一、NUMERICAL SIMULATION OF INDUCTION SKULL MELTING PROCESS FOR TITANIUM-ALUMINIUM BASE ALLOY（论文文献综述）
陈文浩[1]（2021）在《分离器用新型高效铝阳极研制》文中研究表明集气站计量分离器是气田地面系统中的关键设备。原始天然气未经脱水处理前,均含有一定量的凝析水或地层水,会对分离器内壁造成腐蚀损伤,给气田生产造成一定威胁。目前气田主要采用牺牲阳极的阴极保护法对分离器内壁进行防腐,取得了良好效果;但仍存在存在电流效率低、易掉块、腐蚀不均匀等问题。为此,本文在充分调研在用牺牲阳极和国内外研究现状的基础上,依据国家电流效率测试标准,以Al-Zn-In-Mg-Ti系阳极材料为研究对象,通过合金化、热处理和有限元模拟等手段,运用正交试验、精细熔炼、电化学性能测试、宏观形貌分析、金相分析等方法,开展了新型牺牲阳极研制和应用方式研究,明确了各合金元素对牺牲阳极电流效率和腐蚀均匀性的影响规律,形成了一种溶解更加均匀、不掉块、电流效率90%以上的牺牲阳极配方。同时,利用有限元方法模拟分析了牺牲阳极数量及分布对保护电位和电流密度的影响。本文的研究内容主要包括以下三部分:（1）合金化配方研究。本文首先根据调研情况选取4种合金元素3个水平条件制定正交试验,利用精细熔炼技术制备9组新型牺牲阳极铸锭。然后利用机加工方法制备成电化学标准试样,按照国标进行每组试样的电流效率测试。筛选出一组电流效率最高、腐蚀均匀性好的阳极配方,同时作为对比,再选出一组性能较差的阳极配方。在此基础上,将两组阳极配方添加不同含量Ga元素,探讨Ga元素对电流效率和腐蚀均匀性的影响。结果表明,Mg元素对阳极的电流效率影响最大,其次为Zn元素,In和Ti元素的影响较小,最优阳极配方为:0.5%Mg-4%Zn-0.035%In-0.045%Ti。添加一定量的Ga元素可以有效的改善新型牺牲阳极的耐蚀性,当Ga元素的含量为0.03%时,其自腐蚀电位最高。（2）热处理影响规律研究。在9组正交实验试样中选取性能最优的2#试样和最差的5#试样,分别开展空冷、炉冷和水冷等不同热处理影响规律研究。研究表明,2#和5#牺牲阳极经过热处理后,电流效率的变化规律基本一致。除水冷热处理工艺外,总体上每组试样的电流效率均有所提升。经过空冷和炉冷热处理后,2#阳极试样的腐蚀形貌较为均匀;但经过水冷处理的2#阳极试样表面出现了局部腐蚀问题,且有局部掉块现象发生。经过热处理的5#阳极试样表面腐蚀较为均匀,比未热处理试样有了很大的改善,使腐蚀更加均匀。（3）有限元模拟分析。采用COMSOL有限元模拟方法,分析了牺牲阳极数量和分布对分离器内壁保护电位和电流密度的影响。结果表明,随着阳极数量的增加,其保护电位会随之下降,达-1.04V～-1.02V;随着牺牲阳极数量的增加,牺牲阳极表面的电流密度也呈现显着的下降趋势,保护效果有了明显的提升;同时保护电位分布的均匀性也随着阳极个数的增加而显着改善。
王壮[2]（2021）在《TC4/7075Al复合板异温轧制成形及轧后退火研究》文中提出航空航天领域的快速发展对新型材料的开发和利用提出了更为苛刻的要求,不断促使材料朝着高性能、多结构、多功能化的方向发展。钛/铝复合板作为一种优异的复合材料,不仅具备了钛合金高强度、耐冲击、耐高温的性能,而且还结合了铝合金低密度、焊接性好等特征,它的出现极大地扩展了钛、铝合金的应用范围。本文采用一种新型的加热工艺,通过感应加热装置对TC4钛合金和7075铝合金进行异温轧制复合,成功制备出钛/铝复合板,并探究了异温参数和压下率对钛/铝复合板力学性能影响。通过有限元软件对钛/铝复合板异温轧制过程进行仿真研究。结果表明:不同的轧制温度和压下量对钛层的应力应变影响很大,温度的提高与压下量的增大,使得钛层的变形量增大,应力值减小;在轧制的变形区内,钛侧承受着较大的应力作用,而铝侧主要承受着较大的应变作用。采用万能材料拉伸试验机和扫描电子显微镜（SEM）对不同轧制工艺制备的钛/铝复合板的微观组织与拉-剪断口形貌进行了分析。结果表明:轧制温度相同时,随着轧制的压下率增大,钛/铝复合板的界面结合质量提高,当压下率一定时,适当提高轧制温度,也会使得复合板的界面结合质量提高;当钛合金700℃、铝合金400℃、压下率为44%时,制得的复合板的性能最好,结合方式对应为机械啮合和冶金结合,其剪切强度可达到124MPa,拉伸强度为811MPa。通过热处理实验,研究不同退火工艺制度对制备出的钛/铝复合板结合性能影响规律。结果表明:当退火温度为400℃时,虽然力学性能有所提高,但对复合板结合影响不是很大;当退火温度为450℃时,随着保温时间的增加,力学性能提高,继续增加保温时间则对复合板结合影响不大,在保温时间为3h时,剪切强度最高达到149.49MPa,伸长率接近25%,此时的工艺参数为最佳的退火工艺制度;当退火温度为480℃时,随着保温时间的增加,力学性能逐渐变差。
高超峰[3]（2020）在《激光选区熔化成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织性能与强韧化机理》文中研究说明激光选区熔化（Selective laser melting,SLM）技术通过高能激光束熔化金属粉末进行逐层叠加成形,不仅突破了传统加工工艺对零件几何形状的限制、提高材料利用率,而且在加工过程中的高频热循环使得材料长期处于非平衡状态,极大地提高了材料的强度。SLM技术的飞速发展为高性能轻量化材料的制备及应用带来了广阔的空间。本研究以Al Si10Mg合金为对象,首先采用双喷嘴气雾化技术制备SLM用Al Si10Mg合金粉末对并粉末特性进行定量化表征;其次通过超声振动分散工艺制备纳米Ti N改性Al Si10Mg复合粉末。重点研究了TTiN/AlSi10Mg复合材料的激光可加工性、显微组织演化、力学性能以及强韧化机理;最后通过SLM制备不同形状的多孔晶格结构,并进行有限元模拟分析,研讨了多孔晶格结构的压缩行为和能量吸收能力。本研究主要获得了以下结论:（1）双喷嘴气雾化技术制备Al Si10Mg粉末的最佳的雾化工艺参数为雾化压力3.0MPa,导液管直径4.2 mm,熔体过热度350 K,所制备粉末的细粉（小于50μm）收得率高达72.14%。雾化参数对所制备粉末的特性有重要影响,保持雾化压力和熔体过热度不变,导液管直径增大,粉末中值粒径随之增大,细粉收得率减少,粉末的平均球形度和赘生物指数减小;保持导液管直径和熔体过热度不变,气雾化压力增加,气液流量比增大,粉末中值粒径逐渐减小,细粉收得率升高,粉末球形度和赘生物指数增大;保持导液管直径和雾化压力不变,熔体过热度提高,粉末的中值粒径先略微增大再快速减小,粉末球形度和赘生物指数没有明显的变化规律。气雾化制备Al Si10Mg粉末的显微组织是由过饱和的α-Al基体以及分布在基体中的共晶Si网络组成。（2）通过超声振动分散法成功制备均匀分散且仍保持近球形的TTiN/AlSi10Mg复合粉末。随着Ti N含量的增加,复合粉末的激光反射率持续大幅降低,且在100 W低功率下相比于Al Si10Mg粉末具有更好的SLM加工性。随着扫描速度的提高,复合材料的晶粒尺寸被显着细化。纳米尺寸的Ti N颗粒分散在基体中,少量团聚的Ti N颗粒则长大成微米级团簇并与基体间发生相互扩散和原位反应形成界面过渡层。Ti N的含量对复合材料的组织性能有重要影响,当Ti N含量从2 wt.%增加到6 wt.%时,成形试样中的纳米Ti N颗粒逐渐增多,且主要分布在基体的晶界处。少量Ti N颗粒位于晶粒内部且与Al基体具有良好的界面结合。纳米Ti N颗粒的存在消除了Al Si10Mg材料显微组织沿（001）方向的择优取向、加速了异相形核、促进了再结晶进程、阻碍了晶粒长大,并显着细化了晶粒。在4 wt.%Ti N最佳添加量下成形的复合材料的平均晶粒尺寸为1.24μm,远低于未增强的Al Si10Mg试样（3.86μm）。在细晶强化、第二相颗粒引起的奥罗万强化、载荷传递强化和位错密度强化的共同作用下,可以获得492±5.5 MPa的优异抗拉强度,7.5±0.29%的断后伸长率和156±4.9 HV的显微硬度,这优于绝大多数SLM成形的Al Si10Mg复合材料和其他系列高强铝合金及其复合材料。（3）180℃人工时效对SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料的显微组织没有明显影响,但由于Mg2Si相的析出强化,材料的硬度和屈服强度略微增加。固溶处理使得SLM成形试样的共晶纤维状Si网络显微组织被完全分解,基体和晶界处过饱和的Si大量析出并聚集长大为不规则的Si颗粒,分布在基体中,从而使得固溶强化降低,基体软化。固溶处理后的试样抗拉强度和硬度降低至303.7±4.9 MPa和98.2±4.1 HV,但断后伸长率增加至9.57±0.5%,提高了27%。逐步提高固溶处理温度,然后进行人工时效（SHA）,Si颗粒逐渐长大,平均尺寸从0.74μm增加到1.55μm。在500℃和540℃固溶时分别从基体中析出Al Fe Si和Al Si Ti针状金属间化合物。随着固溶温度的提高,Mg2Si和针状金属间化合物的沉淀硬化克服了显微组织粗化和基体软化的影响,导致硬度和抗拉强度增加,塑性略微减少。与460℃SHA相比,固溶温度升高到500℃和540℃时,材料的抗拉强度从268.7±2.5 MPa分别增加至305.9±11.1 MPa和336.8±1.5 MPa。（4）设计新颖的板状晶格结构Isomax并进行SLM成形,建立合适的材料本构模型来仿真模拟晶格结构的压缩变形行为。发现该结构的最大压缩应力和能量吸收能力分别约为等质量的高强桁架结构（Octet truss,BCC,Tetrakaidecahedron）的3倍和5倍。不同拓扑形状对多孔晶格的成形质量有重要影响,成形过程中的“台阶效应”,会使得与加工方向有一定倾斜角的梁/杆表面产生不规则的隆起和粉末粘连,成形质量较差。在压缩塑性变形阶段,Octet truss和BCC结构出现了沿45°方向的剪切带,而Tetrakaidecahedron和板状Isomax结构则是均匀的逐层变形。
