导读:本文包含了相形成机制论文开题报告文献综述及选题提纲参考文献，主要关键词:高硼高速钢,相平衡计算,热力学,硼碳化物形成机制
相形成机制论文文献综述
苑振涛[1]（2018）在《高硼高速钢相平衡热力学设计及硼碳化物硬质相形成机制研究》一文中研究指出高速钢由于其较高的硬度、优良的耐磨性和耐热性,逐渐从传统的刀具材料扩展至高温轧辊、轴承、机械零件及高档冷作模具等领域,且需求量呈日益增加的趋势。然而,在传统高速钢耐磨材料中含有大量W、Mo、Cr、V和Co等金属元素,生产成本较高,严重制约了该材料的推广和应用。尤其是近年来金属价格的不断攀升,开发出生产成本低,满足实际工况需求的新型耐磨材料成为研究者亟待解决的重要科学问题。研究表明,通过在传统高速钢耐磨材料中添加适量的硼元素,能够在基体中获得硬度更高、热稳定性更好的硼化物硬质相,具有较好的应用前景。然而,硼元素对硼碳化物硬质相析出行为,以及凝固过程中的相平衡热力学与组织性能的关系仍不明确。基于此,本论文首先详细分析了高硼高速钢的凝固过程、析出相、微合金化、热处理及强韧性机理等关键科学问题,并阐述了硼碳化物硬质相的形成机制及热力学设计方法。基于材料热力学的亚晶格点阵模型、亚规则溶体模型和密度泛函理论,构建析出相的热力学模型,阐明各析出相的电子结构和热力学特性,并确定合金含量对析出相的影响规律,揭示合金元素在析出过程中的相互竞争机制,探索合金元素对组织和性能的调控机理。在此基础上,根据成分优化结果制备了高硼高速钢试样,研究了高硼高速钢铸态微观组织,碳硼化物形态及元素分布,探索淬火和回火工艺对微观组织的作用机制,揭示并验证热力学模型对合金的性能调控机理。同时,本文还研究了高硼高速钢在凝固行为中合金分布和物相转变的动力学过程,探索初生奥氏体、共晶析出相和二次析出相的生长行为,揭示析出相的形成机制,为进一步调控和提升高硼高速钢的性能提供理论依据。得到以下几点结论:(1)第一性原理计算表明,随着B含量的增加,硼碳化物相的硬度明显增加,其中W_2B的硬度最高(14.56 GPa)。在此基础上,构建了适合于Fe-M~1-M~2-M~3-M~4-C-B体系析出相的热力学模型,该模型与Thermo-Calc热力学软件的计算结果一致。此外,合金元素的种类是影响析出相和析出量的重要因素:B和Cr有利于M_2(B,C)硼碳化物的析出,而W和Mo能够促进M_3(B,C)硼碳化物的析出,V对M(B,C)硼碳化物的析出影响最大。(2)给出了热力学设计的最优成分(B:1.4~1.6 wt.%,C:0.40~0.50wt.%,W:0.5~1.0 wt.%,Mo:1.0~1.5 wt.%,Cr:3.0~4.0 wt.%,V:0.75~1.0wt.%)。确定了高硼高速钢铸态组织由珠光体、铁素体、残余奥氏体、少量马氏体和硼碳化物组成,其中硼碳化合物主要沿晶界分布。铸态组织中合金分布存在一定的偏析,碳主要分布于基体中,而硼主要分布于晶界,W、Mo、Cr和V等合金元素大部分与C和B在晶界处形成硼碳化物,少量存在于基体中。(3)热处理工艺指导下,淬火处理后的高硼高速钢的基体组织转变为韧性较好的低碳马氏体。同时,硬度和冲击韧性随着淬火温度的升高而逐渐增加。回火处理促进了残余奥氏体转变为回火马氏体,最佳回火温度为550℃,此时硬度最高为64.4 HRC。高硼高速钢的高温摩擦学行为主要包括氧化磨损,粘着磨损和磨粒磨损。并且摩擦系数(0.425)和相对磨损率(79%)最小时,淬火温度为1050℃。(4)硼碳化物析出的特征温度点分别为1350℃、1220℃、1100℃和1000℃。初生奥氏体于1350℃下析出,组织为初生奥氏体枝晶和沿晶界分布的共晶产物(共晶奥氏体+共晶硼碳化物)。在共晶反应过程中,M_2C碳化物和M_2(B,C)硼碳化物以相互依赖混合生长方式的析出。在1000℃析出的M_3(B,C)硼碳化物呈块状或颗粒状沿共晶硼碳化物与初生奥氏体的晶界或共晶硼碳化物与共晶奥氏体的晶界分布。M_3(B,C)硼碳化物的析出反应大致经历了合金元素扩散、合金元素在晶界处的聚集、M_3(B,C)的形核和长大等四个阶段。(本文来源于《昆明理工大学》期刊2018-09-01）
