一、铝含量对定向凝固Ni_3Al基合金显微组织和持久性能的影响（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》文中研究指明传统钴基高温合金（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》文中研究说明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。
杨飞[3]（2021）在《B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响》文中认为K325合金是一种固溶强化型镍基铸造高温合金,因其具有高的强度、优异的加工性能、良好的抗氧化腐蚀性能和铸造性能,成为700℃超超临界机组燃煤机组中箱体和阀体等大型铸件的候选材料。然而上述部件在服役过程中通常因晶界粗化导致塑性不足,从而产生开裂现象,因此本文通过添加微量元素B来提高合金晶界的强度,减小晶界裂纹萌生的倾向。此外,大型铸件在无法进行真空感应方式进行熔炼,需采用电炉与钢包精炼炉进行熔炼,该过程中加入的脱氧剂含量少量的Al和Ti元素,为此本研究通过往合金中加入适量的Al和Ti元素,以明确其在长期时效过程中对合金组织稳定性的影响。本文系的研究了微量元素B,Al和Ti元素对K325合金铸造组织、固溶组织、长期时效组织及室温和700℃力学性能的影响。K325合金的铸造组织呈现出典型的枝晶形貌,合金中的析出相为富Nb的MC型碳化物,铸造组织中无其他类型的沉淀相析出。研究了固溶处理工艺对K325合金的组织及力学性能的影响。当保温时间为1h,固溶温度在1150-1250℃时,随固溶温度的提高,碳化物回溶程度逐渐增大,枝晶偏析现象不再明显,合金成分的均匀性得以提升。当固溶温度为1200℃,时间在0.5-2h时,随保温时间的延长,晶内碳化物的数量逐渐降低。合金经1200℃固溶处理1h并水冷后,其高温屈服强度达到最大值196MPa,且延伸率达到52%。K325合金在650-750℃长期时效过程中,MC碳化物在时效过程中发生退化反应,其退化反应为MC+γ→M23C6。在时效过程中晶界上析出了富Cr的薄膜状M23C6碳化物,随着温度的提高及时效时间的延长,晶界发生粗化,同时部分M23C6碳化物转变为M6C碳化物;γ"相在650-750℃范围内均会析出,其粗化过程符合LSW理论,在650℃时其形核与生长较慢,而在750℃随着时间的延长γ"相会向δ相发生转变,700℃时γ"相具有最佳的生长动力学;δ相同样在650～750℃范围内均会析出,且时效温度为750℃时其粗化速率最快。研究了B对K325合金组织和性能的影响。在不同B含量的合金中未发现硼化物的析出。微量元素B加剧了合金中Nb元素在枝晶间的偏析行为,对其他元素的偏析影响不明显。B元素的加入减小了合金的固液凝固温度区间和二次枝晶间距。B元素对合金的固溶组织及室温、高温强度影响不明显,但是B元素的加入提升了晶界强度,合金在高温下的断裂方式由沿晶断裂向混合断裂方式转变,且穿晶断裂现象随B含量的提升愈发明显。当B元素含量为0.0025%时,合金的室温延伸率由40%提升至68.5%,高温塑性则由45%提升至60%。合金长期时效后,微量元素B偏聚于晶界和γ/M23C6界面,从而对M23C6碳化物形成元素向晶界的扩散起阻碍作用,使晶界碳化物由连续的薄膜状向离散的链状形貌转变,从而改善了晶界性能。B元素的加入显着提高了合金长期时效后的塑性,使合金的断裂方式由沿晶断裂变为沿晶与穿晶混合断裂。B元素的添加使晶界的形貌由连续的薄膜状变为离散的链状,减小了晶界处的应力集中,从而降低了晶界处裂纹萌生的几率;此外,断面上韧窝的数量明显增加,因而合金的塑性得以提升。研究了A1和Ti元素对K325合金组织和性能的影响。Al和Ti元素使合金铸造组织和固溶组织中的MC碳化物含量提高。Ti是MC碳化物的形成元素,因而Al和Ti元素的添加提高了MC型碳化物的析出量。Al、Ti对合金室温及高温瞬时拉伸性能影响不大,却显着提高了合金的持久寿命。合金长期时效后,少量Al、Ti的添加促进了γ"相的析出。由于Al和Ti原子可以替代γ"相中的Nb原子,从而改变了γ"相的晶格常数,使γ/γ"的共格应变降低,降低了γ"相的形核功;同时Al和Ti提高了 Nb元素的活度,使其在基体中的扩散速率增大,从而提高了γ"相的含量并使γ"相的尺寸增大。因此,Al和Ti元素的添加提高了组织中γ"相的含量和热稳定性,从而提高合金长期时效后的高温拉伸强度。合金经700℃长期时效1000h后,屈服强度由421MPa提升至563MPa,抗拉强度由626MPa增大至719MPa。B,Al和Ti元素对K325合金长期时效后的700℃拉伸的变形机制没有影响,位错与γ"相的作用机制为Orowan绕过机制。此外,密集分布的针状δ相和晶界上的碳化物对运动位错存在强烈的阻碍作用,使沉淀强化效果增强。
