一、共格畸变影响沉淀相形貌的计算机研究（论文文献综述）
唐玲[1]（2021）在《增材制造含Co新型镍基高温合金组织与性能研究》文中认为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。
史伟宁[2]（2021）在《电力运输用Al-Cu-Mg合金耐蚀性能调控及机理研究》文中研究表明在电力运输领域中Al-Cu-Mg合金被广泛使用。在我国江浙等东南沿海地区,高温高湿高盐分的极端苛刻的服役环境使Al-Cu-Mg合金接线板发生了大面积腐蚀,严重威胁变电站的安全运行,如何提高Al-Cu-Mg合金的耐腐蚀性能成为了当前电力运输领域关注的焦点。在Al-Cu-Mg合金中,时效析出相诱发的腐蚀敏感性较强,其在合金晶界与晶内的析出行为直接影响耐晶间腐蚀性能和耐点蚀性能,因此调控析出成为Al-Cu-Mg合金在高温高湿高盐分的环境中耐腐蚀性能提升的关键。目前Al-Cu-Mg合金中调控析出的主要方法包括合金化、时效处理和形变热处理等,但合金化的方法成本偏高,资源消耗大,所以研究合金化以外的其它析出调控工艺更具环保和经济价值。本文研究了时效处理、形变热处理和脉冲电流处理三种工艺下析出相的析出行为对Al-Cu-Mg合金耐腐蚀性能的影响,具体内容如下:对于时效处理工艺,研究发现在190℃下随着时效时间增加,晶内析出相逐渐长大。当时效时间达到6h时,晶内析出相尺寸大于10nm,此时晶内产生了 GPB-Ⅱ区,晶格畸变严重,导致合金点蚀敏感性急剧增强。而时效时间小于6h时,合金点蚀敏感性较小,但是由于晶界上析出相连续分布,晶界上容易形成连续的腐蚀通道,耐晶间腐蚀性能较差。先后采用190℃/20h峰时效、280℃/20min回归处理及190℃/20min再时效处理时:晶界上析出相逐渐长大,发生断续分布,晶间腐蚀敏感性降低;晶内析出相经历了长大、回溶及再析出,使得析出相的尺寸变为小于10nm,晶格畸变程度相对较小,点蚀敏感性较小。研究结果表明,时效处理工艺可同时提高Al-Cu-Mg合金的耐晶间腐蚀和耐点蚀性能,但该工艺步骤和参数繁琐复杂,需进一步探索短流程析出调控工艺。对于形变热处理工艺,研究发现固溶处理后施加30%冷轧变形随后自然时效时,晶界上连续分布的析出相难以形成,减小了合金晶界与周围铝基体之间的电势差异,降低了腐蚀反应的驱动力,使得晶间腐蚀敏感性降低。冷轧变形没有促进晶内尺寸大于10nm的析出相析出,而析出相诱发的腐蚀敏感性大于GPB区、T相及T相与位错的缠结结构,这使得合金点蚀敏感性降低。研究结果表明,形变热处理工艺可使Al-Cu-Mg合金的耐晶间腐蚀和耐点蚀性能同时提高,且该工艺较时效处理工艺流程更短,但该工艺要求固溶处理后立即冷轧,而现场很难满足固溶处理和冷轧的无缝衔接,所以该工艺在工业生产中的实施难度较大,需要进一步探索流程短、易于在工业生产中实施的析出调控工艺。对于脉冲电流处理工艺,研究发现参数为0.5V、0.1kA的脉冲电流作用于190℃/1h欠时效态Al-Cu-Mg合金5min时,晶界上相邻析出相的间隙处电流密度较大,原子的扩散通量增加,而析出相的溶解过程是电自由能降低的过程,晶界上部分析出相回溶至铝基体,导致连续分布的析出相发生断续分布,降低合金的晶间腐蚀敏感性;晶内尺寸1nm的GPB区未长大,点蚀敏感性较小。在190℃/20min下再时效处理时,由于固溶原子能够继续往晶界上扩散,晶界上断续分布的析出相以析出相为核心发生长大,仍呈断续分布,连续的腐蚀通道仍不能形成,晶间腐蚀敏感性很小;在合金晶内析出了尺寸小于10nm的析出相,由于晶格畸变程度相对较小,点蚀敏感性很小。研究结果表明,通过脉冲电流处理实现了合金在保证最大硬度的同时,耐晶间腐蚀及耐点蚀性能同时提升,该工艺流程短,在工业生产中易于实施,避免了时效处理工艺繁琐复杂、形变热处理工艺难于在工业生产应用的问题,为改善Al-Cu-Mg合金的耐蚀性能提供了新的工艺方法与思路。
郭远航[3]（2021）在《氧化物弥散强化材料的制备与焊接性能研究》文中认为金属材料与人类文明发展和社会进步关系密切,已经成为日常生产生活中重要的物质基础之一。为了提升材料的综合性能,需要对材料进行强化处理。弥散强化通过在基体中加入或生成硬质的第二相颗粒来强化材料。强化颗粒具有良好的热稳定性和化学稳定性,能够有效钉扎晶界,阻碍位错运动,抑制晶粒长大,使材料具有良好的室温高温强度。本文围绕氧化物颗粒在制备和焊接过程中的变化,研究了氧化物颗粒对微观组织演变和力学性能的贡献。论文首先采用机械合金化法成功制备出氧化物弥散强化（oxidedispersion strengthen,ODS）FeCoNi基固溶体合金,纳米氧化物颗粒均匀弥散分布于基体中,材料拉伸性能优于部分弥散强化钢。然后采用搅拌摩擦焊实现ODS纯铝及2024铝合金的有效连接,接头强度系数分别达到母材98%和85%。该研究对于生产大型结构件,扩大ODS高强铝合金应用范围具有重要意义。通过对FeCoNi基固溶体合金不同制备阶段工艺研究确定了主要实验参数并成功在基体中制备出平均尺寸为34 nm的Y2Ti2O7颗粒。亚微米级晶粒及纳米颗粒使得该合金在室温及700℃下均具有较高的压缩性能。采用不同氧化物颗粒对FeCoNi合金进行强化。