一、镍基单晶合金CMSX-2持久拉伸断裂时相密度及γ′相含量分布测算（论文文献综述）
周晓舟[1]（2021）在《Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究》文中进行了进一步梳理传统钴基高温合金（Co-Ni-Cr-W基合金）具有优异的抗热腐蚀、抗热疲劳和易焊接等性能,但由于其强化方式主要为固溶强化和碳化物强化,高温强度和承温能力显着低于γ’相（Ni3Al）强化的镍基高温合金,因而未能像镍基高温合金一样获得广泛的应用。2006年,一种新的钴基高温合金Co-Al-W基合金中γ’-Co3（Al,W）相及其强化作用的发现,意味着通过调控γ’相析出使新型钴基高温合金具有与镍基高温合金相当的高温力学性能成为可能,从而为发展航空发动机和地面燃气轮机用高耐蚀、高耐温结构材料开辟了新方向。目前国内外针对Co-Al-W基高温合金的研究主要集中在通过合金化提升其承温能力、力学性能、抗氧化性能等材料性能方面,而关于合金化对凝固特性、铸造和固溶等工艺性能的影响方面关注较少,研究和阐明Co-Al-W基高温合金的铸造工艺性能及其影响因素,特别是铸造缺陷的形成机制,是该类合金铸件实现工程化应用的关键。本文研究了合金元素对Co-Al-W基高温合金的凝固特性、铸造和固溶工艺性能的影响规律,并通过数值模拟与实验相结合的方法,研究了该合金的定向凝固基本行为,实现了合金复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文主要创新性成果如下:针对目前具有优异高温力学性能的Co-7Al-8W-1Ta-4Ti五元合金铸态组织复杂、凝固行为和凝固路径不明确的问题,采用等温淬火、定向凝固+快速淬火等方法确定了该合金的凝固路径:L→Li+γ→L2+γ+Laves→L3+γ+Laves+（β+γ’）e→L4+γ+Laves+（β+γ’）e+γ’→γ+Laves+（β+γ’）e+γ’。合金凝固时液相内W、Ta、Ti元素的强烈偏聚会导致Laves相优先析出,富Al、Ti的（β+γ’）e共晶在Laves相之后析出,过剩的Ti元素在合金凝固的最后阶段形成富Ti的γ’相。由于3种二次相中存在相同的多种合金元素,它们在凝固过程中的析出会发生相互竞争,因而可通过调整合金元素控制合金的铸态组织与凝固行为。相关结果为后续设计多组元Co-Al-W基合金提供了理论依据。在Co-Al-W-Ta-Ti合金的基础上,加入高温合金最常用的强化元素Ni和Cr,设计了 Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti 七元 Co-Al-W 基合金,研究了其凝固和固溶行为。结果表明,Ni、Cr元素的加入可使A1和Ta的偏析减小,对合金凝固路径的影响较小,但可使在合金凝固最后阶段形成的γ’相转变为（γ+γ’）e共晶。由于Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti合金中难熔元素浓度较高,固溶处理后易形成无法消除的μ相（Co7W6）。为了避免合金固溶时产生μ相,并抑制Laves相的形成,本文在强化元素Al、W总量不变的条件下,研究了 Al、W元素含量变化对合金凝固与固溶性能的影响。结果表明,Al含量增多W含量减少可以抑制合金凝固时Laves相的析出,同时也可以抑制固溶处理时μ相的形成。在上述研究结果的基础上,本文提出的新合金的设计方案为Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti。新合金凝固时不形成Laves相,经过双级固溶处理后新合金可获得单一的γ相组织。以Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金为基础,进一步研究了 Ni元素含量对合金热裂缺陷形成的影响。结果表明,随Ni含量的增多,W和Ti的凝固偏析增加而Ta的偏析减小,（β+γ’）e共晶的析出温度降低、体积分数降低,合金残余液相中Al、Ti元素的浓度逐渐增多,导致合金在热裂敏感区内的凝固速率降低,合金的热裂形成倾向逐渐增大。随着Ni含量的减少,合金的组织稳定性下降,固溶处理难度增加。综合考虑新合金的凝固行为、铸造性能、固溶工艺和组织稳定性,合金中的Ni含量可在20-30at.%变化。该结果为不同性能单晶叶片的制备提供了较大的成分选择空间。通过实验和热力学计算获得了 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固过程的边界条件和合金热物性参数,构建了该合金准确的定向凝固工艺模型。研究了加热温度、摆放方式、抽拉速度等工艺参数对合金叶片定向凝固过程温度场和组织缺陷的影响,分析了缘板处杂晶缺陷的形成原理,结合模拟结果提出一种变速抽拉工艺,初步实现了复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文的结果可为进一步开展Co-Al-W基合金复杂单晶叶片工程化制备提供基础数据支撑。
唐玲[2]（2021）在《增材制造含Co新型镍基高温合金组织与性能研究》文中提出发展复杂结构和高承温能力的机匣是提升航空发动机和燃气轮机整体性能的关键手段。随着机匣结构的复杂化和精细化程度不断提高,利用传统工艺制备机匣也愈发困难。增材制造可实现构件结构的复杂化和轻量化,有望成为机匣制备的新工艺。然而,现有机匣用材料承温能力低,因此,本课题以一种新型镍基高温合金为研究对象,分析了 Co元素对增材制造的合金组织和性能的影响规律,主要研究结果如下:（1）在合金增材制造工艺优化方面,研究发现激光扫描路径以及工艺参数的选择对合金样品的成型质量非常重要。通过调整激光功率、扫描速度等来控制能量输入可以有效抑制样品中裂纹的产生。（2）在合金微观组织形成机制及调控方面,本文采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、X射线衍射分析（XRD）等手段分析了激光增材制造合金的组织特性及热处理后沉淀相的析出规律。研究发现增材制造的合金由具有定向凝固特征的柱状晶组织构成。Al、Ti元素在激光增材过程中存在着一定量的损失,导致合金中Ti/Al比增大。另外,Ti元素在枝晶干和枝晶间的显微偏析提高了枝晶间Ti元素的含量,促进了合金枝晶间γ’相向η相的转变。含5 wt.%Co（5Co）的合金中出现了大量的η相;而含23 wt.%Co（23Co）的合金中η相数量非常少,这说明Co含量的提高抑制了 η相的析出。另外,由于5Co合金和23Co合金中γ’相成分及γ/γ’两相晶格错配度不同导致了合金中一次γ’相形貌不同。5Co合金中一次γ’相呈球形,而23Co合金中一次γ’呈立方状。（3）对激光增材制造的5Co和23Co合金进行了从室温到800℃的拉伸性能测试,并将测试结果与铸锻制备的合金进行了对比。结果表明:室温到500℃测试温度范围内,激光增材制造的合金与铸锻合金的屈服强度相差不大,激光增材制造的合金抗拉强度较低,而且断裂延伸率也较低,试样的断裂方式为脆性断裂,断口表面平坦;但在750℃和800℃时,增材制造的合金屈服强度、抗拉强度与铸锻合金相差不大,但断裂延伸率较高,试样的断裂方式为韧性断裂,断口表面可观察到尺寸较大的韧窝。为揭示合金的失效机制,分析了性能测试后合金的显微组织,23Co合金在拉伸过程中更易出现层错及微孪晶,因此其抗拉强度和塑性比5Co合金更好一些。（4）增材制造合金的真应力-应变曲线上发现了轻微的锯齿状流变现象,即在拉伸过程中产生了 PLC效应,这与铸锻合金相似。Co含量的增加（层错能的降低）使增材制造合金发生PLC效应的温度区间向高温移动。随温度的升高或应变速率的降低,合金发生PLC效应时的锯齿波型由A型向B型再向C型转变。另外,合金在高温低应变速率表现为反常的PLC效应;合金在低温高应变速率表现为正常的PLC效应。然而,与铸锻合金相比,增材制造合金的PLC效应并不明显,拉伸曲线上的平均应力跌幅非常小,约为铸锻合金的十分之一。
龚志华[3]（2020）在《W代Mo对Waspaloy镍基合金组织与性能的影响》文中提出600-620℃超超临界机组技术日趋成熟,开发更先进、更环保、效率更高的700℃先进超超临界火电技术（A-USC）是未来火电的发展方向。蒸汽参数提高到700℃以上,材料性能要求远远超过了铁素体钢的承受能力,机组关键部件需要利用Ni基高温合金来制造。叶片作为核心部件,各国主要候选材料有Waspaloy、Nimonic105、USC141等。本文以Waspaloy合金为研究对象,基于W、Mo复合强化理念,利用W替代Waspaloy合金中的部分Mo元素,设计了系列不同W、Mo含量配比的新型镍基合金。通过热压缩实验研究W替代Mo后合金的热加工性能变化;通过室温、高温拉伸,室温冲击,700℃持久性能测试等方法研究其力学性能;通过金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、高分辨透射电镜（HR-TEM）、化学相分析和XRD等手段对长时时效后不同W、Mo含量合金的微观组织、析出相进行表征。在热变形行为研究中,建立了合金的热变形方程和热加工图。W、Mo添加都会导致变形温区变窄,2Mo2W和2Mo4W合金都具有150℃以上的稳定变形温度区间,能够在1s-1及更大的变形速率范围内变形。等质量的W替代合金中的Mo元素,会降低合金的热激活能,合金具有更低的动态再结晶温度和更好的热加工性能。探索了W替代Mo对合金在700/750℃条件下长时时效过程中组织和性能的影响规律,并优化了合金中W、Mo的比例问题。当新型合金的W添加质量要控制在4wt.%以内,Mo控制在2wt.%左右,此时合金能保持良好的塑、韧性及持久性能匹配,进一步增加W和Mo的含量,塑韧性下降。研究了W替代Mo后,合金中析出相的变化规律。W、Mo含量对沉淀强化γ′相析出的结构和粗化速率没有明显影响。在W添加量在8%范围内,有1.6-3.2%的W原子进入γ′相中,随着时效时间增加,进入γ′相的W原子比例有增加趋势。热力学软件计算γ-γ′相的界面能约为0.05J/m2。3.5Mo8W合金中出现M6C相,在750℃时效3000h后,析出数量急剧增加,时效5000h后,部分M6C变成M12C。该合金在750℃时效1000h后开始析出μ相,并在时效5000h后,析出数量急剧增加。M6C和μ相的组成元素相同,M6C中的W、Mo含量高,μ相中Ni含量高。2Mo2W在700℃的持久性能要优于Waspaloy合金,主要是W、Mo的复合添加,合金中析出了更多的沉淀强化相γ′,同时降低了γ-γ′相的错配度和γ′相的粗化速率,增加长时服役过程中γ′相的稳定性。