李叶凡[4]（2020）在《Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为》文中指出Ni3Al基高温合金凝固组织复杂,其最终使用性能与其凝固组织形成与演化过程密切相关,系统阐明宽冷却速度范围组织演变和相变行为,对理解Ni3Al基合金凝固行为,以及非平衡凝固工艺的开发具有重要的理论意义和实用价值。本文选用Ni3Al基合金作为实验材料,采用具有较低凝固速率的常规凝固工艺与真空铜模喷铸急冷凝固和雾化快速凝固技术,对比研究了该合金从较低冷却速度凝固到快速凝固过程的合金组织演变行为及相变机制。并在此基础上,通过喷铸合金与常规凝固合金的对比研究,探索快速凝固造成的原始组织差异对合金在热暴露过程中相变行为、组织演变规律以及高温氧化行为的影响。快速凝固使Ni3Al基合金组织中枝晶干γ′相尺寸由双峰分布（常规凝固）转为单峰分布,二次γ’相消失;枝晶间界面处γ′相包覆层消失;枝晶间β相发生马氏体相变,α-Cr析出相与马氏体基体相界面处的共格应力促进了{111}原子面上位错向层错和孪晶的转变,形成具有高密度层错与微孪晶亚结构的马氏体。在快速凝固条件下,Ni3Al基合金枝晶间组织体积分数随冷却速度的增加而增加,二次枝晶间距、枝晶干γ′相尺寸以及碳化物数量降低。Ni3Al基合金中Cr、Fe在枝晶干γ相偏聚,快速凝固提高了Cr、Fe原子在γ′相中的溶解度,并优先替代γ’相中的Al原子,使得枝晶干γ相和γ′相的晶格常数减小,两相晶格错配程度增大,从而导致在γ/γ′相界面处形成刃型位错。600℃热暴露时,常规凝固Ni3Al基合金组织中γ’相包覆层发生明显宽化,枝晶间β相内析出大量板块状γ’相和近球形或棒状α-Cr相;γ′相包覆层内初生Cr7C3碳化物分解,生成二次Cr23C6碳化物和γ′相。快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体板条直接转变为具有高密度微孪晶亚结构的γ′相。900℃热暴露时,常规凝固合金枝晶间β相内γ’相和α-Cr颗粒数量明显减少,快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体首先完全转变成有序B2-β相,而后析出无明显位错和孪晶的γ′相。600℃等温氧化时,Ni3Al基合金氧化膜主要由NiO、Al2O3、Cr2O3和NiFe2O4组成。常规凝固合金组织中,γ′相包覆层优先发生氧化,形成显着凸起的NiO和NiFe2O4胞状混合物。快速凝固Ni3Al基合金组织中,由于不存在γ′相包覆层,避免了枝晶间界面处的优先氧化。
吴静[5]（2020）在《多相Ni3Al基合金的热处理组织调控及蠕变行为研究》文中认为高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。
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》文中研究表明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。
吴云胜[7]（2020）在《磷含量对GH984G合金变形行为的影响》文中研究表明GH984G合金是中国科学院金属研究所自主研发的一种Ni-Fe基合金,具有持久强度高、成本低、抗氧化腐蚀性能优异、成形性好等优势,已成为我国700℃超超临界燃煤电站热端部件的候选材料。前期研究结果表明磷微合金化可进一步提高GH984G合金在高应力条件下的持久寿命,然而,在接近应用工况的低应力条件下,磷含量对GH984G合金的高温持久及蠕变性能的影响规律尚无认知,有必要进一步澄清磷在GH984G合金中的作用,明确其影响机制。同时,结合超超临界燃煤电站热端部件在热加工和热稳定性等方面的要求,围绕合金变形行为这一核心,本文研究了磷含量对GH984G合金高温热变形行为、室温冲击变形、服役温度下的拉伸变形以及蠕变变形的影响,阐明在不同应力水平下磷对GH984G合金变形行为的作用及影响机制,从而为磷微合金化Ni-Fe基合金的成分设计、加工工艺优化和实际应用提供实验依据和理论基础。研究了磷含量对三种状态（均匀化态、锻态及热轧态）GH984G合金热变形行为的影响,结果表明不同磷含量的均匀化态合金的最优热加工参数均位于高温低应变速率区,但随着磷含量的增加,最优热加工温度范围由1050℃-1200℃缩小至1100℃-1200℃;而位于高温高应变速率区的加工失稳范围随磷含量的升高而显着增大,低磷含量合金在1175℃以上出现加工失稳现象,而高磷含量合金在1100℃即发生加工失稳。锻态及热轧态GH984G合金最优的变形温度及应变速率均位于1150℃/1.0 s-1附近,磷含量对最优热加工参数的影响相对较小。研究了磷含量对GH984G合金热变形行为的影响机理,结果表明磷通过改变连续动态再结晶形核进程来影响合金的热变形行为,首先固溶于基体的磷原子通过阻碍位错运动推迟连续动态再结晶形核;其次磷促进MC碳化物的析出,MC可增加连续动态再结晶形核点,促进连续动态再结晶形核。均匀化态合金（平均晶粒尺寸约400 μm）在热变形过程中连续动态再结晶发挥重要作用,其热变形受磷原子阻碍位错运动及MC碳化物促进形核双重作用的影响,再结晶程度随磷含量的增加呈现先降低后增加的变化趋势;锻态合金晶粒细小（平均晶粒尺寸约17μm）,连续动态再结晶仅在低温下发挥作用,其热变形仅受MC碳化物促进再结晶形核作用的影响,再结晶程度随磷含量的增加而增加;热轧态合金晶粒显着细化（平均晶粒尺寸约6μm）,以非连续动态再结晶为主,热变形行为几乎与磷含量无关。此外,当动态再结晶程度较高时,磷的添加显着降低热变形合金的∑3孪晶比例。研究了磷含量对650℃-750℃下时效10000 h后的GH984G合金室温冲击性能和700℃瞬时拉伸性能的影响。结果表明,长期时效态合金的室温冲击韧性随着磷含量的增加而明显降低,高磷合金的冲击韧性只有低磷合金的一半。冲击过程中应力主要集中于晶界处,高磷合金在长期时效过程中磷元素严重富集于晶界,降低晶界结合强度,进而减小晶界协调变形的能力,使塑性变形减小,导致高磷合金的冲击韧性显着下降。此外,随着时效时间的延长,相同磷含量合金的冲击韧性呈现先迅速下降后趋于不变的变化趋势,随着时效温度的升高,冲击韧性则逐渐增大。