一、Experimental observation of solidification of undercooled single phase alloys（论文文献综述）
范庆凯[1]（2021）在《超声辅助TIG电弧熔覆高熵合金涂层组织与性能研究》文中研究表明
岳锦绵[2]（2021）在《定向凝固Sn-9at.%Co包晶合金组织演化及微观力学性能研究》文中研究表明Sn-Co包晶合金是一种理想的无铅焊料,其在凝固过程中会发生包晶反应（L+CoSn→CoSn2）。其生成CoSn和CoSn2金属间化合物相的生长行为具有很高的研究价值。前人对Co-Sn合金系统进行了热力学评估和第一性原理计算并总结了Co-Sn二元合金相图,然而针对Sn-Co包晶合金的研究却十分稀少。由于目前几乎没有对Sn-Co包晶合金凝固规律的系统性研究和报道,Sn-Co包晶合金的应用和发展受到了严重阻碍。而本文采用定向凝固方法研究了在Sn-9at.%Co包晶合金凝固过程中生成金属间化合物相的生长行为及力学性能,主要研究内容如下:（1）本文中的所有定向凝固试样中均观察到了凝固过程中领先相的转变。通过应用界面响应函数,计算出Sn-9at.%Co包晶合金凝固过程中领先相由初生相转变为包晶相的生长速率范围为0.501μm/s至398μm/s。而且,CoSn和CoSn2金属间化合物相发生相转变并非开始于初始生长界面,而且发现出现相转变所需生长距离会随生长速率的增加而增加;（2）采用深腐蚀进一步观察定向凝固试样中CoSn和CoSn2金属间化合物相的三维形貌,发现两相虽同为几乎无固溶度的金属间化合物相其生长方式却存在较大区别。计算溶解熵(ΔSSL)后发现CoSn2相的溶解熵更低,其更倾向于非小平面生长。随后在深腐蚀后的Sn-9at.%Co包晶合金定向凝固样品中发现了亚稳CoSn4相的存在,结合定向凝固样品中CoSn4相的三维形貌,发现其生长需要较高的冷却速率和熔体中Sn浓度。CoSn4相主要以螺旋方式长大,通常呈现出层叠的板片状形貌或微型柱状形貌。另外,CoSn2相和CoSn4相之间存在特定位向关系;（3）采用纳米压痕仪的连续刚度测量（CSM）技术测量了两相的硬度和杨氏模量。发现两相杨氏模量近乎恒定,而硬度随生长速率的增加而增加,CoSn2相的硬度低于CoSn相的硬度。
陈林[3]（2021）在《含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究》文中认为TiAl合金作为新一代可代替Ni基合金的高温结构材料,具有较低的密度、良好的高温强度、抗蠕变、抗氧化能力等优点,因此成为应用于航空航天、汽车等领域的重要材料。通过对组织的调控与优化来改善合金的性能是TiAl合金领域研究的一大重点。尤其在高温服役条件下,由蠕变引起的材料的变形和损伤对合金的应用和寿命有很大影响,因此研究合金组织对蠕变性能的影响其有重要的意义。细小的全片层组织具有最好的综合力学性能,而全片层组织相对于其它典型的组织同时具有最好的蠕变性能。但对于TiAl合金,特别是变形TiAl合金,如何获得细小的全片层组织面临着很大的挑战。本文对TiAl合金组织优化以及组织对合金蠕变性能的影响进行了系统研究。通过对TiAl合金添加β稳定元素,利用快速冷却热处理法和热变形的方式对铸态组织进行优化,最终获得不同片层团尺寸的细小片层组织,并对不同的片层组织进行高温蠕变实验,分析片层结构以及残余β/B2相对蠕变性能的影响。主要结论和创新点如下:（1）β稳定元素的添加有利于扩大TiAl合金β相区,通过在β相区快速冷却得到马氏体随后进行回火的热处理工艺可以获得片层团尺寸在25-70μm范围内细小均匀的全片层组织。其中马氏体为六方结构的α2,并且与母相β相遵循Burgers 取向关系。随着淬火冷却速度的降低,淬火组织内部缺陷密度越来越小。马氏体板条具有最大的缺陷密度,亚结构主要为位错和堆垛层错。（2）通过快速冷却法获得的TiAl合金片层团尺寸大小主要与淬火组织,即其亚结构、晶粒尺寸以及淬火后残余β/B2相有关。缺陷密度越大,越有利于回火过程中再结晶的发生,另外淬火后板条尺寸越小和变体的择优取向越不明显,越不利于晶粒尺寸的长大。最后,少量残留的β/B2相也有利阻碍片层团的长大。（3）TiAl合金中添加β稳定元素可通过影响淬火马氏体组织的形成和分布,从而对后续回火后片层组织进行优化。V元素的添加随着含量增多,转变方式会由块状转变变为马氏体转变。Cr元素的添加随着含量增多,马氏体板条宽度减小,残余β/B2相增多,这有利于后续回火片层组织尺寸的细化,但是强β稳定元素含量太多不利于全片层组织的形成。（4）TiAl合金通过添加β稳定元素,使合金在热变形优化组织过程中,利用少量高温β相的存在起到协调变形的作用,从而实现板材在不同温度下热轧制成形,最终获得片层团尺寸在65-170μm 内的近片层组织和全片层组织。其片层组织的细化主要与高温α相在轧制过程中的动态再结晶有关。此外,部分β/B2和γ晶粒的再结晶过程以及β/B2相的分解,均有利于组织的优化。（5）通过高温轧制优化组织后,TiAl合金的室温拉伸性能得到了改善,其室温抗拉强度从483MPa可提高到858MPa,室温伸长率可提高到0.86%。其中,在α温度区轧制得到的全片层组织具有最优的高温拉伸性能,高温抗拉强度为744MPa、屈服强度为573MPa、伸长率为6.0%。（6）TiAl合金通过高温轧制得到的全片层组织具有最好的蠕变性能,这主要与其片层结构的稳定性有关。在较高应力下蠕变变形时,晶界处存在细小B2（ω0）晶粒和细小的片层间距有利于降低合金的初始蠕变应变量。但是在低应力长时蠕变时,片层间距越小,容易引起组织退化从而破坏片层结构的稳定性,加速蠕变速率,减小蠕变寿命。因此对于片层较粗的全片层组织,其初始蠕变应变量较大,但是蠕变速率较小,蠕变寿命最长。（7）TiAl合金不同片层组织在蠕变过程中,都会发生不同程度的片层团退化,形成大量的γ晶粒并析出一定量的B2（ω0）。片层间距越细退化越严重。γ晶粒的存在会降低合金的蠕变抗力,而晶界处存在的γ和B2（ω0）晶粒会在断裂前增多孔洞形成的位置,最终产生裂纹引起断裂。
张迪[4]（2021）在《Ni-Sn合金枝晶生长的相场法模拟》文中认为Ni-Sn合金因其良好的耐高温和耐腐蚀性能,在航空航天、化工、机械等领域应用广泛。Ni-Sn合金的性能主要取决于其微观组织形态,即枝晶的形貌与取向。其枝晶的形貌和生长取向受到多种因素的影响,目前,对Ni-Sn合金枝晶生长的描述以及多样性等问题的研究比较缺乏。常用于模拟微观组织的模型有:确定性方法、随机方法以及相场法。相场法由于能够有效的描述系统在非平衡状态下所形成的复杂相界面的演变,不用跟踪其固液界面区域的形态,就能模拟金属凝固时其枝晶界面演化的复杂形貌,是当前凝固微观组织模拟研究的主流方法。本文采用相场模型模拟了Ni-Sn合金二维枝晶生长过程,并在模拟中加热扰动,对枝晶的微观偏析进行计算。随着过冷度系数的增大,枝晶生长更发达,一次枝晶主干上生长出更多的二次枝晶,微观偏析也更严重。发现当过冷度系数增大至0.54时,枝晶生长速度突增,Ni3Sn相跃迁生长,是造成Ni-Sn合金枝晶发生异常生长的原因。模拟了不同界面厚度下Ni-Sn合金的二维枝晶形貌,随着界面厚度的减小,固相中的溶质更容易扩散到液相中,导致枝晶尖端的生长速率变大,尖端曲率半径减小,促进了枝晶的生长和三次枝晶的出现和生长。为了更符合实际的枝晶生长情况,在模型中加入修正界面厚度的参数。随着影响系数的值增大,枝晶尖端部分界面厚度逐渐减小而枝晶交界处的界面厚度则逐渐增大。使得枝晶尖端的生长速度迅速增加,枝晶尖端的曲率半径相应减小。利用三维相场模型,模拟了界面能各向异性参数和过饱和度对Ni-Sn合金等轴枝晶形貌演化过程的影响:随着界面能各向异性参数eps的减小,Ni-Sn合金枝晶的择优生长取向由<100>方向逐渐转变为<110>方向;过饱和度的增加会增大微观偏析程度和增加主枝晶尖端速度。
