一、金属间化合物NiAl合金蠕变行为的研究（论文文献综述）
干梦迪,种晓宇,冯晶[1]（2021）在《航空航天高温结构材料研究现状及展望》文中研究表明高温结构材料对航空航天装备的发展至关重要.论述了镍基高温合金、钴基高温合金、高温金属间化合物、Mo-Si-B、难熔金属及难熔高熵合金、贵金属高温合金等几类最重要的高温结构材料研究现状,并从两个角度思考高温合金材料的发展趋势:（1）通过高稳定性的高温低导热涂层来提高材料的最高承温能力;（2）从化学键合本质上寻找本征更耐高温的材料,并改进其抗氧化性能和加工性能,如难熔碳/硼/氮化物及其复合材料等.对未来高温结构材料的发展方向进行了梳理,并为航空航天高温结构材料的研究提供参考.
张乾伟[2]（2021）在《Nb、Ti元素对NiAl-Cr（Mo）合金组织及力学性能的影响》文中研究表明NiAl合金具有低密度,高热导率、高熔点以及优良的抗氧化性能等优点,然而室温脆性及较低的高温强度严重影响了其工业应用。之前的研究表明合金化和制备复合材料是改善合金力学性能的有效方法,且过共晶成分合金可以增大Cr（Mo）增强相在合金中的占比,从而明显改善合金的综合性能。在此基础上,本文向NiAl-Cr（Mo）过共晶合金中添加不同含量的Nb、Ti元素,观察合金的铸态及定向凝固组织,随后对合金进行了热处理和力学性能测试,研究了合金成分、凝固工艺参数和热处理对合金微观组织和力学性能的影响规律以及合金的断裂行为,主要研究结果如下:铸态NiAl-32Cr-6Mo过共晶合金微观组织由初生Cr（Mo）枝晶和NiAl+Cr（Mo）共晶组成。添加Nb、Ti元素后铸态合金中共晶胞和共晶片层组织的形成被扰乱,胞界分布着块状Cr2Nb相和Ni2AlTi相。随添加量的增多,沉淀相的数量也会逐渐增加。对于定向凝固NiAl-Cr（Mo）-Nb合金,在抽拉速率为6μm/s时,通过初生相和共晶的竞争生长,最终在稳态生长时初生相均被淘汰,获得了全共晶凝固组织。由于合金成分偏离共晶点太大,定向凝固NiAl-32Cr-6Mo-3Nb-3Ti合金中得不到全共晶组织,且随抽拉速率的增大初生相含量更多。热处理后合金的相组成均未发生变化,铸态合金热处理后共晶片层发生明显的粗化和球化,但定向凝固合金热处理后组织比较稳定。此外,合金中沉淀相的分布变得更加均匀。添加Nb和Ti后,Cr2Nb相和Ni2AlTi沉淀相会明显提高合金的硬度、室温压缩强度和高温压缩强度,但Cr（Mo）初生相增多以及共晶组织退化对性能不利,因此添加微量元素后铸态合金的强度和硬度先增加后下降。但是,定向凝固合金中规则排列的全共晶组织使合金的强度和硬度得到了显着地提高。由于热处理后合金中沉淀相在组织中重新分布,合金的室温断裂强度和断裂应变均有不同程度提高。在合金的室温压缩断口可观察到解理面和撕裂棱,所有合金均呈现出典型的脆性断裂。热处理后Cr（Mo）相中NiAl颗粒的粗化和位错的增多使合金硬度出现一定程度下降,室温断口中可见有类韧窝状断口出现。高温压缩后共晶片层几乎都出现了波浪形变形带,片层错配明显增多。此外,有小块Cr（Mo）片层脱落,胞界处有细微裂纹产生。与合金室温性能的变化类似,适量的Nb加入能显着改善铸态合金的高温压缩强度。过量的Nb加入会导致枝晶增多,同时会影响共晶胞及共晶片层的形成,从而降低合金的高温强度。相比于铸态合金,具有规则全共晶组织的定向凝固合金的高温强度显着提高。
黄永安[3]（2021）在《多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用》文中研究表明金属多孔材料耐酸碱腐蚀和抗高温氧化性差,陶瓷多孔材料脆性大。金属间化合物兼具金属和陶瓷之优点。Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2（简称MSB）金属间化合物具有超高熔点、良好高温强度和蠕变抗力、优异抗高温氧化和耐酸碱腐蚀性能,近些年作为高温结构材料受到广泛关注。作为多孔材料,目前尚无报道。为实现多孔MSB金属间化合物不同孔隙率、孔结构的全方位可调控制备以满足不同应用场合的需求,本文采用常压烧结、SPS+HT（放电等离子烧结+均匀化处理）原位反应合成制备多孔MSB,研究了制备工艺及其参数与孔隙率、孔形貌、孔径和比表面积等孔特征的关系规律;揭示了不同工艺造孔机制、升温速率对孔结构演变的作用机制、梯度孔结构的形成机制,实现了多孔MSB的全方位可调控制备;研究了孔特征对力学和高温氧化行为的影响规律;以三维增强体为应用对象,利用无压熔渗法成功制备出高致密度MSB/Cu三维网络复合材料,并对其组织结构和力学性能进行了表征。取得了以下创新性成果:（1）采用常压烧结,以Mo、Si、B元素粉末固-固扩散原位反应合成了多孔MSB金属间化合物。随温度升高,1000～1200℃通过固-固反应形成MSB骨架,1200～1500℃孔形貌由颗粒堆积态向三维网状转变。随时间延长和压制压力增大,孔隙率、孔径和比表面积都减小。通过调整烧结时间（1～4 h）、压制压力（50～650 MPa）,总孔隙率、孔径和比表面积分别在52.3～65.3%、1.80～2.48 μm、0.183～0.263 m2/g范围内实现任意可调,而相组成不变、孔形貌微调。孔隙来源于生坯间隙、热膨胀和物相体积差三方面,不同于传统的粉末冶金造孔机制,Kirkendall造孔效应不显着,开孔隙率最大时它们的贡献比分别为52.7%、30.9%和16.4%。以NH4HCO3为造孔剂制备出双孔结构的MSB。随造孔剂体积含量在0～60%范围提高,造孔剂产生的大孔体积占比从2.3%增至69.4%,孔隙率显着增大,比表面积减小;随造孔剂粒度在48～230μm范围增大,大孔尺寸显着增大,而小孔和大孔体积占比不变,分别约为40%和60%,孔隙率略微增大,比表面积略有减小。（2）利用SPS+HT成功以Mo、Si、B元素粉原位反应合成了孔隙率、孔结构大范围可调的多孔MSB金属间化合物。SPS相形成以固-液反应为主,随后通过高温固相扩散最终获得Mo3Si、Mo5Si3和Mo5SiB2三相为骨架的多孔结构;HT不改变孔隙率的前提下调整了孔形貌。通过调整SPS温度（1250～1700℃）、压力（3～30 MPa）和升温速率（50～250℃/min）,SPS+HT多孔MSB的总孔隙率、平均孔径、骨架平均尺寸、比表面积等主要孔特征分别在19.9～65.0%、0.91～16.20 μm、3.15～25.15 μm、0.034～0.225 m2/g 范围内实现任意可调。升温速率是决定SPS反应合成多孔MSB孔结构演变的关键因素,当升温速率较慢,通过粉末机械咬合、固-液反应、高温扩散演变获得小尺寸多孔结构;当升温速率较快,通过熔化-重组演变机制获得大尺寸多孔结构,打破了传统的多孔材料孔结构尺寸对原料粉末粒度的依存关系。（3）通过调整SPS生坯中的粉末粒度和预压压力分布,获得非连续梯度多孔MSB金属间化合物。随粉末粒度降低,区间孔隙率、孔径、骨架尺寸均减小;随预压压力增大,区间孔隙率、孔径减小,而骨架尺寸增大。结合生坯中孔隙率连续梯度特征与合适的SPS温度、压力,制备出孔结构轴向对称的连续梯度多孔MSB,解决了连续梯度多孔材料形状受限、孔径和孔隙率梯度范围小等问题。随升温速率增大,沿梯度方向相组成和孔隙率保持恒定,而孔隙和骨架尺寸增加,梯度范围增大;随压力增大梯度孔结构并非单调变化,沿梯度方向孔隙率逐渐减小,孔径先增大后减小,骨架尺寸逐渐增大,梯度范围减小。多孔MSB形成非连续梯度孔结构的机制是保留生坯中的非连续梯度孔特征,形成连续梯度孔结构则是利用熔化-重组机制扩大生坯中的连续梯度孔特征。（4）SPS+HT多孔MSB金属间化合物室温压缩强度随孔隙率、孔径、孔径梯度增大而单调降低,随孔形貌因子J增大而提高。压缩断口类型为穿晶解理,断口多在烧结颈最小截面位置处形成。当孔隙率大于53.0%,室温压缩应力-应变曲线分为弹性变形阶段、“屈服”阶段和断裂失效阶段。多孔MSB的高温氧化行为取决于氧化膜的成分和粘度。1000℃,发生整体性的氧化,多孔MSB最终氧化为SiO2和MoO2为主的闭孔氧化物;1300℃,氧化局限于样品的表层,氧化层由表及里依次以SiO2、MoO2和Mo为主,基体的多孔结构保持完整。（5）以多孔MSB金属间化合物为增强体、无压熔渗制备的MSB/Cu三维网络复合材料致密度超过99%,熔渗后MSB的相组成与三维网络结构不变,MSB和Cu形成以机械咬合方式结合的相互缠绕三维网络结构。随增强体的孔隙率从29.8%提高至60.2%,MSB/Cu三维网络复合材料的室温硬度从536 HV1降至200 HV1,压缩强度从1246 MPa降至908 MPa,抗弯强度先增至501 MPa再略微降低。
