一、钴,钨和钛对镍基单晶高温合金铸态组织的影响（论文文献综述）
张毅[1]（2022）在《Co-Ni-Al-W基变形高温合金的成分设计与组织性能基础研究》文中认为
周晓舟[2]（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》文中提出传统钴基高温合金（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。
谭伟[3]（2021）在《模型单晶高温合金中W-Re协同效应和叶片新型杂晶形成机理研究》文中认为镍基单晶高温合金由于其优异的高温力学性能、抗氧化性能和抗热腐蚀性能,成为制备航空发动机涡轮叶片的优选材料。难熔元素W和Re的添加能显着提高镍基单晶高温合金的高温力学性能。理解W和Re对高温合金显微结构演变的作用,对提高镍基单晶高温合金的服役温度十分有意义。而在镍基单晶叶片的实际生产过程中,杂晶的控制与消除能显着提高叶片的合格率,从而大幅度降低单晶叶片的成本。本文利用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、电子探针（EPMA）、扫描电镜原位拉伸、球差矫正透射电镜（TEM）、电子背散射衍射技术（EBSD）和Pro CAST模拟等手段,研究了W-Re协同效应对模型单晶合金在热暴露和室温拉伸过程中显微结构的演变,以及某种单晶涡轮叶片叶身-缘板转接区杂晶的形成机理。取得的主要结论如下:1、三元Ni-Al-W和四元Ni-Al-W-Re模型合金在铸态时,W、Re偏析在枝晶干,γ’相粗大且形貌不规则。经过完全热处理,W的偏析基本消除,Re的偏析得到明显改善,合金中γ’相立方度变好。Ni-Al-W和Ni-Al-W-Re合金中W均择优在γ’相中,且占据Al位,Re择优分配在γ相中。2.W和Re的扩散系数远小于Ni和Al的扩散系数,W和Re的添加,阻碍了原子的扩散,显着降低了γ’相的长大速率,提高了γ/γ’相界面的稳定性。W/Re共同添加,对γ’相的粗化抑制更明显。W的添加或W/Re的共同添加,提高了合金的室温强度,降低了模型合金中γ’相的层错能,导致位错切入γ’相的形式转变为反相畴界（ABP）和层错（SF）。3.叶身-缘板转接区杂晶呈条带状,从宏观上看,其长度方向与叶身和缘板的枝晶生长方向平行（或垂直）;从微观上看,杂晶区域的枝晶发生相同方向的倾斜,杂晶的成分与叶身和缘板没有明显区别。由于叶身-缘板转接区散热条件差,过冷度小,成为缘板上的最后凝固区域,枝晶形状也变成纺锤形。先凝固的缘板边缘产生较大的凝固收缩应力,导致叶身-缘板转接区部分三次枝晶发生断裂,从而形成杂晶。本文的创新点如下:1、针对三元Ni-Al-W和四元Ni-Al-W-Re两种镍基模型高温合金,1)利用球差矫正TEM的STEM-HAADF模式等,给出了元素W和Re相择优和占位的直接实验证据,W择优γ’相,占据Al位,Re择优γ相;2)通过热暴露实验,发现W的添加或W/Re的共同添加,促进γ/γ’相界面的稳定;3)通过扫描电镜下的拉伸实验并结合TEM研究,明确了W或W/Re均能降低γ’相的层错能。2、结合多种实验表征技术和有限元模拟,研究了某单晶叶片中新型杂晶的形成机理。研究发现,由于叶片叶身-缘板转接区散热条件差,过冷度小,成为缘板上的最后凝固区域,枝晶形状变为纺锤形;先凝固的缘板边缘产生较大的凝固收缩应力,导致转接区部分三次枝晶发生断裂,形成杂晶。
杨飞[4]（2021）在《B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响》文中研究指明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。
黄亚奇[5]（2020）在《条纹晶和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响》文中指出本文采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线断层扫描技术（XCT）、背散射电子衍射技术（EBSD）、电子探针（EPMA）、透射电子显微镜（TEM）、ProCAST数值模拟等手段研究了单晶高温合金DD413中条纹晶缺陷和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响。主要结果如下:条纹晶缺陷通常起源于型壳与基体之间发散界面处的1～2根枝品。条纹晶和基体的枝晶轴之间存在取向差。在大部分铸件中,条纹品偏离定向凝制方向的角度相对基体较小,并与基体之间形成发散界面。在垂直于定向凝固方向的横截面上,条纹晶相对基体既有偏转也存在相互平行。本文实验结果表明条纹晶和基体之间的取向差较小（约3.5°～9.8°）。条纹晶缺陷的形成与基体枝晶的扩展和变形有关。诱发条纹晶的枝晶变形发生在糊状区且局限于枝晶下部,条纹晶形成以后枝晶可以自由生长,故在枝晶上部无应变分布。与枝晶间流体流动相比,凝固热收缩是条纹晶缺陷产生的主要原因。在糊状区下部,靠近铸件表面的枝晶受到不平衡热收缩应力的作用发生枝品变形,从而导致条纹晶缺陷产生。此外,单晶叶片中的夹杂物也可能会诱发条纹品缺陷。在定向凝固过程中,条纹品通常会以稳定模式生长。然而,在少数铸件中,条纹晶和基体的二次枝晶臂在定向凝固过程中会绕[001]轴同时发生偏转,这可能与铸件的复杂形状有关。与热收缩应力的影响相比,横向温度梯度方向发生变化造成热对流方向的变化可能是二次枝晶偏转的主要诱因。在定向凝固过程中,条纹晶会沿定向凝固方向一直向上生长。当条纹晶和基体的二次枝晶取向差较小时,条纹晶不沿铸件表面扩展而仅向铸件内部延伸,其宽度在生长过程中保持不变。然而,当条纹晶和基体的二次枝晶取向差较大时,条纹晶会快速沿铸件表面扩展以及向铸件内部延伸,其宽度随着凝固进行而逐渐增加。这两种不同的枝晶生长行为主要与枝晶间的溶质场交互作用有关。在不同应力幅控制的中温（760℃）疲劳实验中,HRS和LMC样品都表现出相似的疲劳裂纹萌生行为,即随着应力幅的增加,疲劳裂纹源从显微孔洞逐渐转变为MC碳化物。在低应力幅（HRS样品中≤495 MPa,LMC样品中≤517.5 MPa）条件下,显微孔洞是裂纹源,且样品中尺寸最大、不规则度较高的显微孔洞容易诱发疲劳裂纹。