胡震[5]（2021）在《基于OpenCL并行的耦合气孔多场耦合PF-LBM模型研究》文中研究表明数值模拟可以降低实验成本、提高实验安全系数、定性定量研究实验,但其中存在无法在合理的时间内完成求解的问题。对于此问题,GPU并行计算可以提供有效支持。采用GPU并行计算加速求解数值模拟计算,提高计算和实验的效率,在有限的时间内可以完成多次实验。高质量金属的获得主要依赖于对金属凝固显微组织和缺陷的有效控制,其中,显微气孔缺陷是合金凝固过程中遇到的主要缺陷之一,它会对材料的机械性能产生极大的影响,降低了材料的拉伸强度、韧性、疲劳性等等。凝固显微组织中的气孔形成涉及复杂的气-液-固三相转变问题,格子玻尔兹曼方法（Lattice Boltzmann Method,LBM）作为一种有效模拟流体流动的数值方法,已经被证实能够有效模拟复杂的多相流系统,并且其天生适合用于并行计算。对于凝固显微组织中的枝晶生长,相场法（Phase Field,PF）是目前凝固组织模拟中最有潜力的数值模拟方法之一,其具有较明确的物理基础,模拟结果可靠,不必跟踪固-液界面,可以方便地将流场、电场、磁场等外场引入到相场控制方程中。本文将模拟枝晶生长的PF模型和模拟流场流动的LBM模型耦合,建立了耦合气孔多场耦合PF-LBM模型。PF-LBM模型存在模拟规模小、计算效率低、无法在合理的时间内完成求解的问题,本文基于OpenCL并行编程的CPU+单GPU的异构集群平台上实现所建立的PF-LBM模型的并行化求解。进一步优化PF-LBM模型,充分的利用CPU+GPU异构系统来实现加速,提升了计算效率。在相同条件下,基于OpenCL的CPU+GPU的异构系统模型比CPU系统模型,最高可达62倍的加速比。为了验证模型的有效性,将基于OpenCL的CPU+GPU的异构模型求解的结果与经典理论对比,验证了模型的正确性,同时将其求解时间与CPU串行程序的结果的求解时间进行对比,验证了异构系统的有效性。在基于OpenCL的CPU+GPU异构系统上模拟求解了等温条件下二元合金多枝晶生长和气孔形成的形貌演化过程。扩大了模拟规模,大幅度加速了求解速度,探讨分析了枝晶的择优生长、气泡形核、气泡生长、合并以及气泡和枝晶的相互作用造成的气孔形成。模拟结果表明,气泡的生长会影响枝晶的形貌,反过来,枝晶的生长也会影响气泡的生长和形貌演变,枝晶生长和气泡的相互作用会导致气孔的形成;二次枝晶臂生长的模拟区域的长度过短或过长时,容易使气泡逸出,模拟区域的长度刚好足够二次枝晶臂长到右侧顶端时,气泡会很难逸出。
李叶凡[6]（2020）在《Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为》文中提出Ni3Al基高温合金凝固组织复杂,其最终使用性能与其凝固组织形成与演化过程密切相关,系统阐明宽冷却速度范围组织演变和相变行为,对理解Ni3Al基合金凝固行为,以及非平衡凝固工艺的开发具有重要的理论意义和实用价值。本文选用Ni3Al基合金作为实验材料,采用具有较低凝固速率的常规凝固工艺与真空铜模喷铸急冷凝固和雾化快速凝固技术,对比研究了该合金从较低冷却速度凝固到快速凝固过程的合金组织演变行为及相变机制。并在此基础上,通过喷铸合金与常规凝固合金的对比研究,探索快速凝固造成的原始组织差异对合金在热暴露过程中相变行为、组织演变规律以及高温氧化行为的影响。快速凝固使Ni3Al基合金组织中枝晶干γ′相尺寸由双峰分布（常规凝固）转为单峰分布,二次γ’相消失;枝晶间界面处γ′相包覆层消失;枝晶间β相发生马氏体相变,α-Cr析出相与马氏体基体相界面处的共格应力促进了{111}原子面上位错向层错和孪晶的转变,形成具有高密度层错与微孪晶亚结构的马氏体。在快速凝固条件下,Ni3Al基合金枝晶间组织体积分数随冷却速度的增加而增加,二次枝晶间距、枝晶干γ′相尺寸以及碳化物数量降低。Ni3Al基合金中Cr、Fe在枝晶干γ相偏聚,快速凝固提高了Cr、Fe原子在γ′相中的溶解度,并优先替代γ’相中的Al原子,使得枝晶干γ相和γ′相的晶格常数减小,两相晶格错配程度增大,从而导致在γ/γ′相界面处形成刃型位错。600℃热暴露时,常规凝固Ni3Al基合金组织中γ’相包覆层发生明显宽化,枝晶间β相内析出大量板块状γ’相和近球形或棒状α-Cr相;γ′相包覆层内初生Cr7C3碳化物分解,生成二次Cr23C6碳化物和γ′相。快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体板条直接转变为具有高密度微孪晶亚结构的γ′相。900℃热暴露时,常规凝固合金枝晶间β相内γ’相和α-Cr颗粒数量明显减少,快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体首先完全转变成有序B2-β相,而后析出无明显位错和孪晶的γ′相。600℃等温氧化时,Ni3Al基合金氧化膜主要由NiO、Al2O3、Cr2O3和NiFe2O4组成。常规凝固合金组织中,γ′相包覆层优先发生氧化,形成显着凸起的NiO和NiFe2O4胞状混合物。快速凝固Ni3Al基合金组织中,由于不存在γ′相包覆层,避免了枝晶间界面处的优先氧化。
罗磊[7]（2020）在《基于相场模拟的倾斜共晶组织形貌演化研究》文中指出共晶合金是工业上应用最为广泛的一类合金,其组织形态以两相或多相固态从液体中同时共生生长为特征。其共晶组织存在于许多重要的结构材料和功能材料当中,而倾斜共晶组织是非倾斜共晶组织在诸多因素影响下形成的与热流方向相反且与之成一定倾斜角的共晶组织。倾斜共晶组织的生长机理和共晶生长界面稳定性等重要问题为学者们当前研究的重要课题。本文将对倾斜共晶界面演化进行研究。由于相场法具有通过连续变化的相参数统一表示多相变化而避免了固液界面追踪的优点,因此本文应用相场模拟法研究倾斜共晶组织的形成机理。本文针对共晶组织生长系统,建立了相场模型,并应用有限差分方法对模型进行了求解。在等温条件和定向凝固条件下,分别考虑了倾斜共晶和非倾斜共晶界面形貌的演化规律。获得了固固界面各向异性、固液界面各向异性、抽拉速度和温度梯度等因素对共晶组织形貌的影响规律,从本质上揭示倾斜共晶组织生长机制。通过本论文研究,得到重要结论如下:（1）在各向同性和等温条件下,获得了过冷度对共晶组织的影响规律。随着过冷度的增大,共晶固液界面生长速度逐渐增大。当过冷度达到一定值,β相在α相固液界面前沿形核长大,导致α相组织发生分岔现象。过冷状态下生长的倾斜共晶的倾斜角逐渐减小。（2）在各向同性和定向凝固条件下,获得了抽拉速度、温度梯度和共晶组织层片间距对共晶组织影响规律。抽拉速度越大,共晶组织层片间距越小,该规律与Jackson-Hunt共晶理论规律一致;当抽拉速度较小时,非倾斜共晶组织通过α相与β相两相组织分岔现象和合并现象来调整共晶间距,而倾斜共晶组织仅通过α相组织分岔现象来调整共晶组织;增大抽拉速度,都是通过α相组织分岔来调整共晶间距。且随着抽拉速度增大,倾斜共晶组织倾斜角变小。当初始共晶间距较小时,共晶组织保持着稳定状态生长,当初始共晶间距较大时,共晶组织生长不稳定,α相组织发生分岔现象,且层片间距较小的共晶生长速度较快。（3）在各向异性条件和等温条件下,获得了固固界面各向异性、固液界面各向异性、共晶组织层片间距对共晶组织影响规律。当固固界面各向异性较小时,大初始共晶间距的共晶组织发生了α相分岔现象;各向异性的增大促使了共晶发生耦合生长,较大的固固界面各向异性促使共晶生长发生倾斜;当固固界面各向异性较强时,共晶组织发生了β相分岔现象。固液界面各向异性的增大具有稳定共晶组织固液界面的作用,共晶组织固液界面最演变为平直界面。（4）在各向异性条件和定向凝固条件下,获得了固固界面各向异性、固液界面各向异性、共晶组织层片间距和抽拉速度对共晶组织影响规律。共晶生长方向主要受到热流方向和固固界面各向异性方向耦合作用,当固固界面各向异性较小时,热流方向主导了共晶组织生长方向,共晶界面沿着热流相反方向生长,当固固界面各向异性增大到一定程度,将会有倾斜共晶组织的产生。固固界面各向异性影响着共晶组织层片间距和倾斜角,随着固固界面各向异性增大,共晶组织层片间距减小,倾斜角增大。固液界面各向异性的增大,使共晶组织生长趋于稳定,固液界面最终演变为平直界面。固液界面各向异性影响着共晶组织层片间距,随着固液界面各向异性增大,共晶组织层片间距增大,但固液界面各向异性并不影响共晶组织倾斜角。在共晶组织生长中,主要发生了两种不稳定现象,第一种不稳定现象为分岔或合并现象,对共晶组织进行间距调整,第二种不稳定现象为错配现象,主要受到大抽拉速度和强固固界面各向异性的影响。