吴静[4]（2020）在《多相Ni3Al基合金的热处理组织调控及蠕变行为研究》文中研究说明高Fe、Cr含量多相Ni3Al基合金,因其凝固组织中B2结构β-Ni Al相的引入,在满足高承温性和低质量密度的同时,还具备较好的焊接性能,具有广泛的应用前景而受到大量关注。本文对一种新型高Fe、Cr含量多相Ni3Al基合金在凝固、热处理及服役过程的多相组织演变规律及蠕变行为进行了系统的研究。分析了合金凝固过程的相形成顺序,并对其铸态多相组织形态进行了表征,表明该合金具有复杂的铸态组织结构,主要由枝晶干γ′+γ两相组织、枝晶间β相、少量γ′-envelope（包覆层）组织及碳化物(Cr23C6和Hf C)等次生相组成,合金中各类γ′相的总体积分数高达80～vol.%。研究了高温过固溶后冷却速率对枝晶干（？）′+γ两相组织、枝晶间β相和γ′-envelope组织形态的影响,发现合金组织对冷却速率十分敏感:γ′+γ两相组织中,初生及二次γ′相的析出尺寸与冷却速率间呈对数关系,表现出很强的冷速依赖性;冷却速率控制了β基体上微孪晶的形成与次生相的析出,微孪晶的结构、宽度随冷却速率不同发生变化,β相内有针片状γ′相、近球状α-Cr相和杆状Cr3C2相三种次生相析出;冷却速率降低,可促进γ′-envelope组织的形成与宽化。研究了高温退火处理对合金多相强化结构与蠕变性能的影响,发现合金在800℃下的稳态蠕变速率主要受γ′+γ两相组织中初生γ′相的尺寸控制,而加速蠕变阶段则主要受β相控制。随γ′相尺寸由铸态的0.48um长大至退火态的0.64～0.91um,合金稳态蠕变速率不断降低。β相在高温退火时发生不同程度的聚集长大,但总体积分数保持恒定,而β相的尺寸和分布对合金的蠕变寿命影响较小。研究了次生相γ′-envelope和β内交叉针片状γ′（γ′P）相长期时效时的演化行为。证明了（γ′+γ）/γ′-envelope/β相之间为共格/半共格的强/弱界面结构,γ′-envelope组织的宽化机制为:β（Ni Al）+γ（Ni）→γ′（Ni3Al）。γ′-envelope组织的宽化对合金蠕变性能的影响是双面性的。β内交叉γ′P相的析出可有效抑制合金蠕变过程中β脆性相内位错的增殖及蠕变裂纹的产生,从而利于合金蠕变性能的提升。长期时效后合金在800～840℃/220～300 MPa条件下稳态蠕变阶段的中温蠕变机制为位错剪切,呈现与Ni基合金不同的“四阶段”蠕变变形特性。合金在长期时效及蠕变变形过程中,会形成三种不同类型的γ′相筏状结构,其蠕变抗力大小为:双态R-型γ′筏状结构>R-型γ′筏状结构>N-型γ′筏状结构。
潘栋[5]（2020）在《电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响》文中研究表明先进高强度钢凭借其优异的力学性能、良好的成型性能以及较低的制造成本,在汽车制造、军工以及航天等领域有着十分广阔的应用前景。纵观第一代到第三代先进高强钢的发展历程,以“复相、多尺度”为基础的调控理论研制具有“亚稳相、超细晶基体”等特点的超级钢逐渐受到青睐。现今,在轻量化和智能制造等一些列工业背景下,如何更快速高效且低能耗地开发更轻质、高性能的钢材也成为了材料加工领域的研究热点。高能瞬时电脉冲处理,自电致塑性效应被发现以来,就备受材料研究人员的关注。近些年来,伴随着对非平衡固态相变机理、多物理场作用下微观结构的演变规律以及相应伴生现象的深入研究,电致强化这一概念也逐渐受到重视,电脉冲处理在钢铁材料的强韧化等方面也实现了一定程度的工程化应用。此外,基于电子风冲击、电迁移效应对快速相变以及再结晶的影响,采用脉冲电流对钢材进行细化及强韧化处理完全符合第三代先进高强钢的开发宗旨和组织性能要求特点。但以往的工作多集中在对电脉冲处理诱发的组织细化以及强塑性同时提升等方面的浅层研究,而缺乏对位错组态、界面迁移、晶体取向以及析出行为等方向的实质性深入探索。因此,研究脉冲电流作用下钢材的亚结构演化及强韧化机理,对进一步丰富和完善钢的非平衡相变理论以及开发新型的强韧化工艺有着重要的实际意义。本文采用高能瞬时电脉冲处理对两种强化类型完全不同的钢材（42CrMo钢及T250钢）进行了增强、增韧处理。同时,结合相应的传统热处理,规律性地研究了脉冲电流对不同钢材显微组织及亚结构的影响、定量地分析了脉冲电流作用下钢材的强韧化机理、归纳概括了不同处理方式对钢材具体作用机制的差异。具体的研究结果如下:（1）采用电脉冲处理高效地实现了钢材的晶粒细化,明确了脉冲电流诱导晶粒细化的具体机理。瞬时的高能量输入显着降低了奥氏体相变能障,极大地提高了奥氏体的形核率,短时间的作用以及随后快速的水冷处理抑制了奥氏体晶粒的长大。电脉冲处理后,淬火态42CrMo钢的晶粒细化了56.3%,固溶态T250钢的晶粒尺寸下降了74.6%。（2）揭示出电脉冲处理提高钢材中残余奥氏体稳定性的具体机制:i)若处理前钢材中的合金元素是不均匀分布的,则电脉冲处理的瞬时性也就决定了处理后的元素无法充分均匀化,奥氏体稳定化元素浓度高的区域将为残余奥氏体的形成提供足够的化学驱动力;ii)晶粒的细化以及电脉冲处理过程中界面处大量晶体缺陷的形成,使马氏体与奥氏体的界面能得到提高,这将使马氏体的生长提前停滞,同时马氏体转变起始温度也会显着下降;iii)奥氏体向马氏体转变是一个体积膨胀的过程,电脉冲处理过程中存在的热压应力可有效地抑制马氏体转变。（3）脉冲电流特定的物理场分布及物理效应可明显改变亚结构及第二相的形态和分布。受热压应力的影响,原本在高层错能钢材中难以形成的堆垛层错在电脉冲处理中得以形成,而堆垛层错的形成又为回火态42CrMo钢中超细珠光体类组织的形成奠定了基础;合金元素贫瘠区与富集区之间的应力可促进孪晶或残余奥氏体的形成;电子风强烈冲击界面形成大量的晶体缺陷,可使第二相主动地浸润晶界,而若使界面处的缺陷得到回复,第二相则被动浸润其他界面;多个物理场的重叠可使亚结构的分布具有方向性,如42CrMo钢中沿电流方向分布的位错、T250钢中沿电流方向分布的Ni3（Ti,Al）团簇;电迁移效应可促进位错形成具有小角度取向差的亚晶界。（4）研究发现脉冲电流对最优滑移系上原子或位错运动的促进,可使沿电流方向的特定取向强度增强,形成了沿电流方向（ED）的织构。如固溶态T250钢中{112}//ED织构、TS+EPA态T250钢中残余奥氏体{111}//ED及EPS+EPA态T250钢中小角度{110}//ED织构的形成。（5）电脉冲处理有促进钢材中复相组织形成的趋势。对于传统调质态的42CrMo钢,其组织仅包含索氏体,而受板条/孪晶马氏体短时间处理回火抗性的差异以及残余奥氏体稳定性提高的影响,电脉冲处理后的42CrMo钢中包含回火马氏体、索氏体及残余奥氏体这三种组织;对于传统时效态T250钢,其内部只存在η-Ni3（Ti,Mo）相,而受电流对非均匀形核的影响,电脉冲处理后的T250钢中包含Ni3（Ti,Al）团簇、Ni2.67Ti1.33相以及大尺度NiTi金属间化合物这三种析出物。（6）通过电脉冲处理,成功地在短时间内,同时且大幅提升了42CrMo钢与T250钢的强度与塑性,定量分析了高能脉冲电流作用下不同类型钢材的强韧化机制,结果表明:i)采用脉冲电流进行淬火或固溶处理可提高晶界强化以及位错强化的强度贡献,而若进行回火或时效处理则可更显着地提高析出强化对强度的贡献;ii)电脉冲处理能增大必要几何位错的滑移距离,提高有利晶体取向的含量以及高施密特因子的比例,使钢材具有更大的塑性变形量;iii)利用电脉冲处理形成的复相组织在性能上的耦合及变形上的协调,钢材的强韧性也能得到有效改善。综上所述,经电脉冲处理后具有最优性能的42CrMo钢与T250钢的综合力学性能分别比传统处理态的钢材提高了22.82%和117.26%,增强、增韧效果十分明显。同时,也揭示出电脉冲处理过程中异于常态处理的组织、亚结构变化及力学行为,为丰富极端非平衡相变理论、更高效地开发具有更高力学性能的先进高强钢提供了充足的实验依据和技术参考。