磷含量对GH984G合金700℃瞬时拉伸性能的影响相对较小,高磷合金的拉伸强度及塑性出现小幅度降低。研究了磷含量对GH984G合金在700℃不同应力条件下的蠕变行为,结果表明,随着蠕变应力的降低,磷对合金蠕变性能的有益作用逐渐减弱,且合金的最佳磷含量也相应降低。高蠕变应力（400 MPa）下,磷含量为0.04wt.%的合金具有最长的蠕变断裂寿命,中等蠕变应力（250 MPa-350 MPa）下,最佳磷含量介于0.02wt.%-0.04wt.%之间,而在低蠕变应力（200 MPa）下,最佳磷含量降低至0.01wt.%。在上述实验结果基础上,理论推测磷对GH984G合金蠕变行为的有益作用存在临界蠕变应力,低于临界蠕变应力时磷的有益作用将消失,且临界蠕变应力随磷含量的降低而减小,磷含量为0.02wt.%-0.04wt.%时,临界蠕变应力约为190MPa,磷含量为0.01wt.%时,临界蠕变应力降低至约130MPa。针对GH984G合金在超超临界机组上的长期应用要求,应将磷含量控制在0.01wt.%以下。
周捷[8]（2021）在《Ni-Cr-Mo和Ni-Co-Cr基合金热稳定性研究》文中研究指明为实现节能减排,以缓解日益严重的环境问题与能源危机,研究具有更高效率的700℃超超临界燃煤发电机组显得尤为重要。目前世界各主要国家纷纷开展相关研究。K325与M985是中科院金属研究所研发的镍基高温合金,具有良好的抗腐蚀与抗氧化能力,是我国700℃先进超超临界发电机组候选材料。由于使用环境的特殊性,因此良好的热稳定性与持久性能是保证材料长期服役的关键。本文研究了K325和M985两种合金的热稳定行为。本文研究了K325合金在650℃、675℃、700℃、725℃和750℃下长期时效过程中的组织演变。合金在长期时效过程中析出强化相γ″,γ″相的平均尺寸随着时效时间的延长而长大,在温度在700℃及以下时,其γ″相的长大满足LSW理论。在合金时效过程中,随着时效时间的延长,合金在晶界处与MC碳化物周围析出δ相,δ相的产生受温度影响较大,温度越高,析出所需时间越短,粗化速率越高。研究了K325合金在长期时效过程对合金力学性能的影响,随着合金时效时间的增加,合金的屈服强度与抗拉强度呈增加趋势,而断面收缩率与延伸率都呈现下降趋势,且随着δ相析出量的增多,下降趋势更加明显。拉伸断裂以混合断裂为主,断口分布有沿晶界的裂纹。冲击性能受δ相析出影响明显,随着δ相的析出合金冲击吸收功下降明显,δ相能够降低合金韧性。造成力学性能的下降。研究了K325合金的持久后组织退化行为,合金在受到外力作用下,γ″相会加速向δ相发生转变,造成合金力学性能下降。晶界处的碳化物由于δ相的析出与长大抢占晶界碳化物的生长空间,抑制了晶界碳化物的长大。研究了M985合金的持久后组织退化行为,M985在持久过程中样品组织具有稳定性,晶粒尺寸,晶界碳化物未见有明显变化。基体中γ′相发生长大,且随着持久寿命的增加,γ′相的形貌也由球型转变为立方型。其γ′相平均尺寸由于受到外加应力的作用而不满足LSW理论。
宫声凯,尚勇,张继,郭喜平,林均品,赵希宏[9]（2019）在《我国典型金属间化合物基高温结构材料的研究进展与应用》文中认为金属间化合物是由2种或2种以上金属元素或金属元素与类金属元素按照一定原子比组成的化合物。共价键、金属键共存的特点使得金属间化合物在较长范围内存在长程有序的超晶格结构。在高温下,金属间化合物的位错迁移率相对降低,从而具有较高的高温强度。典型的结构金属间化合物如Ti-Al、Ni-Al、Nb-Si有着优异的高温强度和较低的密度,非常适合应用于航空航天器的高温结构件中。但此类材料也存在室温断裂韧性较低、高温抗氧化性能差等问题,使其在应用上受到限制,也成为该领域研究的难点与重点。本文着重介绍近年来我国Ti-Al、Ni-Al、Nb-Si系结构金属间化合物基合金在高温强化、增韧、抗氧化、制备技术等方面的研究进展与应用现状。
周同金[10]（2019）在《铸造高钨镍基高温模具合金组织及力学性能研究》文中研究表明钨含量高达10wt.%以上的铸造镍基高温合金,其γ′强化相的初熔温度达到1250℃以上,具有明显的W元素固溶强化效果,而且高温碳化物弥散强化作用充分,因此该类合金具有优异的高温组织稳定性、良好的高温强度和耐热持久性能等特点。由于合金的密度较大,应用于航空发动机叶片优势不明显,但适合地面高温工况应用。随着高温等温锻造成型技术的发展,对高温模具的需求愈发迫切,与钼基模具合金相比,高W镍基高温合金的成本低、适于高温氧化环境和能够制备大尺寸模具。但该类合金在1000～1100℃高温和长达1000小时的使用工况下会出现组织稳定性下降、高温性能明显不足和模具寿命相应缩短的问题。为优化高W镍基铸造高温合金的组织和性能,使其更加适合于高温模具的苛刻使用工况要求,本文开展了W、Mo元素含量对合金组织及性能的影响,合金的高温长时热暴露组织稳定性,高温下不同温度合金的拉伸变形行为和不同模拟工况条件下合金冷热疲劳行为的研究,为铸造高W镍基高温模具合金的成分、组织和性能优化奠定理论基础。本文主要内容和获得结论如下:通过W和Mo元素比例调整,制备了10种铸造Ni-11Co-3Cr-（10～17）W-（0～4）Mo-6Al-2Ti-2Ta-2Nb合金,研究发现17W-0Mo（wt.%）镍基合金铸态下存在α相,1100℃/70MPa的持久寿命为48.9h,而优化后14W-1Mo（wt.%）合金消除了α相,持久寿命达到145.3h,持久时间提升3倍,1100℃高温拉伸强度为460MPa,同时组织稳定性所有提高,经1100℃/1000h热暴露后未见针状M6C碳化物析出。