曹守臻[2]（2017）在《TiAl合金热处理过程中亚稳相形成机制研究》一文中研究指出TiAl合金具有优异的比强度、高温抗氧化和抗蠕变性能,在航空航天领域具有广阔应用前景。TiAl合金优异的断裂韧性和蠕变性能与其组织中特殊的(α2+γ)层片团密切相关。经过几十年的发展,材料研究者逐步建立了 TiAl合金二元相图,TiAl合金高温相变理论逐步趋于完善,然而在高温双相区形成(α2+γ)层片团所涉及的相变仍存在一些争议。Denquin提出TiAl合金高温α→y形成层片团的相变过程存在亚稳FCC相,即α→FCC→γ逐步实现α相到γ相晶格结构和化学成分的转变。Denquin理论可准确解释TiAl合金层片团组织中各类实验现象,却一直未发现关键的亚稳FCC过渡相的存在。本文以传统铸造γ-TiAl合金、铸造高铌γ-TiAl合金和锻造β/γ-TiAl合金为实验材料,通过特殊热处理的方法首次发现了该亚稳FCC相,即Ll2-Ti3Al相,并确定Ll2相在叁类典型TiAl合金中均存在。TiAl合金在800℃-1000℃特殊热处理的组织中会析出亚稳Ti2Al相,Ti2Al相也被认为是α/α2相与γ相之间的一种过渡相。全文系统研究了 α/α2相与γ相之间过渡亚稳L12相和Ti2Al相的析出位置、析出形貌、析出因素以及两种亚稳相的联系与区别,同时研究了叁类典型TiAl合金不同热处理工艺下的组织性能和类Ti2Al相的亚稳相(αN相和γN相)的析出。研究了高铌γ-TiAl 合金(Ti-46Al-6Nb)和高铌β/γ-TiAl 合金(Ti-44.5Al-8Nb-2.5V)熔融态淬火和随后的850℃/5h退火过程的组织演变。首次在淬火γ相的退火组织中检测到FCC结构的亚稳L12-Ti3Al相,为Denquin高温相变理论中的亚稳FCC相。L12相形成机制为淬火γ相1/2[110]位置的Al原子被Ti原子取代,导致化学成分、晶格参数发生变化,最终形成L12相,L12相晶格参数α=b=c=0.3994nm。淬火 Ti-46Al-6Nb 合金和淬火 Ti-44.5Al-8Nb-2.5V 合金的退火组织中均有板条状L12相析出,二元γ-TiA1(Ti-47Al)的验证实验表明L12相的析出不是Nb、V元素的作用结果。L12←→γ相变反应为扩散型相变,相变速率对温度敏感,相变过程初始关系:(001)γ//(OO1)L12,[010]γ//[010]L12,[100]γ//[100]L12;L12←→α/α2相变过程由肖克莱不完全位错开动引起,为非扩散型相变,相变速率对温度不敏感,相变过程遵循位向关系:(0001)α2//{111}L12,<1120>α2//<110>L12。以往亚稳Ti2Al相均在800℃-1000℃特殊热处理的组织(淬火或高温变形)中观察到。本文系统对叁类TiAl合金的常规热处理、循环热处理和特殊热处理后的组织展开分析,在上述热处理组织和TiAl合金铸态组织中均发现存在于α2相和γ相台阶面处的亚稳Ti2Al相,实现α2相与γ相晶格结构和化学成分的过渡,同时,特殊热处理组织中的γ相内还可观察到单独析出的Ti2Al相。Ti2Al相为(0001)α2和{111}γ密排面堆垛顺序发生周期性改变而形成,堆垛顺序为...AB'CBC'BCA...,晶格参数为α=0.301nm,c=1.431nm。分析表明α2相与γ相台阶面处晶格错配较大,且两相堆垛顺序不同,如果台阶面与宽面相垂直,则台阶面处必然存在亚稳Ti2Al相,实现α2相与γ相堆垛顺序和化学成分的过渡。分析表明,亚稳L12相和Ti2Al相均为α/α2相与γ相之间的过渡相,实现α/α2相与γ相在晶格结构和化学成分上的过渡。不同的是,L12相存在于α/α2相与 γ相的宽面处,在高温相变的过程中,L12相的位置不断推进从而实现γ片层在α相中的长大。而Ti2Al相存在于α2相和γ相的台阶面处,在层片团形成的过程中,γ相与α2相的台阶面由肖克莱位错塞积处L12相的逐层推动累积而形成;L12相在高温下存留时间很短,很难保留至室温,目前仅在淬火γ相的退火组织中观察到了L12相。