导读:本文包含了系金属间化合物合金论文开题报告文献综述及选题提纲参考文献，主要关键词:非晶合金,非晶形成能力,力学性能,压缩实验
系金属间化合物合金论文文献综述
黄庆男[1]（2019）在《Zr-Cu-Al合金金属间化合物τ3附近非晶形成能力及力学性能的研究》一文中研究指出近年来,非晶合金由于具有优异的强度、硬度、耐蚀性和弹性极限,以及在过冷液相区时极好的可加工性而受到广泛的关注。其中Zr基非晶合金有着非晶合金典型的优良性能、很强的非晶形成能力、及相对便宜的价格而更具研究价值。而如何运用更简单的方法制得更大尺寸的非晶合金及如何提高非晶合金的塑性,一直是限制非晶合金大范围应用的两大难题。为此,本文的研究内容主要从非晶合金的形成能力和压缩力学性能这两个方面入手。研究Zr-Cu-Al合金体系金属间化合物τ3(Zr_(51)Cu_(28)Al_(21))附近各成分合金的非晶形成能力,非晶的含量和尺寸与力学性能的关系。通过用XRD、DSC对金属间化合物τ3附近各成分吸铸出样品进行分析,来确定其附近合金的非晶形成能力。选取部分样品进行室温压缩,得出压缩试验的应力-应变曲线,用扫描电子显微镜分析其断口形貌特征。总结非晶含量和尺寸与力学性能之间的关系。通过研究Zr-Cu-Al叁元合金体系的金属间化合物τ3(Zr_(51)Cu_(28)Al_(21))附近3at.%各成分合金的非晶形成能力发现,在金属间化合物τ3附近1 at.%的区域就可以制得直径1 mm的大块非晶合金。在τ3点右上部分区域,形成能力特别差,得不到大块非晶合金,而在τ3点的左下方可以制得直径1mm以上的块体非晶合金,且随着Zr含量的增大,非晶形成能力逐渐增强,在Zr_(54)Cu_(28)Al_(18)成分附近,形成能力最好,最大可制得直径2mm的大块非晶合金。探究非晶含量及尺寸与力学性能之间的关系发现,金属间化合物τ3附近形成直径为1 mm的各样品,晶化时的热焓越大,非晶合金中非晶含量就越多,塑性越好。而不同尺寸的Zr_(54)Cu_(28)Al_(18)非晶合金,直径越小,凝固时的冷却速率越大,塑性越好。(本文来源于《沈阳工业大学》期刊2019-05-25）
王晓红[2]（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》一文中研究指出本文以二元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Al_3Ni,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Al_3Ni的溶质分凝特性研究结果表明Al-Ni合金凝固过程中Al_3Ni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Al_3Ni,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Al_3Ni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、Al_3Ni以及共晶叁种组织共存。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Al_3Ni相的过冷度均小于共晶,也即α-Al和Al_3Ni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Al_3Ni、Al_3Ni_2以及共晶叁种组织共存,Al_3Ni_2相完全包裹于Al_3Ni相。高压2GPa和4GPa条件下凝固后,Al_3Ni_2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Al_3Ni金属间化合物;过包晶Al-47%Ni合金常压条件下凝固后由Al_3Ni相和Al_3Ni_2相组成,但是在高压条件下凝固后Al_3Ni、Al_3Ni_2、α-Al叁相共存。