在疲劳过程中,由于氧化和循环加载的共同作用会导致样品中碳化物发生开裂,但由于△K<△Kth-MC,碳化物开裂产生的微裂纹始终不能穿过碳化物/基体界面继续扩展。在高应力幅（HRS样品中≥495 MPa,LMC样品中≥517.5 MPa）条件下,由于△K>△Kth-MC,碳化物开裂产生的微裂纹能够快速穿过碳化物/基体界面继续扩展直至疲劳失效。与块状碳化物相比,骨架状碳化物具有较大尺寸和不规则形状,容易导致疲劳裂纹萌生。本文中推算出MC碳化物的应力强度因子门槛值△Kth-MC>6.2 MPa·m1/2。在低应力幅下,裂纹从最大尺寸显微孔洞处萌生过程较长（>97%的疲劳寿命）,而一旦裂纹萌生以后,即发生快速扩展和样品的疲劳断裂,第Ⅰ阶段和第Ⅱ阶段裂纹扩展过程均较短。较大尺寸显微孔洞会促进裂纹扩展,而碳化物的作用较小。在高应力幅下,萌生阶段较短,第Ⅰ阶段裂纹扩展寿命较长（>99%的疲劳寿命）,第Ⅱ阶段裂纹扩展寿命很短。开裂的碳化物显着提高裂纹扩展速率,而显微孔洞的影响较小。在裂纹萌生阶段,样品中显微孔洞总数量的变化是两种机制共同作用的结果:一是S/H孔由于空位向表面扩散导致的湮灭效应;二是新疲劳变形孔（D孔）的产生,与加载诱发空位产生和聚集有关。低应力幅下,疲劳初期S/H孔的湮灭效应占主导,由于S/H孔的减少导致显微孔洞数量减少;而在高应力幅下,疲劳加载后即有大量D孔产生,因此显微孔洞数量始终呈增加趋势;在第Ⅰ阶段和第Ⅱ阶段裂纹扩展,由于裂纹穿过显微孔洞,均会造成显微孔洞数量的减少。本文的实验结果表明显微孔洞的数量对疲劳性能的影响较小。随着疲劳进行,最大尺寸的显微孔洞逐渐长大,部分较小的S/H孔的尺寸先减小后增大,而D孔的尺寸也逐渐增加。在低应力幅下,大尺寸显微孔洞（S孔）为裂纹源且显着促进裂纹扩展,而小尺寸显微孔洞（H孔和D孔）的影响较小。显微孔洞的尺寸对疲劳性能的影响较大。疲劳裂纹易萌生于显微孔洞的尖锐区域,显微孔洞的形状可能是影响疲劳性能的重要参数。
梅自寒[6]（2020）在《不同抽拉条件下AM3定向凝固高温合金的组织演变研究》文中研究指明镍基定向凝固高温合金在高温环境下具有优异的综合力学性能,因此在航空、航天、陆运及船舶等领域有着广泛而重要的应用。众所周知,在定向凝固工艺中,抽拉速率是调节凝固速率,调控铸态组织乃至影响铸件最终性能的关键工艺参数。本文采用液态金属冷却法（LMC）定向凝固工艺,以第一代镍基高温合金铸态及热处理态AM3为研究对象,采用六种不同的抽拉速率以及两种变速抽拉方式研究了不同抽拉条件对定向凝固高温合金枝晶、γ’相、碳化物、共晶组织及偏析等方面的影响,.得到以下主要结论:（1）随着抽拉速率的增大,凝固界面形态经历了从平面状到胞状到粗枝再到细枝状发展的演变,枝晶组织逐渐变小,一次枝晶间距（λ1）和二次枝晶间距（λ2）也变小,并分别得到关系式λ1=288V-0.16和λ2=88 V-0.25。随着抽拉速率的增大,γ’相的尺寸变小,立方度变高。枝晶间γ’相尺寸相较于枝晶干的形态上更加不规整,尺寸更加粗大,但随着抽拉速率的增加,两者的差别呈先增加后减小的趋势。（2）随着抽拉速率的增大,枝晶元素偏析整体呈先增高后变低的趋势,整体在100μm/s的抽拉速率下达到偏析峰值。随着抽拉速率的增大,碳化物和共晶的尺寸越来越小,体积分数越来越大。碳化物在低抽拉速率区域（<1 00μm/s）,体积分数随抽拉速率增加明显,高抽拉速率区域（>100μm/s）体积分数随抽拉速率的增加并无明显变化。共晶体积分数随抽拉速率几乎呈线性正相关。（3）加速和减速抽拉的合金,其枝晶都比匀速抽拉的合金更小更紧密。得到加速和减速抽拉合金的一次枝晶间距与瞬时抽拉速率的关系分别为λ1=1 04.58V-0.045和λ1=104.45V-0.042。变速抽拉合金的γ’相尺寸比匀速抽拉合金的小,并且γ’相尺寸随瞬时抽拉速率的增大而减小。（4）加速和减速抽拉相较于匀速抽拉更易于形成共晶,其共晶的体积分数与抽拉速率呈正相关。经历了一次变速历史后的变速抽拉的合金,其共晶的体积分数要比匀变速合金的大。先加速后减速抽拉制得的合金的共晶体积分数要比先减速后加速抽拉制得合金的大。加速和减速两种变速抽拉的情况都较匀速抽拉的合金偏析程度降低。（5）热处理制度A（1305℃/3h/空冷+1080℃/6h/空冷+870℃/20h/空冷）要更适合匀速抽拉制得的合金。热处理制度B（1295℃/3h/空冷+1080℃/6h/空冷+870℃/20h/空冷）要更适合变速抽拉制得的合金。在A、B两种热处理制度下获得的热处理态合金,其γ’相平均尺寸都随抽拉速率的增大先变小再变大,并在100μm/s时达到最低值,经热处理后γ’相尺寸在100μm/s时尺寸均匀性达最高值。（6）在热处理态,匀速抽拉时,随着抽拉速率的增大,γ通道宽度越来越大,但变化幅度先大后小,拐点为100μm/s。对于变速抽拉的情况,γ通道宽度随着瞬时抽拉速率的增大而变大,没有明显的拐点。并且减速抽拉的合金,其γ通道宽度比加速抽拉的合金大。匀速抽拉时,随着抽拉速率的增大,γ’相体积分数先减小后增大,在100μm/s时达到最低值。对于变速抽拉的合金,其γ’相的体积分数随抽拉速率的增大而减小。不论是匀速抽拉还是变速抽拉,随着抽拉速率的增大,残余共晶的尺寸越来越小。
刘蓓蕾[7]（2020）在《固溶处理工艺对AM3单晶高温合金组织的影响》文中研究表明镍基单晶高温合金由于其较高的承温能力与优越的力学性能,被广泛应用于航空发动机与燃气轮机的关键热端部件。其成分变化的显着特点是难熔元素含量的提高,同时提高了合金的承温能力与高温力学性能,但难熔元素的添加使合金出现组织稳定性差、合金密度增大以及成本升高等问题,严重制约了镍基单晶高温合金在工业中的应用。为了充分发挥现有成分体系高温合金的性能潜力,本论文探究了不同固溶处理工艺对第一代单晶高温合金AM3组织的影响。通过调整固溶处理方式及参数,研究了固溶处理工艺对合金枝晶组织、γ’相、共晶组织、碳化物以及元素偏析的影响,得到以下主要结论:（1）碳含量为0.045wt.%的合金经过逐步固溶热处理后枝晶组织显着减少甚至消失,共晶组织也明显减少。均匀化处理有助于Al、Ti、Ta元素的充分扩散,提高了合金的初熔温度,但多步均匀化处理对合金初熔温度的提高作用有限。（2）在逐步固溶处理过程中,随着固溶温度的升高与固溶时间的延长,碳含量为0.045wt.