而Ti2Al相则在TiAl合金典型组织中均存在,且在800℃-1000℃的特殊热处理工艺中,可在γ相中观察到单独析出的Ti2AI相;L12相在淬火丫相中形成,相变驱动力为淬火γ相中大量存在的反空位缺陷。而单独析出的Ti2AI相在大变形量丫相中形成,相变驱动力为γ相中高密度位错。研究了三类典型TiAl合金不同热处理工艺下组织性能及类Ti2Al亚稳相(定义为γN相和αN相)的析出。经多步热处理、热机械处理或循环热处理后的TiAl合金显微组织均得到明显细化,尤其是Ti-46Al-1Cr-2V合金组织经循环热处理后由毫米级粗大柱状晶转变为晶粒尺寸约为50μm的等轴晶,室温拉伸应变由0.6%提高至1.5%。γ-TiAl合金(Ti-46Al-6Nb)的淬火组织由块状转变γm相及块状αb相组成,而β/γ-TiAl合金(Ti-44.5Al-8Nb-2.5V)的淬火组织与γ-TiAl合金的淬火组织明显不同,由网篮状(βbv+αp)相和条状γs相组成。网篮组织中βbv相与αp相之间存在Burgers 位向关系:<111>βbv//<1120>αp,{110}βbv//(0001)αp,<0110>αp//[112]βbv。Ti-44.5Al-8Nb-2.5V合金特殊热处理组织中发现两种新的类似于Ti2Al相的亚稳相(αN相和γN相),αN相存在于α”相与αT”相台阶面处,由{O111}α”面堆垛顺序发生周期性改变而形成;γN相存在于γ相和γT相台阶面处,由{111}γ面堆垛方式由ABCA转变为AB'C'A而形成。(本文来源于《哈尔滨工业大学》期刊2017-06-01）
王志文,王红霞,王万华,李明,刘一鸣[3]（2017）在《超声处理对Mg-9Al-xSi(x=1,6)合金不同形貌Mg_2Si相形成机制的影响》一文中研究指出为了探讨超声处理对不同形貌Mg_2Si相形成机制的影响,本文采用超声辅助原位自生的方法成功制备了以Mg_2Si为增强相的镁合金材料。利用XRD、OM、SEM等分析测试手段,研究了超声处理对Mg_2Si微观形貌、大小及分布的影响。结果表明:经超声处理后,Mg-9Al-1Si合金中共晶Mg_2Si相由粗大汉字状变成短棒状、条状,团聚现象得到改善,分布更加均匀,使其抗拉强度和伸长率显着提高,分别由93 MPa和4.9%提升到172 MPa和12.3%;Mg-9Al-6Si合金中初生Mg_2Si相大量减少,由粗大多角状变成小块状或颗粒状,且内部无空洞、棱角趋于圆化,汉字状Mg_2Si相大量增加,使其抗拉强度和伸长率分别达到108 MPa和3.2%。这主要由于声空化产生的瞬态高温、高压及声流效应对合金液中元素及温度分布产生影响,使得凝固过程改变所致。(本文来源于《哈尔滨工程大学学报》期刊2017年05期）
宋文杰[4]（2016）在《Mg-Ni-Y合金的相形成机制与吸放氢性能研究》一文中研究指出Mg基储氢合金因其储氢量大、资源丰富、成本低等一系列优点受到了广泛关注,被认为是最有可能大规模应用的储氢材料之一,但放氢温度过高、吸放氢动力学较差一直是其实用化道路上的最大障碍。目前国内外对Mg基储氢合金的研究主要集中在通过合金化、添加催化剂、机械球磨、表面改性、熔体快淬等方式来改善其吸放氢动力学,但吸放氢动力学与组织相关性不太明确,还没有形成广泛接受的快淬合金的吸放氢机制。本文以Mg_2Ni基合金为研究对象,研究工作主要集中在添加稀土元素Y和熔体快淬对Mg_2Ni基合金的相组成、微观组织、微结构、表面状态的影响,分析了快淬合金的活化性能、吸放氢动力学和热力学,揭示了Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6,10)快淬合金在放氢过程中的相转变和组织演变规律,探讨了快淬合金的吸放氢机制。本研究对今后开发性能更加优异的Mg基储氢合金具有参考价值和一定的理论指导意义。本文主要研究内容和结论如下:采用覆盖剂保护法利用电阻炉制备出了Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6,10)合金。