沈莹莹[4]（2021）在《真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究》文中研究说明SiCf/γ-TiAl复合材料因其具有优良的综合性能而被认为是一种极具潜力的轻质高温结构材料。尤其是对轻量化有更高要求的航空航天领域,该类材料的应用可以显着提高燃油效率和推重比。然而受γ-TiAl合金较低的室温塑性和较高的热等静压温度影响,传统制备SiCf/γ-TiAl复合材料的方法都比较复杂且成本较高,复合材料尺寸难以做大,限制了该类复合材料的应用。本文中SiCf/γ-TiAl复合材料采用真空吸铸法制备而成。该方法中合金液的充型动力大且凝固速率快,避免了 SiC纤维与合金液之间严重的界面反应。本实验选取了两种不同的SiC纤维增强体,一种为传统的SiC纤维,另一种为在传统SiC纤维表面溅射钛合金涂层的SiC先驱丝。制备态的复合材料中纤维与基体合金结合较好,界面周围无显微裂纹。制备态下两种不同增强体复合材料的界面产物均由细晶TiC层和粗晶TiC层组成。为探究复合材料的界面热稳定性和界面产物长大规律,分别对两种复合材料进行了 700℃、800℃、900℃热暴露实验。研究结果表明,热暴露过程中两种复合材料界面反应层长大遵循Arrhenius规律。SiC（C）f/γ-TiAl复合材料的界面反应层长大激活能Q为 152.8kJ/mol,SiC（C/Ti）f/γ-TiAl 复合材料的Q为 239.8kJ/mol,后者界面热稳定性更好。热暴露过程中界面周围元素扩散更加充分,产物不断的长大同时也有新的界面产物生成。800℃,200h热暴露后,SiC（C）f/γ-TiAl复合材料界面反应产物包含5层,从纤维到基体一侧依次为:细晶TiC+Ti3Si层,粗晶TiC层,Ti2AlC层,Ti5Si4层和Ti3AlC层。SiC（C/Ti）f/TiAl复合材料界面反应产物共有4层产物组成,从纤维一侧到基体一侧依次是细晶TiC层、粗晶TiC层、Ti5Si4层和Ti3Sn+Ti2AlC 层。对界面热稳定性较好的SiC（C/Ti）f/γ-TiAl复合材料进行室温及800℃拉伸测试。结果显示,无论是室温拉伸还是800℃拉伸条件下,复合材料的拉伸强度均高于基体合金。室温下,只有部分界面结合强度适中的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约7%（50MPa）。失效机制主要包括纤维/界面反应层脱粘,裂纹偏转,纤维拔出。而800℃下,几乎所有的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约14%（100MPa）。800℃拉伸过程中其失效机制包括:界面（钛合金涂层/SiC纤维,SiC/钨芯）脱粘开裂,纤维拔出,钨芯塑性变形。同时发现,800℃拉伸时,钛合金涂层的微屈服对裂纹扩展起到了阻碍和延缓的作用。1000℃/180MPa/2h热等静压后,无论是室温拉伸还是800℃拉伸,复合材料的拉伸强度均小于基体合金拉伸强度。热等静压后复合材料界面急剧长大,在界面中存在许多显微裂纹。在拉伸载荷作用下,这些裂纹向基体及纤维中扩展,加速了基体合金的断裂,同时使纤维过早失去承载能力,使得复合材料的强度均低于基体合金的强度。室温拉伸下,复合材料拉伸强度降低了 18.9%（89MPa）,屈服强度下降8.7%（33MPa）。800℃拉伸下,复合材料的拉伸强度降低了约3.7%（18MPa）;屈服强度下降 7.5%（22MPa）。对复合材料进行800℃不同蠕变应力条件下蠕变测试研究。结果显示,高蠕变应力条件（250MPa,300MPa）下,复合材料在蠕变过程中,裂纹在界面反应层处萌生并向纤维内部和基体合金一侧扩展,使得纤维与基体合金几乎同时断裂。其蠕变性能与γ-TiAl基体合金相差不大。而低蠕变应力条件（150MPa,200MPa）下,界面反应层处的裂纹不容易扩展,载荷从基体合金转移到纤维上,纤维周围基体合金发生应力松弛。当基体到纤维的载荷转移速率和纤维断裂将载荷重新转移回基体的速率达到平衡时,蠕变达到稳定蠕变阶段。所以,低蠕变应力下纤维的存在使得复合材料稳态蠕变阶段延长,从而大大提高蠕变寿命。
董悦雷[5]（2020）在《定向凝固NiAl-V系共晶合金初始过渡区组织演化及相选择》文中研究指明材料的性能和组织是密切相关的,而初始非稳态的凝固过程在很大因素上决定着组织的最终凝固形态。因此,对初始过渡区内组织演变存在研究的意义。本文以定向凝固NiAl-V系共晶合金为研究对象,通过控制抽拉速率来研究初始过渡区内组织形态的转变,以及对稳态区内组织生长的影响。同时,通过计算初生相与共晶组织的界面生长温度,研究了二者之间的竞争生长机制。本文利用高温度梯度定向凝固装置制备了NiAl-32V亚共晶合金、NiAl-39V共晶合金、NiAl-43V过共晶合金。分别研究了抽拉速率对三种成分合金凝固过程中的组织演变,以及初生相和共晶组织的竞争生长关系。得到的主要结论如下:NiAl-32V亚共晶合金的初始过渡区在实验抽拉速率条件下（ν=6150μm/s）均为两个阶段。即第一阶段组织为胞状初生βNiAl+（α+β）共晶,随着凝固距离的增加,向第二阶段枝晶状初生βNiAl+（α+β）转变。而在稳态区内均表现为初生βNiAl相先于共晶组织生长,并随着生长速率的增加,枝晶逐渐细密。固液界面经历了胞枝、枝的变化;NiAl-39V共晶合金在低速生长速率条件下（ν=6μm/s）,其组织以短程有序的层片共晶形式存在,在生长速率为ν=10150μm/s条件下,组织以共晶胞形式存在,并随着生长速率的增加,共晶胞数量增加,胞的平均直径减小,片层间距减小。固液界面经历了平、胞的变化;NiAl-43V过共晶合金的初始过渡区会经历阶段的演化,即低速抽拉速率（ν=26μm/s）,初始过渡区由胞状初生αV+（α+β）共晶、枝晶αV+（α+β）共晶两个阶段组成。中速抽拉速率下（ν=1060μm/s）由条状初生αV相、胞状初生αV+（α+β）共晶、枝晶αV+（α+β）共晶三个阶段组成。高速抽拉速率下（ν=90150μm/s）条状初生αV逐渐消失,演变为中速的后两个阶段。在稳态区内均表现为αV相先于共晶组织生长,并随生长速率的增加,初生αV枝晶逐渐细密。固液界面经历了胞枝、枝的变化。同时,通过B-H理论模型得到对称型NiAl-V系合金的共晶耦合生长区,本文以NiAl-35V和NiAl-43V为验证对象,发现NiAl-35V和NiAl-43V合金分别在生长速率为4μm/s和2μm/s时的凝固起始阶段存在着初生相与共晶的竞争生长,直到生长距离为32 mm和37 mm处初生相消失,只存在耦合共生的共晶组织。实验结果与理论计算值吻合较好。
雷鸣科[6]（2020）在《NiAl-xSc和Ni-（50-x）Al-xSc合金的凝固组织与力学性能》文中提出用真空电弧炉熔炼水冷铜坩埚凝固法,制备NiAl-xSc（x≤33.3 at%）和Ni-（50-x）Al-xSc（x≤15 at%）两系列合金。用光学显微镜、X射线衍射仪、扫描电子显微镜和X射线能谱仪分析合金组织和相组成;用差式扫描量热分析仪测试合金热参数,对合金生长界面类型和凝固过程进行分析;测试并分析合金力学性能。NiAl-xSc（x≤20）合金的凝固态组织为NiAl（Sc）+（NiAl（Sc）+NiAlSc）+AlNi2Sc;NiAl-25Sc合金凝固态组织为（NiAl（Sc）+NiAlSc）+AlNi2Sc。NiAl-xSc（x≤25）合金凝固顺序为NiAl（Sc）→（NiAl（Sc）+NiAlSc）→AlNi2Sc。NiAl-33.3Sc合金的凝固态组织为NiAlSc+（NiAl（Sc）+AlNi2Sc）+Sc（未熔）。NiAl-33.3Sc合金凝固顺序为NiAl（Sc）→NiAlSc→AlNi2Sc。Ni-（50-x）Al-xSc（x≤15）合金主要为NiAl（Sc）+AlNi2Sc,其中Ni-35Al-15Sc合金有少量（AlNi2Sc+Ni-16.93Al-21.53Sc）类共晶。Ni-（50-x）Al-xSc（x≤15）合金凝固顺序为NiAl（Sc）→AlNi2Sc。其中,Ni-35Al-15Sc合金中残余液相形成（AlNi2Sc+Ni-16.93Al-21.53Sc）类共晶。经980℃×120 h均匀化热处理后,NiAl-xSc（x≤25）合金中类共晶组织中NiAl（Sc）球化。NiAl-33.3Sc合金中（NiAl（Sc）+AlNi2Sc）球化。由BCT枝晶生长模型分析可知,凝固态合金试样底部指向心部过冷度梯度减小,过冷度由成分过冷ΔTc主导。NiAl（Sc）枝晶从试样底部指向心部凝固组织形貌由粒状转向粗大的树枝晶。NiAlSc的熔化焓为12 845.76 J·mol-1,Jackson因子α=0.4<2,凝固界面为粗糙界面。NiAl-xSc合金的（NiAl（Sc）+NiAlSc）片层状类共晶具有规则共晶的形貌特征。AlNi2Sc的熔化焓为7 542.59 J·mol-1,Jackson因子α=0.2<2,凝固界面为粗糙界面。NiAl的硬度和弹性模量分别为225.4 HV和208.3 GPa。NiAl溶入Sc原子,NiAl（Sc）的硬度增大,而弹性模量降低。凝固态NiAl-xSc合金中NiAl（Sc）的硬度最大为853.4 HV,弹性模量最低为169.5 GPa。合金中类共晶组织的硬度高于NiAl的硬度,弹性模量小于NiAl的弹性模量。均匀化热处理后,NiAl（Sc）和类共晶组织硬度降低,NiAl（Sc）弹性模量降低。凝固态Ni-（50-x）Al-xSc合金中NiAl（Sc）的硬度最大为641.7 HV,弹性模量最低为171.8 GPa。合金中AlNi2Sc硬度高于NiAl硬度,弹性模量小于NiAl的弹性模量。均匀化热处理后,合金中NiAl（Sc）和AlNi2Sc硬度增加,NiAl（Sc）弹性模量降低。Sc原子大量加入形成NiAlSc和AlNi2Sc等中间相,凝固态的NiAl-xSc合金和Ni-（50-x）Al-xSc合金抗压强度降低。合金的断裂方式均为脆性断裂,断口为河流状解理断面。