高W镍基合金铸造组织中初生α-（W,Mo）相的析出在很大程度上取决于W和Mo比例。随着Mo/（W+Mo）比例增大,促进合金中棒状或块状α-（W,Mo）相沿（γ’+γ）共晶附近析出,同时抑制了枝晶状α相的析出,析出方式的不同可能与W、Mo元素在合金中偏析不同有关。合金在1100℃/70MPa条件下,二次裂纹主要沿脆性α-（W,Mo）相和基体相的界面处开裂并扩展,所以α-（W,Mo）相的析出对合金持久性能具有不利影响。经过1100℃/1000h热暴露时,α-（W,Mo）相逐渐转变为更硬的大块状M6C碳化物,弱化了合金组织稳定性,持久性能相应下降。通过对14W-1Mo（wt.%）镍基合金经过1000℃～1100℃/1000h热暴露,系统分析了热暴露后显微组织的演变规律,并研究了不同条件热暴露组织对1100℃/70MPa高温持久性能影响。随着热暴露温度的升高,γ’相出现粗化和聚集,经计算表明1000、1050和1100℃下的粗化速率系数（k）分别为5.72、7.40和8.71nm/s1/3。在热暴露过程中,合金中枝晶间析出颗粒状M6C碳化物,析出的颗粒M6C碳化物沿晶界及共晶相附近逐渐演化成链状结构。热暴露温度升高,持久性能有所下降,合金经1000℃/1000h热暴露后高温持久性能为94.8h,1100℃/1000h为49.3h。通过测定14W-1Mo（wt.%）镍基合金20℃～1100℃的拉伸性能,得出该合金性能比其他低W含量镍基铸造模具合金在1000～1100℃时拉伸强度高150～200MPa。在拉伸温度为1000℃时,大部分γ’相出现交滑移,合金的拉伸行为受交滑移机制控制,并在该温度下形成大量不同取向的高密度层错。拉伸温度高于1000℃时,在基体和沿γ/γ’界面处应变诱导析出富钨的纳米级别MC型碳化物颗粒。另外,由于W元素的加入,合金中γ/γ’错配度减小,降低了形核势垒,在基体中形成纳米级别γ’相。大量富钨纳米级别MC颗粒和细小γ’相的析出能够有效阻止位错运动,提升了合金的高温强度。对14W-1Mo（wt.%）镍基合金的上限温度为1100℃的冷热疲劳性能进行探究,并与K002和K403两种模具合金进行对比分析。14W-1Mo（wt.%）镍基合金光板状共晶体积比为15.5%,在冷热疲劳过程中共晶相能够稳定存在,有效阻碍裂纹的扩展。同时,在冷热疲劳过程中,合金中γ/γ′结合处析出μ相粒子,该粒子可钉扎位错,阻碍位错运动,合金的冷热疲劳性能最优。K002合金也具有葵花状共晶,体积比约为12.5%,组织稳定性良好,也具有优良的冷热疲劳性能。而K403合金由于共晶含量少,且碳化物不稳定,在冷热疲劳过程中发生转变,晶界处形成链状碳化物,裂纹沿碳化物开裂,导致冷热疲劳性能较前两种合金差。三种合金裂纹的萌生方式基本一致,均是由于碳化物与基体的热膨胀系数不同,合金在受温度交替变化时,易在基体和碳化物界面处产生裂纹孔洞,从而萌生裂纹。三种合金随着裂纹次数的增加,在合金表面形成均匀致密的氧化物保护膜导致裂纹扩展速率减缓,有利于冷热疲劳性能的提高。
二、铝含量对定向凝固Ni_3Al基合金显微组织和持久性能的影响（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、铝含量对定向凝固Ni_3Al基合金显微组织和持久性能的影响（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）B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金发展概况 |
| 1.2 铸造高温合金的发展和应用 |
| 1.3 高温合金中元素的作用和强化机制 |
| 1.3.1 高温合金中元素的作用 |
| 1.3.2 高温合金的强化机制 |
| 1.4 超超临界技术发展概述 |
| 1.5 超超临界燃煤机组用高温材料概述 |
| 1.5.1 超超临界机组用高温材料的发展 |
| 1.5.2 700℃超超临界燃煤机组关键部位选材 |
| 1.6 本文主要研究背景和内容 |
| 1.6.1 本文主要研究背景和意义 |
| 1.6.2 本文主要研究内容 |
| 第2章 B,Al和Ti对K325合金凝固组织的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 显微组织及定量分析 |
| 2.3 B对K325合金铸造组织及凝固行为的影响 |
| 2.3.1 B对合金铸造组织的影响 |
| 2.3.2 B对合金凝固行为的影响 |
| 2.4 Al和Ti对K325合金铸造组织及凝固行为的影响 |
| 2.5 分析讨论 |
| 2.5.1 凝固组织中的析出相 |
| 2.5.2 B元素对合金二次枝晶间距的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 B,Al和Ti对K325合金固溶组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 不同固溶处理制度对合金组织的影响 |
| 3.3.1 固溶处理温度对合金组织的影响 |
| 3.3.2 固溶保温时间对合金组织的影响 |
| 3.4 不同固溶处理制度对合金拉伸性能的影响 |
| 3.4.1 固溶处理温度对合金拉伸性能的影响 |
| 3.4.2 固溶处理时间对合金拉伸性能的影响 |
| 3.5 B对合金固溶组织及力学性能的影响 |
| 3.5.1 B元素对合金固溶组织的影响 |
| 3.5.2 B元素对合金拉伸性能的影响 |
| 3.5.3 B元素对合金持久性能的影响 |
| 3.6 Al和Ti元素对合金固溶组织及力学性能的影响 |