利用粉末X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)、电子探针(EPMA)等系统研究了合金的相组成、微观组织和各相的成分随稀土Y添加量的变化规律。覆盖剂保护法熔铸的Mg_2Ni合金中Mg_2Ni、Mg和MgNi_2相的质量百分比分别为90.1、3.6和6.3 wt%。在Y含量大于3 at.%的Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x中,观察到MgYNi_4相和e相(Mg24Y5)。Y元素固溶到MgNi_2相中,对Mg原子进行替代,MgNi_2相成分逐渐达到MgYNi_4元素的比例。Y元素的添加减小了Mg_2Ni枝晶的二次枝晶间距和共晶组织的片层间距。明确了MgYNi_4相在凝固状态下的叁维形貌特征,并结合凝固理论从晶体学角度提出了四面体MgYNi_4的形成机制。采用熔体快淬方式制备了Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6,10)合金快淬薄带。基于粉末XRD图谱,采用Rietveld全谱拟合精修对快淬合金的相结构进行了测定,揭示了晶格参数和各相含量随Y含量的变化规律。随着Y含量的增加,Mg_2Ni相的质量分数从97.4 wt%(x=0)降低到88.5 wt%(x=6),α-Mg和MgYNi_4的含量增加。Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=1,3,6)合金中Mg_2Ni相的c轴晶格畸变率分别为0.14,0.26和1.93%。采用SEM和TEM对快淬合金的微观组织进行观察,稀土元素Y合金化和熔体快淬明显降低了Mg-Ni-Y合金的晶粒尺寸,并可在合金的快淬薄带组织中观察到贯通的显微疏松。利用X射线光电子能谱仪XPS分析了快淬合金的表面和次表面的元素化学价态,结果表明快淬合金表面生成了MgO、NiO、和Y_2O_3等氧化物,氧化物以MgO为主,次表面层MgO含量明显减少,通过活化去除的表面主要污染物为MgO。基于Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)快淬合金的首次吸氢动力学曲线和不同温度下的吸放氢动力学曲线,研究了快淬合金的活化性能和吸放氢动力学。Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)快淬合金的初始吸氢量分别为1.00、0.78、1.22和1.81wt%。通过叁次吸放氢循环,合金吸放氢速率和吸放氢量迅速提高,吸氢量分别达到了2.75、3.75、3.3和3.25 wt%,叁次循环吸放氢之后合金达到完全活化。活化后的Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)快淬合金在温度为573 K氢压为30 bar条件下的吸氢量分别为3.15、3.79、3.78和3.45 wt%,在30 s内的吸氢量达到最大吸氢量的60%。细化晶粒显着提高了快淬合金吸氢动力学,显微疏松也起到了一定的促进作用。Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)合金吸放氢PCT曲线具有明显的平台特征,且存在滞后效应。快淬Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)合金的氢化物形成焓分别为-55.5,-50.5,-46.9和-48.6 kJ/mol,放氢焓分别为62.3、59.4、58.6和58.8 kJ/mol。稀土元素Y的添加明显降低了快淬Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)合金氢化物形成焓和放氢焓。分析了Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)快淬合金放氢过程的热量变化和放氢前后的相组成,结果表明合金的放氢行为为Mg_2NiH_4、Mg_2NiH_(0.3)、MgH_2和YH_3多个相放氢。