赵展[6]（2020）在《增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制》文中提出使用不同镍基高温合金浇注增压涡轮后,涡轮叶片出现不同程度的热裂。为了改善增压涡轮的热裂问题,减小热裂倾向性以提高产品合格率,本文以K418,K419及K424合金为研究对象,系统分析不同批次增压涡轮的开裂现象,总结影响开裂的因素。采用实验及理论计算的方法深入研究组织特征、凝固特性及铸造工艺对热裂倾向性的影响规律。通过显微组织观察及有限元模拟分析多个批次增压涡轮的开裂现象,明确了枝晶间的共晶组织和凝固过程中形成的热应力是导致涡轮热裂的主要原因。系统分析热裂倾向性不同的三种合金的显微组织,确定共晶组织与热裂倾向性之间存在关联性,共晶组织尺寸越大,数量越多,合金的热裂倾向性越大。定义共晶影响因子Ef（Ff=晶数量×共晶尺寸）来评估合金的热裂倾向性。研究获得了 Al、Ti含量和冷却速度对共晶组织的影响规律。随Ti含量增加,研究合金共晶组织的数量及尺寸均增大,Al对共晶组织的影响程度比Ti弱。冷却速度对共晶尺寸的影响存在明显的拐点,随着冷却速度增加,共晶组织数量及尺寸增大;冷却速度过大,形成细小的枝晶组织,枝晶间的共晶组织呈现出小尺寸的特点,但热应力也随之增大。提出控制Al、Ti含量（尤其是Ti的含量）及冷却速度而降低热裂倾向性的成分及组织控制原则。对合金的凝固特性及元素偏析行为的研究结果表明,γ’相形成元素（Al、Ti）含量越高,尤其是Ti元素含量越高,其在液相中强烈偏析,液相成分在残余液相数量较多、尺寸较大时达到共晶成分点,导致共晶组织形核析出。共晶的数量及尺寸反映了凝固过程中元素的偏析情况以及残余液相的形貌特征。共晶组织尺寸越大,数量越多,凝固末期枝晶的搭接越不充分,热裂倾向性越高。揭示了共晶组织特征影响合金热裂倾向性的根本原因。采用铸造模拟软件ProCAST计算了增压涡轮凝固过程中的应力场,给出了铸造工艺对不同合金热应力的影响规律。对热裂倾向性较高的K424合金,应该尽量避免较低的模壳温度及浇注温度。综合考虑凝固时间及热应力,提出了降低热裂倾向性的铸造工艺参数选取原则。构建了双性能整体叶盘晶粒组织的计算模型,探讨和实现了对整体叶盘双晶粒组织的模拟计算。综上,本文通过实验和理论计算的方法,提出了共晶组织特征影响合金热裂倾向性的原因及控制方向;明确了减小热应力的工艺控制原则。为高温合金增压涡轮的质量控制提供理论分析方法和实验依据。
张邦强[7]（2018）在《Mar-M247镍基高温合金瞬时液相连接研究》文中进行了进一步梳理Mar-M247铸造镍基高温合金因具有良好的高温强度、组织稳定性被广泛应用于制造航空发动机和重型燃气轮机热端部件（喷嘴叶片或动叶片）。热端部件的制造和修复过程中,常常需要实施连接工艺,但由于该合金含有较高Al、Ti含量,焊接裂纹敏感性很强,不宜采用熔焊技术。瞬时液相连接技术（TLP）不仅综合了固相扩散连接接头强度高和钎焊工艺简便易于实施的优点,而且规避了熔焊的热影响区敏感性和组织不均匀性等缺点,被普遍认为是连接沉淀硬化型镍基高温合金的最佳方法。MBF-80是应用范围较广的一种Ni-Cr-B三元成分非晶态箔带中间层合金。本文首先研究了使用MBF-80中间层合金TLP连接Mar-M247时各工艺参数对接头组织和力学性能的影响,采用扫描电镜SEM、透射电镜TEM对接头微观组织进行了表征,研究了接头扩散区（DAZ）沉淀析出相的形态、晶体结构和形成机制;开展了接头的室温、高温瞬时拉伸试验和高温持久试验,通过对接头组织和微区成分的表征分析,得出W、Co等难熔合金元素的扩散行为对接头高温力学性能有着较大影响,从而认为中间层的成分设计及其与基材合金的匹配性对接头的微观组织及力学性能有着关键作用。鉴于中间层合金在TLP连接过程中的重要作用,本文研制了新型多元复杂成分的中间层合金,首先采用Thermo-Calc和DICTRA软件模拟计算的方法,围绕合金非晶化能力、熔点和接头的预期高温力学性能,筛选出了3种中间层合金成分。通过试制、表征和连接试验,结果表明DFB-1（Ni-7W-5Co-5Cr-2Ta-B）和DFB-10（Ni-10W-2Cr-2Ta-B）两种中间层合金能达到预期效果,可以实现高强度连接Mar-M247。通过对两种不同成分的自制中间层箔带TLP连接接头的微观组织和力学性能的试验分析,以及采用电子探针（EMPA）对接头不同区域进行微区合金元素含量的检测,分析研究了各种合金元素在TLP连接过程中的扩散行为以及对接头力学性能的影响。并通过与商业化中间层合金MBF-80的对比分析,得出了中间层合金初始成分中含有较高W、Co元素含量可有效提高连接区高温持久断裂时间。另外,自制复杂合金中间层在连接Mar-M247合金过程中连接区中心线处析出的富W相可通过合理的连接后热处理（PBHT）进行消除,采用1230℃/6H的TLP连接工艺,并进行1230℃/24H-1250℃/4H,AC+1080℃/4H,AC+870℃/20H的PBHT处理后,以DFB-1、DFB-10和MBF-80为中间层的TLP接头高温持久性能均得到较大程度的提升,尤其是含W量高达10wt%的DFB-10中间层接头持久断裂时间与母材Mar-M247相当。TLP连接过程是中间层与基材合金元素交互扩散的过程,连接后热处理也是合金元素继续扩散重新分配的过程。本文采用了按照电子空位数评估合金高温长时组织稳定性的方法,依据EMPA检测获得的接头连接区各位置化学成分实测结果,评估结果表明采用MBF-80、DFB-1和DFB-10三种中间层合金获得的组织均匀的TLP接头在长时间高温使用过程中,析出有害相从而导致性能衰减加快的可能性比较低。本文从接头元素分布、析出相表征、力学性能试验入手,系统分析了商业化的简单三元系Ni-Cr-B中间层合金、自制的多元复杂成分中间层合金成分对铸造镍基高温合金Mar-M247的TLP连接过程和接头组织性能的影响。TLP过程的核心是元素的扩散和均匀化,但前期研究着大多重点关注降熔元素B的扩散规律和等温凝固机制,而对于决定合金高温强度的各种合金元素的扩散行为缺乏系统研究,本文在对比分析三种典型不同初始成分的中间层合金的接头成分均匀性差异的基础上,分析研究了扩散影响区中多类硼化物沉淀相的形貌、晶体结构及其析出行为,揭示了各类硼化物的析出机制,提出了析出相的控制措施,实现了该合金的高强度连接,有效提高了Mar-M247合金的TLP接头高温强度。根据各元素扩散行为特点,成功设计研制了两种含有Co、W元素的非晶箔带中间层合金DFB-1和DFB-10,与国外同类型产品的对比试验结果表明,所研制的中间层合金连接效果更优。另外,本文研究还率先发现了Hf、W元素对等温凝固行为的影响规律,提出了“利用析出相加速等温凝固速率,并在特定均匀化温度下消除析出相实现均匀化”的TLP工艺思想。
马亚硕[8]（2018）在《第二代高性能镍基单晶高温合金的热处理优化及疲劳性能研究》文中提出镍基单晶高温合金由于其优异的高温综合性能,而被广泛地应用于制造航天发动机涡轮叶片等耐热部件,随着航空航天工业的迅猛发展,对涡轮叶片的性能要求不断提高,而我国镍基单晶高温合金的研究工作起步较晚,对单晶合金的热处理及各项性能的研究还不够完善,因此,研究及优化高性能镍基单晶合金的热处理工艺及疲劳断裂性能具有重大的科研和实际价值。通过研究一种第二代低铼镍基单晶合金的热处理工艺,并探讨热处理工艺对单晶合金硬度的影响,最后探讨单晶合金高周疲劳的断裂行为。其研究结果如下:通过差热分析得出合金的DSC曲线,确定单晶合金的热处理窗口（即固溶温度区间）,为单晶合金设计多组热处理参数,分析固溶处理前后组织的变化及单晶合金性能（硬度）的变化,从而确定优化后的最佳方案。经过固溶处理后发现:均匀化处理和高温固溶处理几乎完全消除合金的共晶组织和成分偏析,使成分均匀,调整了枝晶臂的尺寸;高温固溶处理的温度影响溶解后又重新析出的γ’相的尺寸、数量和立方度形貌,随着温度的升高,析出γ’相的尺寸不断减小（在1320℃时,尺寸最佳,为355370nm）,形貌从较为圆润的圆形逐渐变为立方形。研究发现,一次时效处理的温度和时间影响γ’相的形貌、尺寸和数量,随着一次时效温度的升高,γ’相的尺寸逐渐增大,形貌从不规整的球形调整成规整的立方形,随着一次时效时间的延长,γ’相的立方度呈现出先变好后变差的趋势,温度过高（1200℃）,γ’相的边角钝化,出现部分γ’相互相连接的现象。在4h时获得立方度较高的γ’相。二次时效温度影响γ’相立方度的均匀性,在870℃和900℃两个温度下的进行二次时效处理,发现温度升高,γ’相立方度规整,尺寸更加统一。本文实验得到的最佳热处理方案为:1270℃/2h+1280℃/2h+1320℃/4h,AC+1100℃/4h,AC+900℃/24h,AC。单晶合金经过最佳热处理之后,维氏硬度由357MPa提高到537MPa,在短时时效过程中,发现随着时效温度的升高及时间的延长,硬度先升高后降低,温度不同,达到峰值的时间不同。通过对光滑试样、缺口试样进行应力控制的高周疲劳实验,研究发现:该新型镍基单晶合金光滑试样在900℃下的疲劳极限约为400MPa,缺口试样的疲劳极限为315MPa,材料的缺口敏感度约为0.135,表明该单晶合金在900℃时对缺口的敏感性不大,这与合金的较高的高温塑性和良好的抗氧化性能有关。该单晶合金的光滑试样和缺口试样的疲劳断口都分为裂纹萌生区、裂纹扩张区和瞬断区,断口的微观形貌为韧性断裂和脆性断裂复合的混合型断裂。
