一、In783合金中β相特征及对持久性能的影响研究（论文文献综述）
段鹏[1]（2021）在《超超临界机组耐热钢和高温合金的性能劣化研究》文中认为超超临界燃煤发电技术是洁净煤利用的重要途径,安全稳定运行是确保超超临界机组清洁高效、经济运行的基础。随着我国向“3060”双碳目标发展战略的迈进,超超临界机组频繁参与深度调峰,这将导致高温部件材料的老化与损伤问题日益突出,亟需深入研究其在长时间、复杂工况服役下的微结构与力学性能劣化规律。P92马氏体耐热钢和Incone1783高温合金以及T23贝氏体耐热钢是超超临界火电机组的关键材料。本文对P92马氏体耐热钢、Incone1783高温合金及T23贝氏体耐热钢进行了长时间高温下的性能劣化特性研究,主要工作如下:（1）开展了 P92钢在650℃下29000h、680℃下21000h的长时间高温时效老化实验。P92钢的室温强度、高温强度和硬度,在时效初期1000h内均出现明显下降,之后在650℃时效至29000h基本保持稳定不变,但在680℃下时效至18000h时明显下降。P92钢的室温塑性和高温塑性均在时效早期出现快速下降,之后基本不变。Laves相在时效初期1000h时均快速析出,其粗化现象十分显着且粗化速率高于M23C6相的粗化速率。680℃时效比650℃时效更容易引起马氏体板条结构的回复和Laves相的粗化团聚,680℃时效至7000h与650℃时效至20000h具有相同的此类特征。马氏体板条结构的稳定对于保持P92钢的强度性能起主导作用。（2）开展了 P92钢在610℃、630℃、650℃下的等温持久强度实验以及显微硬度与蠕变断裂时间的变化规律研究,建立了 610℃、630℃、650℃下基于持久强度的P92钢蠕变断裂寿命评估模型和基于显微硬度的蠕变断裂寿命监测模型,该模型可用于实际服役中P92钢的蠕变损伤寿命评估。发现Laves相在610℃下蠕变1000h时已经析出,而在650℃下蠕变3915h出现明显的粗化团聚现象。相同的老化温度下,蠕变比时效更易促进马氏体板条结构的回复。（3）通过对P92马氏体耐热钢在650℃和680℃下不同时效阶段的力学性能实验,得到了其在时效过程中硬度与强度仍基本满足线性关系的规律,并建立了P92钢老化过程中基于布氏硬度的静态拉伸强度预测模型,该模型可直接用于预测不同服役时间下P92钢的拉伸强度。（4）针对已经运行35000h的国产Incone1783合金分别在650℃和700℃下开展了 20000h的长时间高温时效老化实验。室温和高温强度在时效后均有不同程度的下降,但室温塑性均降低到极低水平,伸长率分别达3.7%和4.2%,合金出现严重脆化倾向;高温伸长率几乎保持不变,收缩率略有升高。Incone1783合金的高温性能优于室温性能。γ’相和β相的粗化及演变行为决定了合金的强度和塑性。700℃时效条件下合金中的γ’相和β相的粗化程度显着高于650℃同样时效时间下的相应程度。650℃和700℃时效20000h后,Incone1783合金的室温冲击韧性由初始值26J分别下降至3.8J和2.9J,表明高温时效后合金的室温脆性显着增高。研究发现,Inconel783合金的室温冲击韧性随老化时间呈指数函数的下降关系,提出了 Incone1783合金在650℃和700℃时效老化过程中的冲击韧性预测模型,可用于指导该合金在长期服役中的性能劣化监测。（5）研究了在569℃蒸汽温度下实际服役7.8万小时后末级再热器用T23钢的组织及性能,发现管子迎烟气侧强度均低于背烟气侧强度,且低于ASME SA213的标准下限而不满足使用要求。高温长期服役下T23钢晶界和晶内的M23C6会转变为M6C型碳化物,较多粗大的M6C相是导致T23钢性能劣化的主要原因。该研究结果可用于指导电站高温受热面的寿命及安全管理。
斯天斅[2]（2021）在《磷在镍基变形高温合金中的强化作用及偏聚行为》文中研究表明磷元素在高温合金中是一种常见的残余元素,其元素含量与合金性能有着密不可分的联系。磷元素主要从熔炼合金的原材料中混入,所以被科学家们认为是有害元素。直到高温合金冶炼工艺逐渐发展,纯净化程度升高,人们发现少量的磷对合金性能有益,在IN718合金中磷对持久寿命提升7倍之多。由于高温合金种类繁多,磷在不同体系合金中的作用也不尽相同。因此,本文按基体元素种类进行划分,比较了磷对镍基和镍铁基合金是否存在差异化影响。在IN718成牌合金基础上,保留其主要元素Ni、Cr、Fe、Al,并同时移除Fe元素作为对照组,观察不同磷含量对两类合金的影响。通过比较磷在两类合金中的作用可以更清楚的掌握P与Fe元素的交互作用。研究结果显示:在两类合金的铸态组织中,磷的加入对于等轴晶的形成起到抑制作用,同时具有细化柱状晶的趋势并促进柱状晶规则生长。使枝晶间距逐渐变小,细化枝晶,并在Ni-Cr和Ni-Cr-Fe合金中分别促进了三次枝晶的形成以及二次枝晶的横向长大。磷在铸态中主要呈规则球状相形式分布在枝晶间,查阅文献得富磷相为MNP-γ共晶,相熔点在980℃-990℃。在熔炼过程中加入磷元素使界面前溶质浓度梯度升高,使液相凝固速度加快。并使用EPMA对枝晶间和枝晶区域进行元素分析,发现铸态组织中P元素的加入增加了凝固组织的偏析行为。两类简化合金轧态组织都为单相γ相组织,表明磷在Ni基和Ni-Fe基高温合金中固溶度均高于0.09%。轧态组织晶粒尺寸在6μm-8μm。通过XRD衍射发现P可以使Ni-CrFe合金的衍射峰右移,证明P以置换原子形式大量固溶与晶内,而Ni-Cr系合金的衍射峰数据表明P在其中的固溶度较低。在Ni-Cr和Ni-Cr-Fe两类合金中P对拉伸性能的影响并不相同,表现出对Ni-Cr合金屈服强度有害,而对Ni-Cr-Fe系合金有益的作用。研究表明Fe元素增加Ni基合金的晶格畸变,形成大量空位,使屈服强度下降44MPa。而由于基体本身Ni具有很高的有序性,Ni-Cr简化合金中Ni含量高达81%以上,此时当P在Ni-Cr系合金少量固溶时,打破了这种有序情况,反而引入了过量的晶内缺陷导致应变微孔的产生。这也导致即使在P提升力学性能后,Ni-Cr-Fe系合金的性能仍小于NiCr系。P可以影响晶界扩散速率,进而影响晶界迁移。P对晶粒长大的影响在两类合金中也明显不同。对于Ni-Cr系合金而言,由于P在晶内固溶度低所以P会大量偏向于晶界富集。而由于热锻轧冷却过程中P会与空位形成复合原子团结构,这使P促进了晶界向前推进,晶粒进一步长大。促进作用在950℃固溶时间10min下最为强烈,使晶粒由22.19μm增长到31.50μm,Ni-3P合金与Ni-0P相比尺寸增长了42%。而磷对于Ni-Cr-Fe系合金晶粒长大的影响作用则更为复杂。由于Fe含量提升,使P在晶内的饱和固溶度增高。除了本身P与空位形成原子团向晶界扩散的机制以外,还有晶界处P原子向晶内的非平衡偏聚作用。这使得P对Ni-Cr-Fe系合金促进作用由两种机制共同决定,随固溶温度升高呈现出促进晶粒长大,先抑制后促进晶粒长大及完全抑制晶粒长大三种趋势。试样经1050℃固溶后,P元素在晶内的富集作用明显减少,此时观察X射线衍射峰并没有发现偏移。对此时合金进行力学性能实验可知P对Ni-Cr-Fe系合金的强化作用消失,不同磷含量的力学性能差别主要由晶粒尺寸引起的霍尔佩奇关系决定。
邢明[3]（2019）在《冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温力学性能研究》文中提出TiAl合金具有较大的弹性模量、良好的高温抗氧化性能、抗腐蚀性以及较好的高温抗蠕变性能,与Ni基高温合金相比有更高的比强度,是一种在航空航天领域中具有广泛应用前景的合金。目前添加Nb元素来提高TiAl合金性能是普遍应用的手段。然而对于高铌TiAl合金的高温力学性能还有待深入研究。本论文选取不同成分的TiAl基合金,采用电磁冷坩埚技术进行了凝固实验其中包括Ti-45Al-7Nb合金、Ti-45Al-8Nb合金以及加入合金元素Cr、Zr的Ti-45Al-7Nb合金、加入少量W、Cr、B元素的Ti-45Al-7Nb合金,编号为Ti-45Al-7Nb、Ti-45Al-8Nb、Ti-45Al-7Nb（Cr,Zr）、Ti-45Al-7Nb（W,Cr,B）。研究了四种合金在相同工艺参数下的高温拉伸性能、高温断裂韧性。对Ti-45Al-7Nb合金进行高温持久试验。探究不同Nb含量、不同合金元素、不同组织对于高温力学性能的影响。高温拉伸试验温度为700℃、750℃、800℃、850℃,对于Ti-45Al-7Nb合金进行了900℃的拉伸试验。高温断裂韧性试验温度分别为700℃、750℃、800℃、850℃。从定向的效果来看,从优到劣顺序依次为Ti-45Al-7Nb、Ti-45Al-8Nb、Ti-45Al-7Nb（Cr,Zr）、Ti-45Al-7Nb（W,Cr,B）。采用相同的工艺参数,添加不同的金元素对定向效果影响较大。添加了W、Cr、B等元素不易定向。添加少量的B使得晶粒细化明显,但是定向的效果最差。四种合金的稳定生长区显微组织中都包含有α2+γ的片层、等轴的γ相以及B2相。适当提高Nb含量对于TiAl合金的高温拉伸力学性能有益。当合金中加入Cr、Zr合金元素之后,高铌TiAl合金的高温拉伸性能获得大幅度提高,相同温度下能够提高200MPa以上。相比于带状分布的富Nb区,块状分布于片层团界面处的B2对提高高温拉伸性能有益;在数量相近的情况下,块状B2相高温下有利于与片层团之间的协调变形,从而获得更高的强度与塑性;在垂直于正应力的条件下,呈现带状分布的富Nb区会比块状的B2相具有更高的高温断裂韧性值。定向凝固效果明显的Ti-45Al-7Nb合金中,切口垂直于凝固方向的KIC值高于平行于凝固方向的KIC值。表明了状晶的长度方向具有更高的抵抗裂纹扩展能力。采用外推法对定向凝固Ti-45Al-7Nb合金在700℃的持久强度极限进行了预测,得到了经验方程;700℃低应力长时的持久试样的断口形貌有韧窝存在,表明试样呈韧性断裂;但700℃高应力短时持久试样未发现有韧窝存在。运用得到的Larso-n-Miller模型对Ti-45Al-7Nb合金800℃/36.5小时的持久强度进行了预测,结果是355MPa,预测结果比较准确。