张东明[4]（2020）在《TiAl8Nb合金铸造性能研究》文中认为随着航空航天和军事工业的发展,传统的镍基、铁基高温金属材料越来越不适合目前的发展,急需开发新的材料以迎合日益高涨的需求。高铌钛铝合金是高温高强TiAl合金中的典范,在高温下依然能够保持优良的力学性能,即便是在航空、航天以及军事领域等要求极为苛刻的服役条件下也可完全达到使用要求。无论是高科技领域先进设备的开发及应用,还是汽车零部件的研发都以高温结构材料的发展为基础。虽然应用前景极为广阔,但钛铝基合金生产难度大、成本高,机加工困难,实际应用受到了很大的限制,批量化生产和推广也受到了阻碍。本文首先选取碱式碳酸锆、冰乙酸和乙醇制备锆溶胶,并研究了反应温度和反应时间以及碱式碳酸锆和冰乙酸比例对锆溶胶的形成以及粘度的影响规律;然后以该锆溶胶为原料和氧化锆配制面层浆料,并研究面层浆料的粘度随粉液比和搅拌时间的变化规律;从避免型壳开裂以及焙烧工艺两方面进一步研究了熔模精密铸造用氧化物陶瓷模壳制备工艺;最后,采用真空悬浮熔炼炉进行离心浇注出Ti-36.3Al-8Nb、Ti-39.1Al-8Nb、Ti-41.9Al-8Nb和Ti-46Al-8Nb四种高铌钛铝合金铸件。对铸件进行宏观缺陷分析,然后进行微观组织观察,结合相图分析Al含量对高铌钛铝合金组织的影响。研究结果表明,随着碱式碳酸锆和冰乙酸比例的增加以及反应温度的提高和反应时间的延长,得到的锆溶胶粘度随之降低,锆溶胶也越发澄清透明。该锆溶胶成分单一且在高温下能够保持稳定;锆溶胶和氧化锆粉所配制的面层浆料随着粉液比的增大粘度也逐渐增大,随着搅拌时间的延长粘度经小幅下降后不断增大。模壳脱蜡过程中容易发生开裂,通过采用空心蜡模和热砂脱蜡相结合的方法可以有效解决该现问题的出现。实际浇铸出的排气阀铸件复刻性好,表面光洁、明亮,但仍有缺陷存在,如在排气阀盘部边缘位置以及薄壁位置有浇不足现象;在排气阀内部也出现了缩松、缩孔等缺陷;Ti-36.3Al-8Nb、Ti-39.1Al-8Nb、Ti-41.9Al-8Nb和Ti-46Al-8Nb虽然Al含量有所不同,但主要都是由α2-Ti3Al和γ-TiAl两相组成,当Al含量较低时合金的组织多以板条和树枝状存在,Al含量较高时能够明显的看出其中的α2/γ片层组织,并且在片层上存在着明显的白色网状β偏析,随着Al含量的增加片层的转变更加完全,且白色网状β偏析也明显减少。
刘丙霖[5]（2020）在《高铌钛铝合金球形粉末的制造及其选区激光熔化成型研究》文中研究表明高铌钛铝合金具有的低密度、高强度、高熔点、以及优异的高温抗氧化和抗蠕变性能等优点,在航空航天、工业汽车等多领域展现出重要的应用价值与发展潜力。然而,高铌钛铝合金室温塑性差,增大了传统加工的难度,成为制约其工程应用的主要障碍。随着增材制造技术的快速发展,选区激光熔化成型技术为高铌钛铝合金的成型提供了新的解决方案,由于研究力度的加大,该技术对金属球形粉末的需求日益增多。但是,受到制粉技术的垄断以及高昂制粉装备价格的影响,SLM所用粉末的价格居高不下,这在一定程度上阻碍了SLM成型高铌钛铝合金件的研究。本文的目的是结合数值模拟与雾化实验,研究喷嘴结构对气体流场的影响以及感应线圈对熔化效率的变化,从而优化喷嘴结构和感应熔炼系统,提高气雾化制粉收得率。同时,对自制的高铌钛铝合金球形粉末进行表征,分析粉末粒径与结构的关系。在此基础上,针对自制的高铌钛铝合金粉末的SLM可成型性问题,探索了不同工艺对其成型性能的影响。论文主要结果如下:（1）雾化喷嘴结构优化:通过数值模拟与实验相结合,研究了喷嘴结构对气体流场的影响,从而改进了原有粉末收得率低的喷嘴,使得雾化制粉收得率大大提高。发现雾化气压为4 MPa时,喷嘴结构s=0.5、α=36o的雾化性能最佳,细粉（-250/～M,d<60μm）收得率为37.4%。（2）感应熔炼系统优化:当线圈与原材料棒之间的距离L=15 mm,线圈匝间距h=14mm时,感应系统熔化原材料棒的速度越快（2 min/589 g）,且滴落熔体的温度高达1695℃,雾化实验细粉（-300/～M,d<50μm）收得率高达32.1%。（3）发现了高铌TiAl粉末中的相变:采用XRD对不同粒径的粉末结构进行研究,结果表明存在由尺寸驱动的γ→α2结构转变。对不同粒径粉末的相变进行热动力学性能检测,通过DSC曲线发现,小于25μm的粉末在温度为600℃时,发生了α2→γ相的转变,温度进一步增加到1150℃时,γ相吸热转化为γ+α/α2相。（4）优化了选区激光熔化成型工艺参数:研究了激光功率P、扫描间隙h、扫描速度v对成型块体硬度与致密度的影响规律。探索并得到激光工艺参数组合为P=170 W、h=85μm、v=1100 mm/s时,成型件的致密度最好,可达99.01%。此外,研究了能量密度E对成型件压缩性能的影响,当能量密度E=61.38 J/mm3时,成型件的抗压强度为1463.2 MPa,弹性模量为45.73 GPa。采用优化后的打印参数进行异形件的SLM成型,成型件打印完整,表面无开裂与起翘。
王鑫[6]（2019）在《不同熔炼工艺对钛铝金属间化合物组织及性能的影响》文中研究指明TiAl金属间化合物是为实现材料设计轻量化目标而发展起来的一类新型轻质耐高温结构材料,材料最初的目标是在750-900℃内代替高温强度不足的钛合金和密度过高的镍基高温合金,经过近半个世纪的发展,目前TiAl合金已经在航空发动机的低压涡轮叶片、排气阀等高温结构件上取得了初步的应用。为了进一步推动TiAl在高温结构材料领域的深入应用,需要采取手段克服材料自身存在的室温塑性差和高温热成形困难等弊端。本文从提高材料自身洁净度的角度着手,采用不同是熔炼工艺制备TiAl合金锭,研究不同熔炼技术制备的材料内部氧氮含量,测试材料在室温和高温下的强度和塑性指标,尝试建立材料内部间隙原子含量和性能之间的关系。本文采用电子束熔炼工艺制备Ti-48Al-2Cr-2Nb和Ti-43Al-9V-Y合金锭,每种合金熔炼3次,合金在熔炼结束时质量损失率分别为18.75%和19.53%。在熔炼时熔体内部产生马兰戈尼对流,导致合金中各个组元在铸锭的径向和轴向存在浓度梯度,在铸锭底部和边缘铝元素含量高于铸锭顶部和中心的铝元素含量。电子束熔炼的合金在不同位置铝元素含量不同,Ti-48Al-2Cr-2Nb从铸锭上表面中心至边缘的显微组织由近层片组织向双态组织过渡,层片晶团的尺寸也随之减小。合金下表面受到水冷铜坩埚激冷作用产生微裂纹并从底部扩展至铸锭上表面,材料在中心和0.5r附近室温抗拉强度为196MPa和167MPa,室温伸长率均为0.14%。Ti-48Al-2Cr-2Nb在800℃中心和0.5r处最大的抗拉强度为364MPa和398MPa,对应的高温伸长率为6.9%和5.1%;高温断口表明材料发生穿晶解理断裂。合金中氧含量小于210ppm,氮含量小于50ppm。电子束熔炼Ti-43Al-9V-Y合金底面受到激冷作用,结晶组织转变为片状/羽毛状组织,铸锭顶部为近层片组织。在铸锭中心部位富钇相数量低于铸锭边缘,中心处晶团尺寸大于边缘处晶团尺寸;合金底部组织受上方金属液传热影响,底部的晶团尺寸大于顶部晶团尺寸。材料在中心和0.5r附近室温抗拉强度最高达到475MPa和396MPa,对应的室温伸长率为0.46%和0.43%。Ti-43Al-9V-Y在800℃中心和0.5r处抗拉强度最高为426MPa和420MPa,相应的高温伸长率为5.7%和5.0%。合金在高温下主要发生沿晶解理断裂,部分位置有少量塑性变形形成的韧窝。合金中氧含量小于100ppm,氮含量小于75ppm。采用水冷铜坩埚真空感应熔炼Ti-48Al-2Cr-2Nb合金,合金熔炼次数3次,熔炼后合金的化学成分接近名义成分。分别观察铸态的冒口和铸锭及热等静压后铸锭的显微组织,XRD衍射结果显示合金主要由γ相组成,还存在少量的α2相和B2相,热等静压后不改变合金的相组成。铸锭经热等静压后组织由近层片转变为双态组织,晶团尺寸减小。合金的断裂强度从高到低依次为热等静压态铸锭、铸态铸锭、铸态冒口,最大的断裂强度分别为322MPa、295MPa、260MPa,材料伸长率依次为0.26%、0.15%、0.28%。在800℃时铸态冒口、铸态铸锭、热等静压态铸锭的高温抗拉强度和伸长率依次为357MPa/3.8%、398MPa/6.9%和496MPa/10.7%,实验证明热等静压处理可以有效提高铸态组织的高温力学性能。铸态断口为穿晶解理断裂,热等静压后试样内部同时出现沿晶脆性断裂和穿晶脆性断裂。感应熔炼制备的钛铝合金内部氧含量主要在800-900ppm范围内波动,氮含量主要在40-50ppm范围内波动。合金在熔炼时氧含量增加明显,氮的增加程度很低。