%的合金中的Co、Mo、Cr、W、Al元素偏析明显降低,但热处理后形成的初熔组织使合金中Ti元素的偏析比与固溶时间未呈现规律性变化。经过斜坡固溶处理后合金残余枝晶组织的存在使元素偏析更加严重。重熔固溶处理采用了较高的固溶温度,使合金元素偏析程度有很大程度的降低。（3）碳含量为0.045wt.%的合金铸态时的丫’相的排列与分布都不均匀,形貌为蝶状与不规则状,经过热处理后由于元素扩散充分,合金析出的γ’相的排列与分布更均匀,形貌为立方状与条形状。合金经过一步与两步固溶处理后γ’相的尺寸与体积分数随固溶温度的升高逐渐增大。经过多步固溶处理后,随着固溶温度的升高与固溶时间的延长,γ’相尺寸与体积分数呈现逐渐降低的趋势。（4）随着斜坡固溶温度的升高,合金的γ’相之间吞并长大的速率加快,不含碳的合金与碳含量为0.150wt.%的合金γ’相的尺寸与体积分数逐渐增大。同时,固溶温度的升高增大了γ’相的形核率与析出动力,在固溶处理后会析出大量小尺寸的γ’相,使碳含量为0.045wt.%的合金与碳含量为0.085wt.%的合金γ’相的尺寸与体积分数表现出先增大后减小的变化趋势。（5）碳含量为0.045wt.%的合金经过逐步固溶处理后较宽的γ基体通道形成,同时伴有更高的成分梯度,有利于丫’相地粗化,因此合金经过逐步固溶处理后γ’相尺寸与体积分数最大。经过重熔固溶处理后元素的低偏析使合金的过冷度与γ’相的形核率均增加,有利于大量细小γ’相地析出,因此合金经过重熔固溶处理后析出的γ’相尺寸与体积分数最小。（6）对于不同碳含量的合金,热处理后大部分骨架状与汉字体状的碳化物分解成小块状、颗粒状与细杆状。同时,碳化物的分布比铸态的更加弥散,有利于合金蠕变性能的提高。碳含量为0.045wt.%的合金经过重熔固溶处理后碳化物类型未发生转变,仍为MC型。经过一步固溶处理后碳化物类型未发生改变,均为富含Ta元素的MC型,经过两步与多步固溶处理后,由于固溶温度的升高与固溶时间的延长,部分碳化物从MC型转变为M6C型与M23C6型。对于斜坡处理,随着斜坡固溶温度的升高,碳含量为0.045wt.%的合金与碳含量为0.150wt.%的合金的碳化物类型未发生变化,均为MC（TaC、TiC）型,碳含量为0.085wt.%的合金经过峰值温度为1311℃以上的斜坡固溶处理后部分MC型碳化物转变为M6C型。
李易凌[8]（2020）在《新型镍基单晶高温合金固溶处理研究》文中指出高温合金由于具有优异的耐高温、抗热腐蚀和高温蠕变性能,在航空领域中扮演着重要的角色。镍基高温合金由于可以与铝、钛、钨、铼等多种元素形成固溶体,同时保持较好的组织稳定性,使其成为高温合金中应用最广泛的一类。由于镍基高温合金铸件的凝固过程以非平衡结晶方式进行,先凝固的枝晶干与后凝固的枝晶间的溶质存在严重的成分偏析,枝晶间存在低熔点的共晶组织,对合金的高温性能十分不利,因此需要进行固溶处理消除共晶组织,使溶质均匀化,提升高温性能。本论文研究以江苏大学自主研制的新型镍基高温合金DD9-X为对象,采用高速凝固工艺制备出棒状单晶试样,研究了DD9-X镍基单晶高温合金固溶处理过程中微孔的形成、初熔组织生成机理和提高最高固溶温度的方法,获得了适用于完整棒状单晶试样的固溶处理工艺。在此基础上建立了固溶处理中溶质元素的扩散模型,并以铼元素为对象进行分析研究,得到了铼在1300℃1340℃之间的扩散系数及变化规律。主要结论如下。DD9-X镍基单晶高温合金铸态组织呈枝晶形貌,枝晶间存在层片状的γ/γ′共晶组织。铸态合金在轴向（高度方向）与径向（横截面方向）上均存在偏析,径向偏析更加严重。铸态合金中枝晶间边缘区域存在少量不规则缩孔,孔隙率为0.07%。经1300℃/4h+1330℃/4h+1340℃/6h处理后,枝晶间边缘生成了规则的圆形微孔,孔隙率上升为0.169%。固溶微孔的形成原因为各溶质元素扩散速率的不同（非平衡扩散）引发的空位聚集。随着固溶温度的升高和保温时间的增加,孔隙率逐渐降低,降至0.061%后无法继续降低。微孔无法通过固溶处理完全消除。固溶处理的最高温度由固溶微孔区域的熔点所决定,在固溶处理中随着高熔点元素铼、钨的扩散而提升。固溶微孔内表面及周围区域因富含较多铝、镍元素,熔点较低,在高温中易发生熔化,生成初熔组织。经1300℃/4h+1330℃/4h+1340℃/6h+1345℃/22h处理后,最高固溶温度提升至1350℃以上。镍基单晶高温合金固溶处理中,由于铼在γ′相中的扩散激活能高于γ基体相,其扩散系数在1300℃-1340℃之间的变化规律并不符合D（28）D0exp（-Q/（RT））扩散公式。铼在纯镍中的扩散激活能最高,在单晶合金的γ′相及γ相中分列二三,在Ni-1wt%Re/Ni-4.8wt%Re扩散偶试样中最低。依据本论文研究所建立的模型,铼的扩散系数在1300℃时为6.67×10-3μm2/s,在1330℃时为7.99×10-3μm2/s,在1340℃时为1.86×10-2μm2/s。DD9-X镍基单晶高温合金固溶处理制度为:25℃（5℃/min）→1300℃/4h（5℃/min）→1330℃/4h（5℃/min）→1340℃/6h（1℃/min）→1345℃/22h（1℃/h）→1350℃/5h。
周碧轩[9]（2020）在《Ni含量对Co-Al-W基高温合金组织和力学性能的影响》文中进行了进一步梳理自从在Co-Al-W基高温合金中发现了类似于Ni基高温合金中的具有L12面心立方结构的γ’相后,Co基合金可以通过第二相产生沉淀强化,然而相比于Ni基高温合金,Co-Al-W基合金中的γ’相无法在较高温度下稳定存在。由于合金化是改善合金组织和性能的有效途径,经科学家们的努力,判断添加Ni元素对合金的性能具有一定的促进作用。因此,本文以四种不同Ni含量（20/25/28/30wt.%）的新型γ’相强化的Co-Al-W基高温合金为研究对象,观察合金铸态、固溶态及时效态的显微组织,分析Ni含量对合金组织演变的影响;同时,对四种合金进行硬度、拉伸性能和蠕变性能测试,分析Ni含量对合金力学性能的影响及机理。研究结果表明,铸态下四种合金中含有γ相、γ’相、β-（CoAl）相和以Co3Ta为基的固溶体相。Ni可以提高合金γ/γ’两相的错配度,随着Ni含量的增加,铸态和热处理态合金中的γ’相立方度均增加。固溶处理后,合金中μ相数量增加,在时效过程中,发生了从μ相到Co3W相的转变,随着时效时间的增加,μ相将全部转变为Co3W相。合金经时效处理后,低Ni含量合金的γ’相形貌从圆形转变为不规则形状;高Ni含量的合金中的γ’相排列较为规则,γ’相均产生粗化行为。合金的硬度随着合金中Ni含量的增加而增加。随着Ni元素含量增加,合金的抗拉强度和屈服强度均提高。在蠕变实验过程中,当Ni元素含量超过25wt.%时,合金的蠕变寿命明显提高。合金在1000℃/137MPa蠕变条件下形成了平行于拉应力的筏状组织,添加Ni元素含量越高,合金的形筏程度越好,合金的蠕变性能越好。