基于DSC数据利用Kissinger方程计算了快淬合金的放氢活化能,添加Y元素后合金放氢温度的降低和吸放氢动力学的提高与合金较低的放氢活化能有关。借助TEM和SEM观察了氢化后快淬合金的微结构以及放氢前后的显微组织,揭示了Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)快淬合金的组织演变规律,提出了快淬合金的吸放氢机制。快淬后的Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)合金均含有非晶和纳米晶结构,由于氢致非晶化现象,氢化的合金非晶含量增加,而氢化前非晶含量较高的x=6合金在吸氢后发生了晶化,形成了堆垛层错缺陷。氢化物可以在显微疏松附近形核并长大,形核位置增加。Mg_(67)Ni_(33-x)Y_x(x=0,1,3,6)快淬合金首次氢化方式为扩散控制的叁维形核长大方式。合金活化后,氢化物层的长大方式为一维形核长大方式,放氢方式为扩散控制的叁维形核长大方式。(本文来源于《西北工业大学》期刊2016-01-01）
常麒[5]（2013）在《Coflowing液—液两相形成机制以及过相界面传质计算模型的研究》一文中研究指出本文的目的是对微通道中离散相形成传质过程机理的计算研究。基于开源CFD函数库Gerris Flow Solver，对程序中算法做了总结，并整理出计算研究Coflowing液-液两相形成机制的高精度求解器。分析了dripping和jetting不同机制下的液滴形成过程，分别给出液滴尺寸对连续相流速，粘度比例以及离散相Weber数在一定变化范围内的关联式，发现在dripping和jetting之间存在形成机理的突变。在大Peclet数下，将浓度梯度大的边界层从传质主体中分离出来，重新定义在液-液两相相界面上的局部坐标系中，并通过相互之间的边界交换信息，实现液-液两相中可溶性溶质过相界面的多尺度传质计算模型。(本文来源于《天津大学》期刊2013-06-01）
戴雷[6]（2012）在《高铬铁素体耐热钢中氧化物弥散强化相形成机制》一文中研究指出氧化物弥散强化（Oxide-Dispersion-Strengthened，ODS）钢因其具有优异的抗辐照性能、良好的高温蠕变性能和高温抗拉强度而被认为是未来核能系统最佳备选结构材料。该新型材料的强化思路是在基体中引入弥散分布的纳米级氧化物粒子，从而在本质上获得优异高温性能的材料，而这些氧化物粒子是通过新的工艺如机械合金化和后续的热压烧结获得的。本文系统研究了ODS钢的合成、机制和相变行为，探索了纳米级氧化物颗粒的形成机制与过程，阐明了ODS钢合成过程中的组织演化行为，成功利用机械球磨和热压烧结获得了MgAl_2O_4型Fe-Cr ODS钢，实现低温烧结形成MgAl_2O_4粒子，在JMAK模型基础上澄清了ODS钢的奥氏体相变行为,并以Fe3Al作为Al载体添加Al组元合成Fe-Cr-W-Ti-Y-Al系ODS合金。本工作从理论上和实验方面为ODS钢的开发与应用提供了有力依据。研究了Y_2O_3尺寸和结构在机械球磨和后续退火过程中的演化行为。研究表明：在机械球磨过程中，混合粉末的颗粒尺寸和晶粒尺寸随着球磨时间的延长而减小。但随着球磨时间的进一步延长，球磨造成的冷焊和破碎作用达到平衡，混合粉末的颗粒尺寸和晶粒尺寸不再减小。机械球磨过程中，Y_2O_3晶体逐渐被破碎并形成了不规则外形的纳米晶，在随后的退火过程中，Y_2O_3纳米晶发生长大且其外形趋近球形。其变化过程为：完整晶体不完整晶体（长程有序结构破坏）细小晶粒（纳米晶）。研究了纳米级Ti-Y复合氧化物颗粒的形成过程和机制。研究表明：纳米级Ti-Y复合氧化物主要以叁种形式存在：（a）完全结晶型，该类型粒子的晶体结构与标准物质相同；（b）部分结晶型，该类型粒子并未完全结晶，其边缘存在一定区域的非晶相；（c）非晶分布于粒子内部型，该类型粒子内部分布着少量非晶区域。Ti-Y复合氧化物的这叁种存在形式为探索其形成机理与过程提供了有力证据。