吴亚丽[7]（2020）在《B2型NiSc/NiAl掺杂金属间化合物力学性能的第一性原理及实验研究》文中研究指明B2型NiSc和NiAl金属间化合物在高温结构材料领域有着光明的应用前景,但是它们却具有共同的缺点—室温塑性差,这会极大地阻碍其广泛应用。本文首先运用基于密度泛函理论的第一性原理方法系统研究了Al掺杂浓度对NiSc金属间化合物（Al浓度为0 at.%、3.125 at.%、4.167 at.%、6.25 at.%和12.5 at.%）以及Sc掺杂浓度对NiAl金属间化合物（Sc浓度为0 at.%、2.78 at.%、3.125 at.%、4.167at.%和6.25 at.%）的晶格结构、相稳定性、择优占位、力学模量以及塑性等方面的影响,并从微观电子成键角度揭示了掺杂量对两种金属间化合物力学性能影响的本质原因。然后基于理论研究结果,从实验上研究了不同Al掺杂浓度的NiSc合金和不同Sc掺杂浓度的NiAl合金亚快速凝固组织特性及演变规律,分析了掺杂浓度对两种合金中B2相的弹性模量和塑性的影响,验证了第一性原理预测结果的正确性。主要的结果如下:Ni-Sc系金属间化合物计算结果表明,Ni-Sc系五种金属间化合物均具有热力学稳定性和力学稳定性,其中以NiSc在常温下的热力学稳定性最好。五种化合物均具有本征延性,其中以NiSc2的延性最好,NiSc次之。Ni-Sc系金属间化合物的抗体积变形力、抗剪切力、刚度以及共价键强随Sc含量的减少逐渐增强。Ni2Sc,NiSc和NiSc2化合物几乎没有磁性,而Ni5Sc和Ni7Sc2则是磁性化合物。对比分析后发现NiSc是五种Ni-Sc系合金中塑性较为理想且具有B2结构的RM非磁性金属间化合物。Al掺杂B2-NiSc金属间化合物和Sc掺杂B2-NiAl金属间化合物的计算结果表明,所研究浓度的Al掺杂引起NiSc化合物的晶格畸变率在3.25%以内,所研究浓度的Sc掺杂引起NiAl化合物的晶格畸变率在2.5%以内。所有Al掺杂NiSc体系以及Sc掺杂NiAl体系均满足热力学稳定性和力学稳定性。在Al掺杂NiSc体系中,Al原子更倾向于优先占据Sc位;在Sc掺杂NiAl体系中,Sc原子更倾向于优先占据Al位。力学性能方面,对于Al取代Sc掺杂的NiSc体系,Al元素的加入可以提高B2-NiSc金属间化合物的延展性,并且随Al掺杂浓度的增加,合金中Ni与Sc原子间的共价键逐渐减弱,金属键逐渐增强,延展性逐渐得到提高。此外,NiSc、Ni16Sc15Al和Ni8Sc7Al化合物的刚度、共价键强以及熔点相接近,而Ni12Sc11Al和Ni4Sc3Al相接近,并且后两者均比前三者的值小。对于Sc掺杂NiAl体系的力学性能,Sc元素添加后,由于合金体系中Ni、Al原子间的共价键受到抑制,金属性增强,因此NiAl合金的延展性得到提高,并且随Sc含量的增加总体上呈现增强趋势。在同一掺杂浓度下,Sc取代Ni掺杂化合物的延展性比Sc取代Al掺杂化合物的更好。NiAl掺杂化合物的抗体积变化力、抗剪切力、刚度、共价键强以及熔点等随Sc浓度的逐渐增加总体呈减弱趋势。同一掺杂浓度下,与Sc取代Ni掺杂化合物相比,Sc取代Al掺杂化合物对体积变化和剪切变形的抵抗力更大,刚度和共价键更强,熔点更高。Al掺杂合金Ni50Sc50-xAlx（x=3.125、4.167和6.25）和Sc掺杂合金Ni50Al50-xScx（x=4.167和6.25）的实验结果表明,无论是水冷铜模凝固态组织还是均匀化退火热处理组织,两类掺杂合金中除具有基体B2相外都还具有第二相,且随掺杂量的增加,Ni50Sc50-xAlx系列合金中B2-NiSc相逐渐减少,Ni2Sc相逐渐增多,Ni50Al50-xScx系列合金中B2-NiAl相逐渐减少,Ni2Al Sc相逐渐增多。Ni50Sc50-xAlx掺杂合金B2-NiSc相中置换固溶进的Al原子浓度随Al掺杂量的增加而增多,并且Al原子置换取代Sc原子的几率略高于Ni原子。Ni50Al50-xScx掺杂合金B2-NiAl相中置换固溶进的Sc原子浓度随Sc掺杂量的增加而增多,但由于B2-NiAl有均相区,所以仅据EDS分析结果无法判断Sc元素到底置换取代Ni和Al哪种原子的几率更高。力学性能方面,均匀化退火后,Ni50Sc50-xAlx和Ni50Al50-xScx系列掺杂合金中B2相的弹性模量虽均低于掺杂前,但塑性却都得到了一定提高。此实验结果与与第一性原理的预测结果相吻合。理论和实验研究表明,尽管纯NiAl具有比纯NiSc更高的熔点和力学模量,但纯NiSc却具有比纯NiAl更好的本征塑性。对于同一掺杂浓度下的塑性,Al取代Sc掺杂的NiSc相要大于Sc取代Al掺杂的NiAl相,但是却小于Sc取代Ni掺杂的NiAl相。
杨木金[8]（2019）在《G相强化型Fe-Ni-Si基BCC结构钢的合金设计、时效行为及力学性能研究》文中研究说明钢铁材料强度高、塑韧性好,同时具有资源丰富、价格低廉、易于加工等优点,广泛应用于航空航天、化工、石油、海洋等工程机械行业。近年来,随着工程机械行业的更新换代,大型工程结构件对钢铁材料力学性能的要求也越来越高。析出强化是提高钢铁合金强度最为简单有效的方法之一,其中寻找与基体“匹配”的纳米强化相是目前最受关注的研究方向。最近的研究发现,硅化物G相与马氏体钢基体（BCC-Fe）存在共格关系,并以纳米颗粒的形式弥散分布在马氏体钢中,具备作为纳米强化相的“潜质”。然而,目前关于G相强化型BCC结构钢的研究报道较少,特别是G相在BCC结构钢中的析出行为尚不明晰。因此,本研究通过热力学计算和实验研究相结合,设计并制备了一系列G相强化型Fe-Ni-Si基BCC结构钢新体系。并利用透射电镜与原子探针等技术解明了纳米G相在BCC结构钢中的析出行为。在此基础上,通过对合金成分、热处理工艺以及轧制工艺的优化,系统研究了 G相强化型Fe-Ni-Si基BCC结构钢的力学性能。本研究的主要结果如下:（1）本研究采用Calphad方法并结合商用Fe基合金热力学数据库,对G相强化型Fe-Ni-Si基BCC结构钢系统地开展了合金设计研究,设计了一系列具有“高温奥氏体基体（FCC）+G 相”组织特征的 Fe-7Ni-2Si-1X（X=Ti,Nb,Ta,Zr,Mn）合金、具有“铁素体基体（BCC）+G相”组织特征的Fe-20Cr-3Ni-3Si-2X（X=Ti,Nb,Ta Zr,Mn）合金以及具有“铁素体基体（BCC）+G相+NiA1相+富Cu相”组织特征的Fe-20Cr-3Ni-3Si-1Ti-2X（X=Cu,Al）合金。实验研究与计算结果取得了良好的一致性。（2）在合金设计的基础上,本研究制备了一系列Fe-7Ni-2Si-1X（X=Ti,Nb,Ta,Zr,Mn）四元马氏体合金,并对其微观组织、晶体结构和相变温度等进行了系统研究。研究结果表明,Fe-7Ni-2Si-1X系列合金经1000℃退火处理后的水淬组织为体心立方结构的板条马氏体,且合金的奥氏体化温度约为800℃。同时,利用透射电镜与原子探针等技术解明了 Fe-7Ni-2Si-1X系列合金在500℃时效过程中的G相析出行为。其中,Fe-7Ni-2Si-1 Ti合金中的Ni16Ti6Si7G相半径约为1.4±C.7nm且数量密度高达1.9×1024m-3,合金的室温抗拉强度约为1800MPa,同时兼具4%拉伸塑性。（3）在合金设计的基础上,本研究制备了一系列Fe-20Cr-3Ni-3Si-2X（X=Ti,Nb,Ta,Zr,Mn）五元铁素体合金。结合透射电镜与原子探针等技术,首次获得了纳米Ni16X6Si7G相在Fe-20Cr-3Ni-3Si-2X系列合金中的化学成分、形貌、结构、共格关系等重要基础信息。其中,Fe-20Cr-3Ni-3Si-2Ti合金中的纳米G相颗粒半径与数量密度分别约为1.64±0.45nm与6.05×1023m-3,且合金在660℃时的蠕变阀值约为140MPa,远高于商用P92钢在650℃时100MPa的蠕变阈值。（4）在合金设计的基础上,本研究制备了一系列Fe-20Cr-3Ni-3Si-1Ti-2X（X=Cu,A1）铁素体合金。利用原子探针技术对Fe-20Cr-3Ni-3Si-1Ti-2X系列合金中的G相、富Cu相以及NiA1相的晶体结构、共格关系、析出序列、协同作用等析出行为开展了深入研究。首次在Fe-20Cr-3Ni-3Si-1Ti-2Cu-2A1合金中发现了一种由心部到外层依次为G/B2-NiA1/（Cu）/B2-NiA1的多层核壳纳米结构。同时,本研究制备的Fe-20Cr-3Ni-3Si-0.75Ti-1Cu-1A1合金的室温拉伸强度高达1300MPa,并兼具5%的拉伸塑性。
赵春山[9]（2019）在《活性元素掺杂NiAl粘结层制备及抗氧化性能研究》文中研究指明热障涂层广泛用于地面燃气轮机和航空发动机的高温合金部件,降低其表面温度,避免受到高温燃气的腐蚀和氧化,进而提高发动机的工作效率和服役寿命。在高温和热循环的环境中长时间服役后,热障涂层陶瓷层会发生剥落,失去保护作用。粘结层的抗氧化性能是影响热障涂层耐久性的最重要因素,而粘结层的抗氧化性能直接决定于其化学成分。因此优化粘结层的化学成分以提高其抗氧化性能是改善热障涂层寿命的重要手段。随着涡轮前进口温度的不断提高,传统的MCrAlY（M:Ni或者Co）粘结层材料已经不能满足要求。NiAl（1:1 at.%）具有高熔点、低密度、低成本和抗氧化性能好等优点,被认为是最有潜力的新型粘结层材料。然而,虽然NiAl在高温下能生成一层连续的氧化层,但其粘附性较差,在热循环过程中容易剥落,因此需要加入第三种元素进行改性。研究表明,在NiAl中掺杂微量的活性元素（Reactive Element,RE）能显着提高氧化层的粘附性。大气等离子喷涂具有操作简单、成本低等优点,被广泛用于热障涂层粘结层的制备,如MCrAlY粘结层。与MCrAlY相比,采用大气等离子喷涂制备NiAl粘结层相对困难,目前报道很少。所以优化工艺参数制备NiAl粘结层并提高其抗氧化性能十分有意义。本文的研究目的是开发一种成本低廉且具有优异抗氧化性能的粘结层材料,从而提高热障涂层的使用温度和寿命。一方面,在NiAl中掺杂微量的活性元素（如Hf）提高其抗氧化性能。另一方面,采用成本低廉的大气等离子喷涂制备NiAl-RE粘结层。为了验证NiAl-RE粘结层的抗氧化性能,本文分别在有无陶瓷层的情况下进行高温氧化测试,并与传统的NiCoCrAlY样品做对比。结果表明NiAl-RE粘结层的抗氧化性能明显优于NiCoCrAlY粘结层,采用NiAl-RE粘结层可以大幅提高热障涂层寿命。然而由于NiAl材料的高温力学性能较差,NiAl-RE粘结层容易发生表面起皱,不利于进一步提高热障涂层的寿命。因此进一步制备了Al2O3弥散强化的NiAl材料,并添加HfO2以改善抗氧化性能。本文的主要研究内容和结论如下:（1）通过真空电弧熔炼的方法制备了活性元素掺杂的NiAl合金,研究了活性元素Lu和Hf以及添加元素Cr对NiAl合金的抗氧化性能的影响。