柴宏宇[4]（2019）在《(TiBw+（Ti,Zr）5Si3)/TA15复合材料蠕变及持久性能研究》文中进行了进一步梳理钛基复合材料具有较高的比强度、比刚度和较低的密度等优良性能,因而在航空航天领域得到广泛的应用,其服役温度一般很高,在高温下蠕变失效是材料失效及断裂的主要影响因素之一,因此研究材料的高温蠕变及持久性能对于材料高温下安全服役具有重要的意义。本文采用粉末冶金方法结合原位自生技术制备了烧结态（TiBw+（Ti,Zr）5Si3）/TA15复合材料,对烧结态材料施加总变形量60%的热轧制工艺得到轧制态材料,系统研究了复合材料高温蠕变及持久性能。并购得TA15合金进行性能对比。测试了材料高温蠕变及持久性能,对比了轧制前后复合材料性能变化,分析了轧制态材料高温蠕变失效过程及蠕变过程变形机制;测试了轧制态复合材料经不同热处理后蠕变性能,分析了热处理制度对轧制态复合材料蠕变及持久性能的影响规律。烧结态复合材料基体组织为近等轴状或短棒状组织,基体中TiBw呈网状分布,Si元素以（Ti,Zr）5Si3颗粒在α/β相界面或β相中析出,轧制后基体组织转变为片层状组织,部分晶须发生断裂和转向,提高了基体的连通程度,硅化物数量增多分布更加均匀。拉伸试验结果表明轧制过程因晶粒细化、加工硬化及基体连通程度的改善提高了复合材料的强度和塑性;高温弹性模量测试表明轧制过程改变了基体中增强体分布状态,从而提高了材料的高温弹性模量;热膨胀系数测试表明轧制过程对材料热膨胀系数影响不大。高温蠕变测试表明,650℃、225MPa条件下轧制过程通过改变基体组织、TiBw及硅化物分布使材料蠕变断裂寿命提高了15.85%;与TA15合金相比,轧制态复合材料蠕变断裂寿命提高30-60倍,材料变形量显着降低;通过稳态蠕变本构方程计算得出轧制态复合材料600℃、650℃、700℃条件下的应力指数n分别为5.21、5.34和6.07,蠕变过程由位错攀移控制,蠕变激活能Q为351.05kJ·mol-1,其抗蠕变性能优于TA15合金。建立了轧制态复合材料650℃蠕变断裂寿命预测方程,对持久性能进行对比,发现在650℃条件下,当蠕变断裂寿命为50h时,轧制态材料承受的应力大小是TA15合金的3.2倍。微观分析表明,蠕变过程中TiBw与基体界面处为主要的裂纹扩展源,部分晶须发生断裂。硅化物的析出分布有效阻碍了位错运动,显着改善材料的抗蠕变性能。微观组织分析表明,轧制态复合材料经两相区固溶时效处理后组织向类似烧结态组织转变,基体初生α相逐渐分解。在固溶过程中硅化物重新回溶,并在时效时析出,随时效温度升高尺寸增加,基体针状α+β相尺寸增加。当时间增加至8h时发生“过时效”;高温蠕变测试表明随固溶温度升高和固溶时间的增加,材料持久性能降低。由于时效过程对硅化物析出及晶界数量减少有利,提高时效温度能提高材料持久性能,但当时效时间提高至8h时发生“过时效”导致持久性能降低。
张安文[5]（2019）在《P和B在IN718系合金中的晶内强化作用及其与非平衡晶界偏聚的关系》文中进行了进一步梳理传统观点认为,P在钢和高温合金中是有害元素,倾向于在晶界偏聚,脆化晶界。但近年来研究发现,P可显着提高IN718等变形高温合金的持久和蠕变性能。且B作为典型的晶界强化元素,与P有强烈的协同作用。P和B复合添加的有益作用大于P和B单独添加的有益作用之和。传统观点将P和B的有益作用归为其对晶界的影响。但本论文着重研究了 P和B对IN718系合金晶内的强化作用,并讨论了 P和B在IN718系列合金中晶界和晶内的分布及其对组织和力学性能的影响。着重研究了 P在IN718系列合金中的偏聚行为及其对γγ"和γ’相析出的影响。主要研究结果如下:高温下,P可固溶在IN718和IN718C合金基体中,冷却到γ’和γ"相析出温度时,加速γ’和γ"相析出。第一性原理计算结果表明,P占据γ’相晶格中的Ni原子位置和γ"相晶格面心处Ni原子位置时,可降低γ’和γ"相的形成能,加速γ’和γ"相析出。P对γ’和γγ"相析出的加速作用随其在基体中固溶浓度的增加而增加。但存在一个极限值,超过该值后,其作用不再增大。空冷过程中P对基体中γ’和γγ"相析出的加速效果对晶内P的浓度十分敏感。晶内P浓度与P在合金中的偏聚行为相关。固溶时间延长,晶界P原子偏聚量先增多后减少,即晶内P浓度先减小后增加。因此,固溶不同时间空冷,基体中γ’和γ"相析出情况不同,晶内硬度先降低后升高。冷却速率降低,P向晶界偏聚量增加,晶内P含量减少,对γ’和γ"相析出的促进效果减弱,进而导致基体硬度降低。然而随冷速继续降低,由于P会发生反偏聚,晶界P含量减少,晶内P含量增多,P对γ’和γ"相析出的促进效果增强,进而导致晶内基体硬度增加。通过对比不同固溶时间和不同冷速下晶内硬度以及γ’和γ"相的析出情况,观察到固溶过程中P非平衡晶界偏聚的临界时间现象和连续冷却过程中P非平衡偏聚的临界冷速现象,进一步证实了 P在IN718合金中存在非平衡偏聚行为。并提出一种表征P在高温合金中分布和偏聚行为的简便方法,即采用表征基体硬度以及γ’和γγ"相析出的方法来表征P在合金中的偏聚行为和分布情况。相同含量的P对IN718和IN718C合金中γ’和γ"相析出的作用效果不同。TN718C合金晶粒尺寸大,晶界面积小,晶界对P的容纳量有限,导致晶内P含量较高,P对晶内γ’和γ"相析出的加速作用较强,基体硬度较高。另外,尽管P对IN718合金双时效后的晶内γ’和γ"相析出无显着影响,P可增大IN718C合金γ’和γγ"相尺寸,提高其晶内基体硬度和拉伸强度。B对晶内γ’和γγ’相析出无明显影响。但B和P可抑制δ相析出,且随P和B含量增加,抑制作用增强。另外,B可显着提高IN718C合金的晶界强度,P可显着提高IN718C合金的晶内强度。因此合理的控制P和B含量可显着提高IN718C合金强度、塑性以及持久寿命。
王海锋[6]（2018）在《熔体超温处理对第三代单晶高温合金凝固过程和组织的影响》文中指出镍基单晶高温合金具有优异的高温力学性能、良好的抗氧化以及耐腐蚀性能,主要被用来制造航空发动机的热端部件。在单晶高温合金发展过程中,提高合金性能的主要途径是在合金中添加大量的难熔元素。然而难熔元素的过量添加,不仅提高了合金的成本和密度,同时也导致合金中有害相的析出几率增加以及合金元素偏析加重。对于经历液固相变的材料,熔体结构的变化对于合金熔体特性、凝固过程和组织及性能都有重要影响。通过采用熔体超温处理技术,合金中元素偏析减弱,枝晶组织细化,强化相的数量、尺寸和分布状态改善,能够在不改变合金成分的情况下提高材料性能。因此,人们对熔体超温处理技术进行了大量的研究。然而,目前针对熔体超温处理技术的研究主要局限于其对镍基单晶高温合金组织的影响,关于熔体结构与特征温度的准确对应关系以及熔体状态对形核过冷度、结晶温度间隔和溶质分配系数等凝固特性的影响研究较少。本文以第三代镍基单晶高温合金DD90为研究对象,研究了熔体热历史对形核过冷度的影响以及熔体结构变化区间;揭示了溶质分配随熔体热历史的演化规律,进一步探讨了凝固界面和组织随熔体超温处理参数演化机制;对比分析了熔体超温处理和成分变化对高温持久寿命的影响。主要研究结果如下:（1）利用气悬浮技术和差热分析技术依次测量了DD90合金的粘度和形核过冷度随温度的变化。DD90合金熔体的粘度会随着熔体过热温度的增加而降低。合金的形核过冷度则随过热温度的增加呈现先增加后降低的趋势,在1780℃时,合金的形核过冷度有最大值。在1500-1600℃和1700-1780℃温度区间内,合金的形核过冷度会突然增加,反映了合金熔体结构发生改变。（2）在熔体过热温度一定时,熔体结构转变存在临界过热时间和临界冷却速率。DD90合金熔体温度在1600℃时,其保温时间只有大于15 min,合金的形核过冷度才会增加。熔体冷却速率的增加会导致形核过冷度增大,但是在熔体冷却速率超过15℃/min时,形核过冷度基本不变。（3）基于粘度和形核过冷度随过热温度、过热时间以及冷却速度的变化规律,选择1500℃、1600℃、1700℃和1800℃为熔体超温处理温度,熔体超温处理时间为30 min。在熔体超温处理温度不超过1700℃时,合金元素在界面两侧趋于均匀分布,溶质分配系数趋近于1。（4）熔体热历史可以显着影响合金的固液界面形貌和凝固组织特征。当熔体超温处理温度小于1700℃时,熔体超温处理增强了固液界面稳定性,细化了枝晶组织,降低了?/??共晶组织的体积分数,减小了枝晶干和枝晶间??相尺寸。过高的熔体温度反而降低了固液界面稳定性,并且也导致枝晶间距、?/??共晶组织的体积分数以及枝晶干和枝晶间??相的尺寸增加,熔体超温处理对界面稳定性及组织的影响减弱。（5）熔体超温处理也会明显影响晶粒竞争生长速率。对于汇聚型双晶竞争生长,随着熔体超温处理温度的升高,熔体超温处理增加了晶粒的淘汰速率,并且在熔体超温处理温度为1700℃时,淘汰速率最快。（6）在熔体超温处理温度从1500℃增加到1700℃时,热处理后合金的γ′相的尺寸减小,分布更均匀,体积分数增大,热处理态试样1100℃/137 MPa的平均持久寿命从51.5 h提高到64.8 h,提高了约26%,达到了在合金中添加2 wt.%Ru之后的持久寿命。进一步增加熔体超温处理温度到1800℃,导致γ′相的尺寸增加,体积分数降低,合金的平均持久寿命下降。