尹斌[10]（2020）在《单晶高温合金组织退化及其对持久性能的影响》文中指出本文采用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、电子探针（EPMA）等分析手段对第二代单晶高温合金中拓扑密堆（TCP）相的析出行为及其对合金性能的影响、二次反应区（SRZ）等组织的形成进行了系统的研究。分析了热处理制度、高温时效处理对TCP相析出的影响,研究了涂覆NiCrAlYSi涂层的合金中SRZ等组织的形成机制以及合金元素Ta的影响,同时还研究了 TCP相对合金不同条件持久、蠕变性能的影响,研究结果表明:900℃长期热暴露后,含2Re（wt.%）的铸态合金枝晶干无TCP相析出,枝晶间析出大量的σ相,并且优先在粗大γ/γ’共晶周围析出。枝晶干无TCP相析出主要是由于γ相体积分数较高,可以容纳更多的W、Re等难熔元素,而枝晶间大量σ相析出主要是由于γ/γ’共晶前沿Ti、Cr元素的富集。低温短时热处理（1260℃/1h）后,合金在枝晶干中心和枝晶间均无TCP相析出,而在二次枝晶臂有少量的μ相析出。不完全热处理（1270℃/4h）和完全热处理（1280℃/4h）后,合金均在枝晶干析出了μ相,枝晶间无TCP相析出。其中,完全热处理态合金析出的μ相体积分数更高。这是由于随着热处理温度提高和热处理时间的延长,合金固溶更加充分,在随后的时效处理中枝晶干析出的γ’相体积分数增加,进而使得枝晶干γ基体中W、Re等难熔元素含量增加。1000℃热暴露后,含2Ta、6Ta和8Ta（wt.%,下同）的合金,在NiCrAlYSi涂层与基体界面附近,观察到规则的γ、γ’两相组织转化为γ’相,并且析出富含Cr和Re的M23C6,形成互扩散区（IDZ）。2Ta合金没有形成SRZ,而6Ta和8Ta合金均形成了连续的SRZ,其中SRZ中析出了 σ相和μ相。IDZ和SRZ的形成主要是由于涂层中的Al向基体扩散。Ta由于增加了 TCP相的析出倾向,促进了 SRZ的形成。1100℃热暴露后,2Ta、6Ta和8Ta合金在NiCrAlYSi涂层与基体界面附近,规则的γ、γ’两相组织转化为γ相层,γ相层中分布着一些非连续的粗大γ’相,形成IDZ。分析发现,IDZ的形成主要是由于涂层中的Ni元素向基体扩散。由于Ta增加了 γ’相体积分数,阻碍了涂层与基体的互扩散,因此Ta对IDZ的长大有明显的抑制作用。由于氧化消耗加剧,涂层中的Al元素并没有向基体扩散,而Ni元素向基体扩散,增大了基体的组织稳定性,抑制了 TCP相的析出,因此2Ta、6Ta和8Ta合金均没有形成SRZ。表面涂覆NiCrAlYSi涂层的2Ta、6Ta和8Ta合金热暴露后,在IDZ附近的基体中均发生了平行于涂层/基体界面的γ’相横向筏化,这主要是由合金表面吹砂引入的应变引起的,与Ta含量和热暴露条件关系不大。而6Ta和8Ta合金热暴露后,在γ’相横向筏化区域下方靠近基体的位置发现了垂直于涂层/基体界面γ’相纵向筏化,主要是由Al、W和Re等元素的浓度梯度引起的,Ta含量和热暴露条件通过改变这些元素的浓度梯度和γ/γ’两相错配应力,对γ’相纵向筏化产生重要影响。选用8Ta合金研究TCP相对合金持久性能的影响。900℃长期热暴露相同时间后,HT A（1290℃/6h）和HT B（1290℃/7h）热处理态的8Ta合金γ’相形貌、尺寸均相近。随着长期热暴露时间延长,HT A合金析出少量σ相（<0.7 vol%）,而HTB合金析出大量σ相（0.72～2.6 vol%）。因此,通过比较HTA和HTB热处理态合金的持久和蠕变性能差异,可看出TCP相对持久和蠕变性能的影响。900℃/400 MPa蠕变条件下,合金主要的变形机制为位错在γ相基体通道中进行滑移和攀移,少量的反相畴界耦合位错对切入γ’相。TCP相（0.72～2.6 vol%）明显降低合金的持久和蠕变性能,当TCP相含量为2.6 vol%,合金的持久寿命降幅达24.2%。TCP相对合金蠕变性能的影响主要表现为对γ相基体蠕变性能的损伤,即消耗W、Re、Mo等固溶强化元素,使基体抗蠕变能力降低。随着TCP相含量增加,除了 γ相基体抗蠕变能力降低外,TCP相破坏γ/γ’规则结构和TCP相的脆化机制都逐渐影响合金的抗蠕变能力,损害合金持久性能。760℃/758 MPa蠕变条件下,合金的主要变形机制为大量堆垛层错切割γ’相和少量反相畴界耦合位错切入γ’相。TCP相（2.1 vol%）对合金持久、蠕变性能的影响较小。TCP相脆化机制可能起到一定的作用,但是,合金中的裂纹主要分布在枝晶间,尤其在碳化物周围萌生扩展。因此,TCP相对合金持久、蠕变性能的影响有限。
二、钴,钨和钛对镍基单晶高温合金铸态组织的影响（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、钴,钨和钛对镍基单晶高温合金铸态组织的影响（论文提纲范文）
（2）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 |
（3）模型单晶高温合金中W-Re协同效应和叶片新型杂晶形成机理研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镍基单晶高温合金简介 |
| 1.1.1 成分特征 |
| 1.1.2 显微结构 |
| 1.1.3 相稳定性 |
| 1.1.4 热处理工艺 |
| 1.2 镍基单晶高温合金中W和Re的协同效应 |
| 1.2.1 固溶强化 |
| 1.2.2 抑制γ’相粗化 |
| 1.2.3 提高γ’相溶解温度 |
| 1.3 镍基单晶高温合金中杂晶缺陷的形成机理 |
| 1.3.1 条纹晶 |
| 1.3.2 雀斑 |