肖力源[9]（2018）在《IC10单晶高温合金的TLP扩散焊工艺及机理研究》文中认为针对IC10单晶高温合金连接与修复的应用需求,本文根据IC10单晶高温合金的化学成分,采用BNi2+0/3/6/9%Al（wt.%）混合粉末作为中间层进行了瞬时液相（TLP）扩散焊实验研究,分析了中间层中Al元素含量对接头微观组织、力学性能、断口形貌和硬度分布的影响。在此基础上,研究焊接工艺参数对IC10/BNi2+3%Al/IC10接头的微观组织、力学性能、断口形貌和硬度分布的影响。分析了Al元素的加入对焊缝组织及其分布的影响。最后基于B元素的扩散和双相解模型对TLP扩散焊接头形成过程进行一些理论分析计算。采用BNi2+Al中间层,对IC10合金进行TLP连接,焊缝中产生的物相主要有焊缝基体γ?相、Cr B相、（γ-Ni+M23B6）共晶组织以及少量的（γ-Ni+M23B6+Co Si2）共晶组织,扩散区中产物主要为M5{B,Si}3析出相和M5B3析出相。随着中间层中Al元素含量的升高,焊缝中的析出相分布更加弥散。在相同焊接条件下,在采用BNi2+3%Al中间层时,接头常温抗剪强度最高,达到570 MPa。在采用BNi2中间层时,因接头中心处存在有大量连续的共晶组织,降低了接头的可靠性;而当加入Al元素含量过高时,根据其接头微观组织以及断口形貌发现,中间层的润湿铺展性能大大下降,导致接头中产生较多孔洞,恶化了接头力学性能。研究焊接工艺参数对IC10/BNi2+3%Al/IC10接头的影响。发现焊接温度对扩散区产物的形成与分布影响剧烈,在焊接温度较低时,焊缝内存在有较多的共晶组织以及Cr B相,扩散区无富Si析出相;当温度较高时,焊缝可实现等温凝固,且扩散区存在有富Si析出相。保温时间对于焊缝内反应产物的分布也有一定影响,随着保温时间的增加焊缝内反应产物均有不同程度的溶解扩散。随着焊接温度从1040°C升高到1140°C,接头平均抗剪强度也从220 MPa升高到550 MPa而后小幅度下降到480MPa;随着保温时间从0.5 h增长到3 h,接头平均抗剪强度也先升高后逐渐趋于稳定。测得IC10/BNi2+3%Al/IC10接头的1000°C高温抗拉强度为85 MPa到130 MPa。剪切断口主要是准解理断裂特征,高温拉伸断口主要表现为沿晶断裂特征。通过纳米压痕测试得出接头中各物相的硬度。通过显微硬度测试,发现焊缝中硬度与存在的析出相以及共晶组织的面积和分布有关,位于非等温凝固区的反应产物的硬度均高于母材及焊缝基体硬度。由于中间层中混合有Al粉,导致等温凝固阶段与传统的TLP扩散焊接头形成模型不再一致,接头不再以焊缝中心位置存在有连续分布的共晶组织以及析出相为特点,而是将低熔点液相分流于相界之间,使得在焊缝在形成γ′相的同时,Cr B析出相以及低熔点共晶组织沿着γ′相的相界析出。最后以双相解模型为基础,结合B元素的扩散理论,计算出在焊接温度为1100°C时,液相区域可达到的最大宽度Wmax=109.88μm,完成等温凝固过程所需要的理论时间t=9.4 h,B元素理论浓度为0.0271%0.027%;在焊接温度为1140°C时,液相区最大宽度Wmax=118.07μm,完成等温凝固过程所需要的理论时间t=9 h,B元素理论浓度为0.024%0.0239%。
周海晶[10]（2018）在《钽和钛对γ’相强化钴基单晶高温合金900℃蠕变行为的影响》文中研究表明Co-Al-W基合金中γ’相强化机制的发现显着提高了钴基高温合金的承温能力,为发展新型钴基高温合金开辟了道路。然而,目前国内外针对新型钴基高温合金的研发主要集中在合金化元素对组织与性能的影响以及合金元素筛选方面;而对于其变形机制,特别是高温下的蠕变行为研究还非常有限。因此,新型钴基合金高温蠕变变形机制成为对提高钴基高温合金承温能力至关重要却仍未解决的关键科学问题。本论文以不同Ta和Ti含量的Co-Al-W基单晶合金为研究对象,研究了Ta和Ti的单独及协同作用对γ’相粗化长大行为、蠕变性能等承温能力的影响。以同时含有Ta和Ti元素的Co-Al-W-Ta-Ti单晶合金为研究对象,研究了钴基单晶合金在高温蠕变过程中微观组织及位错组态的演变,揭示了γ’相强化钴基高温合金高温蠕变变形机制。在此基础上,分析了初始微观组织及位错组态特征对γ’相强化钴基单晶合金高温蠕变行为的影响规律与机理。Ta和Ti对承温能力影响的研究表明:Co-Al-W基单晶合金中γ’相粗化符合LSW（Lifshitz-Slyozov-Wagner）理论,Ta和Ti元素的独立和共同作用均能够提高γ/γ’相界面能,从而加快γ’相在热暴露过程中的粗化长大。添加Ta和Ti均能通过提高γ’相体积分数提高Co-Al-W基单晶合金在900℃/420MPa条件下的蠕变性能。含Ta单晶合金在蠕变过程中会析出针状χ相,导致其表现出脆性断裂特征。与含Ti单晶合金相比,含TaTi单晶合金具有更高的γ’相体积分数。此外,含TaTi单晶合金在蠕变过程中形成的封闭的γ通道以及γ’相内的面角位错是其蠕变性能显着高于含Ti单晶合金的主要原因。高温蠕变变形机制的研究表明:含Ta和Ti的五元Co-Al-W基单晶合金在900℃/420MPa条件下的蠕变行为由减速蠕变阶段（阶段Ⅰ）、加速蠕变阶段A（阶段Ⅱ）、稳态蠕变阶段（阶段Ⅲ）和加速蠕变阶段B（阶段Ⅳ）4个阶段组成。螺位错滑移的“启停机制”是阶段Ⅰ蠕变速率快速下降的主要原因。虽然“启停机制”在阶段Ⅱ仍然有效,但在此阶段γ’相发生平行于应力方向的筏排化,位错在平行于应力方向的γ通道内的滑移以及层错在若干γ’相的连续扩展是阶段Ⅱ蠕变速率上升的原因。筏排化的γ’相厚度在阶段Ⅲ开始增加,并形成封闭的γ通道。在γ/γ’相界面位错网以及γ’相中沿多个{111}面扩展的层错间相互反应生成的面角位错能够有效提高合金的变形抗力,使蠕变变形进入稳态蠕变阶段。在外加应力的作用下微裂纹的萌生及扩展是第Ⅳ阶段蠕变速率上升的原因,此阶段合金中位错网及层错等缺陷密度显着提高。初始显微组织对蠕变性能影响的研究表明:具有不同初始γ通道宽度、γ’相尺寸以及γ/γ’界面位错密度等初始组织特征的Co-Al-W-Ta-Ti单晶合金的高温蠕变行为均由上述4个蠕变阶段组成。其中,初始γ’相尺寸是影响合金高温蠕变性能的主要因素。在0.15～0.53μm范围内,Co-Al-W-Ta-Ti单晶合金在900℃/420MPa条件下的蠕变寿命随初始γ’相尺寸的增加呈现出先增长后缩短的变化趋势。合金中初始γ/γ’界面位错密度越大,最小蠕变速率越高。但是,初始显微组织特征对稳态蠕变速率没有明显影响。根据以上三部分的研究结果和认识,本工作初步建立了含Ta、Ti的Co-Al-W基高温合金的合金成分、显微组织演变和蠕变性能之间的关系,为后续进一步提高Co-Al-W基高温合金承温能力提供理论和实验依据。
二、镍基单晶合金CMSX-2持久拉伸断裂时相密度及γ′相含量分布测算（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、镍基单晶合金CMSX-2持久拉伸断裂时相密度及γ′相含量分布测算（论文提纲范文）
（1）Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.1.1 课题来源 |
| 1.1.2 研究背景 |
| 1.1.3 研究目的与意义 |
| 1.2 铸造高温合金发展概述 |
| 1.2.1 定向凝固技术 |
| 1.2.2 单晶制备技术 |
| 1.3 铸造高温合金的凝固行为研究 |
| 1.3.1 铸造高温合金凝固特性 |
| 1.3.2 铸造高温合金凝固特征温度 |
| 1.3.3 铸造高温合金凝固偏析 |
| 1.3.4 铸造高温合金凝固缺陷 |
| 1.4 铸造高温合金定向凝固工艺研究 |
| 1.4.1 铸造高温合金定向凝固工艺模拟研究 |
| 1.4.2 铸造高温合金定向凝固工艺实验研究 |
| 1.5 Co-Al-W基铸造高温合金研究现状与存在问题 |
| 1.5.1 Co-Al-W基铸造高温合金的相组成和成分特征 |
| 1.5.2 Co-Al-W基铸造高温合金的高温力学性能 |
| 1.5.3 Co-Al-W基铸造高温合金凝固行为 |
| 1.5.4 Co-Al-W基铸造高温合金急需解决问题与发展方向 |
| 2 研究内容、技术路线与创新点 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 创新点 |
| 3 添加Ta和Ti对Co-7Al-8W合金凝固行为的影响 |
| 3.1 Ta、Ti元素对合金铸态组织的影响 |
| 3.2 Ta、Ti元素对合金固液相线的影响 |
| 3.3 Ta、Ti元素对合金凝固偏析行为的影响 |
| 3.4 Ta、Ti元素对合金凝固路径的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Al、W含量对Co-30Ni-xAl-(15-x)W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固和固溶行为的影响 |
| 4.1 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.1.1 Al、W含量对合金铸态组织的影响 |
| 4.1.2 Al、W含量对合金固液相线的影响 |
| 4.1.3 Al、W含量对合金凝固偏析行为的影响 |
| 4.1.4 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.2 Al、W含量对合金固溶行为的影响 |
| 4.3 合金固溶过程中μ相的形成机制 |
| 4.3.1 合金固溶过程中的组织演变 |
| 4.3.2 合金中μ相的析出机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Ni含量对Co-xNi-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固行为和热裂缺陷的影响 |
| 5.1 Ni含量对合金凝固特性的影响 |
| 5.2 Ni含量对合金凝固过程组织演变的影响 |
| 5.3 Ni含量对合金热裂形成倾向的影响 |
| 5.4 Ni含量对合金固溶行为的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固模拟与单晶叶片制备工艺确定 |
| 6.1 定向凝固工艺模拟模型 |
| 6.1.1 定向凝固工艺简化物理模型 |
| 6.1.2 定向凝固过程传热模型 |
| 6.1.3 晶粒组织模拟计算模型 |
| 6.2 热物性参数与边界条件设置 |
| 6.2.1 模拟所用热物性参数设置 |
| 6.2.2 模拟所用边界条件设置 |
| 6.2.3 晶粒组织模拟参数设置 |
| 6.3 合金定向凝固过程的模拟与实验分析 |
| 6.3.1 棒状铸件模拟与实验分析 |
| 6.3.2 工艺参数对合金定向凝固过程的影响 |
| 6.4 合金单晶叶片定向凝固工艺确定 |
