动力学特征及其力学性能相关性的初步探讨 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al_xCuMnSbSn高熵合金熔体脆性 |
| 4.3 Al_xCuMnSbSn高熵合金熔体脆性与力学性能之间关系 |
| 4.4 Al_xCuMnSbSn高熵合金微观相结构 |
| 4.5 结论 |
| 第五章 全文总结及工作展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录一: 硕士期间发表论文情况 |
| 附录二: 硕士期间参加会议情况 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）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 |
（5）高压凝固Al-Ni合金强各向异性金属间化合物生长机制与热物性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的背景及其研究意义 |
| 1.2 高压科学及其研究技术的进展 |
| 1.2.1 高压设备 |
| 1.2.2 高压科学进展 |
| 1.3 共晶和包晶合金组织形成机制研究现状 |
| 1.4 高压凝固理论的研究现状 |
| 1.4.1 压力对金属和合金物理性质的影响 |
| 1.4.2 压力对合金结晶参数的影响 |
| 1.4.3 压力对合金相图及相平衡的影响 |
| 1.5 压力对合金凝固组织的影响 |
| 1.6 Al-Ni合金概述 |
| 1.7 论文研究主要内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 Al-Ni合金的制备 |
| 2.1.1 Al-Ni合金的熔炼 |
| 2.1.2 Al-Ni合金高压设备及其相应试样的制备 |
| 2.2 高压凝固实验 |
| 2.3 试样的测试分析 |
| 2.3.1 物相组成 |
| 2.3.2 组织分析 |
| 2.3.3 透射分析 |
| 2.3.4 PPMS物性分析系统 |
| 第3章 高压凝固共晶Al-Ni合金组织演化及Al3Ni相的生长机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高压对共晶Al-Ni合金凝固组织及相组成的影响 |
| 3.3 高压对Al-Ni合金共晶点的影响 |
| 3.3.1 高压凝固亚共晶Al-Ni合金组织 |
| 3.3.2 高压凝固过共晶Al-Ni合金组织 |
| 3.4 金属间化合物Al3Ni的成分过冷判据 |
| 3.5 压力对界面凝固速率的影响 |
| 3.5.1 稀溶液时压力对固液界面凝固速率的影响 |
| 3.5.2 浓溶液时压力对固液界面凝固速率的影响 |
| 3.6 压力对合金凝固参数的影响 |
| 3.6.1 压力对界面能的影响 |
| 3.6.2 压力对动力学系数的影响 |
| 3.6.3 压力对界面因子的影响 |
| 3.7 压力对金属间化合物Al3Ni枝晶尖端半径的影响 |
| 3.8 高压凝固共晶Al-Ni合金的枝晶-共晶竞争生长 |
| 3.9 本章小结 |
| 第4章 高压凝固包晶Al-Ni合金组织演化及Al3Ni生长时的界面稳定性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 高压凝固包晶Al-Ni合金组织演化及相组成 |
| 4.2.1 高压凝固亚包晶Al-Ni合金组织演化及相组成 |
| 4.2.2 高压凝固包晶Al-Ni合金组织演化及相组成 |
| 4.2.3 高压凝固过包晶Al-Ni合金组织演化及相组成 |
| 4.3 高压凝固包晶Al-Ni合金的相选择 |
| 4.4 高压和过热对Al-30%Ni合金凝固组织的影响 |
| 4.4.1 2GPa过热400K、3GPa过热600K时 Al-30%Ni合金的凝固组织 |
| 4.4.2 4GPa过热800K时 Al-30%Ni合金的凝固组织 |
| 4.5 金属间化合物Al3Ni的生长界面稳定性方程 |
| 4.6 高压和过热对Al-30%Ni合金中Al3Ni生长界面稳定性的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 高压凝固对Al-Ni合金热物性的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同压力下Al-Ni合金的低温热容性能 |
| 5.3 不同压力下Al-Ni合金的德拜温度 |
| 5.4 高压对Al-Ni合金势能曲线和线热膨胀系数的影响 |
| 5.4.1 Al-Ni合金在不同压力作用下的热膨胀系数 |
| 5.4.2 Al-Ni合金在不同压力作用下的体弹性模量的分子动力学计算 |
| 5.4.3 Al-Ni合金在不同压力作用下的势能曲线 |
| 5.4.4 Al-Ni合金在不同压力作用下的线热膨胀系数曲线 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 附件 |