研究发现热轧过程中FeCoNi合金内部出现γ取向线织构向α取向线织构转变,纳米Y2O3颗粒能够抑制转变过程,粒径更小、密度更高的Y2Ti2O7颗粒进一步增强了抑制作用,两种颗粒均与基体呈现半共格结构。单斜结构的Y2O3颗粒是由立方结构的Y2O3颗粒在热轧过程中通过相变转化而来。高温短时间退火可有效降低纳米相尺寸。FeCoNi-1.5Y2O3和FeCoNi-1.2Ti-1.5Y2O3合金中力学性能的提升主要来源于基体内部细化的晶粒和高密度纳米氧化物颗粒。采用搅拌摩擦焊（friction stir welding,FSW）技术成功实现冷轧态弥散氧化纯铝的焊接。研究发现母材区及焊核区均为γ-Al2O3颗粒。氧化铝颗粒为近球状,数密度分别为6.25×1019/m3和7.49× 1019/m3。中子小角散射结果表明母材区颗粒平均粒径为69.3 nm。焊核区颗粒尺寸有所降低,氧化铝体积分数为 2.66%。通过商用1050纯铝和ODS1050纯铝、商用2024和ODS2024铝合金相同工艺参数下对照实验,研究了氧化物颗粒焊接前后变化以及对接头再结晶过程的影响。结果表明1050纯铝和ODS1050纯铝焊核区发生了连续动态再结晶。ODS1050纯铝中A12O3颗粒诱导热力影响区发生局部非连续动态再结晶。ODS2024铝合金焊核区为连续动态再结晶。焊核区、热影响区织构类型与热影响区基本相同,析出相和氧化物颗粒能有效保持组织稳定。ODS1050铝合金母材区和焊核区弥散着纳米Al2O3颗粒。商用2024铝合金中强化相为S相和θ相,焊接过程中两相发生了回溶和再析出。ODS2024中母材区为复杂的Al1.756Mn0.182Fe0.062（O（SiO4））颗粒和θ相。焊接过后,复杂颗粒保持稳定,θ相固溶并析出为S相。商用1050和ODS1050纯铝接头焊核区和整体强度均与母材相当,ODS2024铝合金中接头整体强度达到母材85%,以上结果表明FSW技术能有效实现铝基复合材料的连接。
李于朋[4]（2020）在《6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究》文中指出随着我国国民经济及轨道交通制造业的快速发展,铝合金等轻量化材料在轨道交通车辆制造中得到越来越广泛的应用。作为一种开创性的固相焊接技术,搅拌摩擦焊（Friction stir welding,FSW）可有效避免铝合金熔化焊时出现的焊接冶金性问题,因此在轨道车辆制造中得到推广和应用。由于常规FSW过程中工件上表面必须承受较大的下压力、工件背面要有刚性支撑,无法实现中空、闭式型材等特殊结构的连接,在一定程度上限制了FSW的应用。双轴肩搅拌摩擦焊（Bobbin tool friction stir welding,BT-FSW）是FSW的拓展技术,它采用具有上、下两个轴肩的搅拌头作为焊接工具,下轴肩代替了FSW工件背面的刚性支撑,可以实现特殊结构型材的焊接,具有广阔的应用前景,但迄今为止有关BT-FSW系统的研究报道还相对较少。因此,开展轨道交通车辆用6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究具有重要的科学意义和工程应用价值。本文全面深入地研究了6082-T6铝合金BT-FSW接头热循环、微观组织及力学性能特点;焊接参数和焊后时效处理对接头组织及性能的影响规律;水下BT-FSW接头的微观组织及力学性能,并开展了BT-FSW热过程的有限元分析。研究结果表明,6082-T6铝合金BT-FSW过程中焊接接头不同区域经历了不同的热循环,随着距焊缝中心距离的增加热循环峰值温度和冷却速度降低,接头后退侧（RS）的峰值温度均高于前进侧（AS）,这主要归因于塑性金属由AS转移至RS的同时伴随着热量的转移和RS金属变形量大、应变速率大产生更多的塑性变形热。BT-FSW接头可分为母材（BM）、焊核区（SZ）、热机械影响区（TMAZ）和热影响区（HAZ）,在SZ可见明显的“S线”和灰白条带状组织。BM主要由条状的α-Al晶粒和晶内析出的纳米级针状β’’相组成（α-Al+β’’）。SZ经历了强烈的摩擦热-机械搅拌（热-机）耦合作用和动态再结晶,使α-Al晶粒明显细化,并在晶内形成少量的点状GP区（α-Al+GP区）。与SZ相比TMAZ的热-机耦合作用减小,使条状α-Al晶粒沿一定方向弯曲变形,晶内也有少量GP区析出（α-Al+GP区）。在热循环作用下,HAZ的α-Al晶粒有粗化的趋势,且发生β’’→β’+Q’的相转变,因此形成α-Al+β’’+β’+Q’的微观组织。随着距焊缝中心距离的增加,HAZ峰值温度降低,β’和Q’相减少,β’’相增多。SZ中S线和灰白条带状组织的形成主要与α-Al（Fe Mn）Si、Al2O3粒子沿塑性金属流动的界面偏聚有关。在此基础上,本文提出了6082-T6铝合金BT-FSW的接头形成机制、S线形成机制、微观组织演变机制和沉淀相形成机制。BT-FSW接头的显微硬度分布呈W形。由于β’’相的沉淀强化作用使BM的硬度为接头最高;SZ的硬度高于TMAZ主要归因于α-Al晶粒的明显细化;接头最低硬度出现在靠近TMAZ的HAZ,这主要与该区析出β’、Q’相和β’、Q’的粗化有关。在拉伸应力作用下接头主要断裂在HAZ的软化区,因此该区是6082-T6铝合金BT-FSW接头最薄弱的区域。