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Al_3Ni_2相的界面温度小于Al_3Ni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ΔT_(AlNi)>ΔTβ-Al_3Ni>ΔT_(Al3Ni2)。对亚包晶Al-30%Ni合金凝固过程中Al_3Ni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Al_3Ni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Al_3Ni_2相残留的组织,区域Ⅱ为没有Al_3Ni_2相残留的过共晶组织,区域Ⅲ为单相合金Al_3Ni,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Al_3Ni,区域Ⅱ为过共晶组织区域。同时计算得到了Al_3Ni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。(本文来源于《哈尔滨工业大学》期刊2019-04-01）
蔡晓龙[3]（2018）在《金属间化合物Ti_3Al(TiAl)/Ni基高温合金异质材料激光焊研究》一文中研究指出Ti_3Al(TiAl)金属间化合物基高温合金具有轻密度、高熔点、高比强度和比模量以及良好的高温抗蠕变性能和抗氧化性能等特点,被认为是21世纪极具应用前景的新型轻质高温结构材料。近年来,随着对Ti_3Al(TiAl)基合金研究的不断深入,关于Ti_3Al(TiAl)基合金与其它异质材料连接问题的研究,也正在全面展开。其中一个具有潜在应用前景的组合就是与Ni基高温合金连接制造出轻质高效的结构系统,不仅显着减轻结构重量,还能发挥高温性能优势。由于Ti_3Al(TiAl)基合金与Ni基高温合金之间存在高差异的物理化学性能,导致Ti_3Al(TiAl)基合金与Ni基高温合金的焊接性极差,严重恶化了接头性能,阻碍了其应用进程。因此,开展Ti_3Al(TiAl)基合金与Ni基高温合金异质材料激光焊研究,可加深对Ti_3Al(TiAl)基合金与Ni基高温合金异质材料焊接性本质的理解和认识,丰富材料焊接基本理论,促进Ti_3Al(TiAl)基合金与Ni基高温合金异质材料焊接技术的发展,推动其在航空航天、国防等高科技领域的应用。本文首先较系统地研究了Ti_3Al(TiAl)基合金同质材料激光焊接性特点。为揭示Ti_3Al(TiAl)基合金/Ni基高温合金异质材料激光焊接性、提高接头性能,提供必要的理论依据。研究结果表明,Ti_3Al基合金激光焊接性明显优于TiAl基合金激光焊接性。接头成型良好,无裂纹缺陷。焊缝区为细小的胞状晶组织。从焊缝区到母材相组成依次为单相B2(焊缝区)→B2+少量的?_2(Near-HAZ)→B2+?_2→B2+?_2+O(Far-HAZ)。较小的脉冲电流更适宜Ti_3Al基合金激光焊接,接头的抗拉强度最高为435MPa。TiAl基合金激光焊接性较差,焊缝区?_2相含量增加,焊缝区存在大量的裂纹,接头的抗拉强度极低。适当地增加脉冲电流,有利于减少TiAl基合金激光焊接头裂纹敏感性,提高接头力学性能。加纯Ti中间层可实现TiAl基合金激光焊接,接头无裂纹缺陷。接头抗拉强度可达288MPa,与不加纯Ti中间层的TiAl基合金激光焊接头相比,强度明显提高。Ti_3Al基合金/Ni基高温合金异质激光焊接性较差,直接对焊无法实现二者的连接,主要归因于接头生成了AlNi_2Ti、Ni_(0.35)Al_(0.30)Ti_(0.35)、Ti_2Ni、?