李伟[7]（2019）在《冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与疲劳性能》文中进行了进一步梳理航空发动机的轻量化一直是各国研究的重点。TiAl基合金具有密度低、强度高、抗氧化性好、抗高温蠕变性能好等特点受到广泛关注,是发动机叶片潜在的应用材料。发动机工作时,叶片受到高循环周次变动载荷的作用。因此,为了提高涡轮叶片的可靠性、推进TiAl合金叶片的工程化应用,对TiAl合金疲劳性能的研究具有重要意义。本文利用冷坩埚定向凝固炉制备Ti-46Al、Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr、Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2Er（at.%）、高Nb-TiAl钛铝合金铸锭,对其表面质量、宏观组织、显微组织进行分析。测试原始铸态和定向凝固组织弯曲疲劳性能,以Ti-46Al合金为基础,分析疲劳性能和组织的关系。选出弯曲疲劳性能较优的合金,测试拉伸疲劳、带缺口试样的弯曲疲劳性能。实验结果表明:Ti-46Al、Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2Er、高Nb-TiAl合金的柱状晶平行度、连续性好,定向效果较优。Ti-46Al、高Nb-TiAl合金具有典型的全片层组织。Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2Er合金组织由γ/α2片层团和Er2O3相组成。Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr合金定向组织由γ/α2片层团和大量B2相、γ单相组成,宏观组织呈等轴状,定向效果不佳。根据三点弯曲疲劳试验得出,冷坩埚定向凝固Ti-46Al、Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2Er、高Nb-TiAl合金的弯曲疲劳极限分别为390MPa、414MPa、470MPa,高Nb-TiAl具有最优的抗弯曲疲劳性。冷坩埚定向凝固提高母合金铸锭的抗弯强度、挠度和疲劳极限。Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2Er合金中的Cr、Nb元素固溶强化了合金的基体,提高合金的力学性能。Er元素的添加细化片层间距,在一定程度上提高了合金的力学性能,但是Er2O3相与基体的界面结合较弱,并且该相一般为松散的团簇状,往往诱发疲劳裂纹的萌生,并且在疲劳裂纹扩展路径上作为薄弱点被穿过。高Nb-TiAl合金中的Nb元素固溶强化效果显着,疲劳断裂以穿片层断裂为主导,沿片层断裂数量较少。“U”形缺口的弯曲疲劳极限约为光滑试样值的0.45倍,疲劳应力集中系数Kf=2.22。高Nb-TiAl合金的拉伸疲劳极限为215MPa,试样常应力集中较大的宽厚相交直角处或过渡圆角处断裂,疲劳裂纹在片层团界面或者沿片层处萌生,裂纹扩展至临界尺寸时,发生脆性解理断裂。
孟宪宇[8]（2019）在《Nb-Ti-Si合金等离子—感应复合熔炼数值模拟与实验研究》文中研究说明Nb-Ti-Si合金是高推重比航空发动机高压涡轮叶片以及新一代高速飞行器的耐1200℃以上高温结构件的重要候选材料。它具有高熔点、高活性、成分复杂且含有低熔点合金元素等特点。为了解决Nb-Ti-Si合金难熔配并改善宏观偏析等问题,本研究提出了等离子-感应复合熔炼技术,并搭建了等离子弧-水冷铜坩埚感应悬浮复合熔炼设备,围绕感应悬浮熔炼及复合熔炼技术的传输行为开展了数值模拟及成分分布规律的研究。本文的研究有助于掌握超高温金属复合熔炼过程中的传输现象,对高熔点高活性金属材料复合熔炼新技术开发和工艺优化等具有重要的理论指导意义和工程应用价值。本文在深入了解感应熔炼及等离子弧-感应复合熔炼过程的加热特点及相关物理传输现象的基础上,分别建立了耦合电磁场、温度场和流场的三维数学模型。在各自所需的感应热源模型、“感应热源+随匙孔深度变化的热流”复合热源模型的基础上,通过结合VOF追踪算法、热焓-孔隙率法以及多种流体驱动力如电磁悬浮力、表面张力、Marangoni剪切力、热浮力、重力等,详细描述了两种熔炼方式下从加热阶段至冷却阶段所历经的各种传热及流动现象。整个数值程序的实施主要基于Ansys Maxwell电磁场有限元软件和Ansys Fluent流体动力学分析软件。通过前者获得所需的热源源项及电磁悬浮力源项,并将其导入后者中实现二者交互耦合。在Ansys Fluent软件中,基于用户自定义函数UDF编程添加相关热源模型、各类散热边界条件及各种流体驱动力边界条件,使用有限体积法和PISO算法完成数值程序的离散并进行求解。基于所建立的三维感应熔炼数值模型,系统分析了加热阶段及冷却阶段熔体的热量传输行为及驼峰的形成演变。研究表明,加热初始阶段熔体由表及里沿径向发生熔化,熔体上表面形成与水平面呈锐角的环形隆起,随后环形隆起不断向中心包络靠近直至完全合拢形成完整初始驼峰;初始驼峰形成之后,一方面抬升过程持续直至达到动态稳定;另一方面,驼峰尖端熔化区域开始向下方低温区域进行热量传输,导致其下方低温固相区高度不断减小。受深度方向上传热能力的限制及感应热源径向功率密度衰减的影响,最终在坩埚中心底部形成局部凝壳。冷却阶段驼峰发生回落并经历多次内部回弹振荡,最终形成Nb-Ti-Si合金锭。通过与Nb-Ti-Si合金感应熔炼获得的合金锭的形貌对比,验证了感应熔炼三维模型建立的可靠性。基于所建立的三维等离子弧-感应复合熔炼数值模型,系统分析了加热阶段及冷却阶段熔体的热量传输行为及驼峰形成演变过程。研究表明,加热初始阶段熔体同时受到电磁感应热源诱导的径向热流传输以及芯部中心等离子弧热源及等离子弧压力诱导的向坩埚底部的热流传输的共同作用。在这两种机制作用下,最终炉料完全熔化;随后,同时关闭两种热源,悬浮驼峰发生回落并经多次内部回弹振荡最终形成Nb-Ti-Si合金锭。通过与Nb-Ti-Si合金等离子弧-感应复合熔炼驼峰形貌、熔炼获得合金锭的形貌对比,验证了等离子弧-感应复合熔炼计算结果的准确性。通过比较分析感应熔炼以及两种变频复合熔炼下同一深度截面距离熔体芯部不同位置点上的热循环曲线以及驼峰升高曲线可知:（1）等离子弧热源的匙孔效应,使感应加热在径向传热的基础上加速向坩埚底部高效传输;（2）在保持其它条件不变的前提下,增加复合热源中感应热源的频率,能够以降低电磁悬浮力幅值的方式,减少准稳态悬浮驼峰形成时间及高度,进而借助增加等离子弧热源传热效率达到提高熔炼效率的目的。对等离子-感应复合熔炼Nb-Ti-Si合金锭成分分布进行了系统检测和分析,采用方差方法评价成分均匀性,获得了Nb-Ti-Si合金锭成分分布规律及其随工艺参数变化规律。采用纳米压痕和微柱压缩技术研究Nbss和（Nb,Ti）3Si相在Nb-Ti-Si合金中的微观力学行为。本研究中获得的各组成相的量化性能有助于更好地理解Nb-Ti-Si合金的宏观变形行为,并且可以进一步应用于模拟研究的力学模型中。
袁乃强[9]（2019）在《汽车排气阀用高铌钛铝基合金的研究》文中研究说明高铌钛铝合金具有低密度、高比强度、高杨氏模量、出色的抗氧化和抗蠕变能力以及优异的抗疲劳和耐腐蚀性能,更为重要的是在高温下它依然保持着这些优异的性能。因此,其被认为是航空、航天和汽车发动机用轻质耐热结构件材料中极具发展潜力的材料,具有广阔的应用前景。但由于钛铝基合金室温塑性差、高温反应性强、加工制造难度大,零件生产成本高等缺点,阻碍了其批量生产和实际应用。本文首先对钛铝合金精密铸造用氧化物陶瓷模壳制备工艺进行研究,选用氧化锆和锆溶胶为原料配制面层浆料,并研究面层浆料的粘度和流变性变化规律,同时解决了模壳脱蜡时容易开裂问题。然后,采用有限元铸造模拟软件ProCAST对高铌钛铝基合金排气阀的熔模铸造过程进行数值模拟并预测了铸件中可能存在的缩孔缩松缺陷。最后,采用熔模铸造和离心铸造相结合的方法成功浇注出形状完整的高铌钛铝合金排气阀铸件,观察了实际浇注出的排气阀铸件中存在的宏观缺陷并与模拟结果进行对比;并进行了微观组织分析,结合相图讨论了其凝固路径。研究结果表明,实验过程中用氧化锆粉和锆溶胶所配制的面层浆料粘度随着粉液比的增大而逐渐增大,面层浆料搅拌过程中随着搅拌时间的延长粘度先下降随后增大,而其粘度随着剪切速率的增大逐渐下降。在模壳制备时,通过预留排蜡通道和沸水脱蜡相结合的方法可以有效解决模壳脱蜡过程中开裂现象。铸造过程数值模拟计算显示金属液在离心力作用下紧贴模壳壁自上而下完成充型,充型时间约为3.9s,但实际浇注过程中模壳上层排气阀并未充型完成,下层则全部浇注成型,这与模拟结果相反。实际浇注出的排气阀铸件在杆部有明显的缩松缩孔缺陷、头部边缘位置存在浇注不足、在颈部存在较大的气孔,这与模拟计算结果基本一致。实际浇注出的排气阀铸件微观组织为近片层组织,主要由α2-Ti3Al和γ-TiAl两相组成,片层晶团较为均匀尺寸变化不大约为200-300μm,片层间距约为2μm,并且在片层晶团内部存在着明显的白色网状β偏析、在片层晶团的晶界上有黑色γ偏析。根据测试分析和平衡相图分析,实际浇注的Ti-47Al-6Nb合金凝固路径为:L→L+β→α+β→α+β（残余）→α（残余）+γ（先共析）+β（残余）→α2/γ（片层）+γ（先共析）+β（残余）→α2/γ（片层）+β偏析+γ偏析。