| 3.6.1 Al和Ti元素对合金固溶组织的影响 |
| 3.6.2 Al和Ti元素对合金拉伸性能的影响 |
| 3.7 分析讨论 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 B,Al和Ti元素对K325合金长期时效组织稳定性及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 长期时效后合金的组织演化规律 |
| 4.3.1 热力学模拟结果 |
| 4.3.2 γ"相的演化规律 |
| 4.3.3 碳化物的演化规律 |
| 4.3.4 δ相的演化规律 |
| 4.4 B对K325合金长期时效后合金组织的影响规律 |
| 4.4.1 含B合金长期时效后组织的析出相及B元素的分布 |
| 4.4.2 B元素对γ"相演化规律的影响 |
| 4.4.3 B元素对晶界碳化物演化规律的影响 |
| 4.4.4 B元素对δ相演化规律的影响 |
| 4.5 Al和Ti元素对K325合金长期时效后合金组织的影响规律 |
| 4.5.1 Al和Ti在合金长期时效后组织中的分布 |
| 4.5.2 Al和Ti对γ"相演化规律的影响 |
| 4.5.3 Al和Ti对δ相演化规律的影响 |
| 4.5.4 Al和Ti对晶界碳化物演化规律的影响 |
| 4.6 B,Al和Ti元素对K325合金长期时效后力学性能的影响 |
| 4.6.1 B,Al和Ti对合金700℃拉伸性能的影响 |
| 4.6.2 B元素对合金700℃拉伸断裂特性的影响 |
| 4.6.3 B,Al和Ti对合金700℃拉伸变形机制的影响 |
| 4.7 分析讨论 |
| 4.7.1 δ相对晶界碳化物形貌的影响 |
| 4.7.2 Al和Ti元素对γ"相的作用规律 |
| 4.7.3 Al和Ti元素对δ相的影响 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5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 |
（4）Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 Ni_3Al 基合金概述 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 Ni_3Al基合金 |
| 1.2.3 Ni_3Al基合金国内外发展现状 |
| 1.3 Ni_3Al基合金制备 |
| 1.3.1 熔炼工艺 |
| 1.3.2 凝固特征 |
| 1.3.3 凝固组织控制 |
| 1.4 Ni_3Al基合金的相组成与特点 |
| 1.4.1 γ和γ′相 |
| 1.4.2 β相 |
| 1.4.3 碳化物和α-Cr等其他析出相 |
| 1.5 Ni_3Al基合金氧化行为 |
| 1.5.1 合金高温氧化 |
| 1.5.2 Ni-Al合金氧化 |
| 1.5.3 γ′-Ni_3Al氧化机制 |
| 1.5.4 Ni_3Al基合金氧化研究进展 |
| 1.6 本文主要研究内容和思路 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 母合金熔炼 |
| 2.1.2 常规凝固Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.3 铜模喷铸Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.4 雾化Ni_3Al基合金粉末样品制备 |
| 2.2 样品分析测试方法 |
| 2.2.1 组织形貌观察与分析 |
| 2.2.2 差示扫描量热分析 |
| 2.2.3 γ、γ′相物相检测及晶体学分析 |
| 2.2.4 合金元素在γ、γ′相的分配及占位行为分析 |
| 2.2.5 力学性能表征 |
| 2.2.6 氧化产物分析 |
| 第3章 Ni_3Al基合金凝固组织演变与相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 常规凝固Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.2.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.2.2 枝晶间组织 |
| 3.2.3 碳化物 |
| 3.2.4 凝固过程分析 |
| 3.3 喷铸Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.3.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.3.2 碳化物 |
| 3.3.3 枝晶间组织 |
| 3.3.4 枝晶间马氏体转变机制 |
| 3.4 雾化Ni_3Al基合金典型凝固组织形貌分析 |
| 3.4.1 雾化合金冷却速度估算 |
| 3.4.2 冷却速度对枝晶特征的影响 |
| 3.4.3 冷却速度对枝晶干γ′相和枝晶间组织的影响 |
| 3.4.4 冷却速度对合金粉末微观硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ni_3Al基合金γ、γ′相元素分配及γ/γ′相界面特征研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为 |