廉心桐[7]（2018）在《P与高温合金主要基体元素间的交互作用》文中指出近些年研究结果表明,在某些高温合金中加入适当含量的P元素,能显着提高合金的持久及蠕变性能。因此,关于P的作用研究成为热点问题。但由于高温合金中的合金元素种类多至十余种,使得P的作用及机理研究变得复杂。因此,本文并未选用现有牌号的高温合金,而是设计了更便于研究的新合金体系。首先,在综合分析确定Ni-Cr系合金及Ni-Cr-Fe系合金基体均为稳定γ相的前提下,调整Ni、Fe含量的比例。其次,合金中除了加入P以及少量用于强化晶界的C外,不加入Al、Ti、Nb等强化元素,排除γ’及γ"相的干扰。最后,通过调整合金中的P含量,对比分析P与主要基体强化元素间的交互作用,为深入了解P在合金基体中的强化机理,提高合金使用性能以及发展新合金提供可参考的方法及途径。本文首先研究了 P对Ni-Cr系合金的铸态组织,轧态组织以及不同热处理条件下力学性能的影响。结果表明,P含量的提高,细化Ni-Cr合金的铸态组织,减小Cr元素在铸态组织中的偏析。P抑制轧态合金中α-Cr相的析出。分析认为P除了在晶界存在“优先占位”现象外,P还降低了Cr在α-Cr相的活度系数,从而降低其析出驱动力。P含量的增加使得轧态合金的拉伸强度下降,但冲击性能上升。通过固溶处理将α-Cr相完全溶解之后,P对合金的拉伸性能无明显影响,但仍会提高合金的冲击性能。同时,固溶P原子对冲击试样中的位错组态影响显着,证明固溶态的P原子对合金基体有重要作用。本文也研究了 P含量变化对Ni-Cr-15Fe系合金的晶粒形核及长大的影响。P含量的提高显着影响合金的铸态枝晶组织,明显促进了晶粒生长,抑制晶粒形核。同时,在枝晶间的区域以及晶界上形成大量的P化物,说明过饱和P原主要存在于未凝固的剩余液体中,在最后凝固析出。除了晶界和枝晶间析出相以外,当P含量高于0.27wt.%时,晶内有含P的M23C6相析出,说明晶内的P原子已达饱和状态。能谱结果显示,距离晶界越近,P含量越高,证明了 P确实有向晶界偏聚的趋势。Fe含量的变化也显着影响了含P的Ni-Cr-Fe系合金凝固组织,元素偏析及力学性能。结果表明,Fe含量的增加,细化铸态枝晶组织。随着Fe含量的增加,P在枝晶中的富集位置逐渐由枝晶间向枝晶干转移,说明Fe含量的增加提高了P在基体的固溶度。枝晶间及枝晶干的硬度变化也证实了 P原子在基体中的固溶强化作用。Fe含量的增加,降低固溶态合金的拉伸性能及持久性能,断裂方式也由穿晶断裂向沿晶断裂转变。基于之前对Ni-Cr系及Ni-Cr-Fe系合金的结果,着重研究了 Ni-Cr-15Fe系合金及Ni-Cr-30Fe系合金在不同P含量下的组织性能变化。结果发现,P含量的增加促进晶界M3P相的析出,在蠕变初期起到强化晶界的作用。晶内显微硬度的变化,证明P在基体中的固溶强化作用是提高晶内强度的关键,也是蠕变性能提高的主要原因。证实了 P的有益作用确实具有合金选择性,在较低Fe含量的合金中,适当提高P含量既可以通过析出相强化晶界,也可发挥P在晶内的固溶强化作用,使其性能达到最优。
浦一凡[8]（2017）在《DZ125合金的组织演化及再结晶行为研究》文中研究表明DZ125是一种定向凝固镍基高温合金,是航空发动机涡轮叶片的主要材料。本文利用金相显微镜、扫描电子显微镜（SEM）、场发射电子显微镜（FESEM）、能谱分析（EDS）、差示扫描分析（DSC）等方法对DZ125定向凝固高温合金组织形貌进行观察和分析。研究了DZ125合金铸态、热处理态及长期时效过程中??相形貌、碳化物形貌及共晶组织的演化规律,以及不同加载方式、不同热处理条件对DZ125合金再结晶行为的影响规律。试验结果表明:DZ125定向凝固高温合金的铸态组织呈典型的枝晶结构,枝晶间区域含有较多的?/??共晶组织并且含有富含Ta和Hf的MC型一次碳化物。固溶处理过程中,?/??共晶组织全部溶解,MC碳化物分散成颗粒状。时效过程中析出的二次MC型碳化物在晶内并且在晶界上析出富含W、Mo的M6C碳化物。在整个热处理过程中MC碳化物中Hf的含量明显逐渐增加。在长期时效过程中,时效温度越高,时效时间越长,??相粗化速率越大,且枝晶干处??相的粗化速率明显高于枝晶间处的粗化速率。在整个长期时效过程中,TCP相数量很少,表明DZ125合金具有良好的组织稳定性。随着吹砂压力或吹砂时间的增加,DZ125合金表面变形量增大。标准热处理后再结晶层厚度均明显增大,吹砂时间对再结晶的影响尤为严重。当热处理温度小于等于1150℃时,再结晶均为胞状再结晶;当热处理温度高于1150℃时,由胞状再结晶逐渐转变为等轴状再结晶。再结晶厚度随着热处理温度的升高而明显增大。再结晶厚度随热处理时间延长而增厚,但在前30min增加的速度较快,而后逐渐减慢,热处理时间超过2小时后,再结晶层厚度变化不大。对三种初始状态（铸态、固溶态和时效态）的DZ125合金试样进行吹砂然后标准热处理得到的铸态试样的再结晶层最厚,其次是固溶态,然后是时效态。870℃去应力退火没有改变DZ125合金的再结晶温度,但均降低了再结晶层厚度,随着去应力退火时间的增加,再结晶层厚度逐渐降低;当去应力退火时间为500h时,再结晶层厚度相比未去应力退火状态约降低了50%。
秦春[9]（2015）在《TC11/Ti-Al-Nb接合界面组织演化规律及稳定机理研究》文中提出为了解决常规单一合金制造的高性能发动机高压压气机盘难以满足大温度梯度和应力梯度的工作环境问题,采用高温性能优异的金属间化合物与中低温性能优异的钛合金焊接制成双合金盘来替代高温合金压气机盘,能够有效减轻发动机的重量,提高推重比。而异种钛合金连接件和基体合金在化学成分及使用温度下的性能都有区别,探索其变形工艺提高接头组织性能稳定性显得至关重要;由于高压压气机盘的服役环境恶劣,长时间与高温高压气体接触,双合金盘件的接合界面组织变化对性能的影响是一个亟需解决的难题。基于此本文以TC11/Ti-Al-Nb双合金热模拟压缩实验为基础,优化变形参数;同时结合等温锻造实验和热稳定实验,分析了热力作用对连接界面组织的影响规律,确定了不同显微组织对力学性能的影响规律及拉伸断裂机理;建立了析出相的组织参数与拉伸性能之间的定量关系。主要的研究内容及成果如下:TC11/Ti-22Al-25Nb双合金高温变形时的流动应力对变形温度和应变速率敏感。随着变形温度的升高和应变速率的减小,流动应力降低;在高温大应变速率下,应力-应变曲线出现不连续屈服的特征;基于Arrhenius型双曲正弦方程建立的双合金高温变形本构方程能很好的描述双合金的流变行为。基于动态材料模型及Prasad失稳准则构建了TC11/Ti-22Al-25Nb双合金的热加工图。优化了双合金的热加工参数,获得了双合金热加工过程中的安全区域:900-1060℃,0.001-0.6s-1;而当应变速率大于0.6s-1,会出现绝热剪切、焊缝和基体结合处开裂以及局部塑性流动的失稳变形机制;随着变形程度的增加,变形塑性失稳区域由低温高应变速率、高温高应变速率向低应变速率和中间变形温度区域扩展。研究了合金成分对TC11/Ti-Al-Nb双合金连接件界面组织及性能的影响规律,随着Nb元素含量的增加,热处理后焊缝熔合区析出的α2相含量减少;性能对比可以发现,TC11/Ti-22Al-27Nb连接件的拉伸性能较好。焊缝区域组织的演变引起了显微硬度的变化,TC11合金侧热影响区马氏体α’的分解会造成显微硬度的降低,而焊缝熔合区域以及Ti-22Al-27Nb合金侧热影响区二次相的析出会造成显微硬度的增加。焊缝区域弹性模量的分布呈现出“U”型,焊缝熔合区域的数值较低,等温锻造及热处理都能够提高焊缝区域的弹性模量。TC11/Ti-22Al-25Nb双合金接头的组织和性能受热加工历史的影响。焊态下,焊缝熔合区由β相组成;940℃变形及热处理后晶界由断续的α/α2相组成,晶粒内部分布着等轴α2相以及细小的O相;而变形温度升高至980℃和1020℃,等轴α2相消失,β基体中只剩下细小的O相;通过室温拉伸性能可以发现,等温锻造变形使得焊缝熔合区的抗拉强度得到提高;随着变形程度的增加,焊缝熔合区组织中析出的O相厚度增加,导致了连接件的拉伸强度降低;而应变速率升高,组织中析出的O相片层增多,弥散强化作用增强,拉伸强度升高;300℃和500℃高温拉伸过程中,连接件断裂位置转移至TC11合金母材侧。获得了TC11/Ti-22Al-25Nb双合金连接件在热暴露条件下的组织稳定条件。500℃热暴露时TC11合金基体组织中的细片状α相较稳定,热暴露温度升至600℃和700℃,细片状α相厚度随着热暴露时间的增加逐渐变厚,同时组织中还析出了脆性α2相和硅化物;Ti-22Al-25Nb合金在700℃以下热暴露时组织较稳定,当热暴露温度达到700℃时,组织中的B2相发生分解,生成O相和无序结构的β相;随着暴露温度升高和暴露时间的延长,焊缝组织中O相片层厚度逐渐增加,在700℃热暴露下,O相片层厚度增加迅速。随着热暴露时间增加,室温拉伸强度及塑性都呈下降的趋势;500℃热暴露下,拉伸断裂在接头处,600℃和700℃热暴露下,断裂位置转移至TC11合金侧。界面两侧元素的浓度差随热暴露温度的升高而逐渐变缓。双合金接头区域组织形态的改变是造成接头力学性能变化的内在原因。等温锻造+热处理使得双合金连接接头性能强化的主要机制是析出的二次相的强化作用,但由于第二相大小及分布的不均匀性,造成了塑性的降低;细片状α相及粗大的晶界α2相都会造成接头拉伸塑性的降低;热暴露过程中,片状α相和O相发生粗化,都造成了拉伸塑性的降低;随着热暴露温度的升高,α2相沿晶界析出并发生长大,增加了晶界的脆性,同时O相粗化严重,二者共同的作用使得焊缝的冲击韧性降低。计算O相和α相在热稳定时的生长动力学参数可知,O相和α相的生长指数随着温度的提高而增加;而随着保温时间的延长,O相和α相的长大激活能变化较小。构造了O相、α相片层厚度和拉伸性能的定量关系式,屈服强度、延伸率和相的片层厚度能很好的满足霍尔-佩奇公式。