在机械球磨过程中，Y_2O_3纳米晶和非晶相与基体元素（M: Fe, Cr, Ti）的混合相在强烈塑性变形作用下形成，即在随后的热压烧结过程中，Y_2O_3纳米晶和Ti组元的反应以及自身不稳定的[YMO]_(amorphous)非晶相的晶化行为形成了纳米级Ti-Y复合氧化物颗粒，研究了ODS钢机械球磨和热压烧结过程中的组织形貌演化行为。Fe-Cr-Y系和Fe-Cr-Ti-Y系ODS钢基本组织为微米级等轴铁素体和分布于晶粒中的纳米级氧化物颗粒。两种钢的基体中存在一些未强化区域即无粒子分布区域，这种现象表明，尽管强化相粒子尺寸达到纳米级，但是仍然存在分布不均一的问题。门槛应力值的计算结果（最大值为360MPa）表明细小和密集分布的粒子有利于提高材料强度。不同的区域对应着不同的门槛应力值，这是由于各个区域的纳米级氧化物粒子的尺寸和分布均一性造成的，这可能是门槛应力值不能通过蠕变测试结果获得的原因。成功利用机械球磨和热压烧结获得了MgAl_2O_4型Fe-Cr ODS钢，实现低温烧结形成MgAl_2O_4粒子。研究表明：在机械球磨过程中，强烈的塑性变形没有导致MgO、Al_2O_3发生分解，Mg原子和O原子之间以及Al原子和O原子之间的结合并未被强烈的塑性变形破坏，并且Mg、Al和O原子未溶入Fe-Cr体系。氧化物本身尺寸的减小导致的表面能增大和因Fe晶粒尺寸减小、晶界面积增加导致的晶界能增大是氧化物向非晶转变的驱动力。在后续烧结过程中非晶晶化形成了MgAl_2O_4粒子。MgAl_2O_4强化相粒子形成温度为1173K，该温度远低于传统烧结温度（1873K），即实现低温烧结合成MgAl_2O_4。利用改进了的JMAK模型研究了ODS钢的奥氏体相变行为。基于拟合结果认为，在相同加热速率下，叁种材料的奥氏体晶粒生长激活能值几乎没有差别，而Fe-9Cr-0.2Ti-0.3Y_2O_3奥氏体晶粒生长时界面迁移速率相比Fe-9Cr-0.3Y_2O_3和Fe-9Cr较小。这主要是由加热过程中奥氏体晶粒生长受到分布于基体中的粒子阻碍作用造成的。纳米级氧化物粒子通过钉扎阻力阻碍了作为新相的奥氏体界面向母相铁素体的推移，利用Zener公式定量地计算了钉扎阻力，计算结果表明：对于Fe-9Cr合金，基体中不存在纳米级氧化物颗粒，奥氏体界面的推进速度较快，奥氏体化过程在较窄的温度范围内完成。而对于Fe-9Cr-0.3Y_2O_3和Fe-9Cr-0.2Ti-0.3Y_2O_3ODS钢来说，基体中存在着纳米级氧化物颗粒，它们阻碍着奥氏体界面向铁素体界面的推进，钉扎阻力分别为Ppin YO0.78MJ/m~3，23Ppin YTiO3.0MJ/m~3，这与动力学拟合结果中指前因子V2270的减小是相符合的。在Fe-Cr-W-Ti-Y的基础上，以Fe_3Al作为Al载体添加Al组元合成Fe-Cr-W-Ti-Y-Al系ODS合金。研究表明：在热压烧结过程中，Al组元从基体中析出与Y_2O_3发生反应生成了Y-Al-O复合氧化物。Al组元与Ti组元存在竞争关系，在复合氧化物形成过程中，Al组元取代了Ti组元与Y_2O_3发生反应，这主要是由于Al组元相比Ti组元有较高的氧亲和力，因而Al组元更容易与Y_2O_3发生反应。屈服强度计算结果表明计算值和实验值是比较吻合的，并且主要是在0.5和1时的取值是接近的，良好的屈服强度主要源于细晶强化和弥散强化。(本文来源于《天津大学》期刊2012-11-01）
黄永波,王守德,芦令超,宫晨琛,赵燕婷[7]（2012）在《贝利特-硫铝酸钡钙水泥熟料中矿相形成机制》一文中研究指出为了有效调控新型贝利特-硫铝酸钡钙水泥熟料体系中的矿物组成、微结构和性能,本文通过XRD、差热分析、SEM-EDS等手段,对贝利特单矿、硫铝酸钡钙单矿以及贝利特-硫铝酸钡钙水泥数量矿物中的部分矿相形成机制进行了研究。初步得到了贝利特和硫铝酸钡钙等矿物的初始形成温度、形成过程机制,并分析了钡和硫元素对该矿物形成机制的影响。(本文来源于《中国硅酸盐学会水泥分会第四届学术年会论文摘要集》期刊2012-10-26）