焊接参数（搅拌头旋转速度、焊接速度）和焊后时效处理对BT-FSW接头微观组织及力学性能具有明显的影响。随着搅拌头旋转速度（焊接速度）增加,热循环峰值温度有升高（降低）的趋势。旋转速度由600 r/min增至1200 r/min,接头SZ晶粒尺寸减小（9.1μm-7.1μm）,SZ硬度升高（80 HV-94 HV）,HAZ最低硬度值减小（71 HV-68 HV）。旋转速度600r/min时,由于热-机耦合作用减弱影响了SZ与TMAZ间的结合性能,严重恶化BT-FSW接头的抗拉强度（198 MPa）;旋转速度增至800 r/min接头强度提高;进一步增加旋转速度（1000 r/min、1200 r/min）导致接头强度降低,这主要归因于焊接热输入增加促进HAZ中β’和Q’相的生长、粗化。焊接速度由300 mm/min增至700 mm/min,SZ晶粒尺寸减小（9.9μm-7.1μm）,SZ硬度升高（71 HV-84 HV）,HAZ最低硬度值增加（66 HV-70 HV）,接头抗拉强度先增加后降低,焊接速度500 mm/min时为最大值。合适的焊接参数结合（搅拌头旋转速度800 r/min和焊接速度500 mm/min）有利于改善接头的力学性能,接头抗拉强度为263 MPa,达到母材强度的81%。在此基础上,研究焊后时效处理对BT-FSW接头的影响。结果表明,接头经自然时效处理（PWNA 60d）,SZ的GP区增多,接头显微硬度和抗拉强度有增加的趋势。与自然时效相比,焊后人工时效对接头组织及性能的影响更为明显。接头经人工时效处理（PWAA 180℃/6h）,SZ发生SS→GP→β’’的相变,SZ显微硬度（110 HV-120 HV）和接头抗拉强度（280 MPa）明显提高,接头强度达到母材强度的87%。6082-T6铝合金水下BT-FSW的研究发现,与大气环境下的BT-FSW相比,由于水介质的强烈冷却作用水下BT-FSW的热循环峰值温度明显降低、冷却速度明显提高;接头SZ晶粒尺寸减小（5.5μm）,硬度升高（94-103 HV）;HAZ软化区宽度减小,显微硬度升高,β’和Q’相有细化的趋势;接头抗拉强度明显提高（308 MPa）,可达母材强度的95.5%。因此,水下BT-FSW工艺更有利于提高6082-T6铝合金焊接接头的力学性能。BT-FSW过程的产热来源主要由上下轴肩与工件接触面的摩擦热、搅拌针侧面与工件的摩擦热和搅拌头附近金属的塑性变形热组成。焊接过程中上下轴肩对摩擦产热量的贡献可达到90.44%,是主要产热来源。依据产热模型和热传导模型,采用COMSOL有限元软件对6082-T6铝合金BT-FSW的温度场进行数值模拟。模拟结果表明,BT-FSW接头温度场整体呈椭圆形,焊缝中部的温度分布呈沙漏型;搅拌头旋转速度对峰值温度影响较大,而焊接速度主要影响温度场等温线分布形状;与大气环境下相比,水下BT-FSW温度场的高温区范围明显缩小。采用数值模拟得到的BT-FSW接头温度场特征与试验结果吻合较好,为改善6082-T6铝合金BT-FSW接头的组织与性能提供了重要的热学基础。
孙远洋[5]（2020）在《相场法研究弹性场及微量元素调控Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金富Cu相析出过程》文中研究表明含Cu钢在辐照或时效处理中会析出纳米尺度富Cu相,产生析出强化作用提高钢屈服强度、抗拉强度、硬度等力学性能指标;但在核反应堆压力容器（RPV）应用中,辐照诱发相会导致韧-脆转变温度升高,脆化现象出现,限制核反应堆使用。为制备高强合金钢或避免辐照服役中热脆现象发生,掌握并调控富Cu相析出行为对改善其综合性能尤为关键。固态相变中,两相间共格弹性应变能以及微合金元素对析出相变路径以及微观组织形态具有显着影响,因此探明弹性以及合金化对于相变组织的调控规律具有重要意义。鉴于此,本文基于热力学亚规则溶体模型以及微观弹性理论,建立耦合弹性场的五元相场模型,研究了五元Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金在等温时效过程中相变机制,阐明了弹性场以及微量合金元素对相变组织结构以及生长动力学的调控规律。根据Fe-Cu-Mn-Ni-Al体系热力学分析结果,利用双相线以及失稳线将合金区域分为失稳区以及亚稳区两部分。对两区域内含不同Cu成分合金析出过程进行模拟,说明内弹性畸变和外应变效应对合金组织形貌的调控规律。研究发现,无论是失稳区还是亚稳区,Cu/Mn/Ni/Al原子在扩散偏聚并形成稳定Mn Ni Al@Cu核壳状结构中共经历了以下几个阶段:（Cu/Ni/Al/Mn）偏聚态,其中Mn/Ni/Al微量;（Mn Ni Al（Cu）Mn Ni Al）,单壳层结构;（Mn Ni Al（Mn（Cu）Mn）Mn Ni Al）,双壳层结构;Mn（Ni Al（Mn（Cu）Mn）Ni Al）Mn,三壳层结构。其中Mn Ni Al环壳相以非经典形核的方式依附在α-（bcc-Cu）或γ-（fcc-Cu）外侧,同时外壳层存在会抑制析出相的粗化以及结构转变,我们的模拟结果与现存实验研究基本相同,进一步证明了模型准确性。