| 4.2.1 合金元素在γ和γ′相的分配行为的实验研究 |
| 4.2.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为的第一性原理研究 |
| 4.3 γ/γ′相界面特征及错配度 |
| 4.4 枝晶干(γ+γ′)两相组织的力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni_3Al基合金热暴露时组织演变及相变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶干(γ+γ′)两相组织演变 |
| 5.4 热暴露时Ni_3Al基合金碳化物演变 |
| 5.5 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变及机理 |
| 5.5.1 600℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.5.2 900℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.6 热暴露对Ni_3Al基合金维氏硬度的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 不同冷却速度凝固Ni_3Al基合金氧化行为对比 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 常规凝固Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.4 喷铸Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.5 Ni_3Al基合金在600℃下氧化行为 |
| 6.5.1 枝晶干/枝晶间界面处氧化行为 |
| 6.5.2 枝晶干和枝晶间区域氧化行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 全文结论和创新点 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（5）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 |
（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）磷含量对GH984G合金变形行为的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.2 燃煤火电机组及其关键高温材料的发展 |
| 1.2.1 燃煤火电机组的发展 |
| 1.2.2 燃煤火电机组用关键高温材料的发展 |
| 1.2.3 700 ℃等级超超临界燃煤机组热端部件候选材料 |
| 1.2.4 GH984G合金介绍 |
| 1.3 磷元素在高温合金中的偏聚行为及作用 |
| 1.3.1 磷在高温合金中的偏聚行为 |
| 1.3.2 磷对铸造高温合金组织性能的影响 |
| 1.3.3 磷对变形高温合金组织性能的影响 |
| 1.4 研究意义与内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 Gleeble热压缩 |
| 2.3 Gleeble热压缩数据处理方法 |
| 2.3.1 应力-应变曲线修正方法 |
| 2.3.2 热变形本构方程建立方法 |
| 2.3.3 热加工图建立方法 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 显微维氏硬度 |
| 2.4.2 700 ℃拉伸变形 |
| 2.4.3 室温冲击韧性 |
| 2.4.4 700 ℃蠕变变形 |
| 2.5 微观组织表征 |
| 2.5.1 光学显微镜 |
| 2.5.2 扫描电子显微镜 |
| 2.5.3 电子背散射衍射 |
| 2.5.4 电子探针 |
| 2.5.5 透射电子显微镜 |
| 第3章 磷含量对均匀化态GH984G合金热变形行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态和均匀化态组织 |
| 3.2.1 磷含量对均匀化态合金中MC碳化物的影响 |
| 3.2.2 磷在均匀化态合金中的分布 |
| 3.3 均匀化态合金的热加工性能 |
| 3.3.1 真应力-应变曲线 |
| 3.3.2 本构方程 |
| 3.3.3 热加工图 |
| 3.4 均匀化态合金的动态再结晶 |
| 3.4.1 均匀化态合金的动态再结晶机理 |
| 3.4.2 磷含量对均匀化态合金动态再结晶进程的影响 |
| 3.5 磷含量对均匀化态合金动态再结晶的作用机理 |
| 3.5.1 固溶拖曳 |
| 3.5.2 粒子促进形核 |
| 3.6 磷含量对均匀化态合金热变形行为的作用机理 |
| 3.7 磷含量对均匀化态合金热变形过程中孪晶演化的影响 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章磷含量对锻态和轧态GH984G合金热变形行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态组织 |
| 4.3 锻态合金的热变形行为 |
| 4.4 锻态合金的动态再结晶 |
| 4.4.1 锻态合金的动态再结晶机理 |
| 4.4.2 磷含量对锻态合金动态再结晶进程的影响 |