杜宝帅,邹增大,王新洪,张忠文,马冬鸿[8]（2011）在《激光熔覆原位TiC/Fe复合涂层增强相形成机制研究》一文中研究指出激光熔覆技术在制备原位自生颗粒增强金属基耐磨复合涂层领域具有良好的应用前景。以廉价钛铁和石墨为熔覆粉末,采用横流CO2激光器在低碳钢基体上制备了TiC增强Fe基复合涂层,并对涂层物相组织和TiC增强相的形成机制进行了研究。结果表明,增强相TiC通过原位冶金反应形成,在熔体的冷却过程中析出长大,具有树枝晶和鱼骨状两种形态。树枝晶形态的TiC为熔体先析出相,其生长形态受界面前沿成分过冷和晶体生长习性控制。鱼骨状TiC由δ-Fe和TiC的准共晶反应形成,溶质原子扩散特征和晶面能决定了共晶TiC的最终鱼骨状形貌。均匀弥散分布的TiC增强相有助于提高涂层的耐磨损性能。(本文来源于《材料导报》期刊2011年10期）
高栋,张跃,许春来,宋扬,石晓斌[9]（2011）在《ZrB_2-SiC超高温陶瓷氧化过程中ZrSiO_4相形成机制研究》一文中研究指出研究了ZrB2-20vol%SiC超高温陶瓷在空气气氛中的氧化行为,分析了氧化温度、氧分压和氧化时间等对硅酸锆形成和晶体生长过程的影响,提出了ZrB2-SiC超高温陶瓷氧化过程中硅酸锆相的形成机制.热力学计算结果表明,硅酸锆相的形成与高温下SiC的活性氧化有关.实验结果表明,常压氧化过程中,硅酸锆的形成可分为两个阶段,(I)形核,这一过程与SiC的活性氧化有关;(II)晶体生长,随着氧化时间的延长,氧化后形成的富硅玻璃相与氧化锆在硅酸锆晶核处反应,晶粒进一步长大.研究表明,在1500℃氧化90min后,硅酸锆的晶粒尺寸达到100μm左右.(本文来源于《无机材料学报》期刊2011年04期）
付利刚,霍承松,张福昌,魏乃光,王学武[10]（2010）在《化学气相沉积硫化锌中六方相形成机制及抑制方法分析》一文中研究指出六方相ZnS由于光学上的各相异性而在不同晶相上具有不同的折射指数。立方相化学气相沉积硫化锌(CVDZnS)中的六方杂相加大了对入射光线的散射,严重影响材料本身的光学性能。通过不同实验条件下的对比,对促成立方相形成的机制进行了探讨和分析,证实了六方相的形成主要受沉积温度、沉积压力、Zn/H2S 3个沉积参数的影响。有针对性地提出了综合利用适当提高沉积温度、Zn/H2S和降低沉积压力等方式来抑制六方相生成的方法,制备出不含六方杂相且各向同性的CVDZnS。样品的红外透过率在近红外及中红外波段得到了改善。(本文来源于《红外与激光工程》期刊2010年06期）
相形成机制论文开题报告
（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：
TiAl合金具有优异的比强度、高温抗氧化和抗蠕变性能,在航空航天领域具有广阔应用前景。TiAl合金优异的断裂韧性和蠕变性能与其组织中特殊的(α2+γ)层片团密切相关。经过几十年的发展,材料研究者逐步建立了 TiAl合金二元相图,TiAl合金高温相变理论逐步趋于完善,然而在高温双相区形成(α2+γ)层片团所涉及的相变仍存在一些争议。Denquin提出TiAl合金高温α→y形成层片团的相变过程存在亚稳FCC相,即α→FCC→γ逐步实现α相到γ相晶格结构和化学成分的转变。Denquin理论可准确解释TiAl合金层片团组织中各类实验现象,却一直未发现关键的亚稳FCC过渡相的存在。本文以传统铸造γ-TiAl合金、铸造高铌γ-TiAl合金和锻造β/γ-TiAl合金为实验材料,通过特殊热处理的方法首次发现了该亚稳FCC相,即Ll2-Ti3Al相,并确定Ll2相在叁类典型TiAl合金中均存在。TiAl合金在800℃-1000℃特殊热处理的组织中会析出亚稳Ti2Al相,Ti2Al相也被认为是α/α2相与γ相之间的一种过渡相。全文系统研究了 α/α2相与γ相之间过渡亚稳L12相和Ti2Al相的析出位置、析出形貌、析出因素以及两种亚稳相的联系与区别,同时研究了叁类典型TiAl合金不同热处理工艺下的组织性能和类Ti2Al相的亚稳相(αN相和γN相)的析出。研究了高铌γ-TiAl 合金(Ti-46Al-6Nb)和高铌β/γ-TiAl 合金(Ti-44.5Al-8Nb-2.5V)熔融态淬火和随后的850℃/5h退火过程的组织演变。首次在淬火γ相的退火组织中检测到FCC结构的亚稳L12-Ti3Al相,为Denquin高温相变理论中的亚稳FCC相。