（6）变温过程渣钢表面张力与界面张力的演变机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 连铸及连铸坯质量 |
| 1.2 钢液的表面张力 |
| 1.2.1 钢液成分对钢液表面张力的影响 |
| 1.2.2 温度对钢液表面张力的影响 |
| 1.3 炉渣的表面张力 |
| 1.3.1 炉渣成分对熔渣表面张力的影响 |
| 1.3.2 温度对熔渣表面张力的影响 |
| 1.4 渣钢界面张力 |
| 1.4.1 钢液成分对界面张力的影响 |
| 1.4.2 熔渣成分对界面张力的影响 |
| 1.4.3 界面传质对界面张力的影响 |
| 1.5 本课题的研究目的及意义 |
| 1.6 本课题的研究内容 |
| 第2章 静滴法表面张力计算程序开发 |
| 2.1 静滴法表面张力测定的基本原理 |
| 2.1.1 弯曲液面的附加压力 |
| 2.1.2 Young-Laplace方程 |
| 2.1.3 静滴法表面张力计算的基本方程 |
| 2.2 表面张力计算程序的开发 |
| 2.2.1 液滴图像的数据预处理 |
| 2.2.2 液滴边缘轮廓曲线方程的建立 |
| 2.2.3 液滴边缘轮廓曲线的拟合 |
| 2.2.4 程序开发 |
| 2.3 程序验证 |
| 2.3.1 实验原料 |
| 2.3.2 实验设备及耗材 |
| 2.3.3 实验过程 |
| 2.3.4 结果验证 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Fe-C-S系钢液表面张力的温度相关性 |
| 3.1 研究方案 |
| 3.1.1 实验方案设计 |
| 3.1.2 实验钢制备 |
| 3.1.3 表面张力的测定 |
| 3.2 夹杂物对钢液表面张力的影响 |
| 3.3 碳和硫对钢液表面张力的影响 |
| 3.3.1 碳含量对钢液表面张力的影响 |
| 3.3.2 硫含量对钢液表面张力的影响 |
| 3.4 连续降温过程钢液表面张力的变化 |
| 3.4.1 碳对连续降温过程表面张力的影响 |
| 3.4.2 硫对连续降温过程表面张力的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 CaO-SiO_2-Na_2O-CaF_2系结晶器保护渣表面张力的温度相关性 |
| 4.1 研究方案 |
| 4.1.1 实验渣成分设计 |
| 4.1.2 表面张力测定 |
| 4.1.3 熔渣结构检测 |
| 4.2 温度对熔渣表面张力的影响 |
| 4.3 熔渣表面张力变化的微观机制 |
| 4.3.1 温度对熔渣微观结构的影响 |
| 4.3.2 熔渣表面张力与熔体结构的相关性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 变温过程渣钢界面张力的演变及其影响 |
| 5.1 渣钢界面张力的计算 |
| 5.2 碳和硫对渣钢界面张力的影响 |
| 5.2.1 碳对渣钢界面张力的影响 |
| 5.2.2 硫对渣钢界面张力的影响 |
| 5.3 连续降温过程渣钢界面张力的变化 |
| 5.3.1 连续降温过程Fe-C钢与CaO-SiO_2-Na_2O-CaF_2渣界面张力的变化 |
| 5.3.2 连续降温过程Fe-C-S钢与CaO-SiO_2-Na_2O-CaF_2渣界面张力的变化 |
| 5.4 结晶器弯月面形状及钢水溢流行为 |
| 5.4.1 变温过程弯月面形状的构建 |
| 5.4.2 渣钢界面张力演变对结晶器弯月面形状的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 博士期间发表论文 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）双辊铸轧钢/铝复合板坯工艺及理论研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 层状金属复合材料简介 |
| 1.2 层状金属复合材料的生产工艺 |
| 1.2.1 固-固相复合法 |
| 1.2.2 液-固相复合法 |
| 1.2.3 液-液相复合法 |
| 1.3 层状金属复合材料的界面结合过程及其影响因素 |
| 1.3.1 固-固复合结合机理 |
| 1.3.2 固-液复合结合机理 |
| 1.3.3 层状金属复合材料界面结合形式 |
| 1.3.4 影响层状金属复合材料结合强度的因素 |
| 1.4 铸轧法生产金属复合板坯研究现状 |
| 1.4.1 铸轧技术简介 |
| 1.4.2 铸轧法生产金属复合板坯研究现状 |
| 1.5 本文研究背景、主要内容和研究意义 |
| 第2章 实验方案与过程 |
| 2.1 实验方案设计 |
| 2.2 实验材料及复合铸轧实验 |
| 2.2.1 复合铸轧设备及材料 |
| 2.2.2 复合铸轧过程 |
| 2.2.3 电磁复合铸轧设备及过程 |
| 2.3 钢/铝复合板坯的后续冷轧及热处理 |
| 2.4 钢/铝复合板坯的性能检测 |
| 2.4.1 界面形貌及结合强度 |
| 2.4.2 力学性能 |