结果表明,Lu和Hf都能降低NiAl合金的氧化速率,但NiAl-Lu的氧化速率是NiAl-Hf的4倍。采用辉光放电光谱法沿氧化层进行元素深度分析,发现S和C不仅在氧化层和合金界面聚集,而且会偏聚在氧化层中靠近界面处。Lu和Hf能有效地抑制这种现象,从而提高界面结合强度。另外,Cr元素能显着弱化Lu的有益作用。（2）通过大气等离子喷涂在两种不同的高温合金基体（DZ125L,不含Hf;DZ125,含Hf）上制备了NiAl和NiAl-Hf粘结层,分析对比了Hf的不同添加模式（粘结层或基体中）对NiAl粘结层抗氧化性能的影响,并与传统的NiCoCrAlY样品作对比。结果表明,NiAl-Hf粘结层的抗氧化性能明显优于NiCoCrAlY样品。Hf元素不管是添加在粘结层中还是在基体中都能显着提高NiAl粘结层的抗氧化能力,但直接添加在粘结层中效果更明显。（3）采用大气等离子喷涂制备了四种不同粘结层成分（NiAl、NiAl-Lu、NiAl-Hf和NiCoCrAlY）的热障涂层系统,研究了粘结层成分对热障涂层的失效模式和最终寿命的影响。与NiCoCrAlY热障涂层相比,纯NiAl样品的热循环寿命要稍低,而NiAl-Lu和NiAl-Hf样品的寿命分别为1.7和2.5倍。热障涂层寿命的提高主要是由于活性元素降低了粘结层的氧化速率和提高了氧化层的粘附性,改变了界面开裂位置。（4）通过机械合金化和放电等离子烧结制备了氧化物弥散增强（Oxide Dispersion Strenghthened,ODS）NiAl块体材料,研究了Al2O3和HfO2添加对其表面起皱和氧化层剥落行为的影响。与熔炼NiAl合金相比,ODS NiAl在氧化过程中表面起皱速率较大,Al2O3的添加反而加速这种现象。纯ODS NiAl形成的氧化层粘附性很差,添加0.5 wt.%HfO2对提高抗剥落能力的作用十分有限,而添加较高含量的Al2O3（如20vol.%）显着提高氧化层的抗剥落能力。这主要是由于Al2O3的添加降低了氧化层和基体之间的热不匹配应力,减小了剥落的驱动力。
李永存[10]（2014）在《Zr、Nb、Ti对NiAl-9Mo合金组织和性能的影响》文中研究指明本文研究了微量Zr、Nb、Ti元素对NiAl-9Mo合金的显微组织、硬度和高温压缩性能的影响。铸态NiAl-Mo-Zr合金的组织为典型共晶胞组织，由深灰色NiAl基体、白色粒状或棒状的Mo相以及胞界上不连续分布的Heusler（Ni2AlZr）相组成。吸铸合金与铸态合金的组织组成相同，且吸铸合金的组织要比铸态合金的组织细得多。热处理后，NiAl相和Mo相的组织形貌几乎没有变化，然而Heusler相发生分解。Zr含量的增加，铸态NiAl-Mo合金的硬度增大。吸铸合金的硬度和抗压缩能力优于铸态合金。铸态NiAl-Mo-Nb合金的显微组织是由黑色的NiAl基体和白色Mo相组成，没有Laves相存在。随着Nb元素含量的增加，合金的胞状共晶形貌发生改变，胞状不再明显，Mo相有变大的趋势。经过热处理后，组织形貌与铸态时基本一致，Nb的加入使NiAl-Mo的相和组织形貌趋于稳定。吸铸态合金的组织组成与铸态NiAl-Mo-Nb合金相同，但共晶胞尺寸变小，Mo相明显细化。吸铸NiAl-Mo-1.0Nb合金的硬度和高温压缩性能显着高于铸态NiAl-Mo-1.0Nb合金。铸态NiAl-Mo-Ti合金的组织为典型的共晶胞组织，由灰黑色NiAl基体、灰白色Mo相，没有Heusler（Ni2AlTi）相出现。吸铸合金与铸态合金的组织组成相同，且吸铸合金的组织要比铸态合金的组织细得多。热处理后，NiAl和Mo相的组织形貌基本没有变化。Ti含量的增加使得铸态NiAl-Mo-Ti合金的硬度增加，吸铸合金的硬度明显高于铸态合金。加入Zr、Nb、Ti合金的硬度和压缩屈服强度均高于NiAl-9Mo合金，且铸态NiAl-Mo-0.5Zr合金的洛氏硬度最大；吸铸NiAl-Mo-1.0Zr合金的硬度高于吸铸态的NiAl-Mo-1.0Nb和NiAl-Mo-1.0Ti合金。
二、金属间化合物NiAl合金蠕变行为的研究（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、金属间化合物NiAl合金蠕变行为的研究（论文提纲范文）
（1）航空航天高温结构材料研究现状及展望（论文提纲范文）
| 0 引 言 |
| 1 高温结构材料研究现状 |
| 1.1 镍基高温合金 |
| 1.2 钴基高温合金 |
| 1.3 金属间化合物 |
| 1.4 难熔金属与难熔高熵合金 |
| 1.5 贵金属高温合金 |
| 2 展 望 |
| 2.1 通过低导热高热稳定性涂层提高承温能力 |
| 2.2 本征耐高温的结构材料 |
| 3 结 论 |
（2）Nb、Ti元素对NiAl-Cr（Mo）合金组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 NiAl合金的晶体结构和性能特点 |
| 1.2.1 NiAl合金的晶体结构 |
| 1.2.2 NiAl合金的基本性质 |
| 1.2.3 NiAl合金的力学性能 |
| 1.3 NiAl合金的强韧化方法和机理 |
| 1.3.1 NiAl合金化 |
| 1.3.2 NiAl合金的热处理 |
| 1.3.3 制备复合材料 |
| 1.4 定向凝固NiAl基合金的研究进展 |
| 1.5 本文研究内容及意义 |
| 1.5.1 研究的目的及意义 |
| 1.5.2 研究的主要内容 |
| 2 实验与分析方法 |
| 2.1 合金成分的选择 |
| 2.2 母合金熔炼 |
| 2.3 定向凝固实验 |
| 2.4 热处理 |
| 2.5 试验仪器与设备 |
| 2.6 微观组织表征 |
| 2.6.1 金相组织观察 |
| 2.6.2 相组成分析 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 合金的显微硬度测试 |
| 2.7.2 合金的室温压缩测试 |
| 2.7.3 合金的高温压缩测试 |
| 3 Nb/Ti添加后NiAl-Cr(Mo)合金的微观组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb/Ti添加后铸态合金的微观组织 |
| 3.3 Nb/Ti添加的定向凝固合金微观组织与演变过程 |
| 3.3.1 定向凝固合金的相选择与竞争生长 |
| 3.3.2 定向凝固合金微观组织 |
| 3.4 热处理后合金的微观组织 |
| 3.4.1 热处理后铸态合金的微观组织形貌 |
| 3.4.2 热处理后定向凝固合金的微观组织形貌 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Nb/Ti添加后NiAl-Cr(Mo)合金的力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的显微硬度 |
| 4.3 合金的室温压缩性能 |
| 4.3.1 合金的应力-应变曲线 |
| 4.3.2 断裂行为分析 |
| 4.4 定向凝固合金的高温压缩 |
| 4.4.1 定向凝固合金的高温压缩组织 |
| 4.4.2 定向凝固合金的高温压缩性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（3）多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 多孔材料概述 |
| 2.2 金属多孔材料 |
| 2.2.1 金属多孔材料的制备方法 |
| 2.2.2 金属多孔材料的造孔机制 |
| 2.2.3 金属多孔材料的应用 |
| 2.3 陶瓷多孔材料 |
| 2.3.1 陶瓷多孔材料的制备方法 |
| 2.3.2 陶瓷多孔材料的造孔机制 |
| 2.3.3 陶瓷多孔材料的应用 |
| 2.4 多孔金属间化合物研究现状 |
| 2.4.1 多孔Fe-Al金属间化合物 |
| 2.4.2 多孔Ni-Al金属间化合物 |
| 2.4.3 多孔Ti-Al金属间化合物 |
| 2.4.4 多孔Ti-Al-C金属间化合物 |
| 2.4.5 多孔Ti-Si-C金属间化合物 |
| 2.5 Mo-Si-B金属间化合物研究现状 |
| 2.5.1 制备技术 |
| 2.5.2 力学行为 |
| 2.5.3 高温氧化行为 |
| 2.6 研究意义与内容 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 实验材料与设备 |
| 3.2 技术路线与制备方法 |
| 3.3 组织结构与孔特征分析表征 |
| 3.3.1 相组成 |
| 3.3.2 组织形貌 |
| 3.3.3 孔隙率 |
| 3.3.4 孔径 |
| 3.3.5 骨架尺寸 |
| 3.3.6 比表面积 |
| 3.4 性能表征 |
| 3.4.1 渗透性 |
| 3.4.2 力学性能 |
| 3.4.3 高温氧化 |
| 4 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2金属间化合物的常压烧结制备 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 工艺参数对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.1 烧结温度对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.2 烧结时间对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.3 压制压力对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.3 造孔机制分析 |