失稳区内,在考虑弹性应变能后,成分起伏波发生分解形成独立颗粒的时间有所缩短,同时成分波由杂乱排列变为规则垂直交叉排列;在弹性各向异性作用下,颗粒沿着弹性“软”方向<11>进行取向排列,由弥散分布球状转变为整齐排列椭球状或棒状颗粒。亚稳区内,内弹性作用会抑制颗粒相析出,使颗粒具有向<11>方向取向排列的趋势,但不明显;在外应变作用下,颗粒沿特定方向生长,根据两相弹性不均匀性比较,颗粒会沿外应变方向的垂直方向进行取向生长,且生长速率与应变值存在对应关系,大应变条件（0.4%～1.0%）下生长速率为小应变条件（0%～0.4%）下的2倍左右。通过温度以及弹性场调控富Cu相结构转变过程,发现低温下驱动力更大,且温度升高会延长形核过程并阻碍颗粒长大,致使结构转变受到抑制,弹性场也存在类似作用。因此,通过施加不同方向外应变,可以实现对颗粒形貌的有效调控。通过三维相场模拟讨论了Mn以及Ni/Al元素对整个相分离过程的影响。研究表明Mn元素会加快相分离过程并促进后期长大粗化。通过自由能曲线以及体积分数判断,发现随着Mn含量升高,体积分数逐渐增大。然而,Ni/Al元素会阻碍成分波分解,延缓颗粒析出,且随着Ni/Al成分升高,其抑制作用更为明显。通过对后期粗化过程分析并与标准LSW理论对比发现,高Mn含量会加快颗粒长大和粗化速率,拟合后的时间指数分别为0.41、0.42、0.37,均大于其理论值0.33,这主要是由于Ostwald熟化以及颗粒合并两种粗化机制混合作用的结果。然而,增大Ni/Al成分,其数值分别为0.29、0.26、0.32,明显小于理论值,这主要是由于外壳层原子聚集程度加剧,壳层厚度加大,抑制了Cu原子扩散,从而阻碍了富Cu相的长大。Mn/Ni/Al元素引入会限制富Cu相的析出、长大、粗化过程,从而导致颗粒细化以及Ni Al Mn原子聚集。
刘敏[6]（2020）在《IN 718和WC增强IN 718高温合金的选区激光熔化成型及组织性能研究》文中研究指明传统减材制造是经铸锻车铣刨磨等工序进行工件制备,其中涉及周期长、加工工艺繁琐、原材料浪费等问题,3D打印不仅可以明显缩短制备周期节约材料,其特殊的加工方式使材料获得细致均匀的组织和优异的性能。本文针对一种典型的难加工高温合金,采用激光选区熔化（SLM）成型IN 718合金和WC增强IN 718合金,并对其进行720℃/8h+620℃/10h直接双级时效处理,对比研究SLM成型和直接双级时效工艺及WC的添加对合金微观组织、力学性能和高温稳定性能的影响,同时探究合金中各析出相的演变规律,本论文通过结合模拟和实验获得了以下主要结果:SLM成型的IN 718高温合金在XY方向上组织呈沿扫描方向的长条状,Z方向呈鱼鳞状且存在穿越打印层的各向异性长柱状晶粒。合金中主要存在树枝晶基体γ相,枝晶间粒状γ’增强相,晶界处长棒状δ相及不规则形状的硬脆Laves有害相,重熔区的亚晶胞可产生亚结构强化,为析出相提供形核位点,提高合金力学性能。时效处理促使γ’、γ"的析出和Laves相的溶解,组织发生均匀化转变,晶界数量减少相位差减小。力学性能实验获得打印态的IN 718合金室温抗拉强度为1162MPa,σ0.2为834MPa,断后延伸率为7.9%:双级时效处理后抗拉强度为1608MPa（相比热处理前提高了38.4%）,σ0.2为1472MPa（相比热处理前提高了76.5%）,断后延伸率为9.2%（相比热处理前提高了,16.5%）,断裂机制以韧性断裂为主。空气气氛下1000℃/8h的热重分析实验揭示时效前后失重量由0.15～0.20 mmg/cm2降低到 0.08-0.15 mmg/cm2,氧化膜组织由团状 Cr2O2、片状 NiCr2O4及米粒状NiFe2O4形成,且更加均匀致密,高温稳定性能进一步提高。SLM成型的WC增强IN 718高温合金中,添加的WC颗粒与基体生发生化学反应产了MC碳化物,高熔点WC阻碍了凝固时的晶界移动从而细化晶粒,具有更低热导率的WC在凝固散热时产生热封作用,促使晶粒内析出更多δ、Laves相及MC碳化物。双级时效处理促进WC增强IN 718合金中Nb元素在晶粒间扩散形成NbC,这种对Nb元素的消耗减少了δ和Laves相的形成。在扫描速度为800mm/s的工艺下,由于体积能量密度不不足材料在拉伸实验测试中发生脆断,抗拉强度为567.9MPa,延伸率为0.5%,时效后的抗拉强度为731.7MPa,σ0.2为472MPa,延伸率为0.9%,材料性能发生一定程度改善;进一步改进工艺增加体积能量密度的样品,抗拉强度为1071.9MPa,延伸率为4.5%,从而有利于指导后续工艺优化。时效前后失重量由0.15～0.17mmg/cm2减少到0.12～0.15mmg/cm2,以 Cr2O2,NiCr2O4、NiFe2O4 及 WO3、CrWO4 新相为主要成分的氧化膜层中,结构疏松的片状WO3相不利于高温稳定性能提升,致密的Cr2O2,NiCr2O4和NiFe2O4相是合金耐高温腐蚀的真正原因。