| 第3章 双辊铸轧钢/铝复合板坯工艺研究 |
| 3.1 复合铸轧过程中的界面换热系数 |
| 3.1.1 界面接触热阻及其影响因素 |
| 3.1.2 铸轧过程中的界面换热系数 |
| 3.2 复合铸轧区内温度场模型的建立 |
| 3.3 复合铸轧实验参数的确定 |
| 3.3.1 浇注温度和铸轧速度对铸轧稳定性的影响 |
| 3.3.2 轧制力横向分配和铸嘴制作安装对铸轧稳定性的影响 |
| 3.3.3 铸轧区内熔体压力对铸轧稳定性的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 双辊铸轧钢/铝复合板坯界面反应及结合机理 |
| 4.1 浇注温度和铸轧速度对界面反应的影响 |
| 4.1.1 不同铸轧条件下的结合界面形貌及元素互扩散 |
| 4.1.2 不同铸轧条件下的结合强度及剥离界面形貌 |
| 4.1.3 钢带表面粗糙度对结合强度的影响 |
| 4.2 铸轧区内熔体压力对界面反应的影响 |
| 4.3 电磁场对铸轧复合过程和界面反应的影响 |
| 4.3.1 电磁场对复合铸轧过程稳定性的影响 |
| 4.3.2 电磁场对界面反应和结合强度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 后续处理对双辊铸轧钢/锅复合板坯性能的影响 |
| 5.1 后续处理工艺参数的确定 |
| 5.2 不同退火制度下的界面反应和结合强度 |
| 5.2.1 不同退火制度下的界面反应 |
| 5.2.2 不同退火制度下的结合强度 |
| 5.3 不同退火冷轧组合条件下的界面反应和结合强度 |
| 5.3.1 不同退火冷轧组合条件下的界面反应 |
| 5.3.2 不同退火冷轧组合条件下的结合强度 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 铸轧钢/铝复合板坯的力学性能 |
| 6.1 铸轧复合板坯的拉伸性能 |
| 6.2 铸轧复合板坯的三点弯曲性能 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间获得的学术成果 |
| 作者简介 |
（8）铝镁合金熔体结构及其液—固相关性的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 合金熔体的遗传性 |
| 1.3 合金熔体结构 |
| 1.3.1 熔体结构的模型 |
| 1.3.2 熔体结构研究方法 |
| 1.3.3 熔体的微观不均匀现象及液-液相变 |
| 1.4 熔体凝固过程的研究 |
| 1.4.1 结晶 |
| 1.4.2 玻璃化转变 |
| 1.4.3 过冷液体与二十面体团簇 |
| 1.5 合金熔体的热处理 |
| 1.6 铝镁合金熔体结构及其液-固相关性的研究现状 |
| 1.7 本文的研究目的、意义及主要内容 |
| 第二章 实验、模拟及分析方法 |
| 2.1 相图分析 |
| 2.2 实验原料及设备 |
| 2.2.1 实验原料及试剂 |
| 2.2.2 实验设备及使用 |
| 2.3 分子动力学模拟和微观结构表征方法 |
| 2.3.1 分子动力学模拟相关原理 |
| 2.3.2 势函数 |
| 2.3.3 积分算法 |
| 2.3.4 模拟技术 |
| 2.3.5 热力学及动力学物理量 |
| 2.3.6 结构分析方法 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 铝镁合金熔体电阻率特性及成分和热历史对凝固组织影响的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电阻率相关理论 |
| 3.3 实验条件与方法 |
| 3.4 结果分析及讨论 |
| 3.4.1 电阻率误差分析及数据修正 |
| 3.4.2 温度及成分对熔体电阻率的影响 |
| 3.4.3 升/降温速率对电阻率的影响 |
| 3.4.4 合金成分对凝固组织及硬度的影响 |
| 3.4.5 冷却速度对铝镁合金微观组织及硬度的影响 |
| 3.4.6 浇注温度对铝镁合金凝固组织及硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 铝镁合金快速凝固过程的分子动力学模拟研究及团簇准过渡态模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模拟条件和方法 |
| 4.3 结果分析 |
| 4.3.1 势函数的选择及模拟准确性验证 |
| 4.3.2 快速凝固过程模拟结果及分析 |
| 4.3.3 团簇的准过渡态模型 |
| 4.3.4 Mg含量对熔体结构及凝固过程的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 热速处理机制探究实验及熔体遗传性机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验条件与方法 |
| 5.3 结果分析及熔体遗传性机制 |
| 5.3.1 相图分析 |