李金韬[10]（2015）在《冷坩埚定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb组织与持久性能研究》文中研究表明Ti Al基合金具有高的比强度、比刚度和高温抗氧化性能以及抗高温蠕变性能,使其成为航空航天结构件的潜在选用材料之一,不断提高Ti Al基合金的高温力学性能是保证其安全可靠使用的关键因素之一。高温持久强度是衡量结构材料在高温条件下安全使用可靠程度的重要指标之一,然而目前有关Ti Al基合金组织对高温持久性能影响的研究还相对较少,不利于对Ti Al基合金高温使用性能的综合预估,因此深入研究其高温持久强度和预测持久寿命对Ti Al基合金的研究具有重要的理论和工程意义。本文利用电磁冷坩埚定向凝固技术制备了具有定向凝固组织的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金方锭,研究了定向凝固时抽拉速度变化对其凝固组织的影响。采用高温蠕变持久试验机测试了定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的持久性能,绘制持久寿命曲线,并在给定温度条件下,建立了定向凝固合金的持久强度与高温抗拉强度之间关系的数学模型,为Ti Al基合金持久寿命预测奠定了基础。随着抽拉速度的提高,定向凝固的固/液界面下凹程度增大,柱状晶生长方向与抽拉方向的夹角增大,柱状晶的二次枝晶臂变得发达,但晶粒尺寸和片层间距逐渐减小。抽拉速度与片层间距之间满足关系式:λ=126.8v-1.5。随着抽拉速度的提高,定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的室温以及高温拉伸力学性能均增加。抽拉速度为1.2mm/min时,室温抗拉强度达到568MPa,伸长率达到1.5%,800℃抗拉强度达到458MPa,伸长率达到5.1%。抽拉速度为1.0mm/min时,高温拉伸强度随温度变化的函数关系式:σ0=273.885714+1.742000（T-273）-0.001857（T-237）2。对拉伸试样的断口形貌分析表明,断裂方式由沿着片层面和穿越片层面的混合断裂组成,无论室温还是高温下其均表现为脆性断裂,但高温时局部微区会存在延性断裂,800℃时高温抗拉强度与片层间距的关系式σb=374.5+0.238λ-0.5。测定了两个温度不同应力状态下的定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的高温持久性能。结果表明,抽拉速率为1.0mm/min时持久试样在650℃/175MPa状态下的持久寿命最长达到89h,定向凝固试样的持久寿命远高于铸态试样。温度的升高和应力的增加均使试样持久寿命降低,当试验条件相同时,抽拉速率为1.2mm/min的定向凝固试样其持久寿命最高。断口形貌分析表明Ti A1基合金的片层组织稳定性在很大程度上决定了材料的持久强度高低,层片越密集,其组织稳定性越高,持久寿命也增加。定向凝固持久试样的断裂方式主要是穿片层断裂和沿片层的撕裂,这与高温拉伸的断裂方式相类似。当温度升高至800℃时,该合金的持久塑性得到提高。通过线性回归方程在双对数坐标上绘制出应力-断裂时间曲线,并拟合得到经验方程式lnσ=6.209912-0.232990lnt,并依据此方程外推得到650℃持久时间为500h时持久强度值为116.98MPa。应用Larson-Miller和Manson-Haferd参数法建立了持久强度预测模型,只需通过测试定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb高温瞬时拉伸强度就可以计算推测出材料的持久强度。采用这两个模型得到的预测值与实测值十分接近,同时发现Larson-Miller和Manson-Haferd参数的取值不是固定不变的,并受到温度的影响。
二、In783合金中β相特征及对持久性能的影响研究（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、In783合金中β相特征及对持久性能的影响研究（论文提纲范文）
（1）超超临界机组耐热钢和高温合金的性能劣化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 P92钢的发展与研究进展 |
| 1.2.1 P92钢的发展 |
| 1.2.2 P92钢的研究现状 |
| 1.3 Inconel783合金的发展与研究现状 |
| 1.3.1 Inconel783合金的发展 |
| 1.3.2 Inconel783合金的研究现状 |
| 1.4 T23钢的发展与研究进展 |
| 1.4.1 T23钢的发展 |
| 1.4.2 T23钢的研究现状 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 1.5.1 P92钢的主要研究内容 |
| 1.5.2 Inconel783合金的主要研究内容 |
| 1.5.3 T23钢的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 P92钢实验材料 |
| 2.2 Inconel783合金实验材料 |
| 2.2.1 国产Inconel783合金性能参数 |
| 2.2.2 进口Inconel783合金基本性能 |
| 2.3 高温时效实验 |
| 2.3.1 P92钢高温时效实验及样品制取 |
| 2.3.2 国产Inconel783合金高温时效实验及样品制取 |
| 2.4 微观组织与结构分析 |
| 2.4.1 OM金相组织 |
| 2.4.2 SEM微观形貌 |
| 2.4.3 EDS元素分布 |
| 2.4.4 XRD相组成 |
| 2.4.5 TEM相结构/点阵 |
| 2.5 力学性能分析 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 布氏硬度测试 |
| 2.5.3 力学拉伸实验 |
| 2.5.4 冲击试验 |
| 2.6 化学成分分析 |
| 2.7 高温持久强度实验 |
| 第3章 P92钢650℃与680℃时效的组织及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材质成分分析 |
| 3.3 金相组织分析 |
| 3.4 SEM-EDS元素分布及XRD能谱分析 |
| 3.5 SEM扫描电镜分析 |
| 3.6 TEM透射电镜分析 |
| 3.7 650℃与680℃时效力学性能变化及机理研究 |
| 3.7.1 布氏硬度和显微硬度 |
| 3.7.2 室温拉伸性能 |
| 3.7.3 高温拉伸性能 |
| 3.7.4 拉伸断口形貌分析 |
| 3.7.5 力学性能变化机理分析 |
| 3.8 P92钢强度预测模型研究 |
| 3.8.1 时效温度对P92钢性能的影响 |
| 3.8.2 强度与硬度的物理关系 |
| 3.8.3 P92钢的强度预测模型 |
| 3.9 本章小结 |
| 第4章 P92钢蠕变断裂寿命实验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 持久强度测定的理论依据 |
| 4.2.1 等温线外推法 |
| 4.2.2 Larson-Miller参数法 |
| 4.3 实验参数 |
| 4.4 金相组织分析 |
| 4.5 SEM扫描电镜分析 |
| 4.6 TEM透射电镜分析 |
| 4.7 基于持久强度的蠕变寿命评估模型 |
| 4.8 硬度测试 |
| 4.9 基于显微硬度的蠕变寿命监测模型 |
| 4.10 本章小结 |
| 第5章 Incone1783合金650℃与700℃时效组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 金相组织分析 |
| 5.3 SEM扫描电镜分析 |
| 5.4 SEM-EDS元素分布分析 |
| 5.5 TEM透射电镜分析 |
| 5.6 650℃时效力学性能及断口形貌分析 |
| 5.6.1 650℃时效室温拉伸性能 |
| 5.6.2 650℃时效冲击韧性 |
| 5.6.3 650℃时效硬度测试 |
| 5.6.4 650℃时效高温拉伸性能 |
| 5.7 700℃时效力学性能及其与650℃时效的对比研究 |
| 5.7.1 700℃时效室温拉伸性能 |
| 5.7.2 700℃时效冲击韧性 |
| 5.7.3 Incone1783合金冲击韧性预测模型 |
| 5.7.4 700℃时效硬度测试 |
| 5.7.5 700℃时效高温拉伸性能 |
| 5.8 650℃与700℃时效拉伸断口分析 |
| 5.8.1 室温拉伸断口 |
| 5.8.2 高温拉伸断口 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 长时服役后T23钢组织和力学性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试样制备与试验方法 |
| 6.3 金相组织与SEM扫描电镜分析 |
| 6.4 SEM-EDS元素分布分析 |
| 6.5 TEM透射电镜分析 |
| 6.6 力学拉伸性能 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新成果 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）磷在镍基变形高温合金中的强化作用及偏聚行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镍基单晶高温合金的发展 |
| 1.2 镍基高温合金中的合金元素 |
| 1.3 高温合金的分类 |
| 1.4 P微合金化在高温合金中的发展阶段 |