李盼[7]（2020）在《镍基单晶高温合金析出相的电子显微学分析及第一性原理研究》文中研究指明镍基单晶高温合金具有优异的蠕变和疲劳等综合性能,是广泛应用于航空航天发动机和工业燃气轮机的重要叶片材料。为了提高合金的高温力学性能,往往需要向合金中加入大量的难熔元素。随着合金中难熔元素含量的增多,TCP相从基体中析出的倾向增大。TCP相的形成不仅消耗了合金中的难熔元素,使合金的固溶强化作用减弱,同时在外界应力的作用下,TCP相会加速形成并迅速长大,使合金的高温力学性能大大降低。因此,研究TCP相的形成机制和力学性质,对于调控TCP相的析出具有重要意义。另一方面,为进一步提升高温合金的力学性能,开发新的强化相已成为必然。Ta元素由于能够提高合金的抗氧化和抗腐蚀性能,因此其在六代高温合金中的含量比较高。过去相关研究已表明,Ta元素的添加,能够促进γ"-Ni3Ta二次强化相的形成,显着提升高温合金的力学性能。鉴于此,本文借助电子显微分析技术和基于密度泛函理论的第一性原理计算方法,研究了镍基单晶高温合金中的难熔元素Re、Ru在TCP相中的分配行为,TCP相与基体的取向关系,TCP相的内部缺陷及精细结构,TCP相和γ"-Ni3Ta相的力学性质,得出以下主要结论:（1）第一性原理计算结果表明,Re替换C14、C15和C36型Laves-NbCo2相的Co位时,缺陷形成能较低。对比Re替换Nb位的态密度,当Re替换Co位时,费米能级处的态密度值明显降低,并且趋近于杂化峰的谷底位置,有利于增加体系的稳定性。说明在Laves相中,Re更倾向于占据Co位,Re能够促进Laves相的形成。Re、Ru分别掺杂μ-Co7W6相中的五个非等效原子位置时,Re在μ相中的Co位和W位都能稳定存在,并且倾向于占据Co位,能够促进μ相的形成。Ru原子在μ相的W位不稳定,在Co位能够稳定存在。（2）通过对TCP相衍射花样分析,获得了μ相、P相和R相三种TCP相与基体的取向关系。μ相与基体的取向关系为:[110]μ//[112]γ,（001）μ//（110）γ,（110）μ//（111）γ;P 相与基体的取向关系为:[001]P//[112]y,（100）P//（110）γ,（010）P//（111）γ;R相与基体的取向关系为:[111]R//[110]γ,（011）R//（111）γ,（112）R//（001）γ。为获取TCP相与基体其他晶面和晶向的取向关系,我们利用矩阵法,分别推导出了 μ相、P相和R相与基体取向关系的矩阵表达式。（3）电子衍射分析表明μ相中存在层错、孪晶和内生P相三类缺陷结构,其中μ相与内生P相的取向关系为:[221]μ//[011]P,（012）μ//（100）P。高角度环形暗场（HAADF）像表明,μ相中的孪晶分别为（012）面和（102）面上的孪晶,并且（102）孪晶的产生伴随着（012）孪晶的消失。（012）孪晶方向上出现了两种结构不同的层错。μ相中的原子经过切变和重排形成层错,层错结构进一步切变将形成（012）孪晶。从μ相（010）面上结构单元的堆垛顺序来分析,μ相中的层错是通过抽去Zr4A13和MgCu2原子层形成的,孪晶是层错中的原子沿着[010]方向同步移动一个原子距离形成的。μ相中的孪晶通过结构弛豫可以形成P相。成分分析表明,μ相中的元素存在成分起伏,其中Re和Cr元素能够促进P相的形成。（4）不同外压下C14、C15和C36型Laves相的形成焓均为负值,说明在外压下Laves相能够稳定存在。弹性性质计算结果表明Laves相具有延性性质。不同方向上的声速计算结果说明了 Laves相呈现弹性各向异性。德拜温度的变化表明在外压下Laves相的键合能力增强,晶体结构的稳定性增加。（5）结合能的计算结果表明,μ-Co7X6（X=W,Mo和Nb）中Co7W6的稳定性最强。弹性模量（B,G和E）、B/G比值以及泊松比（v）的计算结果表明,μ相表现出一定的延性性质。费米能级处态密度值的降低与能量的计算结果相吻合。Co7W6在不同方向上的声速呈现各向异性。随外压增加,Co7W6的键合作用增强,材料的硬度增加。计算结果表明Laves相和μ相具有延性性质。（6）形成焓和弹性常数表明,γ"-Ni3Ta在热力学和力学上是稳定的。随着压力的增加,γ"-Ni3Ta合金的抗变形能力和刚度增加。B/G、泊松比（v）和柯西压力的计算表明,γ"-Ni3Ta是一种韧性材料。弹性各向异性指数的计算表明,随着压力的增加,γ"-Ni3Ta的各向异性明显增大,并且剪切各向异性比压缩各向异性强。在高压下,费米能级附近赝能隙变宽,说明γ"-Ni3Ta的共价性增强。这些计算结果表明γ"-Ni3Ta是一种有潜力的强化相。
李叶凡[8]（2020）在《Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为》文中认为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。