| 1.3.3 小角和大角晶界 |
| 1.3.4 缘板杂晶 |
| 1.3.5 枝晶碎臂 |
| 1.4 本文研究目的及主要内容 |
| 1.4.1 W-Re协同效应对模型单晶高温合金显微结构的影响 |
| 1.4.2 一种镍基单晶叶片叶身-缘板转接区杂晶的形成机理 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 试样的固溶热处理探索 |
| 2.2.3 热暴露实验 |
| 2.2.4 SEM室温原位拉伸实验 |
| 2.2.5 叶片叶身-缘板转接区杂晶的实验表征 |
| 2.2.6 叶片叶身-缘板转接区温度场的有限元模拟 |
| 第三章 镍基模型单晶高温合金的热处理 |
| 3.1 背景 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 DTA结果及固溶热处理制度 |
| 3.2.2 铸态显微组织 |
| 3.2.3 热处理后的显微组织 |
| 3.2.4 合金元素的枝晶偏析和相分配 |
| 3.3 分析和讨论 |
| 3.3.1 元素的枝晶偏析 |
| 3.3.2 元素的相择优及原子占位 |
| 3.3.3 不同热处理阶段显微结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 W-Re协同效应对模型高温合金显微结构的影响 |
| 4.1 背景 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 Ni-Al-W模型合金在1000℃下的热暴露实验结果 |
| 4.2.2 Ni-Al-W-Re模型合金在1000℃下的热暴露实验结果 |
| 4.3 分析和讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 W-Re协同效应对模型高温合金室温变形机制的影响 |
| 5.1 背景 |
| 5.2 原位拉伸 |
| 5.2.1 滑移系的启动 |
| 5.2.2 拉伸过程中γ’相形貌的演变 |
| 5.3 断口形貌分析 |
| 5.4 合金的力学性能 |
| 5.5 位错组态分析 |
| 5.5.1 模型合金中的位错组态 |
| 5.5.2 γ’相中位错的伯氏矢量方向标定 |
| 5.5.3 元素对γ’相中位错组态的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 一种镍基单晶叶片中叶身-缘板转接区杂晶形成机理 |
| 6.1 背景 |
| 6.2 缺陷表征 |
| 6.2.1 宏观形貌和显微组织 |
| 6.2.2 晶体取向分布 |
| 6.2.3 成分分布 |
| 6.3 缘板温度场分布 |
| 6.4 无缺陷试样的缘板枝晶形貌 |
| 6.5 分析和讨论 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表的论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（4）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 |
（5）条纹晶和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金的发展 |
| 1.2 镍基单品高温合金的发展 |
| 1.3 镍基单晶高温合金的制备 |
| 1.3.1 定向凝固原理 |
| 1.3.2 定向凝固工艺 |
| 1.3.3 单晶高温合金的制备 |
| 1.4 镍基单晶高温合金中的缺陷 |
| 1.4.1 杂晶 |
| 1.4.2 小角度晶界 |
| 1.4.3 条纹晶 |
| 1.4.4 显微孔洞 |
| 1.5 X射线三维断层扫描技术在材料研究中的应用 |
| 1.6 研究目的、意义及研究内容 |
| 第2章 实验材料利方法 |
| 2.1 母合金制备 |
| 2.2 单品铸件的制备 |
| 2.3 化学成分检测 |
| 2.4 组织观察和表征 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 数值模拟 |
| 2.7 实验方案 |
| 第3章 条纹晶缺陷的形成和演化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 条纹晶缺陷的表征 |
| 3.2.2 条纹晶缺陷的形成 |
| 3.2.3 条纹晶缺陷的演化 |
| 3.3 分析和讨论 |
| 3.3.1 条纹晶缺陷的形成机制 |
| 3.3.2 条纹晶缺陷的演化 |
| 3.4 在单晶高温合金叶片中的应用 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 显微孔洞对单晶高温合金疲劳性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 不同铸造工艺下合金的显微组织 |
| 4.2.2 疲劳实验结果 |
| 4.2.3 碳化物开裂现象 |
| 4.3 分析和讨论 |
| 4.3.1 不同铸造工艺下合金的显微组织和疲劳结果对比 |
| 4.3.2 加载条件对疲劳裂纹萌生行为的影响 |
| 4.3.3 缺陷的尺寸、形状以及分布位置对疲劳裂纹萌生行为的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 显微孔洞在疲劳过程中的演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 低应力幅(450 MPa)下的准原位疲劳实验 |
| 5.2.2 高应力幅(517.5 MPa)下的准原位疲劳实验 |
| 5.2.3 不同应力幅下中断实验结果的对比 |
| 5.3 分析和讨论 |
| 5.3.1 疲劳裂纹萌生和扩展在疲劳寿命中的占比 |
| 5.3.2 微观组织对裂纹扩展行为的影响 |
| 5.3.3 显微孔洞的数量在疲劳过程中的演化及影响 |
| 5.3.4 显微孔洞的尺寸在疲劳过程中的演化及影响 |
| 5.3.5 显微孔洞的形状在疲劳过程中的演化及影响 |