_2、Cr_2Nb、Ni_3Al等脆性金属间化合物。改变激光焊参数仍无法从根本上改变脆性金属间化合物的性质,无法实现二者的连接。采用纯Ti中间层可实现二者的连接。焊缝区主要由TiNi和Ti_3Ni_4及少量的Ti_2Ni、TiNi_3、AlNi_2Ti、NiAl相构成。接头抗拉强度为177MP,接头断裂于Ti_3Al基合金侧化合物层。采用纯Nb中间层无法实现二者的连接,主要归因于接头生成了大量的AlNbNi、AlNbNi_2、Cr_2Nb、Ni_3Nb脆性相。采用纯V中间层可实现二者的连接。焊缝区组织细小,接头的抗拉强度为95MPa,断裂主要发生在Ni基高温合金侧界面区,主要归因于该区生了大量的AlNi_2Ti、Ni_(0.35)Al_(0.30)Ti_(0.35)、TiNi、Ni_3V等含Ni金属间化合物相。采用纯Cu可以实现二者的连接。焊缝区主要由(Ni,Cu)固溶体相和Cu基固溶体相构成。接头的抗拉强度仅为80MPa,断裂发生在Ti_3Al基合金侧界面区,主要原因在于该区生成了AlCuTi和AlCu_2Ti。采用V/Cu复合中间层的Ti_3Al基合金/Ni基高温合金异质激光焊的研究结果表明,不同结构的V/Cu复合中间层对焊缝组织具有明显的影响。当采用合适的复合中间层时(0.2mmV/0.4mmCu),有利于改善焊缝区组织提高接头室温抗拉强度(312MPa),高温强度可达240MPa。当Cu层过厚时,由于存在未熔化的纯V层与过渡层连接不紧密,抗拉强度明显降低。采用优化的V/Cu复合中间结构(0.4mmV/0.4mmCu)可改善Ti_3Al/Ni基合金激光焊缝区组织及提高力学性能。接头的室温与高温抗拉强度均有所提高,分别达345MPa和280MPa。与(0.2mmV/0.4mmCu)复合中间层接头相比,接头室温和高温抗拉强度分别提高10.6%和16.7%。TiAl基合金/Ni基高温合金直接激光焊接,无法形成有效的焊接接头,焊接过程中发生断裂。主要归因于接头生成了大量的AlNi_2Ti、Al_(0.35)Ni_(0.30)Ti_(0.35)、TiNi_3、AlNi、Al_3Cr_7脆性金属间化合物。改变激光焊参数,仍无法实现二者的连接。填加纯Ti中间层未能实现TiAl/Ni基高温合金的连接,主要归因于接头生成了大量的Al_(0.35)Ni_(0.30)Ti_(0.35)脆性相。填加纯Nb中间层未能实现TiAl/Ni基高温合金的优质连接,焊缝存在宏观裂纹。主要归因于Nb与Ni基高温合金中的Ni、Cr元素形成AlNbNi、AlNbNi_2、Cr_2Nb多种脆性金属间化合物相。填加纯V中间层可以实现TiAl/Ni基高温合金的连接。焊缝区主要由(V,Cr)固溶体相和(V,Cr)/AlNi_2Ti共晶组织组成,接头抗拉强度为140MPa,接头断裂在Ni基高温合金侧界面区,可能与该区生成片层极为细小的(V,Cr)/AlNi_2Ti共晶组织有关。填加纯Cu中间层可以实现TiAl/Ni基高温合金的连接。焊缝区主要由Cu基固溶体、Cr基固溶体和Al(Ni,Cu)_2Ti/Cr共晶组织构成。接头抗拉强度为155Mpa,断裂发生在TiAl基合金侧,主要归因于界面区形成大量的AlCuTi和AlCu_2Ti脆性金属间化合物。填加V/Cu复合中间层可实现TiAl基合金/Ni基高温合金的连接。焊缝区主要由V基固溶体、Cu基固溶体及(V,Ti)/AlCu_2Ti片层组织组成。接头室温和高温抗拉强度平均为230MPa和145MPa。与采用单一元素中间层的接头相比,室温接头强度明显提高。但仍低于TiAl基合金母材室温与高温强度。接头断裂发生在TiAl基合金热影响区与A层之间,主要是由于该位置受到激光高温热作用易形成空位,削弱原子的键合力,在拉伸过程中,这些空位聚合形成萌生裂纹,导致最终断裂。采用优化的V/Cu复合中间结构可改善TiAl/Ni基高温合金激光焊缝区组织及提高力学性能。接头的室温和高温抗拉强度均有所提高,分别达251MPa和202MPa。与未优化的V/Cu复合中间层接头相比,接头室温和高温抗拉强度分别提高9.1%和39.3%。(本文来源于《吉林大学》期刊2018-12-01）