| 1.5 P在铸态合金中的作用 |
| 1.5.1 P对铸态合金持久寿命的影响 |
| 1.5.2 P对铸态合金组织的影响 |
| 1.5.3 P对铸态合金析出相的影响 |
| 1.6 P对变形高温合金的影响 |
| 1.6.1 P对变形高温合金力学性能的作用 |
| 1.6.2 P对高温合金析出相的作用 |
| 1.6.3 P对晶界的影响 |
| 1.6.4 P的偏聚行为 |
| 1.7 课题研究内容及研究意义 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验合金成分 |
| 2.1.1 合金成分 |
| 2.1.2 铸锭的制备过程 |
| 2.1.3 变形高温合金的制备过程 |
| 2.2 组织观察及力学试验 |
| 2.2.1 铸态宏观低倍组织的观察 |
| 2.2.2 金相试样的制备及组织观察 |
| 2.2.3 透射电镜试样的制备及观察 |
| 2.2.4 EBSD实验 |
| 2.2.5 拉伸实验 |
| 2.2.6 X射线衍射实验 |
| 第3章 P对两类合金铸态组织的影响 |
| 3.1 实验结果 |
| 3.1.1 P对Ni-Cr系合金组织的影响 |
| 3.1.2 P对 Ni-Cr-Fe系合金组织的影响 |
| 3.1.3 铸造高温合金中的磷化物 |
| 3.2 讨论 |
| 3.2.1 Fe、P元素对两类合金宏观组织的影响 |
| 3.2.2 铸造高温合金中的磷化物 |
| 第4章 P对Ni-Cr系变形高温合金的影响 |
| 4.1 实验结果 |
| 4.1.1 轧制态组织与力学性能实验 |
| 4.1.2 P对Ni-Cr系合金晶粒长大的影响 |
| 4.1.3 P对固溶态试样的力学性能影响 |
| 4.2 讨论 |
| 4.2.1 P对晶粒长大的促进作用 |
| 4.2.2 P对Ni-Cr合金力学性能的影响 |
| 第5章 P对 Ni-Cr-Fe系变形高温合金的影响 |
| 5.1 实验结果 |
| 5.1.1 轧制态组织与力学性能实验 |
| 5.1.2 P对 Ni-Cr-Fe系合金晶粒长大的影响 |
| 5.1.3 P对固溶态试样的力学性能影响 |
| 5.1.4 固溶处理前后X射线衍射实验 |
| 5.2 讨论 |
| 5.2.1 磷对Ni-Cr-Fe系合金力学性能的影响 |
| 5.2.2 磷对Ni-Cr-Fe系合金晶粒长大的作用 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（3）冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 微观组织对高温性能的影响 |
| 1.2.2 TiAl合金断裂韧性 |
| 1.2.3 高温持久性能及断裂机理 |
| 1.2.4 高温持久强度预测 |
| 1.3 冷坩埚定向凝固技术 |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第2章 研究路线与实验方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 试验材料及设备 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 电磁冷坩埚定向凝固设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 组织及相组成分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 第3章 冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温拉伸性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固铸锭的稳定生长区组织 |
| 3.3 定向凝固TiAl合金铸锭高温拉伸试验 |
| 3.3.1 定向凝固Ti-45Al-7Nb合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.3.2 定向凝固Ti-45Al-8Nb合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.3.3 定向凝固Ti-45Al-7Nb(Cr,Zr)合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.3.4 定向凝固Ti-45Al-7Nb(W,Cr,B)合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.4 相同温度下不同成分的拉伸性能 |
| 3.4.1 700℃不同成分的拉伸性能 |
| 3.4.2 800℃不同成分的拉伸性能 |
| 3.5 组织与高温拉伸性能的关系 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 定向凝固TiAl合金高温断裂韧性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 相同温度下不同成分的合金定向凝固铸锭断裂韧性 |
| 4.3 不同温度下相同成分的合金定向凝固铸锭断裂韧性 |
| 4.4 定向凝固Ti-45Al-7Nb合金不同切口取向的断裂韧性 |
| 4.5 断裂韧性断口形貌 |
| 4.6 裂纹扩展 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 定向凝固Ti-45Al-7Nb合金高温持久性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 持久寿命测试及断口形貌 |
| 5.3 持久强度极限的外推及持久寿命预测 |
| 5.3.1 持久强度极限的外推 |
| 5.3.2 持久寿命预测 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）(TiBw+（Ti,Zr）5Si3)/TA15复合材料蠕变及持久性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究的目的和意义 |
| 1.2 钛基复合材料 |
| 1.2.1 连续增强钛基复合材料 |
| 1.2.2 非连续增强钛基复合材料 |
| 1.3 钛合金中的合金化元素 |
| 1.3.1 Al元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.2 Mo元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.3 V元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.4 Zr元素在钛合金中的作用 |
| 1.3.5 Si元素在钛合金中的作用 |
| 1.4 钛基复合材料热变形及热处理 |
| 1.4.1 热变形对钛基复合材料性能的影响 |
| 1.4.2 热处理对钛基复合材料性能的影响 |
| 1.5 钛基复合材料的物理及力学性能 |
| 1.5.1 材料的热膨胀系数 |
| 1.5.2 材料的高温拉伸性能 |
| 1.5.3 材料的高温蠕变性能 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 复合材料的制备方法 |
| 2.2.1 球磨及烧结工艺 |
| 2.2.2 热轧制工艺 |
| 2.2.3 热处理工艺 |
| 2.3 材料组织观察及性能测试 |
| 2.3.1 物相分析及组织观察 |
| 2.3.2 室温拉伸测试 |
| 2.3.3 高温拉伸测试 |
| 2.3.4 高温弹性模量测试 |
| 2.3.5 热膨胀系数测试 |
| 2.3.6 高温蠕变测试 |
| 第3章 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料显微组织及力学和物理性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料的显微组织 |
| 3.2.1 复合材料组织观察 |
| 3.2.2 TA15 合金组织观察 |
| 3.3 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料的拉伸性能 |
| 3.3.1 不同材料室温拉伸性能测试 |
| 3.3.2 不同材料室温拉伸断口分析 |
| 3.3.3 不同材料高温拉伸性能测试 |
| 3.3.4 不同材料高温拉伸断口分析 |
| 3.4 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料的高温弹性模量及热膨胀系数 |
| 3.4.1 不同材料高温弹性模量性能测试 |
| 3.4.2 不同材料热膨胀系数性能测试 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料高温蠕变及持久性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 轧制工艺对复合材料持久性能的影响 |
| 4.3 轧制态复合材料及TA15 合金高温蠕变性能 |
| 4.4 轧制态复合材料及TA15 合金高温持久性能 |
| 4.5 轧制态复合材料及TA15 合金蠕变过程微观分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 热处理对轧制态(TiBw+(Ti,Zr)_5Si_3)/TA15 复合材料持久性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料α/β相变温度估算 |