L12相形成机制为淬火γ相1/2[110]位置的Al原子被Ti原子取代,导致化学成分、晶格参数发生变化,最终形成L12相,L12相晶格参数α=b=c=0.3994nm。淬火 Ti-46Al-6Nb 合金和淬火 Ti-44.5Al-8Nb-2.5V 合金的退火组织中均有板条状L12相析出,二元γ-TiA1(Ti-47Al)的验证实验表明L12相的析出不是Nb、V元素的作用结果。L12←→γ相变反应为扩散型相变,相变速率对温度敏感,相变过程初始关系:(001)γ//(OO1)L12,[010]γ//[010]L12,[100]γ//[100]L12;L12←→α/α2相变过程由肖克莱不完全位错开动引起,为非扩散型相变,相变速率对温度不敏感,相变过程遵循位向关系:(0001)α2//{111}L12,<1120>α2//<110>L12。以往亚稳Ti2Al相均在800℃-1000℃特殊热处理的组织(淬火或高温变形)中观察到。本文系统对叁类TiAl合金的常规热处理、循环热处理和特殊热处理后的组织展开分析,在上述热处理组织和TiAl合金铸态组织中均发现存在于α2相和γ相台阶面处的亚稳Ti2Al相,实现α2相与γ相晶格结构和化学成分的过渡,同时,特殊热处理组织中的γ相内还可观察到单独析出的Ti2Al相。Ti2Al相为(0001)α2和{111}γ密排面堆垛顺序发生周期性改变而形成,堆垛顺序为...AB'CBC'BCA...,晶格参数为α=0.301nm,c=1.431nm。分析表明α2相与γ相台阶面处晶格错配较大,且两相堆垛顺序不同,如果台阶面与宽面相垂直,则台阶面处必然存在亚稳Ti2Al相,实现α2相与γ相堆垛顺序和化学成分的过渡。分析表明,亚稳L12相和Ti2Al相均为α/α2相与γ相之间的过渡相,实现α/α2相与γ相在晶格结构和化学成分上的过渡。不同的是,L12相存在于α/α2相与 γ相的宽面处,在高温相变的过程中,L12相的位置不断推进从而实现γ片层在α相中的长大。而Ti2Al相存在于α2相和γ相的台阶面处,在层片团形成的过程中,γ相与α2相的台阶面由肖克莱位错塞积处L12相的逐层推动累积而形成;L12相在高温下存留时间很短,很难保留至室温,目前仅在淬火γ相的退火组织中观察到了L12相。而Ti2Al相则在TiAl合金典型组织中均存在,且在800℃-1000℃的特殊热处理工艺中,可在γ相中观察到单独析出的Ti2AI相;L12相在淬火丫相中形成,相变驱动力为淬火γ相中大量存在的反空位缺陷。而单独析出的Ti2AI相在大变形量丫相中形成,相变驱动力为γ相中高密度位错。研究了三类典型TiAl合金不同热处理工艺下组织性能及类Ti2Al亚稳相(定义为γN相和αN相)的析出。经多步热处理、热机械处理或循环热处理后的TiAl合金显微组织均得到明显细化,尤其是Ti-46Al-1Cr-2V合金组织经循环热处理后由毫米级粗大柱状晶转变为晶粒尺寸约为50μm的等轴晶,室温拉伸应变由0.6%提高至1.5%。γ-TiAl合金(Ti-46Al-6Nb)的淬火组织由块状转变γm相及块状αb相组成,而β/γ-TiAl合金(Ti-44.5Al-8Nb-2.5V)的淬火组织与γ-TiAl合金的淬火组织明显不同,由网篮状(βbv+αp)相和条状γs相组成。网篮组织中βbv相与αp相之间存在Burgers 位向关系:<111>βbv//<1120>αp,{110}βbv//(0001)αp,<0110>αp//[112]βbv。Ti-44.5Al-8Nb-2.5V合金特殊热处理组织中发现两种新的类似于Ti2Al相的亚稳相(αN相和γN相),αN相存在于α”相与αT”相台阶面处,由{O111}α”面堆垛顺序发生周期性改变而形成;γN相存在于γ相和γT相台阶面处,由{111}γ面堆垛方式由ABCA转变为AB'C'A而形成。
（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。
相形成机制论文参考文献
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