张宪[8]（2018）在《块体HITPERM合金快速凝固组织演化及软磁性能研究》文中研究说明本文分别采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的深过冷法和过冷熔体铜模激冷法制备了Fe44Co44Nb7B4Cu1块体合金。借助光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、X-射线衍射（XRD）、能谱仪（EDS）和电子探针（EPMA）等分析测试技术深入研究了合金在不同凝固条件下的组织演化规律和晶粒细化机制。采用枝晶熔断理论模型对合金的深过冷凝固组织的晶粒细化现象进行了分析。运用经典形核理论和纳米晶生长动力学理论模型分析了铜模激冷及合金元素对过冷熔体铜模激冷的晶粒细化的影响。采用振动样品磁强计（VSM）和维氏显微硬度计分别对合金的磁滞回线和硬度做了测试,并结合凝固组织做了简单分析。结论如下:1.Fe44Co44Nb7B4Cu1深过冷凝固组织在45K<ΔT<145K时,α-Fe（Co）相经历了枝晶→粒状晶的转变,组织转变临界过冷度是145K。随着过冷度的增加,凝固组织不断得到细化,并在枝晶间形成了层片间距约500nm的共晶组织。深过冷合金中α-Fe（Co）相的晶粒细化是再辉过程枝晶熔断的结果。2.在45K<ΔT<95K范围内,Fe44Co44Nb7B4Cu1铜模激冷凝固组织中α-Fe（Co）相依次经历了细枝晶→细枝晶与粒状晶混合→完全细小粒状晶的转变过程,由枝晶到完全的粒状晶的组织转变临界过冷度为65K。与深过冷凝固组织相比,同等过冷度下铜模吸铸的组织更加细小均匀。3.FeCo基多元块体合金的铜模激冷凝固组织由三个晶区构成,即靠近型壁的细晶区,中间的枝晶与粒状晶的混合区和芯部的等轴晶区。4.熔体过冷、枝晶熔断和铜模激冷提高熔体的形核率,并抑制晶粒长大是铜模吸铸过冷熔体获得晶粒细化凝固组织的根本原因,合金化元素在晶界聚集并不是阻碍晶粒长大的主要原因。通过添加适量的类金属元素,提高合金非晶形成能力可以促使铜模激冷凝固组织晶粒更好细化。5.过冷熔体铜模激冷制备的Fe44Co44Nb7B4Cu1合金具有优异的软磁性能,虽然其饱和磁感应强度有所降低,但矫顽力比传统的FeCo合金更低。合金硬度随着晶粒尺寸的减小而增加。
余枫怡[9]（2018）在《铝铜合金TIG焊熔池凝固过程组织演化的相场法模拟》文中研究指明铝合金是工业生产中应用最广泛的轻合金材料,但在焊接加工过程中易出现气孔、夹杂和裂纹等缺陷。从微观层面研究熔池的凝固行为:探索焊接参数与组织演化之间的关系,可以为工艺优化提供理论依据,同时完善熔池的凝固理论。本课题以铝铜合金TIG焊熔池凝固过程为背景,构建了熔池内瞬态传热模型,采用相场法模拟了焊缝凝固组织的动态演化过程,并进行了熔池凝固枝晶生长机制的研究。首先,本文针对焊接熔池的凝固特点推导了宏观传热模型,根据凝固前期和后期的界面特点分别建立了界面不偏转和界面偏转两种模型,建立了适用于焊接的二元单晶相场模型和多晶相场模型,实现了宏观模型与相场模型的耦合;进行了相应的焊接试验和金相组织观察,对相场模型进行了验证。熔池凝固首先会发生平面晶失稳过程,本文研究了各向异性强度（γ4）和晶体择优取向角（θ0）对平界面失稳的影响。结果表明,界面各向异性对平界面失稳动力学的影响仅取决于-γ4cos（4θ0）项,孕育时间和初始波长与-γ4cos（4θ0）的大小正相关;同时界面各向异性不会直接影响溶质的扩散过程,而是通过影响固/液界面的稳定性来控制凝固演化过程;焊接参数通过改变温度梯度（G）和界面推进速度（R）来控制平界面失稳过程。平界面失稳后平面晶开始转变为胞状晶,本文研究了晶体择优取向角（θ0）对组织形貌演化的影响。研究结果表明,联生结晶早期,一次枝晶生长角（θg）的大小与θ0相近,随着凝固时间的推进,主枝晶轴向开始偏向温度梯度方向;联生结晶过程,一次枝晶间距（PDAS）随θ0的增加而增加,同时θ0的影响会随着凝固过程的推进而逐渐增大;随着凝固进一步推进,枝晶的生长方向受热驱动支配,主轴方向偏向熔合线法向,在此阶段,随着θ0的增加,界面形态逐渐从枝晶、倾斜枝晶向海藻晶转变;多晶生长时,当两个晶粒的生长方向合拢时会阻止枝晶的向前推进,且由于界面处的扰动和晶粒之间的界面相互作用使得侧枝晶的难以形成;而当两个晶粒的生长方向发散时,侧枝晶出现且其生长速度较亚晶内部更快。到熔池凝固后期,界面法向会随着熔池的移动而发生偏转,本文研究了固/液界面偏转后凝固组织形貌的演化规律。结果表明,平界面失稳过程从熔池尾部开始由平面晶转变为胞状晶,对应的溶质分布也出现非周期性变化,而是熔池尾部向熔池底部渐近变化,先凝固的区域溶质偏析程度越严重;平直界面模型在失稳时刻具有更大的过冷度峰值和尖端推进速率峰值;联生结晶过程偏转界面模型PDAS更大,θg更小;到熔池凝固后期,偏转界面模型能更好地体现主枝晶轴线方向的弯曲情况。最后,本文模拟了完整焊缝中不同取向多晶组织的凝固过程,研究了母材晶粒的晶体学特性参数和焊接工艺参数对组织形貌演化的影响。研究结果表明,焊缝中柱状晶的形成以及形貌演变过程取决于熔合线上的联生结晶以及之后不同取向枝晶的竞争生长过程,熔池中的凝固条件通过控制凝固参数G、R与晶体学参数θ0的关系来改变凝固组织的演化过程;母材晶粒各向异性强度不会决定对柱状晶的竞争生长结果,晶粒是否能存活主要取决于择优取向与温度梯度夹角的大小,各向异性强度大小只会影响竞争效应的程度;当焊速较低时,柱状晶生长方向是弯曲的,同时在焊缝中心附近产生沿焊接方向生长的轴晶组织;随着焊接速度的提高,轴晶组织逐渐消失,焊缝内柱状晶轴线由弯曲变得平直;由于形核数的增加,凝固后晶粒数量也随焊接速度的提升而增加,同时焊缝中枝晶组织会随着焊接速度的增加而变得更加细小,与母材晶粒尺寸无关;焊缝中柱状晶的平均尺寸随母材晶粒尺寸的增大而增大;而晶粒内部具体的枝晶形貌特征取决于焊接工艺。本文结合理论分析和相场模型的计算结果,得到了凝固过程界面尖端特征参数随时间变化的定量信息,进行了焊接凝固过程中枝晶生长及其演化机制的研究,为后续的研究奠定了基础。
王卫领[10]（2017）在《钢凝固过程枝晶生长模拟方法及行为特征研究》文中认为作为揭示连铸坯质量与连铸工艺参数之间内在本质联系的基础,枝晶生长越来越受到冶金学者的关注和重视。尽管同步辐射X射线原位观察技术能够有效再现小尺寸试样的枝晶生长过程,连铸坯的凝固过程具有高温、不透明与糊状区深长的特性,其枝晶演变过程的实验研究仍未实现。随着相场（PF）法、水平集（LS）法与元胞自动机（CA）法等数值模拟方法的兴起以及计算机的飞速发展,连铸坯枝晶凝固过程的描述正逐渐成为现实。由于宏观连铸坯与微观枝晶跨尺度模拟计算量巨大,本文采用高效CA法解决固液界面生长动力学问题,并用有限体积法（FVM）求解热量、溶质与动量传输问题,从而建立了描述Fe基合金枝晶生长的二维与三维CA-FVM模型。本文突破了三维枝晶生长模拟计算效率低下的难点,大幅降低了 CA-FVM模型的网格各向异性,实现了在满足枝晶生长方向的同时,保证界面的尖锐性与生长的一致性。在此基础上,本文详细描述了Fe-0.82C（wt%）合金等轴晶在过冷熔池中的凝固过程、柱状晶在定向凝固过程中的生长行为与柱状晶向等轴晶转变（CET）现象,着重阐述并揭示了强制对流对枝晶生长行为的影响规律,成功再现了高碳钢连铸方坯的枝晶演变过程。