| 5.3 固溶条件对材料持久性能的影响 |
| 5.3.1 固溶温度对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.3.2 固溶时间对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.4 时效条件对材料持久性能的影响 |
| 5.4.1 时效温度对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.4.2 时效时间对材料微观组织及持久性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（5）P和B在IN718系合金中的晶内强化作用及其与非平衡晶界偏聚的关系（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概况 |
| 1.2 IN718合金概况 |
| 1.2.1 IN718合金简介 |
| 1.2.2 IN718合金组织特征 |
| 1.3 P在高温合金中的分布和偏聚行为 |
| 1.3.1 P在高温合金中的分布 |
| 1.3.2 P在高温合金中的偏聚行为 |
| 1.4 P对高温合金组织的影响 |
| 1.4.1 P对高温合金凝固行为和铸态组织的影响 |
| 1.4.2 P对高温合金晶界析出相的影响 |
| 1.4.3 P对高温合金晶内强化相析出的影响 |
| 1.5 P对高温合金性能的影响 |
| 1.5.1 P对高温合金持久性能的影响 |
| 1.5.2 P对高温合金蠕变性能的影响 |
| 1.5.3 P对高温合金拉伸性能的影响 |
| 1.6 P在高温合金中的影响机制 |
| 1.6.1 P对高温合金晶界的影响机制 |
| 1.6.2 P对高温合金晶内的影响机制 |
| 1.7 B在高温合金中的作用和影响机制 |
| 1.8 本文的研究意义和主要内容 |
| 第2章 P、B对γ"和γ'相析出的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 热处理 |
| 2.2.3 组织观察和性能测试 |
| 2.2.4 P在γ'和γ"相中含量的定量分析 |
| 2.2.5 第一性原理计算P在γ'和γ"相中的作用 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 P和B的复合作用 |
| 2.3.2 B的作用 |
| 2.3.3 P的作用 |
| 2.4 讨论 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 恒温过程P的偏聚行为及其对晶内相析出的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 热处理制度 |
| 3.2.3 显微组织观察和硬度测试 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 恒温时间与P对晶内强化作用之间的关系 |
| 3.3.2 经预处理后无B合金恒温时间与P对晶内强化作用之间的关系 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 连续冷却过程P的偏聚行为及其对晶内相析出的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料和方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 热处理 |
| 4.2.3 组织观察和性能测试 |
| 4.2.4 温度场计算 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 P对基体硬度以及γ'和γ"相析出的影响 |
| 4.3.2 P对拉伸性能的影响 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 晶界面积和冷却速率对P加速γ'和γ"相析出的影响 |
| 4.4.2 晶界面积和冷却速率对P偏聚行为以及γ'和γ"相析出的影响 |
| 4.4.3 P在连续冷却过程中的临界冷却速率现象及其对γ'和γ"相析出的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 磷和硼对晶界和晶内的作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 热处理 |
| 5.2.3 组织观察和性能测试 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 单独添加P的影响 |
| 5.3.2 单独添加B的影响 |
| 5.3.3 P和B复合添加的影响 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 P的作用机制 |
| 5.4.2 B的作用机制 |
| 5.4.3 P和B对力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文和取得的其它研究成果 |
| 作者简介 |
（6）熔体超温处理对第三代单晶高温合金凝固过程和组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 物理量名称及符号表 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镍基单晶高温合金的发展现状 |
| 1.3 熔体超温处理技术及其应用 |
| 1.3.1 熔体超温处理 |
| 1.3.2 熔体超温处理对熔体结构的影响 |
| 1.3.3 熔体超温处理在高温合金中的应用 |
| 1.4 存在的问题和研究意义 |
| 1.5 研究目标和内容 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究方案 |
| 1.5.3 研究内容 |
| 第2章 实验及分析测试方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 熔体特性与凝固特性测试 |
| 2.2.1 表面张力和粘度 |
| 2.2.2 差热分析(DTA) |
| 2.3 Bridgman定向凝固 |
| 2.3.1 籽晶制备 |
| 2.3.2 熔体超温处理单晶试样制备 |
| 2.3.3 温度梯度的确定 |
| 2.3.4 双晶竞争生长 |
| 2.4 单晶试样的热处理和持久性能 |
| 2.4.1 单晶合金的热处理 |
| 2.4.2 单晶高温合金持久性能的测试 |
| 2.5 铸态和热处理组织分析 |
| 2.5.1 元素分布以及偏析 |
| 2.5.2 枝晶间距 |
| 2.5.3 γ/γ′共晶组织和γ′相 |
| 2.5.4 断口形貌与筏化组织 |
| 第3章 DD90 合金的熔体特性和凝固特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔体温度对粘度和表面张力的影响 |
| 3.3 熔体热历史对凝固特性的影响 |
| 3.3.1 熔体过热温度 |
| 3.3.2 熔体过热时间 |
| 3.3.3 熔体冷却速率 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 熔体超温处理对DD90 合金溶质分配的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熔体超温处理对溶质分布状态的影响 |
| 4.2.1 熔体超温处理时间和静置时间 |
| 4.2.2 熔体超温处理温度 |
| 4.3 熔体超温处理工艺对溶质分配系数的影响 |
| 4.3.1 熔体超温处理温度 |
| 4.3.2 熔体超温处理时间 |
| 4.3.3 熔体静置时间 |
| 4.3.4 熔体超温处理温度对枝晶凝固偏析的影响 |
| 4.4 熔体超温处理对溶质分配系数的影响机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 熔体超温处理DD90 合金的凝固组织 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 凝固界面形貌演化 |
| 5.2.1 抽拉速率 |
| 5.2.2 熔体超温处理温度 |
| 5.3 熔体超温处理工艺对凝固组织的影响 |
| 5.3.1 枝晶间距 |
| 5.3.2 γ/γ′共晶组织 |
| 5.3.3 γ′相的尺寸和形貌 |
| 5.4 熔体超温处理对晶粒竞争生长行为的影响 |
| 5.4.1 熔体超温处理温度 |
| 5.4.2 熔体超温处理时间 |
| 5.4.3 熔体超温处理制度对晶粒竞争生长的影响机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 熔体超温处理DD90 合金的热处理及持久性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 DD90 高温合金热处理制度的调整 |
| 6.2.1 不同Ru含量高温合金在平界面凝固过程中相的析出规律 |
| 6.2.2 THERMO-CALC计算的凝固路径及NiAl相的析出温度 |
| 6.2.3 枝晶凝固过程中NiAl相的析出顺序 |
| 6.2.4 熔体超温处理工艺对凝固路径的影响 |