方虹泽[10]（2018）在《原位自生Ti2AlC增强TiAl合金的凝固组织演变与力学性能》文中研究说明具有潜在优势的航空发动机叶片材料TiAl基合金,由于其密度低、比强度高及优异的高温性能等特点,可提高航天发动机推重比,降低能耗。原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金,可以有效地弥补单一金属间化合物存在的不足。定向凝固技术可获得单一方向生长的全片层TiAl基合金,明显提高其蠕变、疲劳和高温性能。但是在原位自生Ti2AlC形成过程、合金化元素耦合作用,以及定向凝固原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金等方面,仍需要研究和完善。本文系统研究了熔铸过程中碳化物的形成过程,高温合金元素Nb和Ta的耦合作用,合金元素B对Ti2AlC增强TiAl基合金组织演变和力学性能的影响,定向凝固原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金的组织演变,揭示了定向凝固成形机制,制备了具有定向凝固组织的原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金坯锭。研究熔铸过程中原位自生Ti2AlC的形成过程,发现随着碳含量增加,Ti2AlC增强相长径比降低,Ti2AlC相周围存在残余γ相等实验结果。其形成过程为:加热升温过程中,660℃时铝被熔化;液态铝和固态海绵钛发生反应,在接近900℃时生成液态TiAl3;高于900℃时钛与碳生成TiC;当温度达到1200℃以上,Ti2AlC由液态TiAl3、固态TiC和Ti发生反应而生成;温度高于1625±10℃时,熔融金属液中的Ti2AlC颗粒分解为TiC颗粒和液态TiAl,由于TiC具有较高熔点（约为3200℃）,以固态形式分布在熔融态金属液中。在降温凝固过程中,固态TiC颗粒作为异质形核质点,再次与液态TiAl反应生成Ti2AlC颗粒。因此在凝固过程中,TiC颗粒作为Ti2AlC颗粒的异质形核质点,而Ti2AlC颗粒作为基体的异质形核质点。随着碳含量的增加,片层团被显着细化。通过调控Al含量,可以有效地将残余TiC完全转变为Ti2AlC相。提高了二元TiAl合金室温和高温的力学性能。在调控原位自生Ti2AlC增强二元TiAl合金的基础上,选取Ti42Al2.6C和Ti46Al2.6C两种合金做为对比实验。向两种合金中添加Nb元素,研究Nb对合金组织演变和力学性能的影响。实验结果表明,当Nb含量大于等于4 at.%时,Ti42Al2.6C-xNb合金中,B2相存在于片层团之间,并随Nb含量增加而增加。在Ti46Al2.6C-xNb合金中,片层团之间形成大量γ相,显微组织中不存在B2相。由于Nb在γ相中具有较大固溶度,所以γ相含量越高,基体固溶Nb的含量就越多,从而降低了Nb元素偏析,减少了B2相的形成。Nb的添加可以一定程度提高两种基体合金的室温和高温力学性能,但是当合金基体中B2相的含量较高时,合金的力学性能会降低。选取Ti42Al6Nb2.6C和Ti46Al8Nb2.6C两种合金基体进行对比实验,为了消除基体中的B2相,利用具有大原子半径和高熔点的Ta,在凝固过程中抑制Nb的偏析,降低B2相的含量。实验结果表明,Ti42Al6Nb2.6C合金中添加Ta,会消除片层团间的B2相,而对于Ti46Al8Nb2.6C合金,当Ta含量大于等于0.6 at.%时,在片层团内部形成B2相。这是因为Ta具有较小的扩散系数,高凝固速率下抑制了Nb元素的扩散,使其更多的固溶到基体当中。随着Ta元素含量的增加,Ti42Al6Nb2.6C合金片层团尺寸增加了2.2倍,而Ti46Al8Nb2.6C合金片层团尺寸降低了1.4倍。这与凝固前沿Nb和Ta元素的含量有直接关系,因为Nb和Ta会作为异质形核质点,随着其含量的增加,片层团尺寸会被细化。在Ti42Al6Nb2.6C-xTa合金中,片层团与γ相之间的晶界处,或者片层团间的γ相内,均存在Ti1.4Al纳米沉淀相,γ相内Ti1.4Al相周围存在着大量位错。由于Ta的低扩散率,抑制了Ti的扩散,使其在晶界处或者晶体缺陷处发生堆垛顺序和成分改变,进而形成Ti1.4Al相。Ti1.4Al相与γ相在晶体结构上极为相似,所以Ti1.4Al相具有莫尔条纹的形貌特征。由于Ta的添加,抑制了B2相形成,因此Nb和Ta的固溶起到了很大的作用,能够提高合金室温和高温的力学性能。Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta和Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金中添加B元素,利用B的细化作用和原位生成TiB的沉淀强化作用,进一步调控合金显微组织和力学性能。在两种基体合金中,硼化物含量随着B含量增加而增加,Nb和Ta为TiB相稳定元素,凝固过程中优先固溶进TiB相内。添加B元素后,Ta抑制Nb偏析的作用降低,在Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,合金显微组织中生成B2相,随着TiB含量增加,B2相含量随之降低;而在Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,添加B后片层团内B2相消失。凝固过程中,Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,F型硼化物含量明显增加,而Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta-xB合金中C型硼化物含量增加较为明显。B的添加可提高合金的力学性能,尤其是Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta2.0B合金,850℃时高温抗拉强度为664MPa,伸长率为6.89%。主要作用机制为原位自生TiB的沉淀强化作用,而细晶强化作用受到一定限制。作为拓展和探索性实验,初选Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金作为制备定向凝固合金坯料的母锭成分,通过抽拉速度和加热功率参数的控制,成功制备出具有定向凝固组织的Ti2AlC增强TiAl合金坯料。当抽拉速度为0.2 mm/min,加热功率为39 kW时,合金固液界面相对平直,稳定生长区的柱状晶与温度梯度方向所成角度较小,并且柱状晶连续生长较好。固液界面前沿存在的初生相为β相和α相,α初生相存在原因是形成Ti2AlC过程中消耗一部分Ti,使得枝晶间Al元素偏析,发生β初生相向α初生相转变。糊状区存在着未完全转变的片层组织,Ti2AlC颗粒主要分布在定向凝固试样的初始过渡区和稳定生长区的凝壳区,并且与试样边部具有一定距离。该工艺参数下定向凝固初始过渡区作用范围较小,定向凝固组织稳定性较好。
二、NUMERICAL SIMULATION OF INDUCTION SKULL MELTING PROCESS FOR TITANIUM-ALUMINIUM BASE ALLOY（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、NUMERICAL SIMULATION OF INDUCTION SKULL MELTING PROCESS FOR TITANIUM-ALUMINIUM BASE ALLOY（论文提纲范文）
（1）分离器用新型高效铝阳极研制（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 牺牲阳极材料的种类及选择条件 |
| 1.2.1 牺牲阳极的种类 |
| 1.2.2 牺牲阳极的选择条件 |
| 1.3 铝阳极合金化和热处理方面的研究现状 |
| 1.3.1 铝阳极合金化方面的研究现状 |
| 1.3.2 热处理对于铝阳极的影响 |
| 1.4 计算机辅助牺牲阳极设计的研究现状 |
| 1.5 本论文的研究内容 |
| 1.6 技术路线 |
| 1.7 技术创新点 |
| 第二章 试验方法与装置 |
| 2.1 试验材料与试样 |
| 2.1.1 试验材料与相关化学试剂 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 牺牲阳极熔炼和试样制备方法 |
| 2.2.1 牺牲阳极熔炼方法 |
| 2.2.2 牺牲阳极试样加工 |
| 2.2.3 腐蚀介质配制 |
| 2.3 金相组织分析方法 |
| 2.4 硬度测试方法 |
| 2.5 宏观表面形貌表征方法 |
| 2.6 电流效率测试方法 |
| 2.6.1 试验方法 |
| 2.6.2 试验装置 |
| 2.6.3 电流效率的计算 |
| 2.7 电化学性能评价方法 |
| 2.7.1 动电位极化曲线 |
| 2.7.2 电化学交流阻抗谱 |
| 第三章 新型铝牺牲阳极制备及电化学性能 |
| 3.1 新型铝基牺牲阳极成分设计 |
| 3.1.1 正交试验设计 |
| 3.1.2 新型铝牺牲阳极试样制备 |
| 3.2 合金成分对新型牺牲阳极电化学性能的影响 |
| 3.2.1 开路电位测试结果 |
| 3.2.2 工作电位测试结果 |
| 3.2.3 电流效率测试结果 |
| 3.2.4 正交试验极差分析 |
| 3.2.5 极化曲线测试结果 |
| 3.3 合金成分对新型铝牺牲阳极腐蚀均匀性的影响 |
| 3.4 不同配方铝牺牲阳极金相组织分析 |
| 3.5 合金成分对于新型铝牺牲阳极硬度的影响 |
| 3.6 Ga元素对新型铝基牺牲阳极的影响 |
| 3.6.1 添加元素Ga对新型铝基阳极的电化学性能的影响 |
| 3.6.2 添加元素Ga后对于牺牲阳极金相组织的影响 |
| 3.6.3 添加Ga元素后铝基阳极极化曲线 |
| 3.6.4 添加Ga元素后铝基阳极阻抗测试 |
| 3.6.5 Ga元素对铝基阳极硬度的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 热处理对新型铝牺牲阳极性能的影响 |
| 4.1 热处理工艺(空冷、炉冷和水冷) |
| 4.2 热处理对新型牺牲阳极金相组织的影响 |
| 4.3 热处理对新型牺牲阳极电化学性能的影响 |
| 4.3.1 电流效率测试结果 |
| 4.3.2 极化曲线测试结果 |
| 4.3.3 阻抗测试结果 |
| 4.4 热处理对新型牺牲阳极腐蚀均匀性的影响 |
| 4.5 热处理对于铝基阳极硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 牺牲阳极阴极保护有限元模拟优选 |
| 5.1 COMSOL软件介绍及模型建立 |
| 5.2 不同个数阳极对于保护电位的影响 |
| 5.3 不同个数阳极对于阳级表面电流密度的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
（2）TC4/7075Al复合板异温轧制成形及轧后退火研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 钛合金/铝合金复合材料的性能 |