本文致力于探索连铸坯微观组织研究及其控制的新途径,其主要研究内容与结果如下:（1）基于Neumann规则,开发了 CA-FVM模型,旨在描述Fe-C合金等轴晶与柱状晶生长行为。研究结果表明:本文提出的带有1次二维迭代的三维BCT的并行Jacobi方法,能够大幅提高三维CA-FVM模型的计算效率。例如,该方法将计算规模2013的绕长方体流动问题的计算时间开销从串行TDMA的92.62 h优化至2.60 h。通过与枝晶生长经典解析模型和实验结果的比较,CA-FVM模型能够预测Fe-C合金等轴晶在过冷熔体中和柱状晶在定向凝固过程中,甚至在强制对流作用下的生长现象。（2）采用建立的CA-FVM模型,描述了在过冷熔体中与定向凝固过程中Fe-0.82C合金枝晶生长行为,研究了二维与三维情况的异同之处。研究结果表明:熔池过冷度、流型与流动强度等因素对合金枝晶生长行为的影响机理可归结为枝晶周围的富集溶质包膜,即浓度梯度分布。随熔池过冷度的提高,溶质包膜减薄,促进等轴晶形成二次枝臂。在强制对流作用下,富集溶质偏聚于等轴晶背流侧与柱状晶下游区域,因此等轴晶迎流枝臂与入口柱状晶（三维）的生长受到促进,同时二次枝臂呈现出迎流形成与发展的特性。与三维情况相比,二维等轴晶的溶质包膜较为厚实,因此其主枝臂迎流生长现象更加明显,但是二次枝臂不易形成。然而,二维与三维柱状晶的差异主要取决于空间维度。例如,在二维空间内,入口柱状晶的生长率先被限制。另外,随着界面各向异性参数的提高,三维等轴晶的二次枝臂先抑制、后促进,尤其在较低过冷度条件下更加突出。在定向凝固过程中,细小柱状晶的生长易被邻近粗壮柱状晶的二次枝臂阻挡,并逐渐融合,发生粗化,此现象与实验观察结果相吻合。适当提高冷却强度,能够减小柱状晶一次与二次枝臂间距,提高柱状晶的致密度,从而改善小断面高碳钢方坯的中心质量。（3）引入了偏心正方形算法,并根据枝晶生长方向,改进了偏心正方形半对角线长度的计算方法,通过界面形状因子,修正了界面胞的生长速率,以合理匹配偏心正方形与界面胞的生长,建立了 MCA-FVM模型,以描述多取向枝晶生长现象。研究结果表明:建立的模型均合理地保持了等轴晶的预设生长方向,保证了生长的一致性与界面的尖锐性,MCA-FVM-II模型更能清晰地描述生长方向与CA网格接近的枝晶的形貌。同时,MCA-FVM模型预测的等轴晶稳定生长尖端参数在一定程度上能够与LGK解析解吻合,描述的Fe基合金等轴晶和柱状晶形貌均与同步辐射X射线原位观察和钢坯（锭）的枝晶腐蚀结果一致,同时能够定量地预测二次与三次枝臂间距。（4）采用建立的MCA-FVM模型,以Fe-0.82C合金为研究对象,研究了多枝晶凝固区域内的溶质偏析情况,描述了再辉与CET等更加复杂的枝晶生长现象,并预测了高碳钢连铸方坯的枝晶结构。研究结果表明:多等轴晶凝固过程中,再辉温度区间与其对应的固相率区间均随冷却强度的提高而扩大;随着冷却速率的提高,等轴晶二次枝臂越来越发达,低浓度区域逐渐扩大,但是模型域内溶质偏析愈加严重;在超强冷却条件下,低浓度区域可略微改善溶质偏析;强制对流促进等轴晶的凝固,加重模型域内的溶质偏析。在定向凝固过程,生长方向与热流平行的柱状晶成为最终的凝固组织,同时三次枝臂对一次枝臂间距调整受冷却强度与柱状晶竞争过程的影响。整体上讲,较强的冷却条件更利于三次枝臂发挥调整一次枝臂间距的功能。受柱状晶尖端附近的溶质分布的影响,等轴晶核心可率先形成于柱状晶间,或爆发产生于尖端前沿区域。提高冷却速率和初始碳含量,降低温度梯度与平均形核过冷度均促进CET,且使其从混晶模式转变为爆发等轴晶模式,同时增加等轴晶的数量,减小其平均半径。并行MCA-FVM-II模型预测的柱状晶枝臂间距与垂直高度及CET的位置均与高碳钢连铸方坯的实际情况吻合。
二、Experimental observation of solidification of undercooled single phase alloys（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、Experimental observation of solidification of undercooled single phase alloys（论文提纲范文）
（2）定向凝固Sn-9at.%Co包晶合金组织演化及微观力学性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 定向凝固技术 |
| 1.2.1 凝固理论的发展 |
| 1.2.2 定向凝固技术的意义 |
| 1.2.3 定向凝固技术的发展 |
| 1.3 包晶合金的凝固 |
| 1.3.1 包晶合金 |
| 1.3.2 包晶相的形核生长 |
| 1.3.3 包晶合金的分类 |
| 1.3.4 包晶合金的非平衡凝固 |
| 1.3.5 包晶凝固中的相选择 |
| 1.4 金属间化合物相 |
| 1.4.1 金属间化合物的概念 |
| 1.4.2 金属间化合物相生长过程中的溶质分配 |
| 1.4.3 金属间化合物相的生长方式 |
| 1.5 Sn-Co包晶合金概述 |
| 1.5.1 Sn-Co包晶合金焊料的应用 |
| 1.5.2 Sn-Co包晶合金凝固过程中稳定相的生长 |
| 1.5.3 Sn-Co合金凝固组织中亚稳相的存在 |
| 1.6 本文研究目的及内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验方案及样品的制备 |
| 2.2 样品的处理与表征 |
| 2.3 实验所用设备简介 |
| 2.3.1 真空感应熔炼炉 |
| 2.3.2 布里奇曼型定向凝固炉 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜 |
| 2.3.4 能谱仪 |
| 2.3.5 纳米压痕仪 |
| 第三章 Sn-Co包晶合金组织演化及相选择 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Sn-Co包晶合金组织演化 |
| 3.2.1 典型纵截面整体形貌 |
| 3.2.2 淬火固液界面微观组织形貌 |
| 3.2.3 起始凝固界面微观组织形貌 |
| 3.2.4 相转变界面微观组织形貌 |
| 3.3 相选择计算—界面响应函数(IRF) |
| 3.3.1 界面响应函数(IRF) |
| 3.3.2 领先相发生转变的临界生长速率计算 |
| 3.4 相转变的特征长度—相转变长度 |
| 3.4.1 相转变长度与生长速率的关系 |
| 3.4.2 CoSn和 CoSn_2金属间化合物相的生长行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Sn-Co包晶合金生成相的形貌及生长行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 相转变前后形貌对比 |
| 4.3 CoSn相和CoSn_2相不同的生长方式 |
| 4.4 Sn-Co包晶合金深度酸腐蚀后的典型形貌 |
| 4.5 亚稳CoSn_4相形貌及其生长行为的研究 |
| 4.5.1 Sn-Co包晶合金定向凝固样品中的亚稳CoSn_4相 |
| 4.5.2 亚稳CoSn_4相的生长行为 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 CoSn和 CoSn_2金属间化合物相的微观力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CoSn相和CoSn_2相的微观力学性能表征 |
| 5.3 纳米压痕法力学性能计算 |
| 5.4 CoSn相和CoSn_2相的微观力学性能分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论与创新 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 在学期间研究成果 |