| 5.4 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其他研究成果 |
| 作者简介 |
（6）不同抽拉条件下AM3定向凝固高温合金的组织演变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 物理量名称及符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.1.1 镍基高温合金的成分组成 |
| 1.1.2 镍基高温合金的相组成 |
| 1.2 定向凝固技术 |
| 1.3 定向凝固高温合金 |
| 1.4 研究目的及意义 |
| 1.5 研究内容 |
| 1.6 技术路线 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 定向凝固装置 |
| 2.3 定向凝固高温合金的制备 |
| 2.4 实验参数的选择 |
| 2.5 测试分析方法 |
| 2.5.1 金相显微分析 |
| 2.5.2 扫描电子显微分析 |
| 2.5.3 电子探针分析 |
| 3 恒定抽拉速率对AM3定向凝固组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 抽拉速率对固液界面形貌及枝晶的影响 |
| 3.3 抽拉速率对γ'相的影响 |
| 3.4 抽拉速率对偏析的影响 |
| 3.5 抽拉速率对碳化物和γ/γ'共晶的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 变速抽拉对AM3定向凝固组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 变速抽拉对枝晶组织的影响 |
| 4.3 变速抽拉对γ'相的影响 |
| 4.4 变速抽拉对共晶组织的影响 |
| 4.5 变速抽拉对合金微观偏析的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 不同抽拉条件对AM3热处理态组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同抽拉条件对热处理态γ'相形貌与尺寸的影响 |
| 5.3 抽拉速率对热处理态γ通道宽度的影响 |
| 5.4 抽拉速率对热处理态γ'相体积分数的影响 |
| 5.5 抽拉速率对热处理态残余共晶的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 攻读硕士学位期间参加的学术会议 |
（7）固溶处理工艺对AM3单晶高温合金组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 单晶高温合金的发展 |
| 1.1.1 合金元素在单晶高温合金中的作用 |
| 1.1.2 单晶高温合金中的相与组织 |
| 1.2 单晶高温合金的制备工艺 |
| 1.2.1 定向凝固技术的发展 |
| 1.2.2 单晶高温合金的制备技术 |
| 1.3 单晶高温合金的固溶处理 |
| 1.3.1 固溶处理方式对单晶高温合金组织及性能的影响 |
| 1.3.2 固溶处理参数对单晶高温合金组织及性能的影响 |
| 1.4 本文的研究目的、意义及研究内容 |
| 1.4.1 研究目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.5 技术路线 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 定向凝固实验 |
| 2.2.1 实验用定向凝固设备 |
| 2.2.2 单晶制备过程 |
| 2.3 热处理实验 |
| 2.3.1 热处理工艺的制定 |
| 2.3.2 热处理实验设备及步骤 |
| 2.4 测试方法及表征 |
| 2.4.1 金相显微镜分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.3 电子探针成分分析 |
| 3 逐步固溶处理对合金组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 逐步固溶处理对合金显微组织的影响 |
| 3.2.1 铸态显微组织 |
| 3.2.2 热处理态显微组织 |
| 3.3 逐步固溶处理对合金γ'相的影响 |
| 3.3.1 铸态γ'相 |
| 3.3.2 热处理态γ'相 |
| 3.4 逐步固溶处理对合金元素偏析的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 斜坡固溶处理对合金组织的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 斜坡固溶处理对合金显微组织的影响 |
| 4.3 斜坡固溶处理对合金γ'相的影响 |
| 4.3.1 铸态γ'相 |
| 4.3.2 热处理态γ'相 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 不同固溶方式对合金组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同固溶方式对合金显微组织的影响 |
| 5.3 不同固溶方式对合金元素偏析的影响 |
| 5.4 不同固溶方式对合金γ'相的影响 |
| 5.5 不同固溶方式对合金碳化物的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 热处理前后碳化物形态与成分演变 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 逐步固溶处理前后碳化物形态与成分演变 |
| 6.3 斜坡固溶处理前后碳化物形态与成分演变 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 攻读硕士学位期间参加的学术会议 |
| 攻读硕士学位期间获得的奖项 |
（8）新型镍基单晶高温合金固溶处理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镍基高温合金的发展与现状 |