秦建智,王福合[4]（2018）在《金属生物材料镁钙合金金属间化合物的布拜图》一文中研究指出本文基于第一性原理计算和离子的实验化学势数据,建立了温度为25℃镁钙合金分别在水溶液和体液的布拜图。在水溶液中,由金属间化合物Mg_2Ca布拜图可以看出在酸性环境下均为钙先于镁被腐蚀为Ca~(2+),碱性环境下镁先生成氢氧化物;在高电位下都生成MgO_2和CaO_2。在模拟体液(SBF)中,可以看出在人体正常pH时(pH=7至7. 4),会生成Mg~(2+)、Ca~(2+)、Ca_3(PO_4)_2和Ca_(10_(PO_4)_6(OH)_2,其中Mg~(2+)和Ca~(2+)为人体必需离子,Ca_3(PO_4)_2为Ca_(10)(PO_4)_6(OH)_2的先驱体,羟基磷灰石Ca_(10)(PO_4)_6(OH)_2可以促进骨骼的生长。(本文来源于《2018中国（国际）功能材料科技与产业高层论坛论文集》期刊2018-10-19）
韦竺施,崔丽,贺定勇,王智慧,陈俐[5]（2018）在《钢/铝异种合金激光深熔焊接头界面金属间化合物的EBSD研究》一文中研究指出以6mm厚钢/铝合金对接接头为研究对象,进行了无任何填充材料的激光深熔焊接的工艺实验,通过调控焊接工艺参数,获得了良好焊缝成形的冶金结合接头。利用光学显微镜(OM)和电子背衍射散射(EBSD)分析方法,研究了不同激光偏移量及接头不同位置对界面金属间化合物(IMC)组织形态、物相组成及厚度的影响。结果表明:钢/铝异种合金激光深熔焊接头界面IMC组织主要由η-Al_5Fe_2及θ-Al_(13)Fe_4两相组成。激光偏移量的大小不仅影响接头界面IMC层的平均厚度,还影响界面IMC晶粒的尺寸:增加激光偏移量显着地减少了接头界面粗大针状θ-Al_(13)Fe_4相数量,细化了接头界面η-Al_5Fe_2层的晶粒,降低了接头界面η-Al_5Fe_2层平均厚度。就接头界面不同位置而言,在两种激光偏移量条件下,接头界面中部η-Al_5Fe_2层的晶粒尺寸和平均厚度最小。此外,从EBSD的相分布研究还发现,接头界面处清晰地显示了在钢基体与η-Al_5Fe_2层之间有θ-Al_(13)Fe_4相的形成。(本文来源于《材料工程》期刊2018年07期）
李晓[6]（2018）在《Al_2Sm金属间化合物对AZ系镁合金耐腐蚀性能的研究》一文中研究指出AZ系镁合金以其优良的性能而广泛应用于汽车、航空、电子和医学等多种领域,但是较差的耐腐蚀性能而限制了其进一步的发展。本论文研究了稀土元素Sm合金化对热挤压态AZ31和铸态、超声AZ91镁合金的微观组织以及耐腐蚀性的影响。SEM和TEM的观察结果表明在AZ系镁合金中添加了Sm元素后形成了颗粒状弥散分布的Al_2Sm金属间化合物,微区极化的结果表明其本身不仅具有较高的腐蚀电位(-1.01mV),而且具有优良的钝化能力。这表明Al_2Sm金属间化合物自身耐腐蚀性较好,而且作为弱阴极相不会引发剧烈的微电偶腐蚀,同时可以作为屏障阻挡电解液与镁基体之间的接触,因此提高了镁合金的耐腐蚀性。对于热挤压态AZ31镁合金而言,稀土Sm的添加使得合金的腐蚀速率在横向试样上从15.98×10~(-4)下降至11.19×10~(-4) g·cm~(-2)·h~(-1),在纵向试样上从8.57×10~(-4)下降至6.20×10~(-4) g·cm~(-2)·h~(-1),电化学测试结果表明合金横向和纵向试样的腐蚀电位分别上升了98和62mV,电荷转移电阻则分别从1764和1756Ω·cm~2增加至2928和2408Ω·cm~2。