| 致谢 |
（3）含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 TiAl合金研究现状 |
| 2.1.1 TiAl合金的发展 |
| 2.1.2 TiAl合金相及相变特征 |
| 2.1.3 TiAl合金典型组织 |
| 2.2 高Nb-TiAl合金研究现状 |
| 2.2.1 高Nb-TiAl合金发展 |
| 2.2.2 非Nb合金元素的作用 |
| 2.3 快速冷却法细化TiAl合金组织研究现状 |
| 2.3.1 α相快速冷却细化组织 |
| 2.3.2 β相快速冷却细化组织 |
| 2.3.3 马氏体相变研究 |
| 2.4 热变形细化TiAl合金组织研究现状 |
| 2.4.1 TiAl合金热轧成形技术 |
| 2.4.2 变形合金的热处理工艺 |
| 2.5 高Nb-TiAl合金组织与力学性能的关系 |
| 2.5.1 拉伸性能 |
| 2.5.2 蠕变性能 |
| 2.6 研究意义和内容 |
| 3 快速冷却法优化含β稳定元素TiAl合金组织研究 |
| 3.1 高V-TiAl合金快速冷却法优化组织研究 |
| 3.1.1 实验材料及方法 |
| 3.1.2 热处理前组织分析 |
| 3.1.3 高温β相不同冷速下的相转变规律 |
| 3.1.4 β相分解产物亚结构分析 |
| 3.1.5 片层组织优化及分析 |
| 3.2 V元素添加对高Nb-TiAl合金快速冷却优化组织研究 |
| 3.2.1 实验材料及方法 |
| 3.2.2 V元素对快速冷却后组织的影响 |
| 3.2.3 V元素对片层组织的影响 |
| 3.3 Cr元素添加对高Nb-TiAl合金快速冷却优化组织研究 |
| 3.3.1 Cr元素对快速冷却后组织的影响 |
| 3.3.2 Cr元素对片层组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 热变形优化含β稳定元素TiAl合金组织研究 |
| 4.1 高温软包套热轧工艺 |
| 4.1.1 实验材料和方法 |
| 4.1.2 拉伸性能测试 |
| 4.2 铸态高Nb-TiAl合金组织 |
| 4.3 α温度区及以下温度轧制对组织和板材的影响 |
| 4.3.1 轧制前高温组织分析 |
| 4.3.2 轧后组织分析 |
| 4.3.3 组织优化过程 |
| 4.4 α温度区以上温度轧制对组织和板材的影响 |
| 4.4.1 轧制前高温组织分析 |
| 4.4.2 不同道次对组织的影响 |
| 4.4.3 压下量对板材成形和组织的影响 |
| 4.4.4 β再结晶 |
| 4.5 拉伸性能测试 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 组织优化对蠕变性能的影响 |
| 5.1 实验材料和方法 |
| 5.2 蠕变前组织分析 |
| 5.3 蠕变曲线 |
| 5.4 蠕变后组织分析 |
| 5.4.1 NF组织分析 |
| 5.4.2 NF_(HT)和FL组织分析 |
| 5.4.3 β/B2相区域组织分析 |
| 5.5 蠕变机制分析 |
| 5.6 断口形貌分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论和创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 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 |
（4）Ni-Sn合金枝晶生长的相场法模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 相场法模拟的发展历程 |
| 1.2.1 从纯物质到多元合金的相场模拟研究 |
| 1.2.2 耦合外场或其它影响因素的相场法模拟研究 |
| 1.3 镍基合金微观结构演化研究现状 |
| 1.4 存在的主要问题 |
| 1.5 本文的研究目的和内容 |
| 2 相场模型 |
| 2.1 相场模型的热力学基础 |
| 2.1.1 尖锐界面模型 |
| 2.1.2 扩散界面模型 |
| 2.2 相场模型的动力学基础 |
| 2.3 相场模型的建立 |
| 2.3.1 相场基本原理 |
| 2.3.2 纯物质的相场模型 |
| 2.3.3 二元单相合金相场模型 |
| 2.4 相场模型参数 |
| 2.4.1 枝晶尖端生长速度与枝晶尖端曲率半径 |
| 2.4.2 二次枝晶间距与幅值 |
| 2.5 程序实现的流程图 |
| 3 过冷度对Ni-Sn合金枝晶生长的相场法模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 二元合金相场控制方程 |
| 3.2.1 相场方程 |
| 3.2.2 溶质扩散方程 |
| 3.2.3 温度场控制方程 |
| 3.2.4 扰动模型 |
| 3.3 计算参数的确定 |
| 3.3.1 初始及边界条件 |
| 3.3.2 数值计算方法 |
| 3.3.3 合金热物性参数 |
| 3.4 模拟结果及分析 |
| 3.4.1 过冷度系数对枝晶形貌的影响 |
| 3.4.2 高过冷度系数时的枝晶形貌 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 不同界面下Ni-Sn合金枝晶生长的相场法模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 控制方程 |
| 4.2.1 耦合温度场的相场方程 |
| 4.2.2 溶质扩散方程 |
| 4.2.3 热扩散方程 |
| 4.3 计算参数的选择与确定 |
| 4.3.1 相场计算参数的确定 |
| 4.3.2 扰动的选择 |
| 4.3.3 界面厚度ξ的修正 |
| 4.4 数值计算 |
| 4.4.1 初始条件和边界条件 |
| 4.4.2 数值计算方法 |
| 4.5 模拟结果与分析 |
| 4.5.1 固/液界面热扩散系数比对枝晶形貌的影响 |
| 4.5.2 不同界面厚度对枝晶生长的影响 |
| 4.5.3 修正界面厚度ξ中τ对枝晶生长的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Ni-Sn合金等轴枝晶的三维相场模拟 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 等轴枝晶生长的相场模型 |
| 5.3 Ni-Sn合金等轴枝晶的生长过程 |
| 5.4 界面能各向异性参数对枝晶形貌的影响 |
| 5.5 过饱和度对枝晶形貌的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）基于OpenCL并行的耦合气孔多场耦合PF-LBM模型研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 凝固过程中的枝晶生长和气孔形成的数值模拟研究现状 |
| 1.2.1 枝晶生长的数值模拟研究现状 |
| 1.2.2 气孔形成的数值模拟研究现状 |
| 1.3 GPU计算在PF和 LBM中的应用 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 1.5 本文结构安排 |
| 第二章 高性能计算技术 |
| 2.1 高性能计算简介 |
| 2.2 并行计算 |
| 2.2.1 GPU计算模型 |
| 2.2.2 CPU+GPU异构集群模型 |
| 2.3 OpenCL并行计算模型 |
| 2.3.1 OpenCL编程模型 |
| 2.3.2 OpenCL平台模型 |
| 2.3.3 OpenCL执行模型 |