| 6.4.1 摆放方式对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.2 抽拉速度对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.3 单晶叶片定向凝固工艺的确定与实验验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）增材制造含Co新型镍基高温合金组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金概述 |
| 1.2.1 高温合金国内外发展现状 |
| 1.2.2 高温合金的分类 |
| 1.2.3 高温合金的成型工艺 |
| 1.2.4 高温合金的强化机制 |
| 1.2.5 镍基高温合金及其发展 |
| 1.2.6 镍基高温合金主要元素及相组成 |
| 1.2.7 机匣用高温合金 |
| 1.3 新型镍基变形高温合金 |
| 1.3.1 新型镍基变形高温合金的设计 |
| 1.3.2 新型镍基变形高温合金的优势及发展前景 |
| 1.4 激光增材制造镍基高温合金 |
| 1.4.1 激光增材制造技术 |
| 1.4.2 运用激光增材制造技术制备镍基高温合金 |
| 1.4.3 高温合金增材制造的裂纹敏感性 |
| 1.5 高温合金的PLC现象 |
| 1.5.1 PLC效应及其宏观表现 |
| 1.5.2 PLC效应的微观机制 |
| 1.6 本文的研究工作和意义 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 激光增材实验 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.4 微观组织表征 |
| 2.5 拉伸试验 |
| 第3章 增材制造新型镍基高温合金微观组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 增材制造工艺参数的影响 |
| 3.3 合金的组织分析 |
| 3.3.1 合金组织观察 |
| 3.3.2 η相的分布特征及形成机制 |
| 3.3.3 γ'相形态 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 激光成型工艺对裂纹敏感性的影响 |
| 3.4.2 柱状晶组织的形成 |
| 3.4.3 合金组织中的η相 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 增材制造新型镍基高温合金拉伸行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 合金的拉伸性能 |
| 4.2.2 合金的断口形貌 |
| 4.2.3 合金的变形组织 |
| 4.3 讨论 |
| 4.3.1 合金的性能 |
| 4.3.2 合金的变形机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 增材制造新型镍基高温合金的PLC现象 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 合金的PLC现象 |
| 5.2.2 增材制造工艺对PLC效应的影响 |
| 5.2.3 合金拉伸变形机制 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（3）W代Mo对Waspaloy镍基合金组织与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 A-USC电站设计及选材 |
| 1.2.1 6 00℃超超临界火电技术及应用情况 |
| 1.2.2 7 00℃先进超超临界火电技术 |
| 1.3 A-USC叶片用材料的发展 |
| 1.3.1 超超临界火电汽轮机叶片用材料的发展 |
| 1.3.2 7 00℃及以上温度叶片用合金的研究状况 |
| 1.4 沉淀强化型镍基合金强化机理 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 沉淀强化 |
| 1.4.3 晶界强化 |
| 1.4.4 Mo、W元素作用机理 |
| 1.5 课题进展及主要研究内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.2.1 热压缩试验 |
| 2.2.2 长时时效工艺及性能测试 |
| 2.2.3 持久试验 |
| 2.3 热力学软件模拟分析 |
| 2.4 显微组织、析出相分析 |
| 2.5 析出相精细结构分析 |
| 第三章 合金的热变形行为和热加工图 |
| 3.1 合金的热变形行为 |
| 3.1.1 合金的应力-应变曲线 |
| 3.1.2 合金的热变形本构方程 |
| 3.1.3 热压缩过程中的组织转变 |
| 3.2 合金的热加工图 |
| 3.3 讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 合金长时时效后的组织和性能研究 |
| 4.1 合金长时时效后的性能 |
| 4.2 合金长时时效后的组织 |
| 4.3 讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 合金长时时效后的析出相研究 |
| 5.1 平衡相的热力学计算 |
| 5.2 长时时效过程中MC相的演变 |
| 5.3 长时时效过程中M_(23)C_6相的演变 |
| 5.4 长时时效过程中M_6C和u相的演变 |
| 5.4.1 M_6C相 |
| 5.4.2 μ相 |
| 5.5 长时时效过程中γ′相的演变 |
| 5.5.1 长时时效过程中γ′相形貌的变化 |
| 5.5.2 长时时效过程中γ′相结构及数量的变化 |
| 5.6 讨论 |
| 5.6.1 W含量对MC相析出的影响 |
| 5.6.2 W含量对M_(23)C_6析出的影响 |
| 5.6.3 W含量对γ′相析出及粗化的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 W替代Mo对合金持久性能的影响 |
| 6.1 W含量对合金持久性能的影响 |
| 6.2 W替代Mo的强化机制探讨 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 论文创新点 |
| 攻读博士期间承担科研任务及成果 |
| 致谢 |
（4）多相Ni3Al基合金的热处理组织调控及蠕变行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 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基合金的国内外研究现状 |
| 1.2.4 Ni_3Al基合金的应用现状及发展趋势 |
| 1.3 合金元素在Ni_3Al基合金中的作用 |
| 1.3.1 Al |
| 1.3.2 B、Zr |
| 1.3.3 Hf |
| 1.3.4 Mo、W |
| 1.3.5 C |
| 1.3.6 Cr |
| 1.3.7 Fe |
| 1.4 Ni_3Al基合金的相组成 |
| 1.4.1 γ′、γ相 |
| 1.4.2 β相 |
| 1.4.3 α-Cr相 |
| 1.4.4 碳化物相 |
| 1.4.5 其他次生相 |
| 1.5 Ni_3Al基合金的强化机制 |
| 1.5.1 固溶强化 |
| 1.5.2 第二相强化 |
| 1.5.3 晶界强化 |
| 1.6 Ni_3Al基合金蠕变过程中的微观结构演化 |
| 1.6.1 蠕变期间的组织演化 |
| 1.6.2 蠕变期间的位错运动 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 多相Ni_3Al基合金的铸态组织表征与凝固行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 多相Ni_3Al基合金的铸态组织表征 |
| 2.3.1 OM、SEM形貌 |
| 2.3.2 枝晶干γ′+γ两相组织 |
| 2.3.3 枝晶间β及β内析出相 |
| 2.3.4 γ′-envelope组织 |
| 2.3.5 晶界及碳化物 |
| 2.4 凝固过程的组织形成规律 |
| 2.4.1 DSC曲线 |
| 2.4.2 初熔温度的测定 |
| 2.4.3 主要相形成顺序 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 过固溶Ni_3Al基合金冷却过程的多相组织演变规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 不同方式冷却下的组织形貌 |
| 3.4 冷却速率控制的两相组织中γ′相的析出行为 |
| 3.5 冷却速率控制的枝晶间β中的相演变规律 |
| 3.5.1 空冷下枝晶间β内α-Cr相的析出行为 |
| 3.5.2 水冷下枝晶间β内纳米孪晶及层错的形成 |
| 3.6 冷却速率控制的γ′-envelope组织演变 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 高温退火对 Ni3Al 基合金多相强化结构与蠕变行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 不同高温退火过程中的多相强化结构演变 |
| 4.3.1 枝晶间β相 |
| 4.3.2 枝晶干γ′+γ两相组织中γ′相 |
| 4.4 不同高温退火处理下的蠕变行为 |
