导读:本文包含了形核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:GH4720Li合金,Arrhenius本构模型,γ′相,形核机制
形核机制论文文献综述
黄可,刘江,陶永德,丁仁华,田伟荣[1]（2019）在《GH4720Li合金流变力学Arrhenius本构方程的建立和再结晶形核机制分析》一文中研究指出在MTS热模拟试验机上对GH4720Li合金进行了热模拟试验研究,根据所得结果绘制了其应力-应变曲线,构建了表征其流变力学的Arrhenius本构模型。结果表明:在应变为0.1条件下,GH4720Li合金的材料常数为:Q为638.82 kJ/mol、lnA为53.36、n为3.35、α为0.0081,并揭示了GH4720Li合金的动态再结晶形核机制。组织分析结果表明:在应变0.35、应变速率0.001 s~(-1)、变形温度1140℃条件下,γ′相有效地阻碍了GH4720Li合金晶界的转动和滑动,大大降低了其动态再结晶晶粒长大速率和晶界迁移速率,对晶界起到一定的钉扎作用;在应变0.5、变形温度1140℃时,应变速率为0.001、0.01、0.1、1 s~(-1)时,应变速率越低,晶粒具有充足的长大时间,越能够促进动态再结晶过程,动态再结晶过程越完全,应变速率越高,材料的变形畸变能稳定,为形核提供了足够的驱动力。在应变0.5、变形温度1140℃条件下,应变速率为0.01 s~(-1)时,GH4720Li合金的晶粒形貌最好。(本文来源于《材料热处理学报》期刊2019年01期）
张波,马秀良[2]（2018）在《点蚀形核机制的透射电子显微学研究》一文中研究指出钝性金属材料的点蚀是腐蚀领域中的经典问题。受研究手段空间分辨率的限制,点蚀形核阶段的机制有待进一步阐明。以透射电子显微技术为主要研究手段,围绕与点蚀形核密切相关的材料基体结构特征及钝化膜性质两方面,阐明了点蚀形核的基体结构相关性以及钝化膜结构及与Cl~-的交互作用这两大基本科学问题。在原子尺度下建立了材料基体结构特征与腐蚀溶解活性之间的关联,揭示了钝化膜的结构特征和Cl~-与之交互作用之间的内在规律,丰富、完善甚至修正了材料点蚀形核机制方面的经典认识。研究发现,在点蚀形核初期,无论是基体中夹杂或第二相的腐蚀溶解活性,还是表面钝化膜本身的击破,起源都可以追溯到原子尺度的结构缺陷。(本文来源于《中国材料进展》期刊2018年11期）
韩延峰,张瀚龙,徐钧,张佼,孙宝德[3]（2018）在《基于Al-Ti-B细化剂的铝合金异质形核机制研究进展》一文中研究指出综述了Al-Ti-B中间合金细化铝合金的现有理论、假说以及发展趋势,分析了现有异质形核模型的不足。形核相在异质核心上的形核属于液-固相变,熔体与固相质点接触的液/固界面区微结构决定着异质形核过程。从液-固相变角度出发,研究熔体与异质质点间液/固界面区熔体原子有序结构形成及其在随后异质形核过程中的演变规律,将比固-固晶格匹配的唯象分析方法更直接、更真实地反映异质形核的物理过程,据此对异质核心诱导形核相形核的能力进行判定将更为有效。(本文来源于《中国材料进展》期刊2018年08期）
孙佳悦[4]（2017）在《Sr和P对铝合金中Mg_2Si相的形貌调控及异质形核机制研究》一文中研究指出调整并控制铝合金中Mg、Si元素含量,可以使原位反应生成的初生Mg_2Si相作为增强相,显着提高铝合金的力学性能。但传统熔铸法制备的过共晶Al-Mg_2Si合金中,初生Mg_2Si相易生长为粗大枝晶状,在其尖角处易引起应力集中,割裂基体,从而降低合金的性能。细化变质处理因其成本低廉、操作方便,被广泛用于改善初生Mg_2Si的相貌和尺寸。同时,借助第一性原理计算方法可以对材料进行更微观尺度的研究。本文采用试验和计算相结合的方法,以过共晶Al-20%Mg_2Si合金为研究对象,通过在合金熔体中加入Sr、P变质元素,改善合金中初生Mg_2Si的尺寸和形貌;并结合第一性原理方法,计算Sr、P原子在Mg_2Si不同晶面的吸附能,建立AlP/Mg_2Si异质形核界面及衬底AlP与Mg、Si原子之间的吸附模型,并计算界面结合能和电子结构性质,从微观尺度探讨形貌演变和异质形核机制。