| 4.4 造孔剂对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 4.4.1 造孔剂对相组成的影响 |
| 4.4.2 造孔剂含量对孔特征的影响 |
| 4.4.3 造孔剂粒度对孔特征的影响 |
| 4.5 造孔剂对渗透性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2金属间化合物的SPS+HT制备 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 SPS反应合成多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织演变规律 |
| 5.2.1 相形成规律 |
| 5.2.2 孔结构演变规律 |
| 5.3 HT对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 5.3.1 HT对相组成的影响 |
| 5.3.2 HT对孔特征的影响 |
| 5.4 SPS参数对SPS+HT多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2孔特征的影响 |
| 5.4.1 SPS温度对孔特征的影响 |
| 5.4.2 SPS压力对孔特征的影响 |
| 5.4.3 SPS升温速率对孔特征的影响 |
| 5.5 SPS造孔机制分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物的SPS制备 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 非连续梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2的制备 |
| 6.2.1 SPS预压压力对非连续梯度孔特征的影响 |
| 6.2.2 粉末粒度对非连续梯度孔特征的影响 |
| 6.2.3 非连续梯度孔结构演变机制 |
| 6.3 连续梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2的制备 |
| 6.3.1 SPS升温速率对连续梯度孔特征的影响 |
| 6.3.2 SPS压力对连续梯度孔特征的影响 |
| 6.3.3 连续梯度孔结构演变机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 SPS+HT多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物的性能 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2室温压缩行为 |
| 7.2.1 孔隙率对压缩行为的影响 |
| 7.2.2 孔径对压缩行为的影响 |
| 7.2.3 孔形貌对压缩行为的影响 |
| 7.2.4 连续梯度孔结构对压缩行为的影响 |
| 7.3 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2高温氧化行为 |
| 7.3.1 1000℃氧化动力学 |
| 7.3.2 1000℃氧化机制分析 |
| 7.3.3 1300℃氧化动力学 |
| 7.3.4 1300℃氧化机制分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物在复合材料中的应用案例 |
| 8.1 前言 |
| 8.2 MSB/Cu三维网络复合材料的相组成 |
| 8.3 MSB/Cu三维网络复合材料的组织形貌 |
| 8.4 MSB/Cu三维网络复合材料的室温力学行为 |
| 8.4.1 硬度 |
| 8.4.2 压缩行为 |
| 8.4.3 弯曲行为 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 结论与创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 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）真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 引言 |
| 1.1 γ-TiAl金属间化合物简介 |
| 1.1.1 γ-TiAl合金的结构组成及特点 |
| 1.1.2 γ-TiAl合金的发展概况 |
| 1.1.3 γ-TiAl合金的组织及力学性能 |
| 1.1.4 γ-TiAl合金的应用和面临的挑战 |
| 1.2 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料 |
| 1.2.1 SiC纤维 |
| 1.2.2 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的界面研究 |
| 1.2.4 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的国内外研究进展 |
| 1.3 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料目前所面临的问题 |
| 1.4 真空吸铸法 |
| 1.3.1 真空吸铸法简介 |
| 1.3.2 真空吸铸法制备γ-TiAl合金 |
| 1.5 本文研究意义和内容 |
| 第2章 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备与测试表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体合金 |
| 2.1.2 SiC纤维增强体 |
| 2.2 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备流程 |
| 2.2.1 模具设计及纤维固定 |
| 2.2.2 真空吸铸复合材料成型过程 |
| 2.4 显微组织以及元素扩散表征 |
| 2.5 界面反应产物分析 |
| 2.6 热处理及热暴露实验 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 拉伸测试 |
| 2.7.2 蠕变测试 |
| 第3章 SiC_f/γ-TiAl复合材料界面反应和热稳定性研究 |
| 3.1 制备态SiC(C)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.1.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.1.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.2 800℃热暴露过程SiC(C)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.3 SiC(C)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.4 制备态SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.4.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.4.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.5 800℃热暴露过程SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.6 SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.7 两种复合材料界面反应层随温度变化规律 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能及断裂行为研究 |
| 4.1 制备态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.2 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料理论强度估算 |
| 4.3 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料室温拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.4 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.5 热等静压态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.6 热等静压态SiC_f/γ-TiAl复合材料室、高温断口形貌及断裂过程 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃蠕变性能研究 |
| 5.1 真空吸铸法制备γ-TiAl合金及其复合材料800℃蠕变性能 |
| 5.2 蠕变速率及应力指数 |
| 5.3 蠕变断口分析 |
| 5.4 蠕变断裂过程分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文和取得的其他研究成果 |