| 1.2.1 钛及其合金的简介 |
| 1.2.2 铝合金分类及其性能简介 |
| 1.2.3 钛/铝复合板特点 |
| 1.3 钛/铝复合板制备方法 |
| 1.3.1 爆炸焊接复合法 |
| 1.3.2 轧制复合法 |
| 1.3.3 其他复合法 |
| 1.4 钛/铝复合板力学性能研究 |
| 1.4.1 拉伸性能研究 |
| 1.4.2 剪切性能研究 |
| 1.4.3 剥离性能的研究 |
| 1.5 有限元模拟在金属复合板轧制成形中的应用 |
| 1.6 本文研究意义和研究内容 |
| 1.6.1 问题的提出及意义 |
| 1.6.2 研究的内容 |
| 第2章 钛/铝轧制复合数值模拟研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 有限元模型的建立 |
| 2.2.1 摩擦条件的确定 |
| 2.2.2 网格划分 |
| 2.2.3 材料模型的建立 |
| 2.2.4 轧制复合模拟步骤 |
| 2.3 数值模拟计算结果与讨论 |
| 2.3.1 钛/铝轧制复合变形区的应力分布特点 |
| 2.3.2 钛/铝轧制复合变形区的应变分布特点 |
| 2.3.3 钛/铝轧制复合变形区的温度分布特点 |
| 2.4 工艺参数对应力应变的影响规律 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 实验准备及实验方案 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料 |
| 3.2.1 TC4钛合金 |
| 3.2.2 7075铝合金 |
| 3.2.3 坯料尺寸设计 |
| 3.3 实验流程 |
| 3.4 实验设备 |
| 3.5 实验结果分析 |
| 3.5.1 复合板的结合强度分析 |
| 3.5.2 退火工艺分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 钛/铝复合板界面组织形貌及力学性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 压下率对复合板形貌与力学性能的影响规律 |
| 4.2.1 复合板的宏观形貌 |
| 4.2.2 复合板的微观形貌 |
| 4.2.3 复合板的力学性能分析 |
| 4.3 异温参数对复合板形貌与力学性能的影响规律 |
| 4.3.1 复合板的宏观形貌 |
| 4.3.2 复合板的微观形貌 |
| 4.3.3 复合板的力学性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 钛/铝复合板轧后退火实验研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同退火工艺下复合板的界面形貌 |
| 5.3 不同退火工艺下复合板的拉伸性能及断口形貌 |
| 5.3.1 不同退火工艺下复合板的拉伸性能 |
| 5.3.2 不同退火工艺下复合板的拉伸断口形貌 |
| 5.4 不同退火工艺下复合板的剪切性能及断口形貌 |
| 5.4.1 不同退火工艺下复合板的剪切强度 |
| 5.4.2 不同退火工艺下复合板的剪切断口形貌 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）激光选区熔化成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织性能与强韧化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 气雾化制备3D打印用金属粉末的研究现状 |
| 1.2.1 气雾化制粉技术概述 |
| 1.2.2 工艺参数对气雾化制粉特性的影响 |
| 1.2.3 3D打印用金属粉末的研究现状 |
| 1.2.4 粉末特性对3D打印成形性能的影响 |
| 1.3 激光选区熔化技术(SLM)概述 |
| 1.3.1 SLM技术的研究现状 |
| 1.3.2 影响SLM技术成形质量的因素 |
| 1.3.3 SLM成形铝合金显微组织和性能的研究现状 |
| 1.4 SLM成形铝基复合材料概述 |
| 1.4.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.4.2 颗粒增强复合材料的强化机制 |
| 1.4.3 SLM成形铝基复合材料的力学性能 |
| 1.5 多孔晶格材料研究概述 |
| 1.5.1 多孔晶格材料的研究现状 |
| 1.5.2 SLM成形多孔晶格材料的研究现状 |
| 1.6 课题研究意义及内容 |
| 1.7 课题来源 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料及成形设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 气雾化制粉设备 |
| 2.1.3 超声振动混粉设备 |
| 2.1.4 SLM成形设备 |
| 2.1.5 热处理设备 |
| 2.2 材料性能测试 |
| 2.2.1 粉末性能检测 |
| 2.2.2 SLM成形试样密度测试 |
| 2.2.3 Micro-CT测试 |
| 2.2.4 显微组织分析测试 |
| 2.2.5 摩擦磨损测试 |
| 2.2.6 硬度和力学性能测试 |
| 第三章 气雾化制备微细球形AlSi10Mg粉末及其表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 气雾化工艺参数 |
| 3.3 导液管直径对粉末特性的影响 |
| 3.3.1 粉末粒度分布 |
| 3.3.2 粉末钝度 |
| 3.3.3 粉末赘生物指数 |
| 3.4 气雾化压力对粉末特性的影响 |
| 3.4.1 粉末粒度分布 |
| 3.4.2 粉末钝度 |
| 3.4.3 粉末赘生物指数 |
| 3.5 熔体过热度对粉末特性的影响 |
| 3.5.1 粉末粒度分布 |
| 3.5.2 粉末钝度 |
| 3.5.3 粉末赘生物指数 |
| 3.6 显微组织和成分 |
| 3.7 雾化破碎机理 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料显微组织与力学性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiN/AlSi10Mg复合粉末的制备 |
| 4.2.1 超声振动分散法制备工艺 |
| 4.2.2 复合粉末粉末形貌及激光反射率 |
| 4.3 低激光功率成形TiN/AlSi10Mg的组织和性能 |
| 4.3.1 SLM工艺参数 |
| 4.3.2 XRD物相分析 |
| 4.3.3 致密化行为 |
| 4.3.4 显微组织 |
| 4.3.5 维氏硬度 |
| 4.3.6 摩擦磨损性能 |
| 4.4 不同TiN含量对SLM成形TiN/AlSi10Mg组织和性能的影响 |
| 4.4.1 复合粉末形貌及SLM成形参数 |
| 4.4.2 XRD物相分析 |
| 4.4.3 孔隙率 |
| 4.4.4 显微组织 |
| 4.4.5 维氏硬度 |
| 4.4.6 拉伸性能 |
| 4.5 TiN增强AlSi10Mg复合材料的强韧化机制 |
| 4.5.1 SLM成形的可加工性 |
| 4.5.2 强韧化机制分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 热处理工艺对TiN/AlSi0Mg复合材料显微组织与力学性能影响的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及工艺参数 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 热处理工艺参数 |
| 5.3 热处理对SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织的影响 |
| 5.3.1 XRD相组成分析 |
| 5.3.2 金相组织与能谱分析 |
| 5.3.3 金属间化合物的形成 |
| 5.4 热处理对SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料性能的影响 |
| 5.4.1 拉伸性能 |
| 5.4.2 断口形貌分析 |
| 5.5 热处理结果分析讨论 |
| 5.5.1 显微组织演化 |
| 5.5.2 强化机制与断裂模式 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 SLM成形TiN/AlSi10Mg多孔晶格结构压缩性能的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 多孔晶格结构的设计 |
| 6.2.1 Gibson-Ashby模型 |
| 6.2.2 闭孔板状晶格设计 |
| 6.3 SLM成形多孔晶格结构 |
| 6.3.1 多孔晶格结构的成形质量 |
| 6.3.2 Micro-CT三维尺寸偏差分析 |
| 6.4 SLM成形不同形状多孔晶格结构的压缩性能 |
| 6.4.1 压缩行为分析 |
| 6.4.2 能量吸收能力 |
| 6.5 不同多孔晶格结构压缩行为的有限元模拟 |
| 6.5.1 材料本构模型 |
| 6.5.2 网格划分 |