试验结果表明,加入Al-Sr、Al-P中间合金后,初生Mg_2Si相由枝晶状转变为规则多面体形貌,且尺寸均有所减小:经Sr变质后,初生Mg_2Si转变为立方体;经P细化变质后,初生Mg_2Si形貌转变成规则的八面体或平截八面体形状。利用第一性原理方法,通过计算Sr、P元素在Mg_2Si不同晶面时的吸附能,发现Sr元素选择性吸附在Mg_2Si{100}晶面,抑制该晶面的生长速度,使Mg_2Si逐渐转变为立方体形貌;P原子在Mg顶位时,也更容易吸附在Mg_2Si{100}晶面,而当在Si顶位时,P原子更倾向于吸附在{111}面,抑制Mg_2Si沿<111>晶向的生长速率。另一方面,试验表明Al-P中间合金中存在的AlP可作为初生Mg_2Si的良好形核衬底,计算分析了错配度较小的AlP(331)/Mg_2Si(110)、Al终止AlP(100)/Mg_2Si(211)和P终止AlP(100)/Mg_2Si(211)叁种异质形核界面结构。界面结合能计算结果表明叁种界面结构均可稳定形成,且P终止AlP(100)/Mg_2Si(211)界面具有最大的界面结合能;通过计算电子性质,表明P终止AlP(100)/Mg_2Si(211)界面间原子的结合强度明显高于其它两个界面。通过计算Mg、Si原子在异质形核衬底AlP上堆垛吸附能发现,Mg、Si原子倾向优先吸附堆垛在P终止的AlP(100)表面和AlP(331)表面Al顶位。(本文来源于《天津大学》期刊2017-12-01）
杨胜利,沈健,闫晓东,李锡武,孙宝庆[5]（2016）在《基于Al-Cu-Li合金流变行为的动态再结晶动力学与形核机制》一文中研究指出对Al-Cu-Li合金进行温度300~500℃、应变速率0.001~10s~(-1)的等温热压缩,分析合金的流变行为:结合TEM和EBSD研究合金热变形过程中的组织演变。结果表明:合金流变曲线分为3个阶段:加工硬化阶段、过渡阶段和稳态变形阶段;变形温度越高,流变应力达到动态平衡所需应变量越小。基于应变硬化率(θ)与流变应力(σ)之间的关系,确定动态再结晶的临界应变(ε_c);不同热变形条件下的临界应变(ε_c)与峰值应变(ε_p)之比为0.30342~0.92828;临界应力(σ_c)与峰值应变(σ_p)之比为0.88492~0.99782。引入最大软化率应变(ε~*)和中间变量Z/A,建立ε_c和ε~*与Z/A的关系表达式。构建Al-Cu-Li合金动态再结晶动力学模型,模型表明,温度越高或应变速率越低,越有利于促进动态再结晶分数的增加;显微组织分析结果与模型预测规律一致。Al-Cu-Li合金动态再结晶形核机制主要为晶界突出形核机制、亚晶合并长大机制以及粒子促进形核机制,随温度升高和应变速率的降低,晶内亚晶合并长大机制得到加强。(本文来源于《中国有色金属学报》期刊2016年02期）
王海军,付兵,项利,仇圣桃[6]（2015）在《AlN在Hi-B钢铁素体相中析出的形核机制》一文中研究指出通过理论计算的方法,系统分析了AlN在Hi-B钢铁素体中的析出形核机制。结果表明,第二相AlN粒子不同析出形核机制下的临界形核尺寸随着温度的降低而降低,形核机制不同,临界形核尺寸不相同,但均匀形核和晶界形核的临界形核尺寸较为接近,同一温度条件下,位错形核的临界形核尺寸最小。第二相AlN粒子以位错形核、均匀形核、晶界形核3种形核机制形核的最快析出温度分别为1 273、1 193、1 293K。同时,温度在1 293K以下时,取向硅钢中AlN在铁素体中以位错形核为主,温度高于1 293K后,AlN的形核机制以晶界形核为主。(本文来源于《钢铁研究学报》期刊2015年10期）
Iversen,Bo,Brummerstedt,糜建立[7]（2015）在《原位全散射研究水热条件下纳米锐钛矿TiO_2形核机制和结构缺陷》一文中研究指出利用X射线全散射数据进行对分布函数分析,可以获得在水热条件下合成纳米锐钛矿TiO_2形核与生长机制,以及纳米颗粒结构缺陷的相关信息。研究发现,反应物先驱体可以用Ti的氢氧化物簇来描述,这种Ti的氢氧化物簇由几个TiO_6/TiO_5单元组成,排列方式与锐钛矿结构相似。另一方面,水热条件下纳米材料的形成与长大机制既不同于常温溶液下单分散溶质的析出过程,也不同于高温固态反应的结晶过程。进一步研究发现,当TiO_2纳米颗粒形成时,发现结构中含有大量的OH缺陷,并提出这些缺陷存在于材料表面层,因此,OH缺陷的相对含量随着颗粒的增大而减小。(本文来源于《第十七届全国晶体生长与材料学术会议摘要集》期刊2015-08-11）