| 5.3.2 力学性能及凝固组织结果的初步分析 |
| 5.3.3 熔体遗传性的机制 |
| 5.3.4 结合冷却曲线结果的进一步分析 |
| 5.3.5 熔体热速处理的机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新性及展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（9）7075铝合金电磁铸轧工艺及理论研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铝合金的主要分类 |
| 1.2 超高强铝合金概述 |
| 1.2.1 超高强铝合金的主要成分及其影响 |
| 1.2.2 超高强铝合金的应用 |
| 1.3 超高强铝合金的国内外发展状况 |
| 1.3.1 国外的研究状况 |
| 1.3.2 国内的研究状况 |
| 1.4 7075铝合金的研究现状 |
| 1.5 不同外场在金属制备中的应用 |
| 1.5.1 超声波的研究及应用 |
| 1.5.2 脉冲电流在熔体凝固过程的研究 |
| 1.5.3 电磁组合场的发展及应用 |
| 1.6 7075铝合金铸轧研究目标 |
| 1.6.1 板坯铸轧组织控制目标 |
| 1.6.2 组织控制的途径 |
| 1.7 本文研究的目的和主要内容 |
| 第2章 铸轧过程的数值模拟 |
| 2.1 铸轧过程数值模拟基本理论 |
| 2.1.1 热传递基本理论 |
| 2.1.2 传质过程基本理论 |
| 2.1.3 电磁场基本理论 |
| 2.2 铸轧过程电磁场模拟分析 |
| 2.2.1 电磁场计算模型 |
| 2.2.2 铸轧过程模拟中的工艺参数及边界条件 |
| 2.2.3 计算结果 |
| 2.3 铸轧过程温度场和流场的模拟分析 |
| 2.3.1 温度场及流场计算模型 |
| 2.3.2 铸轧工艺参数及边界条件 |
| 2.3.3 铸轧过程温度场及流场的模拟结果 |
| 2.3.4 常规铸轧工艺条件的确定 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 7075铝合金铸轧工艺研究 |
| 3.1 实验前准备 |
| 3.2 铸轧工艺研究及主要缺陷 |
| 3.3 常规铸轧参数的确定 |
| 3.4 常规铸轧参数对铝合金微观组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 脉冲电流对7075铝合金凝固组织的影响 |
| 4.1 实验材料及设备 |
| 4.2 实验方案及过程 |
| 4.3 实验结果及分析 |
| 4.3.1 脉冲电流对7075铝合金凝固组织中枝晶尺寸的影响 |
| 4.3.2 脉冲电流对7075铝合金凝固组织晶粒尺寸的影响 |
| 4.3.3 脉冲电流、直流磁场组合场对7075铝合金凝固组织的影响 |
| 4.4 电脉冲影响合金凝固过程机理 |
| 4.4.1 脉冲电流对一次枝晶生长过程机理的研究 |
| 4.4.2 脉冲电磁组合场对组织均匀化的作用机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 超声波、电脉冲及脉冲电磁组合场下7075铝合金铸轧研究 |
| 5.1 实验方案及设备 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 不同外场对铸轧7075板坯的微观组织的影响 |
| 5.2.2 不同外场对铸轧7075铝合金板坯的宏观偏析的影响 |
| 5.2.3 不同外场对铸轧7075板坯晶内合金元素含量的影响 |
| 5.3 超声波和外电磁场对含有细化剂的7075铸轧板坯组织的影响 |
| 5.3.1 Al-Ti-B细化的基础理论 |
| 5.3.2 实验结果与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 超声波、电脉冲及脉冲电磁组合场在铸轧过程中的作用机理 |
| 6.1 超声波在铸轧中的作用 |
| 6.1.1 铸轧过程中超声波在铝合金熔体中的传播 |
| 6.1.2 铸轧区内超声波的空化作用 |
| 6.2 铸轧过程中脉冲电流作用下电磁场的模拟分析 |
| 6.2.1 脉冲电流作用下电磁场分析的物理模型 |
| 6.2.2 脉冲电流作用下电磁场分析的简化及边界条件 |
| 6.2.3 铸轧过程中脉冲电流作用下电磁场的模拟结果分析 |
| 6.2.4 脉冲电流电磁感应对熔体流动的影响 |
| 6.3 枝晶的熔断机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 铸轧-热轧7075铝合金板材的组织性能研究 |
| 7.1 实验方案 |
| 7.2 实验结果与分析 |
| 7.2.1 完全退火后板材组织观察及性能测试 |
| 7.2.2 固溶时效处理后板材的组织观察及性能测试 |