| 6.5.3 压缩性能仿真分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 总结 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（4）TiAl8Nb合金铸造性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 研究现状 |
| 1.2.1 TiAl基合金的研究现状 |
| 1.2.2 TiAl基合金的应用进展 |
| 1.2.3 高Nb-TiAl合金的研究现状 |
| 1.2.4 TiAl合金的熔炼和铸造 |
| 1.3 研究目的和意义 |
| 第2章 实验设备和测试方法 |
| 2.1 蜡模设计 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 电子天平 |
| 2.2.2 恒温水浴锅 |
| 2.2.3 涂-4 涂料粘度计 |
| 2.2.4 NDJ-8S数显粘度计 |
| 2.2.5 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.2.6 X射线衍射物相分析(XRD) |
| 2.3 分析与测试方法 |
| 2.3.1 流动性测试 |
| 2.3.2 固含量测试 |
| 2.3.3 扫描电子显微分析 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 第3章 锆溶胶的制备 |
| 3.1 锆溶胶的制备 |
| 3.2 冰乙酸和碱式碳酸锆的比例对溶胶形成的影响 |
| 3.3 冰乙酸和碱式碳酸锆的比例对溶胶性能的影响 |
| 3.4 反应温度和时间对溶胶形成的影响 |
| 3.5 溶胶的XRD分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 熔模精密铸造型壳的制备工艺研究 |
| 4.1 型壳材料的选择 |
| 4.1.1 面层材料的选择 |
| 4.1.2 撒砂材料的选择 |
| 4.1.3 蜡料的选择 |
| 4.1.4 粘结剂的选择 |
| 4.2 面层涂料性能分析 |
| 4.3 型壳的制备 |
| 4.4 脱蜡工艺研究 |
| 4.5 焙烧工艺的确定 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高Nb-TiAl基合金的浇铸成型与性能分析 |
| 5.1 合金的熔炼和浇铸 |
| 5.1.1 合金配料 |
| 5.1.2 合金的熔炼与浇铸 |
| 5.2 铸件宏观缺陷分析 |
| 5.3 微观组织观察与分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间论文发表及科研情况 |
（5）高铌钛铝合金球形粉末的制造及其选区激光熔化成型研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高铌钛铝合金简介 |
| 1.3 高铌钛铝合金的传统制造技术 |
| 1.4 选区激光熔化成型技术在高铌钛铝合金制造中的应用 |
| 1.4.1 SLM成型技术简介 |
| 1.4.2 SLM成型高铌钛铝合金研究的发展现状 |
| 1.4.3 SLM成型高铌钛铝合金研究中存在的问题 |
| 1.5 高铌钛铝合金球形粉末的制造技术 |
| 1.5.1 等离子旋转电极(PREP)法 |
| 1.5.2 等离子雾化(PA)法 |
| 1.5.3 电极感应熔炼气雾化(EIGA)法 |
| 1.6 EIGA法雾化粉末研究动态 |
| 1.6.1 粉末破碎机理 |
| 1.6.2 EIGA法雾化喷嘴研究动态 |
| 1.6.3 EIGA法感应熔化研究动态 |
| 1.7 课题研究主要内容和意义 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验研究流程 |
| 2.2 实验原材料与设备 |
| 2.2.1 原材料选用 |
| 2.2.2 悬浮熔炼设备 |
| 2.2.3 气雾化设备 |
| 2.2.4 SLM成型设备 |
| 2.3 数值模拟实验方法 |
| 2.3.1 雾化气流场数值模拟 |
| 2.3.2 感应熔炼数值模拟 |
| 2.4 测试分析方法 |
| 2.4.1 结构表征 |
| 2.4.2 热动力学性能检测 |
| 2.4.3 力学性能测试 |
| 2.4.4 致密度测定 |
| 2.4.5 其它测试方法 |
| 3 EIGA设备雾化与熔炼过程数值模拟研究 |
| 3.1 喷嘴结构和气压变化对雾化气体流场影响的数值研究 |
| 3.1.1 雾化喷嘴物理与数值模型 |
| 3.1.2 喷嘴孔伸出量对雾化气体流场的影响 |
| 3.1.3 气体喷射角度对雾化气体流场的影响 |
| 3.1.4 气体雾化压力对气流场的影响 |
| 3.2 线圈尺寸变化对感应加热影响的数值研究 |
| 3.2.1 电极感应熔化的物理与数值模型 |
| 3.2.2 线圈与电极间的距离对加热效果的影响 |
| 3.2.3 线圈匝间距对加热效果的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 EIGA法制造高铌钛铝合金粉末的实验研究 |
| 4.1 雾化喷嘴和气压对制造高铌钛铝合金粉末的影响 |
| 4.1.1 喷嘴结构对雾化粉末的影响 |
| 4.1.2 气体压力对雾化粉末性能的影响 |
| 4.2 感应线圈对制造高铌钛铝合金粉末的影响 |
| 4.3 雾化过程中喷嘴堵塞机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高铌钛铝合金粉末相变及组织结构表征 |
| 5.1 粉末粒径分布和宏观形貌 |
| 5.2 粉末组织结构表征 |
| 5.3 粉末相的转变 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 高铌钛铝合金的选区激光熔化成型研究 |
| 6.1 高铌钛铝合金块体SLM成型工艺研究 |
| 6.1.1 成型件硬度分析 |
| 6.1.2 成型件致密度分析 |
| 6.2 SLM成型高铌钛铝合金组织结构特征 |
| 6.2.1 成型件物相组成 |
| 6.2.2 成型件组织结构 |
| 6.3 SLM成型高铌钛铝合金的压缩性能 |
| 6.3.1 压缩断裂性能 |
| 6.3.2 压缩断口形貌 |
| 6.4 SLM成型异形高铌钛铝合金 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（6）不同熔炼工艺对钛铝金属间化合物组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 国内外的研究现状 |
| 1.2.1 间隙原子对钛及钛合金的作用 |
| 1.2.2 高纯钛合金及金属间化合物的研究进展 |
| 1.2.3 TiAl基合金熔炼技术 |
| 1.2.4 电子束熔炼钛铝合金的研究进展 |
| 1.2.5 真空感应熔炼钛铝合金的研究进展 |
| 1.3 研究的目的及意义及主要研究内容 |
| 第2章 实验材料的制备及研究方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 水冷铜坩埚真空感应熔炼过程 |
| 2.1.2 电子束熔炼过程 |
| 2.2 实验研究方法 |
| 2.2.1 显微组织观察 |
| 2.2.2 X射线衍射分析 |
| 2.2.3 拉伸试验 |
| 2.2.4 氧氮含量测定 |
| 2.3 研究路线 |
| 第3章 电子束熔炼钛铝基合金的组织和性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电子束熔炼对钛铝基合金成分的影响 |
| 3.2.1 电子束熔炼的质量损失分析 |
| 3.2.2 电子束熔炼钛铝基合金的成分分布规律 |
| 3.2.3 电子束熔炼对钛铝基合金相组成的影响 |
| 3.2.4 电子束熔炼钛铝基合金的显微组织 |
| 3.3 电子束熔炼对钛铝基合金性能的影响 |
| 3.3.1 电子束熔炼对钛铝基合金的室温性能的影响 |
| 3.3.2 电子束熔炼对钛铝基合金的高温性能的影响 |
| 3.3.3 电子束熔炼钛铝基合金的高温断口观察 |
| 3.4 电子束熔炼对钛铝基合金氧氮含量的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 真空感应熔炼钛铝合金的组织和性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同状态下的真空感应熔炼钛铝合金的成分分析及组织分析 |
| 4.2.1 真空感应熔炼Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的化学成分及相组成分析 |
| 4.2.2 真空感应熔炼Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的显微组织分析 |
| 4.3 不同状态下的真空感应熔炼钛铝合金性能分析 |
| 4.3.1 不同状态的真空感应熔炼Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的室温性能 |
| 4.3.2 不同状态的真空感应熔炼Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的高温性能 |
| 4.3.3 不同状态的真空感应熔炼钛铝基合金的高温断口观察 |
| 4.4 真空感应熔炼对钛铝基合金氧氮含量的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与疲劳性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 Ti Al合金概述 |