| 4.4.1 蠕变性能 |
| 4.4.2 蠕变组织演化 |
| 4.4.3 蠕变断裂特征 |
| 4.5 多相强化结构特征影响蠕变行为的机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 多相Ni_3Al基合金长期时效组织中的次生相演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 γ′-envelope组织的宽化及对蠕变行为的影响 |
| 5.3.1 (γ′+γ)/γ′-envelope/β界面结构表征 |
| 5.3.2 凝固过程γ′-envelope组织的形成机制 |
| 5.3.3 800℃长期时效过程γ′-envelope组织的宽化机制 |
| 5.3.4 γ′-envelope组织宽化对合金蠕变行为的影响 |
| 5.4 β 内交叉针片状γ′(γ′_P)相的析出及对蠕变行为的影响 |
| 5.4.1 800℃长期时效过程β内交叉γ′_P相的析出特征 |
| 5.4.2 β 内交叉γ′_P相的析出对合金蠕变行为的影响 |
| 5.4.3 R-型与N-型γ′筏状结构的形成及蠕变抗力 |
| 5.4.4 β 内交叉γ′_P相的形成及其在蠕变中的作用 |
| 5.4.5 蠕变断裂特征对比 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 基于γ′相形筏与位错组态的多相Ni_3Al基合金蠕变特性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 不同条件下合金的蠕变性能 |
| 6.3.1 蠕变曲线与蠕变速率曲线特征 |
| 6.3.2 蠕变激活能与应力指数 |
| 6.4 蠕变过程的微观结构演化 |
| 6.4.1 双态R-型γ′筏状结构的形成及蠕变抗力 |
| 6.4.2 Cr_(4.6)MoNi_(2.1)相的析出对γ′筏型化的影响 |
| 6.4.3 位错组态的衍衬分析 |
| 6.4.4 蠕变断裂形貌 |
| 6.5 微观结构因素对蠕变特征的影响分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 全文主要结论 |
| 7.2 本文主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文与参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（5）电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题目的与意义 |
| 1.2 钢铁材料的研究现状 |
| 1.3 42 CrMo钢简介 |
| 1.3.1 42 CrMo钢的国内外发展背景 |
| 1.3.2 42 CrMo钢的组织及性能特点 |
| 1.3.3 42 CrMo钢的国内研究现状 |
| 1.3.4 42 CrMo钢的国外研究现状 |
| 1.4 马氏体时效钢简介 |
| 1.4.1 马氏体时效钢的国内外发展背景 |
| 1.4.2 T-250 马氏体时效钢的由来 |
| 1.4.3 马氏体时效钢的性能特征 |
| 1.4.4 马氏体时效钢的国内外应用现状 |
| 1.4.5 马氏体时效钢的国内研究现状 |
| 1.4.6 马氏体时效钢的国外研究现状 |
| 1.5 金属材料的强韧化研究背景 |
| 1.5.1 几大主要强化机制 |
| 1.5.2 新强韧化机理的国内外研究现状 |
| 1.5.3 金属材料的组织细化方法 |
| 1.5.3.1 铸态组织的细化 |
| 1.5.3.2 形变、热处理以及形变+热处理 |
| 1.5.3.3 冶金 |
| 1.5.3.4 特种处理 |
| 1.5.4 钢铁材料传统晶粒细化工艺存在的问题 |
| 1.6 高能瞬时电脉冲处理简介 |
| 1.6.1 电脉冲处理的物理效应 |
| 1.6.2 脉冲电流物理效应的实质体现 |
| 1.6.2.1 电致塑性 |
| 1.6.2.2 脉冲电流诱发再结晶 |
| 1.6.2.3 位错组态的改变 |
| 1.6.2.4 脉冲电流诱导析出与回溶 |
| 1.6.2.5 PLC效应的改变 |
| 1.6.2.6 快速固态相变 |
| 1.6.2.7 电流对钢材奥氏体化机制的影响 |
| 1.6.2.8 特殊性能的改善 |
| 1.6.3 电脉冲处理的应用概述 |
| 1.6.3.1 电脉冲处理的工业化背景 |
| 1.6.3.2 电脉冲处理的数学模型 |
| 1.7 应用电脉冲技术进行钢材强韧化的可行性探讨 |
| 1.8 本文应用电脉冲技术拟解决的问题 |
| 1.9 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 42 CrMo钢的制备 |
| 2.1.2 T250 钢的制备 |
| 2.1.3 初始态显微组织 |
| 2.2 实验工艺及方案 |
| 2.2.1 42 CrMo钢的实验流程 |
| 2.2.2 T250 钢的实验流程 |
| 2.3 电脉冲处理装置 |
| 2.4 实验设备 |
| 2.4.1 硬件 |
| 2.4.2 软件 |
| 2.5 试样制备 |
| 2.5.1 显微组织观察、表征及硬度测试 |
| 2.5.2 TEM样品制备 |
| 2.5.3 原奥氏体晶界观察 |
| 2.5.4 EBSD样品制备 |
| 2.5.5 AFM样品制备 |
| 2.5.6 APT样品制备 |
| 2.5.7 拉伸测试样品制备 |
| 2.5.8 XPS样品制备 |
| 2.5.9 DSC样品制备 |
| 2.5.10 断口分析 |
| 2.5.11 试样尺寸 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 电脉冲处理过程中的有限元数值模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多物理场耦合的理论基础 |
| 3.2.1 经典热力学理论与基本方程 |
| 3.2.2 耦合场方程 |
| 3.3 电脉冲处理T250 钢的有限元模拟 |
| 3.3.1 模拟预设置 |
| 3.3.2 几何定义及网格划分 |
| 3.3.3 材料属性定义 |
| 3.3.4 边界条件设定与载荷施加 |
| 3.4 电脉冲处理模拟结果及后处理 |
| 3.4.1 温度场分布 |
| 3.4.2 电流密度分布 |
| 3.4.3 应力分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 电脉冲淬火处理对42CrMo钢组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同时长脉冲电流作用下淬火态42CrMo钢的组织与性能 |
| 4.2.1 显微组织演变 |
| 4.2.2 硬度变化 |
| 4.3 脉冲电流作用下42CrMo钢的组织演变机理 |
| 4.3.1 晶粒细化 |
| 4.3.2 亚结构变化 |
| 4.3.3 残余奥氏体稳定性的提高 |
| 4.3.4 马氏体的转变机制 |
| 4.4 脉冲电流作用下42CrMo钢的强韧化 |
| 4.4.1 拉伸性能 |
| 4.4.2 强化机理 |
| 4.4.3 韧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 电脉冲回火处理对42CrMo钢组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.2.1 不同时长EPT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.2.2 不同温度TT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3 EPQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.3.1 不同时长EPT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3.2 不同温度TT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.4 42 CrMo钢回火过程的机理分析 |
| 5.4.1 组织演变机制 |
| 5.4.2 组织-性能关系以及力学行为 |
| 5.5 层片碳化物的形成机理及其对强韧性的影响 |
| 5.5.1 形成机制 |
| 5.5.2 层状碳化物对力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 电脉冲固溶处理对T250 钢组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T250 钢的EPS处理的工艺优化 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 拉伸性能及断口分析 |
| 6.3 固溶态T250 钢组织演变及强韧化机理分析 |
| 6.3.1 显微组织及亚结构转变机制 |
| 6.3.2 强化机制 |
| 6.3.3 韧化机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 电脉冲时效处理对TS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 时效态TS试样的时效硬化曲线及拉伸性能 |
| 7.3 时效态TS试样的显微组织 |
| 7.3.1 马氏体的回复及逆变奥氏体的形成 |