王浩[9]（2020）在《热处理对SLM成形Inconel 738合金组织及性能的影响》文中研究指明Inconel 738是一种含有难熔元素,应用较广泛的沉淀强化铸造镍基高温合金,使用温度小于900℃,具有良好的持久强度、蠕变性能、耐氧化性能和高的耐腐蚀性能,是抗腐蚀性能最好的合金之一。利用选区激光熔化技术（SLM）制备Inconel738合金零件,由于SLM过程中快速熔化凝固的特点,成形合金中存在残余应力较高、易变形开裂、析出相未充分析出等缺点,成形零件不能直接服役。本文使用去应力退火、固溶、时效三步热处理实现对SLM成形Inconel 738合金组织及性能调节,制定了新型的热处理工艺,并研究热处理过程中组织演变、析出相行为及其与性能之间的关系。研究了不同退火温度（700900℃）条件下保温24 h后SLM成形Inconel 738合金组织和力学性能演变。研究表明:进行不同温度（700900℃）下的去应力退火处理后,微小熔池,亚晶结构得到保持。沉积态过程中发生连续动态再结晶和非连续动态再结晶,退火后位错迁移重排,组织演变机制为回复。退火温度为800℃时,残余应力由310.4 MPa（沉积态）下降至-66.7 MPa,残余应力大部分得到消除。形成球形（50250 nm）和短棒状（240440 nm）的γ’相。发生MC向M23C6转变,晶界碳化物长大呈连续状。退火温度为800℃时,合金具高的硬度、抗拉强度（581.2 HV、1330 MPa）为铸件性能（410 HV、945 MPa）的1.42倍、1.41倍,但延伸率较低为3.78%。研究了在前期制定的退火制度（800℃×24 h/AC）的基础上,进行不同温度（10001270℃）保温2 h的固溶处理后SLM成形Inconel 738合金组织和力学性能演变。研究表明:合金受溶质原子和碳化物影响,相较于直接固溶,再结晶温度下降。静态再结晶机制为晶界弓出形核和少量亚晶形核,晶界迁移再结晶晶粒长大,再结晶比例提高,出现再结晶织构。1000℃时,未发生明显固溶。11201220℃时,发生不完全固溶,产生粗大规则方形（0.30.5um）和均匀细小球形（100200 nm）两种形貌尺寸γ’相相匹配的显微组织,1170℃时,γ’相方正度最优。1270℃时,发生完全固溶,析出均匀细小（200300 nm）的方形γ’相。随着固溶温度的升高,晶界碳化物逐渐由连续状向断续状再向点状分布转变,温度高于1170℃时,M23C6溶解,MC长大。1170℃处理后,合金抗拉强度、延伸率（1361 MPa,17.2%）较退火性能（1330 MPa,3.78%）均得到优化,具有最优的综合力学性能,但去应力退火+固溶处理后,合金为过饱和固溶体,组织为亚稳态,仍需进一步热处理。研究了在前期制定的去应力退火+固溶制度（800℃×24 h/AC+1170℃×2h/AC）基础上,进行不同温度（650950℃）条件下保温24 h时效处理后SLM成形Inconel 738合金组织和力学性能演变。研究表明:时效后保持了细小的晶粒组织和亚晶结构。650850℃时,γ’相低温时无明显变化,随着时效温度增加,γ’相逐渐长大。950℃时,γ’相明显粗化,棱角钝化。650850℃时,MC低温时无明显变化,随着时效温度增加,在MC周围M23C6逐渐析出。950℃时,M23C6开始溶解。拉伸时,裂纹由碳化物内部或碳化物/基体相界面起裂,并沿晶界方向扩展,多点起裂的微裂纹逐渐扩展,相互连接,最终导致试样断裂。合金经过去应力退火+固溶+时效处理后,随着时效温度升高,硬度先升后降、抗拉强度逐渐下降,延伸率先降后升。750℃时效时,MC长大,少量M23C6析出,获得两种形状尺寸相匹配的γ’相配合的组织,相对其他时效温度具有最优的组织和综合力学性能（1345 MPa,16.2%）,是铸件性能（945 MPa,7.5%）的1.42倍和2.17倍。选取（800℃×24 h/AC+1170℃×2 h/AC+750℃×24 h/AC）作为SLM成形Inconel 738合金新型热处理制度。SLM成形Inconel 738合金经热处理后,达到了稳定组织和提升力学性能的目的。
乔湛[10]（2019）在《Al、Ti组元对Inconel 718合金微观组织的影响》文中指出Inconel 718合金作为目前应用最广泛的镍基高温合金之一,广泛用于燃气轮机、航空发动机、涡轮盘、叶片、螺栓、导向器、压气机盘等零部件的制造。然而当服役温度超过650°C时,合金中的γ″相会发生快速粗化并向δ相转变,这就限制了合金在更高温度服役部件中的应用。一直以来,研究者们都在试图通过调整合金成分,在保留其可锻性、可焊性和低成本的优势下,进一步提高Inconel718合金的服役温度和组织稳定性。因此,研究合金元素对微观组织的影响对合金的成分优化以及性能提高具有重要的指导意义。基于此,本文通过调整Al、Ti两种强化相形成元素,制备了四种不同Al、Ti含量的试样,研究Al、Ti含量对改型Inconel 718高温合金析出相类型、组织形貌及稳定性的影响,以期为合金微观组织调控提供一定的指导。在大量实验和组织观察的基础上,得到的主要结论如下:（1）通过调节Al/Ti质量比得到了四种不同的析出相构型:在Al:Ti=1:3（wt.%）合金中得到分开析出的γ′相和γ″相;在Al:Ti=1:1（wt.%）合金中得到γ″/γ′/γ″和γ′/γ″两种复合结构;在Al:Ti=2:1（wt.%）合金中得到单一的球状γ′相;在Al:Ti=3:1（wt.%）合金中得到γ′/γ″/γ′复合结构。Al/Ti质量比对析出相结构有显着影响。（2）随着Al/Ti质量比增大,γ″相析出数量减少,γ′相析出数量增多;晶界析出相有从针状向短棒状,再向颗粒状转变的趋势。（3）在700°C时效100 h,复合结构和单一γ′相均表现出良好的稳定性。在700°C时效1000 h后,Al:Ti=1:1（wt.%）合金中析出的γ″/γ′/γ″和γ′/γ″两种类型复合结构发生分解,成为独立的γ″相和γ′相。（4）在800°C长期时效后,单一γ′相和γ′/γ″/γ′复合结构均可稳定存在。但Al:Ti=3:1（wt.%）合金中γ′/γ″/γ′复合结构具有更高强度和优异的高温稳定性。随着Al/Ti质量比值的增大,合金硬度值提高。（5）γ″相、γ′相和γ′/γ″/γ′复合结构的粗化动力学过程均符合LSW理论预测。