| 1.2.2 Ti Al合金的显微组织与性能 |
| 1.2.3 Ti Al基合金的合金化 |
| 1.2.4 Ti Al合金定向凝固技术的发展 |
| 1.3 金属材料的疲劳 |
| 1.3.1 疲劳的基本概念与分类 |
| 1.3.2 高周疲劳与低周疲劳 |
| 1.4 Ti Al基合金疲劳性能的研究进展 |
| 1.4.1 Ti Al合金的组织对疲劳性能的影响 |
| 1.4.2 表面状态和缺陷对疲劳性能的影响 |
| 1.4.3 应力比对Ti Al疲劳性能的影响 |
| 1.4.4 Ti Al合金中的疲劳裂纹扩展 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 研究方案与技术路线 |
| 2.3 实验材料选择与定向凝固设备 |
| 2.3.1 实验材料 |
| 2.3.2 凝固设备与流程 |
| 2.4 合金组织观察 |
| 2.4.1 宏观组织观察 |
| 2.4.2 显微组织观察 |
| 2.4.3 室温三点弯曲和拉伸性能测试 |
| 2.4.4 三点弯曲疲劳测试 |
| 2.4.5 拉伸疲劳测试 |
| 第3章 定向凝固Ti Al合金方锭制备与凝固组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固Ti Al合金铸锭的制备 |
| 3.3 冷坩埚定向凝固铸锭典型宏观组织 |
| 3.4 定向凝固微观组织 |
| 3.4.1 抽拉速度对Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr微观组织影响 |
| 3.4.2 Ti-46Al合金凝固组织 |
| 3.4.3 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2Er凝固组织 |
| 3.4.4 高Nb-TiAl合金凝固组织 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti Al基合金弯曲疲劳性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti-46Al合金的弯曲性能 |
| 4.2.1 三点弯曲性能 |
| 4.2.2 弯曲疲劳性能 |
| 4.3 Ti-44Al-5Nb-3Cr-1.5Zr的弯曲性能 |
| 4.3.1 三点弯曲性能 |
| 4.3.2 弯曲疲劳性能 |
| 4.4 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2Er合金的弯曲性能 |
| 4.4.1 三点弯曲性能 |
| 4.4.2 弯曲疲劳性能 |
| 4.5 高Nb-TiAl合金的弯曲性能 |
| 4.5.1 三点弯曲性能 |
| 4.5.2 光滑试样弯曲疲劳性能 |
| 4.5.3 缺口试样损伤弯曲疲劳性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高Nb-TiAl合金拉伸疲劳性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 定向凝固高Nb-TiAl合金拉伸疲劳S-N曲线及寿命方程 |
| 5.3 拉伸疲劳断口分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）Nb-Ti-Si合金等离子—感应复合熔炼数值模拟与实验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 Nb-Ti-Si合金研究现状 |
| 1.2.1 航空航天领域需求分析 |
| 1.2.2 高温结构材料及其研究现状 |
| 1.2.3 Nb-Ti-Si合金熔炼技术 |
| 1.2.4 Nb-Ti-Si合金力学性能研究 |
| 1.3 熔炼过程数值模拟 |
| 1.3.1 外源加热过程数值计算 |
| 1.3.2 内源加热过程数值计算 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 复合熔炼实验研究 |
| 2.1等离子-感应复合熔炼实验 |
| 2.1.1 工艺参数设定 |
| 2.1.2 分析测试方法 |
| 2.2等离子-感应复合熔炼工艺测试实验 |
| 2.3 复合熔炼成型工艺研究 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 感应熔炼和复合熔炼模式下熔体传输行为的数学建模 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电磁-热流基本控制方程 |
| 3.2.1 熔炼过程物理模型 |
| 3.2.2 Maxwell方程组 |
| 3.2.3 基本控制方程组 |
| 3.3 热源模型及网格划分 |
| 3.3.1 热源模型的建立 |
| 3.3.2 几何建模和网格划分 |
| 3.4 初始条件和边界条件 |
| 3.4.1 感应线圈热力计算 |
| 3.4.2 熔体传输计算 |
| 3.5 材料热物性参数与相变潜热处理 |
| 3.5.1 材料热物理性能参数 |
| 3.5.2 相变潜热的处理 |
| 3.6 方程离散化与数值求解 |
| 3.6.1 控制方程离散化 |
| 3.6.2 求解算法与流程 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 感应熔炼过程熔体传输行为数值分析 |
| 4.1 工艺参数与假设条件 |
| 4.2 Case1 参数下感应熔炼熔体的温度场及流场演变 |
| 4.3 Case1 参数下感应熔炼熔体的驼峰形成及演变 |
| 4.4 感应熔炼熔体的三维数值结果 |
| 4.5 感应熔炼实验验证 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 等离子-感应复合熔炼熔体传输行为数值分析 |
| 5.1 工艺参数与假设条件 |
| 5.2 Case2 参数下复合熔炼过程的数值模拟结果 |
| 5.2.1 复合熔炼过程熔体传热与流动的动态演变 |
| 5.2.2 复合熔炼过程驼峰的形成及瞬态演变 |
| 5.3 Case3 参数下复合熔炼过程的数值模拟结果 |
| 5.3.1 复合熔炼熔体热流传输行为的动态分析 |
| 5.3.2 复合熔炼过程驼峰的形成与演变分析 |
| 5.4 熔炼参数对驼峰升高过程的影响 |
| 5.5 等离子-感应复合熔炼数学模型验证 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 复合熔炼Nb-Ti-Si合金成分分布及组织性能 |
| 6.1 复合熔炼Nb-Ti-Si合金成分分布 |
| 6.2 复合熔炼宏观组织性能研究 |
| 6.2.1 复合熔炼对组织的影响 |
| 6.2.2 复合熔炼对力学性能的影响 |
| 6.3 复合熔炼微观组织性能 |
| 6.3.1 微观组织研究 |
| 6.3.2 组成相的力学性能研究 |
| 6.4 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 |
（9）汽车排气阀用高铌钛铝基合金的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 TiAl基合金的国内外发展现状 |
| 1.2.1 TiAl基合金的国外研究进展 |
| 1.2.2 TiAl基合金的国内研究进展 |
| 1.2.3 TiAl基合金应用进展 |
| 1.3 汽车用排气阀的发展 |
| 1.3.1 排气阀工作环境 |
| 1.3.2 排气阀材料 |
| 1.4 TiAl基合金的精密铸造技术 |
| 1.4.1 加工工艺 |
| 1.4.2 熔模精密铸造和离心铸造 |
| 1.4.3 精密铸造过程中面临的挑战 |
| 1.5 选题意义和主要研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验方案设计 |
| 2.2 蜡模的设计 |
| 2.3 合金成分设计 |
| 2.4 主要实验设备 |
| 2.5 样品测试分析 |
| 2.5.1 样品制备 |
| 2.5.2 测试分析方法 |
| 第3章 陶瓷型壳制备工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 陶瓷模壳材料的选择 |
| 3.2.1 蜡料的选择 |
| 3.2.2 耐火材料的选择 |
| 3.2.3 粘结剂的选择 |
| 3.2.4 添加物的选择 |
| 3.3 面层浆料性能分析 |
| 3.3.1 粘度测试 |
| 3.3.2 浆料粘度随剪切速率变化规律 |
| 3.3.3 浆料粘度随搅拌时间的变化规律 |
| 3.4 型壳制备工艺 |
| 3.4.1 蜡模制备与组装 |
| 3.4.2 涂料的配制 |
| 3.4.3 型壳的涂挂及撒砂 |
| 3.4.4 型壳的干燥和硬化 |
| 3.4.5 型壳脱蜡工艺研究 |
| 3.4.6 模壳焙烧 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 高Nb-TiAl合金排气阀铸造过程数值模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸造模拟理论基础 |
| 4.3 数值模拟过程 |
| 4.3.1 三维模型建立和网格划分 |
| 4.3.2 铸造工艺参数设置 |