这些结果均表明添加Sm后合金耐腐蚀性显着提升,其原因不仅是合金组织中形成了耐腐蚀性较好的Al_2Sm金属间化合物,还因为Al_2Sm相的形成细化了合金晶粒、促进合金动态再结晶过程的进行,从而显着减少了组织中的位错和孪晶等缺陷;同时使得合金中的强阴极相Al-Mn金属间化合物转变为弱阴极相Al-Mn-Sm金属间化合物,因此抑制了合金表面微电偶腐蚀的程度,同时也抑制了点蚀的发展。对于铸态AZ91镁合金而言,失重和析氢的结果表明随着Sm添加量的不断增多,合金的腐蚀速率呈现出先下降后上升的趋势。当稀土Sm的添加量为1wt.%时腐蚀速率最低,此时合金的失重和析氢腐蚀速率分别为0.35 mg/cm~2day和0.029 ml/cm~2day,大约为基体合金的73%和88%。同时电化学测试结果也表明AZ91-1.0Sm合金的腐蚀电流密度约为基体合金的1/3,极化电阻值约为基体合金的175.8%。通过对微观组织的观察发现Sm元素的添加量对合金中β-Mg_(17)Al_(12)相的分布有着显着影响:少量(0.5wt%)和过量(1.5wt.%)的Sm使得β-Mg_(17)Al_(12)相的分布更加均匀,但是形成的网状结构连续性较差,因此对耐腐蚀性的提升较弱;而适量的Sm元素(1wt.%)使得合金中原本粗大、聚集的β-Mg_(17)Al_(12)枝晶组织转变为均匀、细小、连续的网状结构,可以有效提高β-Mg_(17)Al_(12)相的屏障作用。腐蚀形貌显示β-Mg_(17)Al_(12)相和Al_2Sm相共同组成的网状结构抑制了腐蚀向合金深处发展的趋势,因此使得合金的耐腐蚀性增强。对于超声AZ91镁合金而言,失重和析氢的结果表明合金的腐蚀速率随着稀土Sm含量的增多而显着下降,当Sm元素添加量为1.5wt.%时合金的腐蚀速率达到最低,分别为0.167mg/cm~2day和0.247ml/cm~2day。电化学结果表明此时合金具有最小的腐蚀电流密度(16.582 mA/cm~2),仅为基体合金的57.5%,并且腐蚀电位最正,相对于基体合金提高了34mV。合金微观形貌表明超声引起的空化和声流效应使得合金中部分β-Mg_(17)Al_(12)相枝晶熔断,转变为短棒状且趋于弥散分布;随着合金中稀土Sm的添加量不断增多,β-Mg_(17)Al_(12)相枝晶组织逐渐消失,形成了颗粒状β-Mg_(17)Al_(12)相且分布更加均匀,这使得β-Mg_(17)Al_(12)相所引起的微电偶腐蚀的程度显着减小。同时超声处理也使得更多细小的Al_2Sm颗粒均匀地分布在晶界与晶粒内部,因此增加了Al_2Sm相的对镁基体的保护能力。腐蚀形貌表明合金表面严重的局部腐蚀转变为相对轻微的全面腐蚀,并且形成了覆盖面积更广、致密性更好的腐蚀产物层,从而显着提高了合金的耐腐蚀性。(本文来源于《南昌大学》期刊2018-05-27）
康慧君,李金玲,王同敏,郭景杰[7]（2018）在《定向凝固Al-Mn-Be合金初生金属间化合物相生长行为及力学性能》一文中研究指出对Al-3Mn-7Be合金(原子分数,%)在1~1500 mm/s的抽拉速率下进行定向凝固实验,研究了抽拉速率对合金组织演化、金属间化合物形貌演变和合金力学性能等的影响规律。结果表明,Be元素的加入使二元相图向高Mn区移动,引入了金属间化合物l相、T相、Be4Al Mn和准晶I相,而且Be的加入明显细化了合金的组织。随着抽拉速率的增加,固/液界面过冷度和溶质过饱和度增加,引起初生金属间化合物相的竞争生长,初生相先由λ相转变为T相,后转变为准晶I相,伴随着形成初生Be_4AlMn相。同时,初生相的形貌、尺寸和生长方式也随抽拉速率的增加而发生改变。随着抽拉速率的增加,定向凝固合金的强度先下降后提高,在抽拉速率较低和较高时,定向凝固合金均呈现了较大延伸率,这主要由其定向凝固组织、强化相的种类、形貌以及与基体构成的界面结构决定。(本文来源于《金属学报》期刊2018年05期）