二、共格畸变影响沉淀相形貌的计算机研究（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、共格畸变影响沉淀相形貌的计算机研究（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）电力运输用Al-Cu-Mg合金耐蚀性能调控及机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 2xxx系铝合金成分特点及国内外发展现状 |
| 2.2 2xxx系铝合金典型腐蚀类型 |
| 2.2.1 点蚀 |
| 2.2.2 晶间腐蚀 |
| 2.2.3 剥落腐蚀 |
| 2.2.4 应力腐蚀开裂 |
| 2.3 2xxx系铝合金中第二相及其与腐蚀的关联性 |
| 2.3.1 2xxx系铝合金中第二相 |
| 2.3.2 组分相诱发的腐蚀机理 |
| 2.3.3 弥散相诱发的腐蚀机理 |
| 2.3.4 析出相诱发的腐蚀机理 |
| 2.4 铝合金腐蚀调控研究现状 |
| 2.4.1 热处理对铝合金腐蚀行为的影响 |
| 2.4.2 形变热处理对铝合金腐蚀行为的影响 |
| 2.4.3 脉冲电流处理对铝合金腐蚀行为的影响 |
| 2.5 选题背景及研究内容 |
| 2.5.1 课题背景及意义 |
| 2.5.2 研究内容及研究思路 |
| 3 实验合金制备及实验方法 |
| 3.1 实验合金制备 |
| 3.1.1 实验原材料 |
| 3.1.2 合金熔炼与铸造 |
| 3.1.3 均匀化热处理 |
| 3.1.4 热轧工艺优化 |
| 3.1.5 中间退火热处理 |
| 3.1.6 冷轧工艺优化 |
| 3.1.7 固溶处理 |
| 3.2 腐蚀性能测试 |
| 3.2.1 晶间腐蚀测试 |
| 3.2.2 电化学腐蚀测试 |
| 3.3 力学性能测试 |
| 3.4 微观组织结构分析手段 |
| 3.4.1 XRD分析 |
| 3.4.2 差示扫描量热分析 |
| 3.4.3 金相显微镜分析 |
| 3.4.4 扫描电子显微分析 |
| 3.4.5 透射电子显微分析 |
| 4 时效处理调控Al-Cu-Mg合金中析出相及耐蚀机理 |
| 4.1 时效处理对Al-Cu-Mg合金耐点蚀性能的调控 |
| 4.1.1 不同时效态Al-Cu-Mg合金的硬度 |
| 4.1.2 不同时效态Al-Cu-Mg合金的电化学腐蚀行为 |
| 4.1.3 不同时效态Al-Cu-Mg合金中析出相演变 |
| 4.2 时效处理对Al-Cu-Mg合金点蚀和晶间腐蚀行为的协同调控 |
| 4.2.1 时效处理后Al-Cu-Mg合金的腐蚀行为 |
| 4.2.2 回归-自然时效处理后Al-Cu-Mg合金的腐蚀行为 |
| 4.2.3 回归-再时效处理后Al-Cu-Mg合金的腐蚀行为 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 Al-Cu-Mg合金中临界尺寸析出相诱发的腐蚀机理 |
| 4.3.2 时效处理调控下的Al-Cu-Mg合金耐蚀机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 形变热处理调控Al-Cu-Mg合金中析出相及耐蚀机理 |
| 5.1 形变热处理对Al-Cu-Mg合金腐蚀性能的影响 |
| 5.1.1 各工艺参数下Al-Cu-Mg合金的耐晶间腐蚀性能 |
| 5.1.2 各工艺参数下Al-Cu-Mg合金的电化学腐蚀行为 |
| 5.2 形变热处理下Al-Cu-Mg合金的微观组织结构 |
| 5.2.1 固溶-冷轧-时效后Al-Cu-Mg合金中的第二相和位错 |
| 5.2.2 回归-冷轧-时效后Al-Cu-Mg合金中的第二相和位错 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 固溶-冷轧-时效后Al-Cu-Mg合金的腐蚀行为 |
| 5.3.2 回归-冷轧-时效后Al-Cu-Mg合金的腐蚀行为 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 脉冲电流处理调控Al-Cu-Mg合金第二相及耐蚀机理 |
| 6.1 脉冲电流作用下Al-Cu-Mg合金冷轧板硬度变化 |
| 6.2 脉冲电流作用下Al-Cu-Mg合金冷轧板中第二相演变 |
| 6.3 脉冲电流作用下欠时效Al-Cu-Mg合金结构调控 |
| 6.3.1 脉冲电流作用下欠时效Al-Cu-Mg合金的腐蚀和力学性能 |
| 6.3.2 脉冲电流作用下欠时效Al-Cu-Mg合金的析出行为 |