| 6.2.5 熔体超温处理后单晶高温合金的热处理制度调整 |
| 6.3 熔体超温处理对高温持久性能的影响 |
| 6.3.1 合金的持久性能 |
| 6.3.2 合金持久断裂后的组织 |
| 6.3.3 不同熔体超温处理DD90 镍基单晶合金持久断裂的机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（7）P与高温合金主要基体元素间的交互作用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金简介 |
| 1.2 镍基高温合金及其发展 |
| 1.3 高温合金中的微量元素 |
| 1.3.1 P的双重作用 |
| 1.3.2 P的性质 |
| 1.4 P对高温合金的影响 |
| 1.4.1 P的凝固偏析 |
| 1.4.2 P的晶界偏聚 |
| 1.4.3 P对力学性能的作用 |
| 1.5 P对高温合金的影响机理 |
| 1.5.1 P对晶界结合力,晶界能及晶界扩散的影响 |
| 1.5.2 P对析出相的影响 |
| 1.5.3 P与其他元素的交互作用 |
| 1.5.4 P对晶内的影响 |
| 1.5.5 目前研究存在的问题 |
| 1.6 研究意义和主要内容 |
| 第2章 P对Ni-Cr合金组织及性能的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料及方法 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 热处理制度 |
| 2.2.3 显微组织观察及力学性能测试 |
| 2.3 试验结果 |
| 2.3.1 铸态组织及元素偏析 |
| 2.3.2 轧态及时效态组织 |
| 2.3.3 拉伸性能及冲击性能 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 α-Cr相的作用 |
| 2.4.2 P的作用 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 P对Ni-Cr-15Fe系合金组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料及方法 |
| 3.2.1 试验材料 |
| 3.2.2 显微组织观察及力学性能测试 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 铸态组织及析出相 |
| 3.3.2 元素偏析 |
| 3.3.3 力学性能 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Fe对含P的Ni-Cr-Fe系合金组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料及方法 |
| 4.2.1 试验材料 |
| 4.2.2 热处理制度 |
| 4.2.3 显微组织观察及力学性能测试 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.1 铸态组织、元素偏析及硬度变化 |
| 4.3.2 轧态及固溶态组织 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 Fe对合金铸态组织及P元素偏析的影响 |
| 4.4.2 Fe和P元素对力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 P和Fe的交互作用对Ni-Cr-Fe系合金组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料及方法 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 热处理制度 |
| 5.2.3 显微组织观察及力学性能测试 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 固溶态组织 |
| 5.3.2 高温拉伸及蠕变性能 |
| 5.3.3 蠕变组织 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 Fe及P元素对析出相的影响 |
| 5.4.2 Fe及P元素对蠕变性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的研究成果 |
| 作者简介 |
（8）DZ125合金的组织演化及再结晶行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金的发展及趋势 |
| 1.1.1 高温合金概述 |
| 1.1.2 高温合金的发展趋势 |
| 1.1.3 定向凝固高温合金 |
| 1.2 高温合金的分类 |
| 1.2.1 镍基高温合金的显微组织 |
| 1.2.2 高温合金中各元素的作用 |
| 1.3 高温合金强化原理 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 第二相强化 |
| 1.3.3 晶界强化 |
| 1.4 定向凝固技术在镍基高温合金中的应用 |
| 1.4.1 定向凝固原理 |
| 1.4.2 定向凝固技术的应用 |
| 1.5 定向凝固和单晶高温合金再结晶的影响因素 |
| 1.5.1 加载方式对定向凝固高温合金的再结晶的影响 |
| 1.5.2 第二相粒子对定向凝固高温合金的再结晶的影响 |
| 1.5.3 热处理温度对定向凝固高温合金的再结晶的影响 |
| 1.6 定向凝固高温合金的再结晶的抑制方法 |
| 1.7 课题来源 |
| 1.8 课题研究目的及意义 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 试样制备 |
| 2.3.1 定向凝固试样制备 |
| 2.3.2 金相试样制备 |
| 2.4 试验内容及方法 |
| 2.4.1 热处理温度测定 |
| 2.4.2 铸态及热处理态组织分析 |
| 2.4.3 长期时效处理及组织分析 |
| 2.4.4 不同吹砂处理及其再结晶组织分析 |
| 2.4.5 不同热处理方式及其再结晶组织分析 |
| 2.4.6 去应力退火处理及其再结晶组织分析 |
| 第3章 试验结果与分析 |
| 3.1 DZ125合金的铸态组织 |
| 3.1.1 合金的铸态组织分析 |
| 3.1.2 DSC分析 |
| 3.2 DZ125合金热处理态组织 |
| 3.3 DZ125合金长期时效过程中的组织演化 |
| 3.3.1 不同温度和时间??相的粗化行为 |
| 3.3.2 950℃长期时效枝晶间和枝晶干??相的粗化 |
| 3.3.3 长期时效碳化物演化 |
| 3.3.4 TCP相的析出 |
| 3.4 吹砂工艺对再结晶行为的影响 |
| 3.4.1 吹砂强度对再结晶行为的影响 |
| 3.4.2 吹砂时间对DZ125合金再结晶行为的影响 |
| 3.5 热处理条件对DZ125合金再结晶的影响 |
| 3.5.1 热处理温度对合金再结晶行为的影响 |
| 3.5.2 热处理时间对DZ125合金再结晶的影响 |
| 3.5.3 合金状态对DZ125合金再结晶的影响 |
| 3.5.4 去应力退火对DZ125合金再结晶的影响 |
| 第4章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（9）TC11/Ti-Al-Nb接合界面组织演化规律及稳定机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金及钛基金属间化合物概述 |
| 1.2.1 钛合金的组织特点和应用 |
| 1.2.2 金属间化合物简介 |
| 1.2.3 TC11合金和Ti_2AlNb基金属间化合物概况 |
| 1.3 双性能构件的研究现状 |
| 1.4 钛合金和钛基金属间化合物连接技术的研究现状 |
| 1.4.1 异种材料焊接相容性研究 |
| 1.4.2 钛合金焊接的方法和特点 |
| 1.4.3 钛合金和钛基金属间化合物真空电子束焊接研究现状 |
| 1.4.4 异种钛合金连接技术研究现状 |
| 1.5 钛合金热稳定性的研究现状 |
| 1.6 异种合金结合界面研究中存在的问题 |
| 1.7 本文的选题背景和意义 |
| 1.8 本文的主要研究内容和研究思路 |
| 第2章 材料和研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 TC11合金 |
| 2.2.2 Ti_2AlNb基合金 |
| 2.2.3 Ti_3Al基合金 |
| 2.3 真空电子束焊接实验 |
| 2.4 热模拟压缩实验 |
| 2.4.1 热模拟压缩实验试样制备 |
| 2.4.2 热模拟压缩实验方案 |
| 2.4.3 热模拟压缩实验过程 |
| 2.5 等温锻造实验 |
| 2.5.1 等温锻造实验设备及过程 |
| 2.5.2 等温锻造实验方案 |
| 2.5.3 锻后热处理制度 |
| 2.6 热暴露实验 |
| 2.7 理化实验 |
| 2.7.1 显微组织观察及断口分析 |
| 2.7.2 硬度实验 |
| 2.7.3 纳米力学性能实验 |
| 2.7.4 力学性能试验 |
| 第3章 TC11/Ti-Al-Nb高温变形行为及本构关系研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 变形参数对双合金流动应力的影响 |
| 3.2.1 变形温度的影响 |
| 3.2.2 应变速率的影响 |