| 1.2 定向凝固工艺 |
| 1.3 镍基单晶高温合金的相组成及各元素的作用 |
| 1.3.1 相组成 |
| 1.3.2 主要合金元素的作用 |
| 1.3.3 微量元素的作用 |
| 1.4 镍基单晶高温合金强化机理 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 第二相强化 |
| 1.5 镍基高温合金中的枝晶偏析 |
| 1.6 镍基单晶高温合金固溶处理 |
| 1.6.1 固溶处理工艺进展 |
| 1.6.2 合金中的微孔 |
| 1.6.3 固溶处理扩散模型 |
| 1.7 镍基单晶合金中铼的分布及作用机理 |
| 1.7.1 铼的分布 |
| 1.7.2 铼的作用机理 |
| 1.8 本课题研究的主要内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 单晶试样的制备 |
| 2.3 试样处理 |
| 2.3.1 金相试样的制备 |
| 2.3.2 XRD试样的制备 |
| 2.4 实验仪器设备 |
| 2.5 铸态试样分析及热处理实验方法 |
| 2.5.1 铸态试样分析 |
| 2.5.2 热处理实验 |
| 第三章 DD9-X单晶合金固溶处理工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态合金X射线衍射分析 |
| 3.3 合金的铸态组织与枝晶偏析 |
| 3.3.1 铸态组织形貌 |
| 3.3.2 枝晶偏析 |
| 3.4 固溶处理与结果分析 |
| 3.4.1 固溶温度区间的确定 |
| 3.4.2 热处理炉选用 |
| 3.4.3 固溶处理制度初步确定 |
| 3.4.4 结果分析 |
| 3.5 最高固溶温度的提升与微孔的变化 |
| 3.5.1 最高固溶温度的提升 |
| 3.5.2 结果分析 |
| 3.5.3 缩孔 |
| 3.5.4 固溶微孔的形成与变化 |
| 3.5.5 结果分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 固溶处理扩散模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 扩散系数公式准确性的验证 |
| 4.3 扩散模型的建立 |
| 4.4 铼的扩散系数 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 固溶处理工艺优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 升温速率优化 |
| 5.2.1 实验方案 |
| 5.2.2 结果分析 |
| 5.2.3 工艺参数确定 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论及展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间取得的成果 |
（9）Ni含量对Co-Al-W基高温合金组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.2 钴基高温合金 |
| 1.3 高温合金的强化方式 |
| 1.3.1 传统钴基高温合金的强化方式 |
| 1.3.2 新型钴基高温合金的强化方式 |
| 1.4 Co-Al-W合金的相组成 |
| 1.4.1 基体相(γ相) |
| 1.4.2 强化相(γ'相) |
| 1.4.3 β相 |
| 1.4.4 Co_3Ta固溶体相 |
| 1.4.5 μ相 |
| 1.4.6 D019相 |
| 1.5 钴基高温合金的热处理制度 |
| 1.6 蠕变的基本特征 |
| 1.6.1 蠕变概述 |
| 1.6.2 蠕变机制 |
| 1.7 合金元素对Co-Al-W基高温合金的影响 |
| 1.8 文研究的目的、内容及意义 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金的制备 |
| 2.1.2 金相试样的制备 |
| 2.2 合金的热处理制度 |
| 2.2.1 差热分析(DTA)法确定合金的初熔温度 |
| 2.2.2 合金热处理制度的确定 |
| 2.3 微观组织观察与相成分分析 |
| 2.4 合金性能测试 |
| 2.4.1 合金的硬度测试 |
| 2.4.2 合金的拉伸性能测试 |
| 2.4.3 合金的蠕变性能测试 |
| 第3章 实验结果与分析 |
| 3.1 Ni含量对Co-Al-W基合金显微组织的影响 |
| 3.1.1 铸态显微组织分析 |
| 3.1.2 合金初熔温度的确定 |
| 3.1.3 热处理对四种合金显微组织的影响 |
| 3.1.3.1 固溶处理对合金的显微组织的影响 |
| 3.1.3.2 时效后处理后的显微组织分析 |
| 3.1.3.3 合金热处理制度的确定 |
| 3.1.4 合金固溶处理后显微组织分析 |
| 3.1.5 合金时效处理后显微组织分析 |
| 3.1.6 γ'形貌与错配度的关系 |
| 3.2 Ni含量对Co-Al-W基合金力学性能的影响 |
| 3.2.1 Ni含量对Co-Al-W基合金显微硬度的影响 |
| 3.2.2 Ni含量对Co-Al-W基合金拉伸性能的影响 |
| 3.2.2.1 Ni含量对Co-Al-W基合金室温拉伸性能的影响 |
| 3.2.2.2 Ni含量对Co-Al-W基合金760℃拉伸性能的影响 |
| 3.2.2.3 Ni含量对Co-Al-W基合金900℃拉伸性能的影响 |
| 3.2.3 断口形貌分析 |
| 3.2.3.1 室温拉伸断口形貌分析 |
| 3.2.3.2 760℃拉伸断口形貌分析 |
| 3.2.3.3 900℃拉伸断口形貌分析 |
| 3.2.4 影响机制分析 |
| 3.3 Ni含量对Co-Al-W基合金蠕变性能的影响 |
| 3.3.1 Ni含量对Co-Al-W基合金850℃/450MPa下蠕变性能的影响 |
| 3.3.2 四种合金在850℃/450MPa下蠕变断裂后的显微组织分析 |
| 3.3.2.1 四种合金在850℃/450MPa蠕变条件下的γ'相演化 |