| 7.3 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 博士期间获得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）电脉冲作用下纯铝铸造织构转变及其对耐蚀性的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.0 电脉冲技术的研究现状 |
| 1.1 固态电脉冲处理技术 |
| 1.1.1 电脉冲对材料塑性的影响 |
| 1.1.2 电脉冲对材料疲劳寿命的影响 |
| 1.1.3 电脉冲对材料回复再结晶的影响 |
| 1.2 液固两相向区的电脉冲处理技术 |
| 1.3 液相电脉冲处理技术 |
| 1.4 织构的研究进展 |
| 1.4.1 织构的概念 |
| 1.4.2 织构的分类 |
| 1.4.3 织构的表征 |
| 1.4.4 织构的表征 |
| 1.5 铸态织构及其与耐蚀性的关系 |
| 1.5.1 电脉冲对形核率的影响 |
| 1.5.2 电脉冲对晶体生长的影响 |
| 1.5.3 电脉冲对铸态组织及耐蚀性的影响 |
| 1.6 选题的目的与意义 |
| 1.7 本文主要研究的内容 |
| 2 熔体电脉冲处理对铝晶体生长的影响 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验内容 |
| 2.2.1 实验的分组与设计 |
| 2.2.2 实验的流程 |
| 2.3 铸锭宏观组织分析 |
| 2.3.1 脉冲电压对纯铝凝固组织的影响 |
| 2.3.2 脉冲频率对纯铝凝固组织的影响 |
| 2.4 熔体条件与铸锭晶体形貌关系模型 |
| 2.5 Al 晶体生长的机理模型 |
| 2.5.1 铝柱状晶生长模型 |
| 2.5.2 柱状晶生长速度公式 |
| 2.6 模型的验证 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 熔体电脉冲处理对铝铸态织构的影响 |
| 3.1 实验材料及设备 |
| 3.2 实验内容 |
| 3.2.1 实验的分组与设计 |
| 3.2.2 织构取样 |
| 3.2.3 织构检测 |
| 3.3 温度场对铝铸态织构的影响 |
| 3.3.1 冷却条件对铝的铸态织构的影响 |
| 3.3.2 机理分析 |
| 3.4 电脉冲熔体处理对铝铸态织构的影响 |
| 3.4.1 浸入水中金属型条件下铸态织构的变化 |
| 3.4.2 室温金属型条件下铸态织构的变化 |
| 3.4.3 500℃金属型条件下铸态织构的变化 |
| 3.4.4 电脉冲熔体处理的作用机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 液固两相区电脉冲处理对纯铝铸造织构的影响 |
| 4.1 实验材料及设备 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验设备 |
| 4.2 实验内容 |
| 4.2.1 实验的分组与设计 |
| 4.2.2 实验流程 |
| 4.2.3 织构检测 |
| 4.3 电脉冲处理对纯铝凝固组织的影响 |
| 4.3.1 脉冲电压对纯铝凝固组织的影响 |
| 4.3.2 脉冲频率对纯铝凝固组织的影响 |
| 4.4 凝固曲线的分析 |
| 4.5 电脉冲对纯铝铸造织构的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 电脉冲处理对纯铝耐蚀性的影响 |
| 5.1 实验材料及设备 |
| 5.2 实验内容 |
| 5.2.1 实验的分组与设计 |
| 5.2.2 电化学制样 |
| 5.2.3 实验过程 |
| 5.3 极化曲线分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
四、纯铝熔体微观结构演变及液固相关性研究（论文参考文献）
- [1]Al-Fe-Ce合金熔体结构及主要强化相形成的EET分析[J]. 屈华,刘伟东,蒋新宇,娄琦,屈赫. 稀有金属, 2020(09)
- [2]两种典型合金熔体的动力学特征及液固相关性研究[D]. 商继祥. 山东大学, 2020(02)
- [3]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)
- [4]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
- [5]高压凝固Al-Ni合金强各向异性金属间化合物生长机制与热物性[D]. 王晓红. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [6]变温过程渣钢表面张力与界面张力的演变机制[D]. 高蔷. 东北大学, 2018(01)
- [7]双辊铸轧钢/铝复合板坯工艺及理论研究[D]. 陈刚. 东北大学, 2017(01)
- [8]铝镁合金熔体结构及其液—固相关性的研究[D]. 王明旭. 济南大学, 2016(03)
- [9]7075铝合金电磁铸轧工艺及理论研究[D]. 苏鑫. 东北大学, 2015(09)
- [10]电脉冲作用下纯铝铸造织构转变及其对耐蚀性的影响[D]. 吴敌. 辽宁工业大学, 2015(06)