| 4.5 磷含量对锻态合金热变形行为的作用机理 |
| 4.6 磷含量对锻态合金热变形过程中孪晶演化的影响 |
| 4.7 磷含量对热轧态合金热变形行为的影响 |
| 4.8 磷含量及合金初始状态对GH984G热变形行为的交互作用 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 磷含量对GH984G合金长期时效组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 标准热处理态组织 |
| 5.2.1 晶粒尺寸 |
| 5.2.2 γ'相 |
| 5.2.3 碳化物 |
| 5.2.4 孪晶界 |
| 5.3 长期时效态组织 |
| 5.3.1 γ'相 |
| 5.3.2 M_(23)C_6碳化物 |
| 5.3.3 磷化物 |
| 5.4 拉伸性能 |
| 5.4.1 磷含量对合金拉伸性能的影响 |
| 5.4.2 时效时间及温度对合金拉伸性能的影响 |
| 5.5 冲击韧性 |
| 5.5.1 磷含量对合金冲击韧性的影响 |
| 5.5.2 时效时间及温度对合金冲击韧性的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 磷含量对GH984G合金蠕变行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 磷含量对合金700 ℃/400 MPa下蠕变性能的影响 |
| 6.2.1 标准热处理态合金的蠕变性能 |
| 6.2.2 700℃下时效10000 h后合金的蠕变性能 |
| 6.3 磷含量对合金700 ℃/200 MPa-350 MPa下蠕变性能的影响 |
| 6.3.1 标准热处理态合金的蠕变性能 |
| 6.3.2 700℃下时效10000 h后合金的蠕变性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7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 |
（8）Ni-Cr-Mo和Ni-Co-Cr基合金热稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.1.1 国外高温合金的发展 |
| 1.1.2 国内高温合金的发展 |
| 1.2 高温合金中的合金元素与析出相 |
| 1.2.1 高温合金中的合金元素 |
| 1.2.2 高温合金中的析出相 |
| 1.3 700℃先进超超临界燃煤机组的发展 |
| 1.3.1 700℃超超临界燃煤发电机组的发展 |
| 1.3.2 700℃超超临界燃煤发电用高温合金研究现状 |
| 1.4 本研究工作的背景、意义及内容 |
| 第2章 长期时效对K325 合金组织与力学性能影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.3 K325 合金在长期时效后的组织变化 |
| 2.3.1 γ″相的形成、长大与转变 |
| 2.3.2 δ相的析出与转变趋势 |
| 2.3.3 碳化物的演变 |
| 2.4 K325 合金长期时效后力学性能的变化 |
| 2.4.1 K325 合金长期时效后700℃拉伸性能 |
| 2.4.2 K325 合金长期时效后室温冲击性能 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 应力诱导K325 合金组织退化行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 K325 合金持久性能 |
| 3.4 K325 合金持久组织研究 |
| 3.4.1 K325 合金持久后γ″相的转变 |
| 3.4.2 K325 合金持久后碳化物转变 |
| 3.5 应力与温度共同作用下K325 合金组织退化研究 |
| 3.6 K325 合金持久断裂分析 |
| 3.6.1 K325 合金持久样品断口分析 |
| 3.6.2 K325 合金持久断裂方式分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 应力诱导M985 合金组织退化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 M985 合金持久性能 |
| 4.4 M985 合金持久后组织分析 |
| 4.4.1 M985 合金持久样品组织特征 |
| 4.4.2 M985 合金持久样品γ'相演化 |
| 4.5 M985 合金持久断裂分析 |
| 4.5.1 M985 合金持久样品断口分析 |
| 4.5.2 M985 合金持久样品断裂方式分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和获得的研究成果 |
| 致谢 |
（10）铸造高钨镍基高温模具合金组织及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景目的及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 等温锻造模具材料发展概述 |
| 1.2.2 铸造高温合金发展概况 |
| 1.3 铸造高温合金相组成 |
| 1.4 铸造高温合金相转变 |
| 1.4.1 高温合金热处理 |
| 1.4.2 高温合金组织稳定性 |
| 1.5 高温合金的力学行为研究 |