（5）定向凝固NiAl-V系共晶合金初始过渡区组织演化及相选择（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 NiAl自生复合材料概念及其发展 |
| 1.1.1 NiAl金属间化合物的特点 |
| 1.1.2 NiAl合金的制备 |
| 1.1.3 NiAl合金研究进展及应用 |
| 1.2 定向凝固下合金初始过渡区的研究 |
| 1.2.1 初始过渡区的物理意义 |
| 1.2.2 初始过渡区形成机理 |
| 1.3 定向凝固下合金稳态区的研究 |
| 1.3.1 固-液界面的结构 |
| 1.3.2 界面稳定性 |
| 1.3.3 MS理论 |
| 1.3.4 共晶成分合金的结晶特点 |
| 1.3.5 非共晶合金的结晶特点 |
| 1.4 定向凝固技术的发展 |
| 1.5 研究意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.6 实验可行性的理论依据 |
| 2 实验材料与研究方法 |
| 2.1 合金成分选择 |
| 2.2 实验用料及原始试样的制备 |
| 2.3 定向凝固实验 |
| 2.3.1 实验方案 |
| 2.3.2 实验过程 |
| 2.3.3 试样处理及分析 |
| 3 NiAl-V系共晶合金的初始过渡区组织形态 |
| 3.1 定向凝固NiAl-V系共晶合金初始过渡区的相组成 |
| 3.1.1 NiAl-V系共晶合金三元相图及简化 |
| 3.1.2 NiAl-V系共晶合金的相组成 |
| 3.1.3 NiAl-V系共晶合金能谱分析 |
| 3.2 抽拉速率对NiAl-V系共晶合金初始过渡区组织演化的影响 |
| 3.2.1 抽拉速率对NiAl-32V亚共晶合金初始过渡区组织演化的影响 |
| 3.2.2 抽拉速率对NiAl-43V过共晶合金初始过渡区组织演化的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 NiAl-V系共晶合金稳态区组织形态 |
| 4.1 生长速率对NiAl-V系共晶合金稳态区组织演化的影响 |
| 4.1.1 生长速率对NiAl-32V亚共晶合金稳态区组织演化的影响 |
| 4.1.2 生长速率对NiAl-39V共晶合金稳态区组织演化的影响 |
| 4.1.3 生长速率对NiAl-43V过共晶合金稳态区组织演化的影响 |
| 4.2 NiAl-V系共晶合金共晶耦合生长区的建立 |
| 4.2.1 B-H理论模型 |
| 4.2.2 初生相的消失 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（6）NiAl-xSc和Ni-（50-x）Al-xSc合金的凝固组织与力学性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 金属间化合物 |
| 1.2 NiAl金属间化合物的结构和性能 |
| 1.2.1 NiAl金属间化合物的晶体结构与相稳定性 |
| 1.2.2 NiAl金属间化合物的物理性能 |
| 1.2.3 NiAl金属间化合物的力学性能 |
| 1.3 NiAl合金的合金化 |
| 1.3.1 合金元素对NiAl合金组织的影响 |
| 1.3.2 NiAl合金的微合金化 |
| 1.3.3 NiAl合金的宏合金化 |
| 1.4 金属的凝固 |
| 1.4.1 形核理论 |
| 1.4.2 晶体的生长 |
| 1.4.3 枝晶生长模型 |
| 1.5 选题依据和研究内容 |
| 1.5.1 课题研究的目的和意义 |
| 1.5.2 课题研究的内容 |
| 2 实验内容及方法 |
| 2.1 合金的选取 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 试样的制备 |
| 2.3.1 原材料的处理 |
| 2.3.2 合金的熔炼及凝固 |
| 2.3.3 合金的热处理 |
| 2.4 实验结果测试分析流程 |
| 2.4.1 金相显微组织分析 |
| 2.4.2 扫描电镜分析 |
| 2.4.3 X射线衍射分析 |
| 2.4.4 差示扫描量热分析 |
| 2.4.5 维氏显微硬度测试 |
| 2.4.6 纳米压痕测试 |
| 2.4.7 压缩性能测试 |
| 2.5 研究路线 |
| 3 Ni-Al-Sc合金的组织 |
| 3.1 NiAl-xSc合金的组织 |
| 3.1.1 水冷铜模凝固态NiAl-xSc合金的组织 |
| 3.1.2 NiAl-xSc合金热处理组织 |
| 3.2 Ni-(50-x)Al-xSc合金的组织 |
| 3.2.1 水冷铜模凝固态Ni-(50-x)Al-xSc合金的组织 |
| 3.2.2 Ni-(50-x)Al-xSc合金热处理组织 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Ni-Al-Sc合金的凝固过程 |
| 4.1 形核 |
| 4.2 枝晶生长 |
| 4.2.1 枝晶生长模型 |
| 4.2.2 枝晶生长的热力学模型 |
| 4.2.3 枝晶生长的动力学模型 |
| 4.2.4 枝晶生长的热力学和动力学参数计算结果 |
| 4.3 共晶组织特征 |
| 4.4 Ni-Al-Sc合金的凝固过程 |
| 4.4.1 NiAl-xSc合金的凝固过程 |
| 4.4.2 Ni-(50-x)Al-xSc合金凝固组织演化过程 |
| 4.5 Ni-Al-Sc合金中AlNi_2Sc的非小平面凝固 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Ni-Al-Sc合金的力学性能 |
| 5.1 NiAl-xSc合金的力学性能 |
| 5.1.1 NiAl-xSc合金的维氏显微硬度 |
| 5.1.2 NiAl-xSc合金的弹性模量 |
| 5.1.3 NiAl-xSc合金的室温压缩性能 |
| 5.2 Ni-(50-x)Al-xSc合金的力学性能 |
| 5.2.1 Ni-(50-x)Al-xSc合金的维氏显微硬度 |
| 5.2.2 Ni-(50-x)Al-xSc合金的弹性模量 |
| 5.2.3 Ni-(50-x)Al-xSc合金的室温压缩性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（7）B2型NiSc/NiAl掺杂金属间化合物力学性能的第一性原理及实验研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 金属间化合物 |
| 1.1.1 金属间化合物概述 |
| 1.1.2 B2型金属间化合物概述 |
| 1.2 NiSc金属间化合物 |
| 1.2.1 NiSc金属间化合物简介 |
| 1.2.2 NiSc金属间化合物研究现状 |
| 1.3 NiAl金属间化合物 |
| 1.3.1 NiAl金属间化合物的物理化学性能 |
| 1.3.2 NiAl金属间化合物的力学性能 |
| 1.4 合金化对NiAl金属间化合物的改性 |
| 1.5 计算材料科学的合金化研究 |
| 1.5.1 NiAl金属间化合物的合金化计算 |
| 1.5.2 其它金属间化合物的合金化计算 |
| 1.6 选题依据和研究内容 |
| 1.6.1 课题研究的目的和意义 |
| 1.6.2 课题研究的内容 |
| 2 计算与实验方法 |
| 2.1 计算方法 |
| 2.1.1 第一性原理概述 |
| 2.1.2 多粒子系统的薛定谔(Schr?dinger)方程 |
| 2.1.3 玻恩-奥本海默(Born-Oppenheimer)近似 |
| 2.1.4 哈特里-福克(Hartree-Fock)近似 |
| 2.1.5 密度泛函理论(Density Functional Theory) |
| 2.1.6 交换-关联能泛函 |
| 2.1.7 赝势 |
| 2.1.8 CASTEP(Cambridge Sequential Total Energy package)简介 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验合金的选取 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.2.3 试样的制备 |
| 2.2.4 试样的测试分析方法 |
| 2.2.5 力学性能实验 |
| 2.3 研究技术路线 |
| 3 Ni-Sc系金属间化合物结构和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算模型 |
| 3.3 计算方法细节 |
| 3.4 计算结果与讨论 |
| 3.4.1 晶格结构 |
| 3.4.2 形成焓与结构稳定性 |
| 3.4.3 力学性能分析 |
| 3.4.4 德拜温度 |
| 3.4.5 电子态密度分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Al掺杂对B2-NiSc金属间化合物结构和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算模型与方法 |
| 4.3 计算结果与讨论 |
| 4.3.1 晶格结构 |
| 4.3.2 结构稳定性与选择占位 |
| 4.3.3 力学性能分析 |
| 4.3.4 德拜温度 |
| 4.3.5 电子态密度分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al掺杂NiSc合金组织及B2-NiSc相力学性能的实验研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al掺杂NiSc合金的微观组织 |