| 7.3.2 析出行为 |
| 7.4 TS+EPA(280 ms)试样中NixTiy相的形成及演化机理 |
| 7.5 时效态TS试样的强韧化机理 |
| 7.5.1 强化机制 |
| 7.5.2 基于第一性原理的NixTiy相的分子动力学模拟 |
| 7.5.3 韧化机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 电脉冲时效处理对EPS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 时效态EPS试样的时效硬化曲线 |
| 8.3 时效态EPS试样的显微组织 |
| 8.4 纳米逆变奥氏体的形成机理 |
| 8.5 时效态EPS试样的强韧化机理 |
| 8.5.1 强化机制 |
| 8.5.2 韧化机制 |
| 8.6 本章小结 |
| 第9章 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 增压涡轮的生产制造及热裂问题 |
| 1.1.1 增压涡轮用材现状及发展趋势 |
| 1.1.2 增压涡轮的制备技术现状及发展趋势 |
| 1.1.3 高温合金铸件的热裂问题 |
| 1.2 热裂的研究现状 |
| 1.2.1 热裂的形成机理 |
| 1.2.2 影响热裂产生的因素 |
| 1.2.3 热裂模型及判据的研究 |
| 1.3 凝固过程的有限元模拟方法 |
| 1.4 研究内容与思路 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 研究材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 热力学计算 |
| 2.2.2 等温凝固实验 |
| 2.2.3 差示扫描量热实验 |
| 2.2.4 ProCAST模拟 |
| 2.2.5 合金的组织观察及分析 |
| 3 整体涡轮铸件的缺陷 |
| 3.1 涡轮叶片的开裂现象 |
| 3.2 影响涡轮叶片开裂的因素 |
| 3.2.1 组织 |
| 3.2.2 热应力 |
| 3.3 涡轮的缩松缩孔 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 增压涡轮用合金析出相特征 |
| 4.1 合金显微组织特征 |
| 4.2 共晶组织对热裂的影响 |
| 4.3 共晶组织与热裂倾向性关联控制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 共晶组织的影响因素 |
| 5.1 合金元素对共晶组织的影响 |
| 5.1.1 Ti对共晶组织的影响规律 |
| 5.1.2 Al对共晶组织的影响规律 |
| 5.2 冷却速度对枝晶间析出相的影响 |
| 5.3 合金元素及冷却速度对枝晶间相的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 合金凝固特性及凝固规律 |
| 6.1 K424合金的凝固过程及偏析行为 |
| 6.1.1 K424合金凝固过程 |
| 6.1.2 K424合金凝固偏析行为 |
| 6.1.3 凝固过程对共晶的影响 |
| 6.2 合金凝固特性对比分析 |
| 6.3 合金的凝固特性与热裂倾向性关联性 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 工艺参数对热应力的影响 |
| 7.1 铸造条件对K424合金热应力的影响 |
| 7.1.1 浇注温度对热应力的影响 |
| 7.1.2 模壳温度对热应力的影响 |
| 7.2 浇注参数对不同合金热应力分析 |
| 7.3 实现双性能叶盘的工艺分析 |
| 7.3.1 K417G高压叶盘的浇注及凝固过程 |
| 7.3.2 双性能整体叶盘的晶粒度计算 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 思考与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）Mar-M247镍基高温合金瞬时液相连接研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.1.1 重型燃气轮机的发展历程和趋势 |
| 1.1.2 重型燃气轮机透平叶片材料及制造技术 |
| 1.1.3 高温合金的连接技术 |
| 1.2 瞬时液相连接技术 |
| 1.2.1 瞬时液相连接技术的基本原理 |
| 1.2.2 瞬时液相连接技术的发展历程 |
| 1.2.3 瞬时液相连接过程的动力学描述 |
| 1.2.4 瞬时液相连接中间层合金的发展 |
| 1.3 镍基高温合金TLP连接研究现状 |
| 1.3.1 近20年来镍基高温合金TLP连接技术研究工作的统计分析 |
| 1.3.2 镍基高温合金TLP连接技术计算模拟的进展 |
| 1.3.3 当前国内外镍基高温合金TLP连接研究主要问题 |
| 1.4 Mar-M247镍基高温合金 |
| 1.5 本课题研究方案与内容 |
| 2 使用Ni-Cr-B三元中间层合金的TLP连接 |
| 2.1 实验设备和仪器 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 试验过程 |
| 2.3.1 试样编号规则 |
| 2.3.2 试验方案 |
| 2.3.3 TLP连接试样的准备 |
| 2.3.4 微观组织表征用试样的制备 |
| 2.3.5 力学性能试验 |
| 2.4 试验结果分析 |
| 2.4.1 连接压力的影响 |
| 2.4.2 连接温度的影响 |
| 2.4.3 连接时间的影响 |
| 2.4.4 扩散影响区沉淀析出相 |
| 2.4.5 连接后热处理PBHT |
| 2.5 本本章小结 |
| 3 复杂成分中间层合金的研制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 中间层的成分设计 |
| 3.2.1 中间层合金应含有的合金元素种类 |
| 3.2.2 预设成分的中间层合金熔点计算 |
| 3.2.3 TLP连接区高温蠕变持久强度模拟计算 |
| 3.2.4 过冷液相中晶体相形成驱动力计算 |
| 3.3 中间层合金的制备和表征 |
| 3.3.1 中间层箔带的制备 |
| 3.3.2 中间层合金的表征和试验方法 |
| 3.3.3 中间层合金非晶化能力分析 |
| 3.3.4 复杂成分中间层合金TLP连接区微观组织表征 |
| 3.3.5 复杂成分中间层合金TLP接头力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 使用复杂成分中间层合金的TLP连接 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验 |
| 4.3 试验结果分析 |
| 4.3.1 从接头力学性能角度优化TLP连接和PBHT工艺 |
| 4.3.2 中间层成分对TLP连接过程中组织演变的影响 |
| 4.3.3 TLP连接过程中合金元素的均匀化 |
| 4.3.4 TLP接头组织稳定性评估 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（8）第二代高性能镍基单晶高温合金的热处理优化及疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 镍基单晶高温合金的发展 |
| 1.2.1 镍基单晶合金的发展现状 |
| 1.2.2 镍基单晶合金的发展优势 |
| 1.3 镍基单晶合金的相组成和成分特点 |
| 1.3.1 镍基单晶合金相组成 |
| 1.3.2 镍基单晶合金的成分组成 |
| 1.4 单晶合金的强化机理 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 第二相沉淀析出强化 |
| 1.4.3 单晶合金的热处理 |
| 1.5 单晶合金的高周疲劳 |
| 1.6 本课题的意义和研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 型壳制备 |
| 2.3.1 型壳制备设备 |
| 2.3.2 型壳制备方法 |
| 2.4 单晶合金的制备 |
| 2.4.1 单晶合金的制备设备 |
| 2.4.2 单晶合金的制备方法 |
| 2.5 试样制备及设备 |
| 2.5.1 铸态试样 |
| 2.5.2 热处理设备及试样 |
| 2.5.3 疲劳性能设备及试样 |
| 2.5.4 其他设备 |
| 第三章 固溶处理工艺的优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 差热分析 |
| 3.3 单晶合金的铸态组织 |
| 3.4 均匀化处理对单晶合金的影响 |
| 3.4.1 均匀化温度对单晶合金组织的影响 |
| 3.4.2 均匀化温度对合金相成分的影响 |
| 3.5 固溶处理对单晶合金的影响 |
| 3.5.1 固溶温度对单晶组织的影响 |
| 3.5.2 固溶温度对单晶合金相成分的影响 |
| 3.5.3 固溶温度对单晶合金硬度的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 时效处理工艺的优化及时效硬化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 一次时效对单晶合金的影响 |
| 4.2.1 一次时效温度对单晶合金组织的影响 |