| 2.3.4 OpenCL内存模型 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 LBM流场模型 |
| 3.1 格子Boltzmann方法的基本原理 |
| 3.1.1 LBGK模型 |
| 3.1.2 单松弛单组分多相流模型 |
| 3.2 Boltzmann边界条件 |
| 3.2.1 周期性边界 |
| 3.2.2 反弹边界条件 |
| 3.2.3 非平衡外推格式 |
| 3.3 LBM的程序流程 |
| 3.4 LBM模型的验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 相场模型 |
| 4.1 相场模型基本原理 |
| 4.2 相场模型 |
| 4.2.1 二元合金相场模型 |
| 4.2.2 各向异性和扰动 |
| 4.2.3 相场方程的离散处理 |
| 4.3 相场法的数值模拟 |
| 4.3.1 初始条件和边界条件 |
| 4.3.2 材料物性参数和设定参数 |
| 4.3.3 模拟结果 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 GPU计算模拟耦合气孔生长PF-LBM |
| 5.0 气-液两相流LBM 模型和枝晶生长的PFM 模型的耦合 |
| 5.1 PF-LBM模型的验证 |
| 5.2 PF-LBM模型的基于OpenCL的 CPU+GPU异构系统的实现 |
| 5.2.1 PF-LBM的程序流程 |
| 5.2.2 基于OpenCL的优化 |
| 5.3 计算模型时序分析 |
| 5.4 模拟结果和讨论 |
| 5.4.1 计算效率和分析 |
| 5.4.2 枝晶生长和气孔形成模拟结果分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 附录B 攻读硕士学位期间所参与的科研项目 |
（6）Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 Ni_3Al 基合金概述 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 Ni_3Al基合金 |
| 1.2.3 Ni_3Al基合金国内外发展现状 |
| 1.3 Ni_3Al基合金制备 |
| 1.3.1 熔炼工艺 |
| 1.3.2 凝固特征 |
| 1.3.3 凝固组织控制 |
| 1.4 Ni_3Al基合金的相组成与特点 |
| 1.4.1 γ和γ′相 |
| 1.4.2 β相 |
| 1.4.3 碳化物和α-Cr等其他析出相 |
| 1.5 Ni_3Al基合金氧化行为 |
| 1.5.1 合金高温氧化 |
| 1.5.2 Ni-Al合金氧化 |
| 1.5.3 γ′-Ni_3Al氧化机制 |
| 1.5.4 Ni_3Al基合金氧化研究进展 |
| 1.6 本文主要研究内容和思路 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 母合金熔炼 |
| 2.1.2 常规凝固Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.3 铜模喷铸Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.4 雾化Ni_3Al基合金粉末样品制备 |
| 2.2 样品分析测试方法 |
| 2.2.1 组织形貌观察与分析 |
| 2.2.2 差示扫描量热分析 |
| 2.2.3 γ、γ′相物相检测及晶体学分析 |
| 2.2.4 合金元素在γ、γ′相的分配及占位行为分析 |
| 2.2.5 力学性能表征 |
| 2.2.6 氧化产物分析 |
| 第3章 Ni_3Al基合金凝固组织演变与相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 常规凝固Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.2.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.2.2 枝晶间组织 |
| 3.2.3 碳化物 |
| 3.2.4 凝固过程分析 |
| 3.3 喷铸Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.3.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.3.2 碳化物 |
| 3.3.3 枝晶间组织 |
| 3.3.4 枝晶间马氏体转变机制 |
| 3.4 雾化Ni_3Al基合金典型凝固组织形貌分析 |
| 3.4.1 雾化合金冷却速度估算 |
| 3.4.2 冷却速度对枝晶特征的影响 |
| 3.4.3 冷却速度对枝晶干γ′相和枝晶间组织的影响 |
| 3.4.4 冷却速度对合金粉末微观硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ni_3Al基合金γ、γ′相元素分配及γ/γ′相界面特征研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为 |
| 4.2.1 合金元素在γ和γ′相的分配行为的实验研究 |
| 4.2.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为的第一性原理研究 |
| 4.3 γ/γ′相界面特征及错配度 |
| 4.4 枝晶干(γ+γ′)两相组织的力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni_3Al基合金热暴露时组织演变及相变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶干(γ+γ′)两相组织演变 |
| 5.4 热暴露时Ni_3Al基合金碳化物演变 |
| 5.5 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变及机理 |
| 5.5.1 600℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.5.2 900℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.6 热暴露对Ni_3Al基合金维氏硬度的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 不同冷却速度凝固Ni_3Al基合金氧化行为对比 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 常规凝固Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.4 喷铸Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.5 Ni_3Al基合金在600℃下氧化行为 |
| 6.5.1 枝晶干/枝晶间界面处氧化行为 |
| 6.5.2 枝晶干和枝晶间区域氧化行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 全文结论和创新点 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（7）基于相场模拟的倾斜共晶组织形貌演化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 共晶相场模型 |
| 1.2.1 WBM共晶相场模型 |
| 1.2.2 KKSO多相场模型 |
| 1.3 倾斜共晶组织形貌实时原位观察法 |
| 1.3.1 定向凝固技术 |