| 3.3.2.2 850℃/450MPa时不同位置应力与孔洞、裂纹之间的关系 |
| 3.3.3 Ni含量对Co-Al-W基合金1000℃/137MPa下蠕变性能的影响 |
| 3.3.4 四种合金在1000℃/137MPa下蠕变断裂后的显微组织分析 |
| 3.3.4.1 四种合金在1000℃/137MPa蠕变条件下的γ'相演化 |
| 3.3.4.2 1000℃/137MPa时不同位置应力与孔洞、裂纹之间的关系 |
| 第4章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（10）单晶高温合金组织退化及其对持久性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高温合金的发展 |
| 1.2 镍基单晶高温合金的发展 |
| 1.3 镍基单晶高温合金的相组成 |
| 1.3.1 γ相 |
| 1.3.2 几何密排相 |
| 1.3.3 拓扑密堆相 |
| 1.3.4 间隙相 |
| 1.4 镍基单晶高温合金的热处理 |
| 1.5 镍基单晶高温合金的组织退化 |
| 1.5.1 γ'相的退化 |
| 1.5.2 TCP相析出 |
| 1.5.3 SRZ的形成 |
| 1.5.4 热处理对TCP相析出的影响 |
| 1.5.5 元素对TCP相析出的影响 |
| 1.6 TCP相对镍基单晶高温合金性能的影响 |
| 1.7 本文的研究目的和意义 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 母合金制备 |
| 2.2 单晶试样棒制备 |
| 2.3 化学成分检验 |
| 2.4 单晶试棒的热处理 |
| 2.5 涂层样品的制备方法 |
| 2.6 持久、蠕变性能测试 |
| 2.7 样品的制备及显微组织观察 |
| 第三章 热处理对TCP相析出的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 铸态及热处理态合金组织 |
| 3.2.2 铸态及热处理态合金元素偏析 |
| 3.2.3 900℃长期热暴露后铸态和热处理态合金TCP相析出 |
| 3.3 分析讨论 |
| 3.3.1 铸态合金TCP相析出 |
| 3.3.2 低温短时热处理态合金TCP相析出 |
| 3.3.3 两种高温长时热处理态合金TCP相析出 |
| 3.3.4 TCP相析出影响因素探讨 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 SRZ等组织退化形成机制研究及Ta元素的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 涂覆涂层的合金组织形貌 |
| 4.2.2 涂层与基体互扩散及组织退化 |
| 4.3 分析讨论 |
| 4.3.1 涂层/基体界面附近组织演化与元素扩散 |
| 4.3.2 基体组织的退化 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 TCP相对合金性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同热处理态合金组织形貌与元素偏析 |
| 5.2.1 铸态组织 |
| 5.2.2 热处理态组织 |
| 5.2.3 EPMA元素分布 |
| 5.3 两种热处理态合金长期时效组织 |
| 5.3.1 γ'相退化 |
| 5.3.2 TCP相的析出 |
| 5.3.3 碳化物的退化 |
| 5.4 900℃/400MPa持久、蠕变行为 |
| 5.4.1 900℃/400MPa持久性能 |
| 5.4.2 900℃/400MPa持久断裂特征 |
| 5.4.3 900℃/400MPa蠕变变形位错组态 |
| 5.5 760℃/758MPa持久、蠕变行为 |
| 5.5.1 760℃/758MPa持久性能 |
| 5.5.2 760℃/758MPa持久断裂特征 |
| 5.5.3 760℃/758MPa蠕变变形位错组态 |
| 5.6 分析讨论 |
| 5.6.1 热处理对合金组织的影响 |
| 5.6.2 TCP相对合金900℃/400MPa持久性能的影响 |
| 5.6.3 TCP相对合金760℃/758MPa持久性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 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其他研究成果 |
| 作者简介 |
四、钴,钨和钛对镍基单晶高温合金铸态组织的影响（论文参考文献）
- [1]Co-Ni-Al-W基变形高温合金的成分设计与组织性能基础研究[D]. 张毅. 北京科技大学, 2022
- [2]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)
- [3]模型单晶高温合金中W-Re协同效应和叶片新型杂晶形成机理研究[D]. 谭伟. 钢铁研究总院, 2021(01)
- [4]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)
- [5]条纹晶和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响[D]. 黄亚奇. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [6]不同抽拉条件下AM3定向凝固高温合金的组织演变研究[D]. 梅自寒. 西安科技大学, 2020
- [7]固溶处理工艺对AM3单晶高温合金组织的影响[D]. 刘蓓蕾. 西安科技大学, 2020
- [8]新型镍基单晶高温合金固溶处理研究[D]. 李易凌. 江苏大学, 2020(02)
- [9]Ni含量对Co-Al-W基高温合金组织和力学性能的影响[D]. 周碧轩. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [10]单晶高温合金组织退化及其对持久性能的影响[D]. 尹斌. 中国科学技术大学, 2020(01)