| 3.3 本构模型的建立 |
| 3.3.1 本构方程的选择 |
| 3.3.2 本构关系材料常数的确定 |
| 3.3.3 不同应变下的材料常数确定 |
| 3.3.4 流动应力模型验证 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 基于加工图的TC11/Ti-Al-Nb变形机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 基于动态材料模型的加工图理论 |
| 4.2.1 动态材料模型 |
| 4.2.2 塑性失稳判据 |
| 4.3 双合金热加工图的建立与分析 |
| 4.3.1 功率耗散率 η 的求解 |
| 4.3.2 双合金热加工图的建立与加工参数优化 |
| 4.4 双合金高温变形微观组织演化 |
| 4.4.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 4.4.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 4.4.3 双合金高温变形失稳区域分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 合金成分对TC11/Ti-Al-Nb组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TC11/Ti-24Al-15Nb-1.5Mo组织及性能的变化规律 |
| 5.2.1 热处理后显微组织特征 |
| 5.2.2 连接件拉伸性能的研究 |
| 5.2.3 连接件持久性能的研究 |
| 5.3 TC11/Ti-22Al-27b组织及性能的变化规律 |
| 5.3.1 焊缝区域组织特征 |
| 5.3.2 连接件拉伸性能的研究 |
| 5.3.3 连接界面硬度和弹性模量的变化规律 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热力作用对TC11/Ti-Al-Nb组织及性能的影响机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 变形参数对双合金连接件组织的影响 |
| 6.2.1 变形温度的影响 |
| 6.2.2 变形程度的影响 |
| 6.2.3 应变速率的影响 |
| 6.3 变形参数对接头拉伸性能的影响机理 |
| 6.3.1 变形温度的影响 |
| 6.3.2 变形程度的影响 |
| 6.3.3 应变速率的影响 |
| 6.4 变形温度对双合金接头冲击性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 TC11/Ti-Al-Nb双合金热稳定性及失效机理研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 接头组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.2.1 焊缝熔合区域组织的变化规律 |
| 7.2.2 界面区域组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.3 双合金基体组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.3.1 TC11合金组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.3.2 Ti-22Al-25Nb合金组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.4 连接件在热暴露后拉伸性能的变化规律 |
| 7.4.1 500℃热暴露 100h后连接件拉伸性能的变化规律 |
| 7.4.2 热暴露条件对连接件室温性能的影响机制 |
| 7.4.3 热暴露温度对双合金连接件高温性能的影响机制 |
| 7.5 热暴露温度对双合金连接件冲击韧性的影响 |
| 7.6 析出相的粗化及与拉伸性能定量关系研究 |
| 7.6.1 O相和 α 相的长大动力学研究 |
| 7.6.2 O相和 α 相片层厚度与拉伸性能的定量关系 |
| 7.7 热暴露对界面元素分布的影响规律 |
| 7.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（10）冷坩埚定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb组织与持久性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题来源及研究的背景和意义 |
| 1.2 国内外在该方向的研究现状及分析 |
| 1.2.1 高温持久强度预测 |
| 1.2.2 TiAl基合金组织对持久性能的影响 |
| 1.2.3 电磁冷坩埚定向凝固技术 |
| 1.3 论文主要研究内容 |
| 第2章 研究路线和实验方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 电磁冷坩埚定向凝固设备 |
| 2.4 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金组织分析 |
| 2.5 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金室温与高温拉伸性能试验 |
| 2.6 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金持久性能试验 |
| 第3章 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的制备与凝固组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的制备 |
| 3.3 定向凝固坯锭表面质量 |
| 3.4 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的宏观组织 |
| 3.4.1 固液界面附近的宏观形貌 |
| 3.4.2 柱状晶生长的宏观形貌 |
| 3.5 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的显微组织 |
| 3.5.1 液相区的显微组织形貌 |
| 3.5.2 固液界面附近的显微组织形貌 |
| 3.5.3 稳定生长区的显微组织形貌 |
| 3.6 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的相组成 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb的拉伸性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的室温拉伸性能 |
| 4.3 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的高温拉伸性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的持久性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 持久寿命测试 |
| 5.3 持久性能 |
| 5.3.1 持久寿命 |
| 5.3.2 持久强度极限的测定 |
| 5.3.3 持久断后伸长率 |
| 5.4 持久变形机理 |
| 5.5 断口形貌分析 |
| 5.6 持久强度预测模型 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、In783合金中β相特征及对持久性能的影响研究（论文参考文献）
- [1]超超临界机组耐热钢和高温合金的性能劣化研究[D]. 段鹏. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [2]磷在镍基变形高温合金中的强化作用及偏聚行为[D]. 斯天斅. 沈阳工业大学, 2021
- [3]冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温力学性能研究[D]. 邢明. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [4](TiBw+（Ti,Zr）5Si3)/TA15复合材料蠕变及持久性能研究[D]. 柴宏宇. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [5]P和B在IN718系合金中的晶内强化作用及其与非平衡晶界偏聚的关系[D]. 张安文. 中国科学技术大学, 2019(05)
- [6]熔体超温处理对第三代单晶高温合金凝固过程和组织的影响[D]. 王海锋. 西北工业大学, 2018(02)
- [7]P与高温合金主要基体元素间的交互作用[D]. 廉心桐. 中国科学技术大学, 2018(11)
- [8]DZ125合金的组织演化及再结晶行为研究[D]. 浦一凡. 沈阳工业大学, 2017(08)
- [9]TC11/Ti-Al-Nb接合界面组织演化规律及稳定机理研究[D]. 秦春. 西北工业大学, 2015(01)
- [10]冷坩埚定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb组织与持久性能研究[D]. 李金韬. 哈尔滨工业大学, 2015(02)