陆子川[8]（2018）在《金属间化合物Al_3Ti合金的强韧化机理研究》一文中研究指出随着航空航天、装甲防护、高速运输等高新技术领域对材料轻量化的不断需求,Ti-Al系金属间化合物由于兼具低密度、高比强度、高比模量等优点越来越受到人们的关注,具有广阔的应用前景。在Ti-Al系金属间化合物中,Al_3Ti合金由于具有最低的密度(3.36g/cm~3)、最高的弹性模量(216 GPa)、较高的熔点(1360℃)以及优异的高温抗氧化能力等优点,是最具潜力的轻质高强材料。但是,由于其稳定的四方D0_(22)型晶体结构,在室温下滑移系严重缺失,展现出了很强的室温脆性特征,严重限制了其工程应用。因此,为改善Al_3Ti合金的室温脆性问题,提升其室温塑性变形能力并研究强韧化作用机理,本论文基于金属基复合材料的设计思想,首先使用金属箔冶金真空热压烧结技术制备了塑性Al相强韧化Al_3Ti合金的复合材料Al/Al_3Ti。此外,为进一步同时提升Al_3Ti合金的室温压缩和室温拉伸塑性变形能力,并研究NiTi纤维对Al_3Ti合金的强韧化效果和作用机理,使用金属箔冶金真空热压烧结技术制备了连续形状记忆合金NiTi纤维强韧化(Continuous Shape Memory Alloy NiTi Fiber Reinforced,简称为CSMAR)Al_3Ti合金的复合材料CSMAR/Al_3Ti。在塑性Al相强韧化和连续NiTi纤维强韧化的基础上,对已制备的两种复合材料进行了多种后处理研究,并最终提出了多种Al_3Ti合金的强韧化思路。通过对材料进行系统的微结构表征和力学性能测试,综合评价了多种强韧化方法的作用效果,并系统地研究了各自的强韧化作用机理,为进一步推动Al_3Ti合金在轻量化结构材料领域的应用以及其它体系脆性金属间化合物的强韧化研究提供了一定的科学参考价值。在Al/Al_3Ti复合材料中,由于合适体积分数塑性Al相的引入(6.4 vol%),6.4%Al/Al_3Ti复合材料可将Al_3Ti合金单一的本征脆性断裂模式演变为韧性断裂和脆性断裂的混合断裂模式,压缩失效样品出现了明显的45°剪切断裂特征。力学测试结果表明,6.4%Al/Al_3Ti复合材料可有效提升Al_3Ti合金的室温压缩塑性变形能力,应力-应变曲线体现出了明显的塑性变形行为,但是由于Al_3Ti合金较强的本征脆性特征,塑性Al相的加入并未明显改善其室温拉伸塑性变形能力。热处理研究表明,由于合适的Al_3Ti晶粒尺寸以及α-Al_2O_3相的析出强化作用,750℃、空冷热处理后样品的压缩应力-应变曲线体现出了更为显着的屈服行为以及屈服后较长的塑性变形阶段,具有十分明显的塑性变形特征,表明热处理可进一步提升Al_3Ti合金的室温塑性变形能力。高能脉冲电流处理(Electropulsing Treatment,简称为EPT)独有的热效应和非热效应的同步耦合作用机制可有效促进Al/Al_3Ti复合材料中Al_3Ti基体内部原子扩散、提升位错移动能力并产生大量可移动位错,从而优化Al_3Ti基体的显微组织、增强Al_3Ti晶粒的<100>和<112>晶体取向、提升其孪生变形能力。与未处理的Al/Al_3Ti复合材料相比,450 Hz高能脉冲电流处理后样品的压缩应力-应变曲线体现出了更为明显的塑性变形行为,整体应变量得到显着提升,并且在同样处理条件下,高能脉冲电流处理样品的塑性变形能力明显优于传统热处理样品。因此,在塑性Al相强韧化的基础上,EPT的电致塑性效应可进一步提升Al_3Ti合金的室温塑性变形能力。CSMAR/Al_3Ti复合材料包括NiTi纤维、Al_3Ti层、共晶区、界面反应层和少量Al相。