王静,张波,马秀良[8]（2014）在《2024A1合金点蚀形核机制的TEM研究》一文中研究指出2024高强度铝合金中广泛存在的第二相粒子赋予其高比强度的同时,也便其抗点蚀能力相对较差。研究表明点蚀总是优先在S相(A1_2CuMg)处发生,S相作为优先发生点蚀的位置而受到了广泛的关注。在以往的研究中,普遍通过"第二相相对基体电极电位的高低"来解释S相电化学活性相对较高的原因。但人们发现S相作为点蚀形核位置,S相粒子之间及其内部不同位置的腐蚀溶解活性存在巨大差异。第二相相粒子之间及其内部的显微结构及化学组成的差异,是造成这种活性差异的可(本文来源于《2014年全国腐蚀电化学及测试方法学术交流会摘要集》期刊2014-07-21）
张勇[9]（2014）在《Al-Si-Fe中间合金研制及其促进铝硅合金中硅相形核机制研究》一文中研究指出熔体中固相晶体形成是一个以形核为开端的一级相变过程。形核决定了最终晶体的形貌和尺寸分布,进而决定了晶体的各种功能和性能。以Al-Si合金熔体的凝固过程为例,铝相(包括初生铝和共晶铝)或者硅相(包括初生硅和共晶硅)的形核难易程度通过对相应晶粒尺寸和形貌的影响决定了合金的各种性能,包括：力学性能、耐蚀性能等。因此,工业生产中往往对Al-Si合金熔体的形核过程施加影响,以期调控铸件的性能。基于经典形核理论,熔体中的形核方式包括均质形核和非均质形核两种方式。基于非均质形核理论,为了实现对铸件凝固组织的优化通常向熔体中添加晶种材料(细化剂或孕育剂),促进熔体异质形核,细化铸件晶粒。然而,本文通过系统实验发现Al-Si熔体中存在超出经典形核理论范畴的形核机制-基于团簇聚合的形核机制,并且其可以用来调控凝固组织。首先,通过系统研究Al-Si-Fe合金凝固行为,提出诱导团簇聚合形核机制发生的方式。铁元素是Al-Si合金中不可避免的杂质元素,长期以来一直被视作有害元素。但是以Al、Fe、Si叁种元素构成的β-Al5FeSi相被发现可以作为初生硅的形核基底,从而提供了一种利用铝硅合金中铁元素促进形核的方式。通过计算相图等手段,并结合固相XRD, SEM, TEM等表征方法,确定了一种可以通过外加方式促进铝硅熔体中硅相形核的孕育齐—Al-Si-Fe中间合金。进一步结合中间合金凝固过程中的原位XRD,阐明了中间合金在加入到Al-Si合金熔体中的结构演变方式。在中间合金的原位XRD中,液相线以上主峰之前出现了对应于(AlFeSi)团簇的预峰,预峰的位置与α-Al8Fe2Si相的衍射峰吻合很好,而与β-Al5FeSi目的衍射峰差异很大。因此,中间合金加入到Al-Si熔体中将发生如下结构演变：β-Al5FeSi→α-Al8Fe2Si→(AlFeSi)团簇。其次,研究了Al-Si-Fe中间合金对Al-20Si熔体初生硅细化效果与熔体温度和保温时间之间的关系。Al-20Si熔体在780℃孕育处理并保温不同时间,凝固组织中初生硅尺寸随着保温时间(60min,120min,180min)的增加而增大,并且孕育效果最终丧失。在800℃和850℃孕育并保温60min,凝固组织中初生硅分别表现出细化和不细化。在700℃、750℃、800℃孕育并保温15min,凝固组织中初生硅随着保温温度的升高轻微的变大。在孕育处理后的硅颗粒中可以发现高密度的未知纳米贫铁颗粒。显然,从中间合金中演变而来的(AlFeSi)团簇是促进硅相形核的关键因素,并最终演变为硅颗粒中贫铁纳米颗粒。最后,研究了Al-Si-Fe中间合金对Sr变质的Al-10Si熔体中共晶团的细化效果,并结合Sr变质机制,提出了中间合金促进硅相形核的机制-基于团簇聚合的形核机制。Sr变质的Al-10Si熔体经过Al-Si-Fe中间合金进一步孕育处理可以将共晶团尺寸从1450μm降低至350μm。但是在.Sr的变质作用丧失之前,共晶团尺寸始终不能恢复到未变质条件下的水平(<100μm),并且共晶团尺寸随着Sr含量的降低而逐步降低。在变质并孕育处理的合金中,硅颗粒中存在高密度的10nm左右的纳米颗粒,但是在(111)Si晶面内并未发现孪晶存在。这些纳米颗粒与Al-20Si合金中发现的一致,是由(AlFeSi)团簇演变而来。基于Sr变质的杂质诱导孪晶理论,Sr变质总是伴随着硅颗粒(111)Si晶面上出现高密度的孪晶。