| 5.2.1 水冷铜模凝固态掺杂合金的组织与分析 |
| 5.2.2 掺杂合金热处理组织与分析 |
| 5.3 热处理后Ni_(50)Sc_(50-x)Al_x合金B2-NiSc相的力学性能 |
| 5.3.1 热处理后Ni_(50)Sc_(50-x)Al_x合金B2-NiSc相的弹性模量 |
| 5.3.2 热处理后Ni_(50)Sc_(50-x)Al_x合金B2-NiSc相的塑性 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Sc掺杂对B2-NiAl金属间化合物结构和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算模型与方法 |
| 6.3 计算结果与讨论 |
| 6.3.1 晶格结构 |
| 6.3.2 结构稳定性与选择占位 |
| 6.3.3 力学性能分析 |
| 6.3.4 德拜温度 |
| 6.3.5 电子态密度分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 Sc掺杂NiAl合金组织及B2-NiAl相力学性能的实验研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Sc掺杂NiAl合金的微观组织 |
| 7.2.1 水冷铜模凝固态掺杂合金的组织与分析 |
| 7.2.2 掺杂合金热处理组织与分析 |
| 7.3 热处理后Ni_(50)Al_(50-x)Sc_x合金B2-NiAl相的力学性能 |
| 7.3.1 热处理后Ni_(50)Al_(50-x)Sc_x合金B2-NiAl相的弹性模量 |
| 7.3.2 热处理后Ni_(50)Al_(50-x)Sc_x合金B2-NiAl相的塑性 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（8）G相强化型Fe-Ni-Si基BCC结构钢的合金设计、时效行为及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 不锈钢中的G相及其组织特征 |
| 1.2.1 奥氏体不锈钢中的G相及其组织特征 |
| 1.2.2 双相不锈钢中的G相及其组织特征 |
| 1.2.3 马氏体不锈钢中的G相及其组织特征 |
| 1.2.4 铁素体不锈钢中的G相及其组织特征 |
| 1.3 G相相关的Fe、Co、Ni基合金相图研究概述 |
| 1.3.1 G相形成元素在Fe中的固溶度 |
| 1.3.2 存在G相的典型Fe、Co、Ni基合金三元相图 |
| 1.3.3 G相的晶体结构与形成焓 |
| 1.4 典型析出强化钢及其重要析出相 |
| 1.4.1 马氏体时效钢及其重要析出相 |
| 1.4.2 马氏体沉淀硬化不锈钢及其重要析出相 |
| 1.4.3 析出强化的微观机制 |
| 1.5 本论文的研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的与意义 |
| 1.5.2 研究路线及内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 合金制备与表征方法 |
| 2.1 实验材料及制备 |
| 2.1.1 称量配料 |
| 2.1.2 电弧熔炼母合金 |
| 2.1.3 感应熔炼与浇铸 |
| 2.2 热处理与轧制工艺 |
| 2.3 试样显微组织表征 |
| 2.3.1 金相组织表征 |
| 2.3.2 EPMA、SEM、EBSD组织表征 |
| 2.3.3 变温X-ray衍射分析 |
| 2.3.4 TEM组织表征 |
| 2.3.5 三维原子探针(3D-AP) |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸性能测试 |
| 2.4.3 室温压缩及高温压缩蠕变性能测试 |
| 参考文献 |
| 第三章 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的合金设计、时效行为与力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的合金设计 |
| 3.2.1 G相形成焓的第一性原理计算 |
| 3.2.2 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢相分数的热力学计算 |
| 3.3 G相强化型Fe-Ni-Si基钢的马氏体组织与结构表征 |
| 3.3.1 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的淬火组织 |
| 3.3.2 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的EBSD分析 |
| 3.3.3 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的变温XRD分析 |
| 3.4 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的时效行为研究 |
| 3.4.1 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的时效硬化 |
| 3.4.2 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的组织及结构表征 |
| 3.4.3 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的APT表征 |
| 3.5 G相强化型Fe-Ni-Si基马氏体钢的力学性能研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 G相强化型Fe-20Cr-Ni-Si基铁素体不锈钢的合金设计、时效行为与力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 G相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-X铁素体不锈钢的合金设计 |
| 4.3 G相强化型Fe-20Cr-Ni-Si基铁素体不锈钢的时效行为 |
| 4.3.1 Fe-20Cr-Ni-Si基铁素体不锈钢中G相形成元素的固溶度及晶界析出 |
| 4.3.2 G相强化型Fe-20Cr-Ni-Si基铁素体不锈钢的时效硬化与组织特征 |
| 4.4 G相强化型Fe-20Cr-Ni-Si基铁素体不锈钢的力学性能 |
| 4.4.1 G相强化型Fe-20Cr-Ni-Si基铁素体不锈钢的室温力学性能 |
| 4.4.2 G相强化型Fe-20Cr-Ni-Si基铁素体不锈钢的高温力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的合金设计、时效行为与力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的合金设计 |
| 5.3 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的时效行为 |
| 5.3.1 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的SEM分析 |
| 5.3.2 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的TEM分析 |
| 5.3.3 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的APT分析 |
| 5.4 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的力学性能 |
| 5.4.1 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的时效硬化 |
| 5.4.2 多相强化型Fe-20Cr-Ni-Si-Ti基铁素体不锈钢的室温拉伸 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 论文特色及创新之处 |
| 攻读博士学位期间的科研成果与获奖情况 |
| 致谢 |
（9）活性元素掺杂NiAl粘结层制备及抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热障涂层体系 |
| 1.2.1 镍基高温合金 |
| 1.2.2 陶瓷层 |
| 1.2.3 粘结层 |
| 1.3 热障涂层的失效机制 |
| 1.3.1 化学因素 |
| 1.3.2 热力因素 |
| 1.4 热障涂层粘结层的研究进展 |
| 1.4.1 传统MCrAlY粘结层 |
| 1.4.2 NiPtAl粘结层 |
| 1.4.3 影响粘结层抗氧化性能的因素 |
| 1.5 NiAl材料 |
| 1.5.1 NiAl的物理和化学性质 |
| 1.5.2 NiAl的强韧化改善机制 |
| 1.5.3 活性元素对NiAl氧化行为的影响 |
| 1.6 活性元素掺杂NiAl粘结层的研究进展 |
| 1.7 研究意义及技术路线 |
| 1.7.1 研究意义 |
| 1.7.2 研究技术路线 |
| 第二章 样品制备和主要表征技术 |
| 2.1 主要实验设备 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 样品制备 |
| 2.3.1 合金样品制备 |