共晶区由金属间化合物Al_3Ni和Al_3Ti构成,其中Al_3Ni相为随机取向分布,而Al_3Ti相体现出了显着的<001>晶体取向特征并具有明显的纤维织构。由于CSMAR/Al_3Ti复合材料中的晶粒尺寸从共晶区向界面反应层逐步减小的梯度分布特征,拉伸过程中的裂纹扩展可以被逐步钝化、偏转,使Al_3Ti合金的室温拉伸性能得以显着提升。TEM实验结果表明,CSMAR/Al_3Ti复合材料中的界面反应层是一层由多种Ti-Al系和Ni-Al系金属间化合物组成的多相混杂结构,并且界面反应层中相的种类从靠近界面一侧到靠近共晶区一侧逐渐减少。TEM和HRTEM实验结果表明,在NiTi纤维和界面反应层之间存在一层由Ti原子和Ni原子通过原子置换效应而新形成的并具有一定程度晶格畸变和刃位错结构的连续Ti_2Ni层。此外,CSMAR/Al_3Ti复合材料各微观界面理想的冶金结合以及独特的界面多相金属间化合物混杂结构特征可引起变形过程中的应力传输、降低局部应力集中、提升局部变形能力。力学性能测试结果表明,CSMAR/Al_3Ti复合材料的这种界面微结构特点有助于同时提升Al_3Ti合金的室温压缩和室温拉伸塑性变形能力。退火处理研究表明,Al_3Ti合金的多相金属间化合物混杂强韧化结构可由已制备的CSMAR/Al_3Ti复合材料经固态扩散相变获得。由于其独特的相梯度分布以及多层结构特征,强度由共晶区一侧向界面处逐步递增,裂纹扩展从共晶区到新形成的金属间化合物层可以被逐步钝化、偏转,并且新形成的多相金属间化合物层可有效起到应力传输、降低局部应力集中的作用,有助于提升局部变形能力。力学性能测试结果表明,在连续NiTi纤维强韧化的基础上,多相金属间化合物混杂结构可进一步提升Al_3Ti合金的室温塑性变形能力。(本文来源于《哈尔滨工程大学》期刊2018-04-01）
孙思宇[9]（2018）在《Al-Ni合金中金属间化合物和氢气泡行为的同步辐射成像研究》一文中研究指出本文借助同步辐射成像技术对Al-Ni过共晶合金的定向凝固进行了研究,分析了Al_3Ni金属间化合物和氢气泡的生长行为以及它们之间的相互作用。实验结果表明,Al_3Ni金属间化合物主要以两种形貌生长——I型以及V型,由于具有较低的能量密度和较小的比表面积,I型Al_3Ni的生长速率较快,其生长速率的大小主要由过冷度和Ni浓度所决定;此外,随着凝固的进行Al_3Ni金属间化合物还可能发生从V型到M型的形貌转变。Al_3Ni金属间化合物的尺寸受合金成分和抽拉速率等因素的影响,合金成分越接近于共晶成分、抽拉速率越大,则析出的Al_3Ni越细小;此外,随着定向凝固的进行,Al_3Ni金属间化合物也将逐渐细化。影响气泡生长的主要因素包括氢的浓度、与金属间化合物的相互作用、气泡的内压以及气泡尺寸。气泡的生长主要分为叁个阶段:第一阶段气泡在Al-Ni合金熔体中随机生长,且其生长速率主要由气泡周围氢的浓度所决定;第二阶段气泡由于受到了金属间化合物的挤压而发生局部变形,且气-液界面的氢浓度和浓度梯度均不断增大,从而导致气泡加速生长;第叁阶段氢在气-液界面的浓度梯度方向发生变化,气泡逐渐缩小,同时气泡内压随着气泡与金属间化合物之间接触角的增大而增大,使得氢在周围熔体中的溶解度也持续增大,从而促进氢的溶解。气泡尺寸越小,其形状越接近于球形。(本文来源于《上海交通大学》期刊2018-01-01）