| 1.3.2 倾斜共晶组织实验研究进展 |
| 1.4 倾斜共晶相场模拟研究进展 |
| 1.4.1 二维相场模拟研究进展 |
| 1.4.2 三维相场模拟研究进展 |
| 1.5 本文研究思路与研究内容 |
| 1.5.1 研究思路 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 相场模型及数值方法 |
| 2.1 相场模型及控制方程 |
| 2.2 边界条件 |
| 2.3 数值方法 |
| 2.4 后处理方法 |
| 2.5 相场模型可行性验证 |
| 第三章 各向同性条件下共晶组织形貌演化 |
| 3.1 等温条件下共晶组织形貌演化 |
| 3.1.1 非倾斜共晶组织形貌演化 |
| 3.1.2 倾斜共晶组织形貌演化 |
| 3.2 定向凝固条件下共晶组织形貌演化 |
| 3.2.1 非倾斜共晶组织形貌演化 |
| 3.2.2 倾斜共晶组织形貌演化 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 各向异性条件下共晶组织形貌特征 |
| 4.1 等温条件下共晶组织形貌特征 |
| 4.1.1 固固界面各向异性对非倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.1.2 固液界面各向异性对非倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.1.3 固固界面各向异性对倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.1.4 固液界面各向异性对倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.2 定向凝固条件下共晶组织形貌特征 |
| 4.2.1 固固界面各向异性对非倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.2.2 固液界面各向异性对非倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.2.3 固固界面各向异性对倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.2.4 固液界面各向异性对倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.2.5 抽拉速度对倾斜共晶组织形貌影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 A 参数表 |
| 附录 B 硕士期间发表的论文 |
（8）块体HITPERM合金快速凝固组织演化及软磁性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 软磁材料 |
| 1.1.1 软磁材料概述 |
| 1.1.2 软磁材料的发展与研究现状 |
| 1.2 快速凝固技术 |
| 1.2.1 急冷快速凝固技术 |
| 1.2.2 深过冷快速凝固技术 |
| 1.2.3 实现深过冷的方法 |
| 1.3 过冷熔体非平衡凝固理论 |
| 1.3.1 过冷熔体的形核 |
| 1.3.2 过冷熔体的生长 |
| 1.3.3 深过冷单相合金晶粒细化机制 |
| 1.4 研究背景及意义 |
| 1.5 主要研究目标与内容 |
| 第2章 研究方案与方法 |
| 2.1 实验材料的选定 |
| 2.1.1 合金的选择 |
| 2.1.2 母合金的熔炼 |
| 2.1.3 净化剂的选择及预处理 |
| 2.2 深过冷实验和过冷铜模激冷实验 |
| 2.2.1 深过冷实验 |
| 2.2.2 过冷铜模激冷实验 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 组织形貌分析 |
| 2.3.2 成分结构分析 |
| 2.3.3 DSC差热分析测试合金熔点 |
| 2.3.4 振动样品磁强计(VSM)测试 |
| 2.3.5 显微硬度测试 |
| 2.4 实验技术路线 |
| 第3章 块体Fe_(44)Co_(44)Nb_7B_4Cu_1合金的深过冷凝固 |
| 3.1 合金的DSC分析及两种典型的冷却曲线 |
| 3.1.1 DSC分析 |
| 3.1.2 合金的两种典型的冷却曲线 |
| 3.2 合金的相组成分析 |
| 3.3 深过冷凝固组织演变规律 |
| 3.4 深过冷凝固组织的晶粒细化机制分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Fe_(44)Co_(44)Nb_7B_4Cu_1合金的过冷铜模激冷凝固 |
| 4.1 熔体铜模激冷组织演变规律 |
| 4.2 铜模对熔体的凝固组织及临界过冷度的影响 |
| 4.3 块体合金铜模激冷凝固组织特征 |
| 4.4 熔体铜模激冷凝固组织分析 |
| 4.5 熔体铜模激冷的组织细化机制分析 |
| 4.5.1 合金成分对凝固组织及晶粒细化的影响 |
| 4.5.2 铜模激冷对凝固组织晶粒细化的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 FeCo基合金的软磁性能及硬度 |
| 5.1 FeCo合金的软磁性能 |
| 5.2 FeCo合金的硬度 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（9）铝铜合金TIG焊熔池凝固过程组织演化的相场法模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 注释表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 凝固过程数值模拟方法 |
| 1.2.1 确定性方法 |
| 1.2.2 随机性方法 |
| 1.2.3 相场法 |
| 1.3 焊接熔池凝固特点 |
| 1.3.1 熔化边界的联生结晶 |
| 1.3.2 熔化区的竞争生长 |
| 1.3.3 焊接参数对晶粒结构的影响 |
| 1.4 研究领域存在的主要问题 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第二章 宏观传热模型与定量相场模型 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 宏观传热模型 |
| 2.2.1 固/液界面不偏转 |
| 2.2.2 固/液界面偏转 |
| 2.3 定量相场模型 |
| 2.3.1 单晶模型 |
| 2.3.2 多晶模型 |
| 2.4 模型的离散与求解 |
| 2.4.1 控制方程离散化 |
| 2.4.2 初始条件与边界条件 |
| 2.4.3 材料热物性参数 |
| 2.5 模型的验证 |
| 2.6 本章小节 |
| 第三章 晶体择优取向和焊接参数对平界面失稳动力学的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 瞬态条件下平界面失稳的动力学模型 |
| 3.3 线性生长阶段的界面演化过程 |
| 3.4 晶体择优取向对平界面失稳过程的影响 |
| 3.5 焊接工艺参数对平界面失稳过程的影响 |
| 3.5.1 焊接速度的影响 |
| 3.5.2 焊接功率的影响 |
| 3.6 本章小节 |
| 第四章 晶体择优取向对熔池凝固组织演化的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 单晶生长 |
| 4.2.1 联生结晶与竞争生长过程 |
| 4.2.2 准稳态生长过程 |
| 4.3 多晶生长 |
| 4.3.1 联生结晶与竞争生长过程 |