| 4.4 模拟结果与分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 高Nb-TiAl基合金排气阀的浇注成型与分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金的熔炼与浇注 |
| 5.2.1 合金配料 |
| 5.2.2 合金熔炼与浇注 |
| 5.2.3 充型过程分析 |
| 5.3 铸件宏观缺陷分析 |
| 5.4 微观组织观察与分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间论文发表及科研情况 |
（10）原位自生Ti2AlC增强TiAl合金的凝固组织演变与力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 金属间化合物 |
| 1.2.1 TiAl金属间化合物 |
| 1.2.2 Ti-Al系合金相图 |
| 1.2.3 Ti-Al-Nb系合金相图 |
| 1.2.4 Ti-Al-C系相图 |
| 1.2.5 Ti-Al-Ta系合金相图 |
| 1.2.6 Ti-Al-B系合金相图 |
| 1.3 颗粒增强TiAl基合金 |
| 1.3.1 增强相 |
| 1.3.2 颗粒增强TiAl基合金制备工艺 |
| 1.3.3 颗粒增强相原位自生合成技术 |
| 1.4 颗粒增强TiAl合金增强和增韧机制 |
| 1.4.1 增强机制 |
| 1.4.2 增强相增韧机制 |
| 1.5 TiAl合金定向凝固技术 |
| 1.5.1 模壳法定向凝固 |
| 1.5.2 电磁冷坩埚定向凝固技术 |
| 1.6 研究主要内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 实验材料制备及相关设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 电弧熔炼炉设备及其熔炼工艺 |
| 2.2.3 定向凝固设备及其熔炼工艺 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 金相显微镜 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜 |
| 2.3.3 透射电子显微镜 |
| 2.3.4 相分析X射线衍射仪 |
| 2.3.5 室温压缩性能测试 |
| 2.3.6 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.7 高温拉伸性能测试 |
| 2.3.8 纳米硬度测试 |
| 第3章 C和 Al对原位自生Ti_2AlC/Ti Al合金组织和力学性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 C和 Al对 TiAl合金显微组织影响 |
| 3.2.1 不同含量C对 Ti44Al合金显微组织影响 |
| 3.2.2 不同含量Al对 Ti(40-48)Al2.6C合金显微组织影响 |
| 3.3 C和 Al对合金相组成影响 |
| 3.3.1 不同含量C对 Ti44Al合金相组成影响 |
| 3.3.2 不同含量Al对 Ti(40-48)Al2.6C合金相组成影响 |
| 3.4 C和 Al对合金力学性能影响 |
| 3.4.1 不同含量C对 Ti44Al合金力学性能影响 |
| 3.4.2 不同含量Al对 Ti(40-48)Al2.6C合金力学性能影响 |
| 3.5 C与 Ti_2AlC增强相的作用机制 |
| 3.5.1 C的固溶作用 |
| 3.5.2 Ti_2AlC相形成机制 |
| 3.5.3 C和 Ti_2AlC颗粒强韧化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Nb和 Ta对原位自生Ti_2AlC/Ti Al合金组织和力学性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Nb和 Ta对 TiAl合金显微组织影响 |
| 4.2.1 Nb对 Ti42Al2.6C和 Ti46Al2.6C合金显微组织影响 |
| 4.2.2 Ta对 Ti42Al6Nb2.6C和 Ti46Al8Nb2.6C合金显微组织影响 |
| 4.3 Nb和 Ta对 TiAl合金相组成影响 |
| 4.3.1 Nb对 Ti42Al2.6C和 Ti46Al2.6C合金相组成影响 |
| 4.3.2 Ta对 Ti42Al6Nb2.6C和 Ti46Al8Nb2.6C合金相组成影响 |
| 4.4 Nb和 Ta对 TiAl合金力学性能影响 |
| 4.4.1 Nb对 Ti42Al2.6C和 Ti46Al2.6C合金力学性能影响 |
| 4.4.2 Ta对 Ti42Al6Nb2.6C和 Ti46Al8Nb2.6C合金力学性能影响 |
| 4.5 Nb和 Ta对 TiAl合金凝固组织演变和力学性能的影响机制 |
| 4.5.1 Nb对 TiAl合金凝固组织演变和力学性能的影响机制 |
| 4.5.2 Ta对 TiAl合金凝固组织演变和力学性能的影响机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 原位自生TiB对 Ti_2AlC/Ti Al合金组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 原位自生TiB对 TiAl合金显微组织影响 |
| 5.2.1 TiB对 Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金显微组织影响 |
| 5.2.2 TiB对 Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金显微组织影响 |
| 5.3 原位自生TiB对 TiAl合金相组织影响 |
| 5.3.1 TiB对 Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金相组织影响 |
| 5.3.2 TiB对 Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金显微组织影响 |
| 5.4 原位自生TiB对 TiAl合金力学性能影响 |
| 5.4.1 TiB对 Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金力学性能影响 |
| 5.4.2 TiB对 Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金力学性能影响 |
| 5.5 原位自生TiB影响TiAl合金组织演变和力学性能机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 定向凝固原位自生Ti_2AlC增强TiAl合金的组织与性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 母锭Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金显微组织特征 |
| 6.3 抽拉速度影响Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金显微组织演变 |
| 6.4 加热功率影响Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金显微组织演变 |
| 6.5 定向凝固原位自生Ti_2AlC增强TiAl合金的形成机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 论文创新点 |
| 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 |
四、NUMERICAL SIMULATION OF INDUCTION SKULL MELTING PROCESS FOR TITANIUM-ALUMINIUM BASE ALLOY（论文参考文献）
- [1]分离器用新型高效铝阳极研制[D]. 陈文浩. 西安石油大学, 2021(09)
- [2]TC4/7075Al复合板异温轧制成形及轧后退火研究[D]. 王壮. 太原理工大学, 2021
- [3]激光选区熔化成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织性能与强韧化机理[D]. 高超峰. 华南理工大学, 2020
- [4]TiAl8Nb合金铸造性能研究[D]. 张东明. 山东建筑大学, 2020(10)
- [5]高铌钛铝合金球形粉末的制造及其选区激光熔化成型研究[D]. 刘丙霖. 南京理工大学, 2020(01)
- [6]不同熔炼工艺对钛铝金属间化合物组织及性能的影响[D]. 王鑫. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [7]冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与疲劳性能[D]. 李伟. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [8]Nb-Ti-Si合金等离子—感应复合熔炼数值模拟与实验研究[D]. 孟宪宇. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [9]汽车排气阀用高铌钛铝基合金的研究[D]. 袁乃强. 山东建筑大学, 2019(09)
- [10]原位自生Ti2AlC增强TiAl合金的凝固组织演变与力学性能[D]. 方虹泽. 哈尔滨工业大学, 2018(01)