丁志龙,张杰,李刚,孙永旭,江社明[10]（2017）在《热浸镀铝锌液中添加Ti合金对金属间化合物形成的影响》一文中研究指出为了研究含Ti铝锌合金添加对热浸镀铝锌锅中金属间化合物形成的影响,采用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)对添加含Ti铝锌合金前后的铝锌锅中形成的的金属间化合物进行形貌、尺寸及成分、相组成分析。结果表明:添加含Ti合金前,铝锌锅中的铝锌液凝固态组织中生成FeAl_3和Fe_2SiAl_7,尺寸在60-70μm左右,数量较少;添加含Ti合金后,铝锌锅中的铝锌液凝固态组织中包括FeAl_3、Fe_2SiAl_7和尺寸为20-40μm的TiAl_3和Al_(23)V_4;且随着添加含Ti合金的时间增加,TiAl_3和Al_(23)V_4组织有增大增多的趋势。(本文来源于《第十一届中国钢铁年会论文集——S04.表面与涂镀》期刊2017-11-21）
系金属间化合物合金论文开题报告
（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Al_3Ni,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Al_3Ni的溶质分凝特性研究结果表明Al-Ni合金凝固过程中Al_3Ni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Al_3Ni,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Al_3Ni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、Al_3Ni以及共晶叁种组织共存。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Al_3Ni相的过冷度均小于共晶,也即α-Al和Al_3Ni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Al_3Ni、Al_3Ni_2以及共晶叁种组织共存,Al_3Ni_2相完全包裹于Al_3Ni相。高压2GPa和4GPa条件下凝固后,Al_3Ni_2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Al_3Ni金属间化合物;过包晶Al-47%Ni合金常压条件下凝固后由Al_3Ni相和Al_3Ni_2相组成,但是在高压条件下凝固后Al_3Ni、Al_3Ni_2、α-Al叁相共存。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Al_3Ni_2相的界面温度小于Al_3Ni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ΔT_(AlNi)>ΔTβ-Al_3Ni>ΔT_(Al3Ni2)。对亚包晶Al-30%Ni合金凝固过程中Al_3Ni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Al_3Ni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Al_3Ni_2相残留的组织,区域Ⅱ为没有Al_3Ni_2相残留的过共晶组织,区域Ⅲ为单相合金Al_3Ni,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Al_3Ni,区域Ⅱ为过共晶组织区域。同时计算得到了Al_3Ni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。
（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。
系金属间化合物合金论文参考文献
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[10].丁志龙,张杰,李刚,孙永旭,江社明.热浸镀铝锌液中添加Ti合金对金属间化合物形成的影响[C].第十一届中国钢铁年会论文集——S04.表面与涂镀.2017