| 4.3.2 准稳态生长过程 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 固/液界面偏转后熔池凝固组织形貌的演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 界面偏转模型的验证 |
| 5.3 熔池凝固不同阶段组织动态演化过程的对比 |
| 5.3.1 联生结晶过程 |
| 5.3.2 竞争生长过程 |
| 5.4 不同择优取向晶粒在界面偏转后的形貌演化过程 |
| 5.4.1 单晶生长 |
| 5.4.2 多晶生长 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 完整焊缝中凝固组织的动态演化过程初探 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型的建立及验证 |
| 6.2.1 宏观-微观模型的耦合 |
| 6.2.2 模型的验证 |
| 6.3 完整焊缝中凝固组织形貌演化模拟 |
| 6.3.1 母材晶粒择优取向对凝固组织形貌演化的影响 |
| 6.3.2 母材晶粒各向异性强度对凝固组织形貌演化的影响 |
| 6.3.3 母材晶粒尺寸对凝固组织形貌演化的影响 |
| 6.3.4 焊接工艺参数对凝固组织形貌演化的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论及展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 焊缝凝固组织模拟展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
（10）钢凝固过程枝晶生长模拟方法及行为特征研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 枝晶生长实验研究方法与进展 |
| 1.2.1 钢坯(锭)实验观察研究 |
| 1.2.2 同步辐射X射线原位观察研究 |
| 1.3 枝晶生长经典解析模型 |
| 1.3.1 过冷熔体等轴晶生长解析模型 |
| 1.3.2 定向凝固柱状晶生长解析模型 |
| 1.3.3 强制对流作用下枝晶生长解析模型 |
| 1.4 枝晶生长数值研究方法与进展 |
| 1.4.1 前沿追踪法 |
| 1.4.2 序参量法 |
| 1.4.3 相分率法 |
| 1.5 枝晶生长高性能计算方法与进展 |
| 1.6 本文主要研究内容与创新点 |
| 第2章 二维枝晶生长CA-FVM数学模型 |
| 2.1 二维枝晶生长CA-FVM模型建立 |
| 2.1.1 非均质形核模型 |
| 2.1.2 枝晶生长模型 |
| 2.1.3 传输模型 |
| 2.2 二维枝晶生长CA-FVM模型验证 |
| 2.2.1 传输模型 |
| 2.2.2 枝晶生长模型 |
| 2.3 Fe-0.82C合金二维枝晶生长行为 |
| 2.3.1 过冷熔体中等轴晶生长行为 |
| 2.3.2 定向凝固过程中柱状晶生长行为 |
| 2.3.3 强制对流作用下等轴晶生长行为 |
| 2.3.4 强制对流作用下柱状晶生长行为 |
| 2.4 小结 |
| 第3章 三维枝晶生长CA-FVM数学模型 |
| 3.1 三维枝晶生长CA-FVM模型建立 |
| 3.1.1 二维CA-FVM模型向三维空间的扩展 |
| 3.1.2 三维块修正技术 |
| 3.1.3 三维CA-FVM模型的并行化 |
| 3.2 模型性能优化与评估 |
| 3.2.1 计算案例设计 |
| 3.2.2 三维块修正技术效率 |
| 3.2.3 并行计算效率 |
| 3.2.4 三维枝晶生长高效计算方法 |
| 3.3 三维枝晶生长CA-FVM模型验证 |
| 3.3.1 传输模型 |
| 3.3.2 等轴晶自由生长问题 |
| 3.3.3 柱状晶定向凝固问题 |
| 3.4 Fe-0.82C合金三维枝晶生长行为 |
| 3.4.1 过冷度对等轴晶生长的影响 |
| 3.4.2 界面各向异性对等轴晶生长的影响 |
| 3.4.3 冷却强度对柱状晶生长的影响 |
| 3.4.4 强制对流对等轴晶生长的影响 |
| 3.4.5 强制对流对柱状晶生长的影响 |
| 3.4.6 三维与二维计算结果的异同点 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 多取向枝晶生长MCA-FVM数学模型 |
| 4.1 多取向枝晶生长MCA-FVM模型建立 |
| 4.1.1 修正偏心正方形算法基本思想 |
| 4.1.2 偏心正方形与界面胞生长匹配 |
| 4.1.3 MCA-FVM模型计算步骤 |
| 4.2 多取向枝晶生长MCA-FVM模型能力 |
| 4.2.1 MCA-FVM模型生长方向保持性 |
| 4.2.2 MCA-FVM模型生长速率一致性 |
| 4.2.3 MCA-FVM模型界面类型 |
| 4.3 多取向枝晶生长MCA-FVM模型验证 |
| 4.3.1 与LGK解析解的比较 |
| 4.3.2 与Fe基合金原位观察结果的比较 |
| 4.3.3 与钢坯(锭)枝晶形貌的OM观察结果的比较 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 钢坯(锭)凝固过程的枝晶生长行为 |
| 5.1 等轴晶凝固再辉与偏析现象 |
| 5.1.1 等轴晶生长与再辉现象 |
| 5.1.2 等轴晶生长与溶质偏析行为 |
| 5.1.3 强制对流对溶质偏析的影响 |
| 5.2 柱状晶竞争凝固与一次枝臂间距调整 |
| 5.3 柱状晶向等轴晶转变(CET) |
| 5.3.1 CET过程与类型 |
| 5.3.2 冷却速率对CET的影响 |
| 5.3.3 温度梯度对CET的影响 |
| 5.3.4 平均形核过冷度对CET的影响 |
| 5.3.5 溶质初始含量对CET的影响 |
| 5.4 高碳钢方坯枝晶生长的数值模拟 |
| 5.4.1 计算方案与CET规则 |
| 5.4.2 方坯宏观温度场与坯壳厚度 |
| 5.4.3 方坯凝固过程中枝晶演变 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 攻读学位期间获得成果 |
四、Experimental observation of solidification of undercooled single phase alloys（论文参考文献）
- [1]超声辅助TIG电弧熔覆高熵合金涂层组织与性能研究[D]. 范庆凯. 哈尔滨工业大学, 2021
- [2]定向凝固Sn-9at.%Co包晶合金组织演化及微观力学性能研究[D]. 岳锦绵. 兰州大学, 2021
- [3]含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究[D]. 陈林. 北京科技大学, 2021
- [4]Ni-Sn合金枝晶生长的相场法模拟[D]. 张迪. 中北大学, 2021(09)
- [5]基于OpenCL并行的耦合气孔多场耦合PF-LBM模型研究[D]. 胡震. 兰州理工大学, 2021(01)
- [6]Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为[D]. 李叶凡. 天津大学, 2020(01)
- [7]基于相场模拟的倾斜共晶组织形貌演化研究[D]. 罗磊. 昆明理工大学, 2020(05)
- [8]块体HITPERM合金快速凝固组织演化及软磁性能研究[D]. 张宪. 西安建筑科技大学, 2018(06)
- [9]铝铜合金TIG焊熔池凝固过程组织演化的相场法模拟[D]. 余枫怡. 南京航空航天大学, 2018(01)
- [10]钢凝固过程枝晶生长模拟方法及行为特征研究[D]. 王卫领. 东北大学, 2017(06)