| 2.3.2 喷涂粉末制备 |
| 2.3.3 粘结层和陶瓷层的制备 |
| 2.4 主要表征技术 |
| 2.4.1 粗糙度测量 |
| 2.4.2 氧化层中应力测量 |
| 2.4.3 元素深度分析 |
| 第三章 Lu、Hf及 Cr掺杂NiAl合金抗氧化性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 样品制备和性能表征 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 性能表征 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 显微结构和掺杂元素分布 |
| 3.3.2 掺杂元素对NiAl合金等温氧化的影响 |
| 3.3.3 掺杂元素对NiAl合金循环氧化的影响 |
| 3.3.4 掺杂元素对杂质元素偏析的影响 |
| 3.3.5 掺杂元素对氧化层应力的影响 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 掺杂元素对氧化速率的影响 |
| 3.4.2 掺杂元素对氧化层应力的影响 |
| 3.4.3 掺杂元素对氧化层剥落行为的影响 |
| 3.5 结论 |
| 第四章 Hf掺杂NiAl粘结层抗氧化性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 样品制备和表征 |
| 4.2.1 样品制备 |
| 4.2.2 样品的表征 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 粘结层的微观结构 |
| 4.3.2 氧化层的剥落行为 |
| 4.3.3 氧化层的显微结构和表面形貌 |
| 4.3.4 氧化层的生长速率 |
| 4.3.5 粘结层和基体之间的扩散 |
| 4.3.6 活性元素Hf在粘结层中的存在形式 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 影响氧化层生长速率的因素 |
| 4.4.2 影响氧化层剥落的因素 |
| 4.5 结论 |
| 第五章 粘结层化学成分对热障涂层寿命的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 样品制备和表征 |
| 5.2.1 样品制备 |
| 5.2.2 样品表征 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 粘结层在热循环过程中微观结构的变化 |
| 5.3.2 粘结层在热循环过程中的内氧化 |
| 5.3.3 热循环过程中氧化层的生长 |
| 5.3.4 热障涂层的循环寿命 |
| 5.3.5 陶瓷层和氧化层界面粗糙度的变化 |
| 5.3.6 热障涂层的失效模式 |
| 5.4 讨论 |
| 5.5 结论 |
| 第六章 Al_2O_3强化NiAl材料抗氧化性能研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 样品制备和表征 |
| 6.2.1 样品制备 |
| 6.2.2 样品表征 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 样品显微结构 |
| 6.3.2 杨氏模量和硬度 |
| 6.3.3 氧化层生长速率和显微结构 |
| 6.3.4 氧化层应力 |
| 6.3.5 表面起皱 |
| 6.3.6 氧化层剥落行为 |
| 6.4 讨论 |
| 6.5 结论 |
| 第七章 全文总结 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 课题展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
（10）Zr、Nb、Ti对NiAl-9Mo合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 NiAl 金属间化合物 |
| 1.3 NiAl 合金的性质和力学行为 |
| 1.3.1 NiAl 合金的性质 |
| 1.3.3 NiAl 的力学行为 |
| 1.4 几种典型的 NiAl 合金 |
| 1.4.1 NiAl-Cr(Mo)合金 |
| 1.4.2 塑性相增韧的 NiAl-Fe 合金 |
| 1.4.3 纳米晶 NiAl 合金及其复合材料 |
| 1.4.4 NiAl-Ti 合金 |
| 1.5 NiAl 合金的制备方法 |
| 1.5.1 粉末冶金法制备 NiAl 合金 |
| 1.5.2 定向凝固法制备 NiAl 合金 |
| 1.5.3 快速凝固 NiAl 合金 |
| 1.6 本论文的研究目的及意义 |
| 2 Zr 对 NiAl-9Mo 合金组织与性能的影响 |
| 2.1 NiAl-Mo-Zr 合金的制备 |
| 2.1.1 合金成分 |
| 2.1.2 合金熔炼 |
| 2.1.3 采用的热处理工艺 |
| 2.1.4 组织分析与性能测试 |
| 2.2 铸态 NiAl-Mo-Zr 合金的显微组织和性能 |
| 2.2.1 铸态 NiAl-Mo-Zr 合金的显微组织与相分析 |
| 2.2.2 热处理后的铸态 NiAl-Mo-Zr 合金的显微组织 |
| 2.2.3 铸态 NiAl-Mo-Zr 合金的室温硬度 |
| 2.2.4 铸态 NiAl-Mo-Zr 合金的压缩性能 |
| 2.3 吸铸 NiAl-Mo-1.0Zr 合金的显微组织与力学性能 |
| 2.3.1 吸铸 NiAl-Mo-1.0Zr 合金的显微组织 |
| 2.3.2 吸铸 NiAl-Mo-1.0Zr 合金的力学性能 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 Nb 对 NiAl-9Mo 合金组织和性能的影响 |
| 3.1 NiAl-Mo-Nb 基合金材料制备 |
| 3.1.1 所采用合金的成分 |
| 3.1.2 合金的熔炼 |
| 3.1.3 采用的热处理工艺 |
| 3.1.4 分析与测试 |
| 3.2 铸态 NiAl-Mo-Nb 合金的显微组织与力学性能 |
| 3.2.1 铸态 NiAl-Mo-Nb 合金的显微组织和相组成分析 |
| 3.2.2 热处理后的铸态 NiAl-Mo-Nb 合金的显微组织 |
| 3.2.3 铸态 NiAl-Mo-Nb 合金的力学性能 |
| 3.3 吸铸 NiAl-Mo-1.0Nb 合金的组织及力学性能 |
| 3.3.1 吸铸 NiAl-Mo-1.0Nb 合金的显微组织 |
| 3.3.2 吸铸 NiAl-Mo-1.0Nb 合金的室温硬度 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Ti 对 NiAl-9Mo 合金的显微组织与性能的影响 |
| 4.1 NiAl-Mo-Ti 合金材料制备 |
| 4.1.1 合金成分 |
| 4.1.2 合金熔炼 |
| 4.1.3 热处理工艺 |
| 4.1.4 分析与测试 |
| 4.2 铸态 NiAl-Mo-Ti 合金的显微组织与性能 |
| 4.2.1 铸态 NiAl-Mo-Ti 合金的显微组织与 XRD 分析 |
| 4.2.2 热处理后的铸态 NiAl-Mo-Ti 合金的显微组织 |
| 4.2.3 铸态 NiAl-Mo-Ti 合金的室温硬度 |
| 4.2.4 铸态 NiAl-Mo-Ti 合金的高温压缩性能 |
| 4.3 吸铸 NiAl-Mo-1.0Ti 合金的组织及力学性能 |
| 4.3.1 吸铸 NiAl-Mo-1.0Ti 合金的显微组织 |
| 4.3.2 吸铸 NiAl-Mo-1.0Ti 合金的力学性能 |
| 4.4 合金元素 Zr、Nb、Ti 对 NiAl-9Mo 合金硬度的影响 |
| 4.5 含 Zr、Nb、Ti 三种元素合金压缩性能的比较 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、金属间化合物NiAl合金蠕变行为的研究（论文参考文献）
- [1]航空航天高温结构材料研究现状及展望[J]. 干梦迪,种晓宇,冯晶. 昆明理工大学学报(自然科学版), 2021
- [2]Nb、Ti元素对NiAl-Cr（Mo）合金组织及力学性能的影响[D]. 张乾伟. 西安理工大学, 2021
- [3]多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用[D]. 黄永安. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究[D]. 沈莹莹. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [5]定向凝固NiAl-V系共晶合金初始过渡区组织演化及相选择[D]. 董悦雷. 内蒙古科技大学, 2020(01)
- [6]NiAl-xSc和Ni-（50-x）Al-xSc合金的凝固组织与力学性能[D]. 雷鸣科. 河南理工大学, 2020(01)
- [7]B2型NiSc/NiAl掺杂金属间化合物力学性能的第一性原理及实验研究[D]. 吴亚丽. 河南理工大学, 2020(01)
- [8]G相强化型Fe-Ni-Si基BCC结构钢的合金设计、时效行为及力学性能研究[D]. 杨木金. 厦门大学, 2019(02)
- [9]活性元素掺杂NiAl粘结层制备及抗氧化性能研究[D]. 赵春山. 上海交通大学, 2019(06)
- [10]Zr、Nb、Ti对NiAl-9Mo合金组织和性能的影响[D]. 李永存. 辽宁工业大学, 2014(06)