| 4.2.2 一次时效时间对单晶合金组织的影响 |
| 4.3 二次时效对单晶合金的影响 |
| 4.4 单晶合金的短时时效硬化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 镍基单晶合金的高周疲劳行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验方法 |
| 5.3 单晶合金的高周疲劳极限 |
| 5.3.1 光滑式样的疲劳极限 |
| 5.3.2 缺口试样的疲劳极限 |
| 5.4 单晶合金的缺口敏感性 |
| 5.5 单晶合金的高周疲劳断口 |
| 5.5.1 光滑试样的高周疲劳断口形貌 |
| 5.5.2 缺口试样的高周疲劳断口形貌 |
| 5.6 微观组织演变 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文及其他科研成果 |
（9）IC10单晶高温合金的TLP扩散焊工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 镍基单晶高温合金连接研究现状 |
| 1.2.1 熔化焊连接及修复镍基单晶高温合金 |
| 1.2.2 钎焊和固相扩散焊连接及修复镍基单晶高温合金 |
| 1.2.3 瞬时液相(TLP)扩散焊连接及修复镍基单晶高温合金 |
| 1.3 课题主要研究内容及方案 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 试验过程 |
| 2.4 微观组织分析及力学性能测试 |
| 2.4.1 微观组织分析 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 第3章 中间层中Al元素含量对TLP扩散焊IC10单晶合金接头的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 中间层中Al元素含量对接头微观组织的影响 |
| 3.2.1 BNi2粉末中间层连接IC10单晶合金的接头组织 |
| 3.2.2 BNi2+Al粉末中间层连接IC10单晶合金的接头组织 |
| 3.2.3 中间层中Al含量对接头界面结构的影响 |
| 3.3 中间层中Al元素含量对接头力学性能的影响 |
| 3.4 断口形貌分析 |
| 3.5 中间层中Al元素含量对接头硬度的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 引入BNi2+Al中间层的IC10单晶高温合金TLP扩散焊工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接工艺参数对接头组织形貌的影响 |
| 4.2.1 焊接温度对接头组织形貌的影响 |
| 4.2.2 保温时间对接头组织形貌的影响 |
| 4.3 焊接工艺参数对接头力学性能的影响 |
| 4.3.1 焊接工艺参数对接头常温力学性能的影响 |
| 4.3.2 焊接工艺参数对接头高温力学性能的影响 |
| 4.4 断口分析 |
| 4.4.1 常温剪切断口分析 |
| 4.4.2 高温拉伸断口分析 |
| 4.5 焊接工艺参数对接头硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 TLP扩散焊接头界面形成过程及机理分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 混合Al粉中间层的界面调控作用 |
| 5.3 TLP扩散焊接头形成过程 |
| 5.3.1 传统TLP扩散焊接头形成过程 |
| 5.3.2 混合Al粉中间层的TLP扩散焊接头形成过程 |
| 5.4 基于B元素扩散的理论分析 |
| 5.4.1 液相区最大宽度 |
| 5.4.2 完成等温凝固过程所需的理论时间 |
| 5.4.3 B元素浓度分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
（10）钽和钛对γ’相强化钴基单晶高温合金900℃蠕变行为的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 Co-Al-W基高温合金概述 |
| 2.1.1 高温合金的发展 |
| 2.1.2 传统钴基高温合金的发展 |
| 2.1.3 γ'相强化Co-Al-W基高温合金的发展 |
| 2.2 Co-Al-W基合金结构及成分特征 |
| 2.2.1 相组成 |
| 2.2.2 合金元素选取 |
| 2.2.3 合金元素成分分配 |
| 2.3 Co-Al-W基合金显微组织稳定性 |
| 2.3.1 γ'相溶解温度 |
| 2.3.2 γ'相体积分数 |
| 2.3.3 γ'相粗化长大行为 |
| 2.3.4 γ'相形貌与γ/γ'点阵错配度 |
| 2.3.5 γ/γ'错配应力与位错组态演变 |
| 2.4 Co-Al-W基合金蠕变性能及变形行为 |
| 2.4.1 蠕变性能 |
| 2.4.2 合金元素对蠕变性能的影响 |
| 2.4.3 初始组织对蠕变性能的影响 |
| 2.4.4 强化机制及位错结构 |
| 3 研究内容及实验方案 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.2.1 合金成分 |
| 3.2.2 单晶合金制备 |
| 3.2.3 固溶/时效热处理 |
| 3.2.4 蠕变性能测试 |
| 3.2.5 显微组织表征 |
| 3.2.6 γ/γ'晶格常数测定及错配度计算 |
| 4 Ta和Ti对Co-Al-W基单晶合金组织演变的影响 |
| 4.1 800～1000℃长时时效组织 |
| 4.2 γ'相粗化速率 |
| 4.3 合金元素扩散激活能 |
| 4.4 γ/γ'相错配度 |
| 4.5 分析讨论 |
| 4.5.1 合金元素的扩散 |
| 4.5.2 γ/γ'相界面能 |
| 4.6 小结 |
| 5 Ta和Ti对Co-Al-W基单晶合金蠕变性能的影响 |
| 5.1 初始显微组织与蠕变行为 |
| 5.2 蠕变断裂组织 |
| 5.3 微观组织形貌演变 |
| 5.4 位错组态 |
| 5.5 分析讨论 |
| 5.5.1 γ'相筏排化行为 |
| 5.5.2 合金化元素对蠕变性能的影响 |
| 5.6 小结 |
| 6 Co-Al-W-Ta-Ti单晶合金900℃/420MPa蠕变机制 |
| 6.1 蠕变变形行为 |
| 6.2 不同蠕变阶段的微观组织演变 |
| 6.3 不同蠕变阶段的位错组态演变 |
| 6.3.1 初始位错组态 |
| 6.3.2 蠕变应变ε=0.02% |
| 6.3.3 蠕变应变ε=0.2% |
| 6.3.4 蠕变应变ε=1.0% |
| 6.3.5 蠕变断裂 |
| 6.4 分析讨论 |
| 6.4.1 蠕变第Ⅰ阶段 |
| 6.4.2 蠕变第Ⅱ阶段 |
| 6.4.3 蠕变第Ⅲ阶段 |
| 6.4.4 蠕变第Ⅳ阶段 |
| 6.4.5 钴基、镍基高温合金高温蠕变机制对比 |
| 6.5 小结 |
| 7 初始组织对Co基单晶合金900℃/420MPa蠕变行为的影响 |
| 7.1 初始显微组织 |
| 7.1.1 微观组织 |
| 7.1.2 位错组态 |
| 7.2 蠕变性能 |
| 7.3 蠕变断裂后的显微组织 |
| 7.4 分析讨论 |
| 7.4.1 时效热处理对初始显微组织的影响 |
| 7.4.2 初始显微组织对蠕变性能的影响 |
| 7.5 小结 |
| 8 结论及工作展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 工作展望 |
| 9 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 |
四、镍基单晶合金CMSX-2持久拉伸断裂时相密度及γ′相含量分布测算（论文参考文献）
- [1]Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究[D]. 周晓舟. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]增材制造含Co新型镍基高温合金组织与性能研究[D]. 唐玲. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [3]W代Mo对Waspaloy镍基合金组织与性能的影响[D]. 龚志华. 钢铁研究总院, 2020(01)
- [4]多相Ni3Al基合金的热处理组织调控及蠕变行为研究[D]. 吴静. 天津大学, 2020(01)
- [5]电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响[D]. 潘栋. 吉林大学, 2020(08)
- [6]增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制[D]. 赵展. 北京科技大学, 2020(01)
- [7]Mar-M247镍基高温合金瞬时液相连接研究[D]. 张邦强. 重庆大学, 2018(09)
- [8]第二代高性能镍基单晶高温合金的热处理优化及疲劳性能研究[D]. 马亚硕. 江苏大学, 2018(03)
- [9]IC10单晶高温合金的TLP扩散焊工艺及机理研究[D]. 肖力源. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [10]钽和钛对γ’相强化钴基单晶高温合金900℃蠕变行为的影响[D]. 周海晶. 北京科技大学, 2018(02)