| 1.5.1 高温合金强化机理 |
| 1.5.2 冷热疲劳性能 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 实验材料及成分优化 |
| 2.3 母合金熔炼及制备 |
| 2.4 化学测试分析 |
| 2.5 DSC测试 |
| 2.6 长时热暴露实验 |
| 2.7 组织观察 |
| 2.8 性能测试 |
| 2.9 热力学计算 |
| 第3章 不同W、Mo含量对合金组织及性能影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金优化 |
| 3.3 不同W、Mo含量合金铸态组织 |
| 3.3.1 不同W、Mo含量合金铸态组织形貌 |
| 3.3.2 异常相形成因素分析 |
| 3.4 不同 W、Mo 含量合金 1100℃/70MPa 高温持久性能 |
| 3.4.1 铸态合金持久性能 |
| 3.4.2 1100℃/1000h热暴露后持久性能 |
| 3.5 14W-1Mo(wt.%)镍基合金凝固行为分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 14W-1Mo(wt.%)镍基合金长时热暴露组织稳定性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同热暴露温度及时间γ′相演化 |
| 4.2.1 原始组织形貌特征 |
| 4.2.2 热暴露后γ′相演化 |
| 4.2.3 γ′相退化行为 |
| 4.3 不同热暴露条件碳化物转变 |
| 4.3.1 晶内碳化物转变 |
| 4.3.2 晶界碳化物转变 |
| 4.4 热暴露后持久性能及组织 |
| 4.4.1 热暴露后持久性能 |
| 4.4.2 持久断口形貌特征 |
| 4.4.3 位错组态形貌特征 |
| 4.4.4 热暴露对持久性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 14W-1Mo(wt.%)镍基合金高温拉伸性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 高温拉伸性能 |
| 5.3 20~600℃拉伸组织特征 |
| 5.3.1 拉伸断口形貌特征 |
| 5.3.2 位错形貌特征 |
| 5.4 600~800℃拉伸组织特征 |
| 5.4.1 拉伸断口形貌特征 |
| 5.4.2 位错形貌特征 |
| 5.5 800~1100℃拉伸组织特征 |
| 5.5.1 断口组织形貌特征 |
| 5.5.2 位错形貌特征 |
| 5.6 不同拉伸温度变形机制分析 |
| 5.7 结论 |
| 第6章 14W-1Mo(wt.%)镍基合金冷热疲劳性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 14W-1Mo(wt.%)镍基合金20℃?1100℃冷热疲劳性能 |
| 6.3 冷热疲劳应力数值模拟分析 |
| 6.3.1 几何模型与网格划分 |
| 6.3.2 冷热循环温度参数 |
| 6.3.3 边界条件设置 |
| 6.3.4 14W-1Mo(wt.%)镍基合金冷热疲劳应力分析 |
| 6.4 裂纹萌生扩展特征分析 |
| 6.4.1 裂纹扩展形貌 |
| 6.4.2 裂纹萌生机制分析 |
| 6.4.3 裂纹扩展机制分析 |
| 6.4.4 冷热疲劳过程中氧化 |
| 6.5 不同参数对14W-1Mo(wt.%)镍基合金冷热疲劳性能影响 |
| 6.5.1 不同缺口半径对14W-1Mo(wt.%)镍基合金冷热疲劳性能影响 |
| 6.5.2 不同冷却条件对14W-1Mo(wt.%)镍基合金冷热疲劳性能影响 |
| 6.6 三种不同合金冷热疲劳组织性能对比 |
| 6.6.1 原始组织对比 |
| 6.6.2 不同合金冷热疲劳组织演化 |
| 6.6.3 三种合金组织特点对性能影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、铝含量对定向凝固Ni_3Al基合金显微组织和持久性能的影响（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]B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响[D]. 杨飞. 中国科学技术大学, 2021(06)
- [4]Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为[D]. 李叶凡. 天津大学, 2020(01)
- [5]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)
- [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]磷含量对GH984G合金变形行为的影响[D]. 吴云胜. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [8]Ni-Cr-Mo和Ni-Co-Cr基合金热稳定性研究[D]. 周捷. 沈阳理工大学, 2021(01)
- [9]我国典型金属间化合物基高温结构材料的研究进展与应用[J]. 宫声凯,尚勇,张继,郭喜平,林均品,赵希宏. 金属学报, 2019(09)
- [10]铸造高钨镍基高温模具合金组织及力学性能研究[D]. 周同金. 哈尔滨工业大学, 2019(01)