在本文中孕育处理后孪晶消失被认为是由于孕育处理改变了硅颗粒从熔体中形核长大的方式,即不再唯一依赖单原子向晶胚或晶体上的附着。基于以上分析提出了孕育处理后硅相基于团簇聚合的形核方式：中间合金加入到Al-Si熔体中演变为(AlFeSi)团簇,诱导硅原子在(AlFeSi)团簇表面富集,进而导致(AlFeSi)团簇中铁原子扩散到熔体中,从而形成了富含硅原子并包含铝原子但贫铁的前驱体,这些前驱体和熔体中剩余孤立硅原子聚集形成晶胚并依靠他们的不断向晶胚(晶体)附着实现硅颗粒的长大。由于Sr变质改变了Al-Si熔体结构,阻碍了硅原子团聚行为依照正常水平进行,进而延迟了(AlFeSi)团簇发挥作用的温度节点。在这种条件下,孕育处理对共晶团形核温度没有影响,但是可以显着提高共晶形核最低温度。由于在Sr含量不足以产生完全变质时共晶团存在两个阶段的形核,因此共晶团尺寸与熔体中Sr含量密切相关。当熔体中初始Sr含量不足够高(如<80ppm),第一阶段的形核不受Sr影响,但是第二阶段的形核会受到Sr的影响。于是第二个阶段形核的共晶团尺寸通常比较大,并且初始Sr含量越高共晶团越大。(本文来源于《山东大学》期刊2014-05-20）
宁永权,姚泽坤[10]（2012）在《FGH4096粉末高温合金的再结晶形核机制》一文中研究指出利用OM和TEM对FGH4096粉末高温合金的再结晶组织进行了系统的观察和分析,证实有3种再结晶形核机制存在,即原始颗粒边界形核、应变诱导蝶状γ'相形核和孪晶迭加形核.通过研究微观偏析,弯曲褶皱边界的形成和孪晶迭加效应,原子扩散和位错运动建立了形核模型.(本文来源于《金属学报》期刊2012年08期）
形核机制论文开题报告
（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：
钝性金属材料的点蚀是腐蚀领域中的经典问题。受研究手段空间分辨率的限制,点蚀形核阶段的机制有待进一步阐明。以透射电子显微技术为主要研究手段,围绕与点蚀形核密切相关的材料基体结构特征及钝化膜性质两方面,阐明了点蚀形核的基体结构相关性以及钝化膜结构及与Cl~-的交互作用这两大基本科学问题。在原子尺度下建立了材料基体结构特征与腐蚀溶解活性之间的关联,揭示了钝化膜的结构特征和Cl~-与之交互作用之间的内在规律,丰富、完善甚至修正了材料点蚀形核机制方面的经典认识。研究发现,在点蚀形核初期,无论是基体中夹杂或第二相的腐蚀溶解活性,还是表面钝化膜本身的击破,起源都可以追溯到原子尺度的结构缺陷。
（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。
形核机制论文参考文献
[1].黄可,刘江,陶永德,丁仁华,田伟荣.GH4720Li合金流变力学Arrhenius本构方程的建立和再结晶形核机制分析[J].材料热处理学报.2019
[2].张波,马秀良.点蚀形核机制的透射电子显微学研究[J].中国材料进展.2018
[3].韩延峰,张瀚龙,徐钧,张佼,孙宝德.基于Al-Ti-B细化剂的铝合金异质形核机制研究进展[J].中国材料进展.2018
[4].孙佳悦.Sr和P对铝合金中Mg_2Si相的形貌调控及异质形核机制研究[D].天津大学.2017
[5].杨胜利,沈健,闫晓东,李锡武,孙宝庆.基于Al-Cu-Li合金流变行为的动态再结晶动力学与形核机制[J].中国有色金属学报.2016
[6].王海军,付兵,项利,仇圣桃.AlN在Hi-B钢铁素体相中析出的形核机制[J].钢铁研究学报.2015
[7].Iversen,Bo,Brummerstedt,糜建立.原位全散射研究水热条件下纳米锐钛矿TiO_2形核机制和结构缺陷[C].第十七届全国晶体生长与材料学术会议摘要集.2015
[8].王静,张波,马秀良.2024A1合金点蚀形核机制的TEM研究[C].2014年全国腐蚀电化学及测试方法学术交流会摘要集.2014
[9].张勇.Al-Si-Fe中间合金研制及其促进铝硅合金中硅相形核机制研究[D].山东大学.2014
[10].宁永权,姚泽坤.FGH4096粉末高温合金的再结晶形核机制[J].金属学报.2012
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