| 6.4 欠时效Al-Cu-Mg合金脉冲电流处理后的再时效处理 |
| 6.4.1 脉冲电流-再时效对欠时效Al-Cu-Mg合金性能的影响 |
| 6.4.2 脉冲电流-再时效后欠时效Al-Cu-Mg合金的析出行为 |
| 6.5 分析与讨论 |
| 6.5.1 脉冲电流作用下Al-Cu-Mg合金中析出相回溶热力学分析 |
| 6.5.2 脉冲电流作用下Al-Cu-Mg合金中析出相回溶动力学分析 |
| 6.5.3 脉冲电流与时效处理协同调控下的Al-Cu-Mg合金耐蚀机理 |
| 6.6 文章小结 |
| 7 结论与创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 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 |
（3）氧化物弥散强化材料的制备与焊接性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 弥散强化 |
| 2.1.1 金属强化方式 |
| 2.1.2 弥散强化机理 |
| 2.1.3 氧化物弥散强化材料制备方法 |
| 2.2 氧化物弥散强化固溶体合金 |
| 2.2.1 固溶体合金的定义及特点 |
| 2.2.2 固溶体合金的抗辐照性能 |
| 2.2.3 氧化物对材料抗辐照性能的影响 |
| 2.2.4 氧化物弥散强化固溶体合金研究现状 |
| 2.3 氧化物弥散强化铝合金搅拌摩擦焊 |
| 2.3.1 搅拌摩擦焊 |
| 2.3.2 氧化物弥散强化铝合金搅拌摩擦焊研究现状 |
| 3 试验方案和研究方法 |
| 3.1 氧化物弥散强化FeCoNi固溶体合金的制备及性能研究 |
| 3.1.1 试验内容 |
| 3.1.2 研究思路 |
| 3.1.3 试验原料及主要设备 |
| 3.1.4 测试仪器及检测方法 |
| 3.2 氧化物弥散强化铝合金搅拌摩擦焊研究 |
| 3.2.1 试验内容 |
| 3.2.2 研究思路 |
| 3.2.3 试验原料及主要设备 |
| 3.2.4 测试仪器及检测方法 |
| 4 机械合金化法制备氧化物弥散强化FeCoNi固溶体合金 |
| 4.1 不同阶段试验参数对材料制备的影响 |
| 4.1.1 球磨时间对合金化进程的影响 |
| 4.1.2 烧结温度对块体致密度的影响 |
| 4.1.3 退火温度对氧化物析出的影响 |
| 4.2 氧化物添加对FeCoNi固溶体合金微观组织及压缩性能影响 |
| 4.2.1 试验材料及制备方法 |
| 4.2.2 宏观形貌 |
| 4.2.3 相结构 |
| 4.2.4 晶粒形貌 |
| 4.2.5 TEM观察 |
| 4.2.6 压缩性能及显微硬度 |
| 4.3 小结 |
| 5 不同氧化物对ODS-FeCoNi固溶体合金的组织与性能影响 |
| 5.1 实验材料及制备方法 |
| 5.2 微观组织 |
| 5.3 力学性能 |
| 5.4 FCNY固溶体合金中Y_2O_3相析出行为 |
| 5.5 强化机理的定量计算 |
| 5.5.1 固溶强化 |
| 5.5.2 晶界强化 |
| 5.5.3 弥散强化 |
| 5.5.4 位错强化 |
| 5.6 三种合金热轧过程中微观组织演变规律 |
| 5.7 小结 |
| 6 ODS纯铝的搅拌摩擦焊接研究 |
| 6.1 搅拌头转速对接头力学性能影响 |
| 6.2 焊接速度对接头力学性能影响 |
| 6.3 弥散强化纯铝接头氧化物分析 |
| 6.3.1 TEM |
| 6.3.2 中子小角散射 |
| 6.4 小结 |
| 7 弥散强化纯铝及2024铝合金搅拌摩擦焊组织和性能研究 |
| 7.1 试验材料及分析方法 |
| 7.2 微观组织 |
| 7.2.1 接头横截面宏观形貌 |
| 7.2.2 接头不同区域晶粒分析 |
| 7.2.3 BM区和SZ区TEM分析 |
| 7.3 力学性能 |
| 7.3.1 接头拉伸性能 |
| 7.3.2 接头不同区域硬度变化 |
| 7.3.3 断口形貌 |
| 7.4 小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 6×××系铝合金 |
| 1.2.1 6×××系铝合金的合金化原理 |
| 1.2.2 6×××系铝合金的沉淀相 |
| 1.2.3 6×××系铝合金的强化机制 |
| 1.3 铝合金双轴肩搅拌摩擦焊的研究进展 |
| 1.3.1 搅拌摩擦焊 |
| 1.3.2 双轴肩搅拌摩擦焊的原理和特点 |
| 1.3.3 双轴肩搅拌头结构设计 |
| 1.3.4 双轴肩搅拌摩擦焊接过程中的温度场研究 |
| 1.3.5 双轴肩搅拌摩擦焊接过程中的塑性金属流动特性 |
| 1.3.6 铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的微观组织与性能 |
| 1.3.7 铝合金搅拌摩擦焊接头的焊后热处理和水冷辅助焊接 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 双轴肩搅拌摩擦焊接 |
| 2.3 焊接热循环测量 |
| 2.4 焊接接头组织分析 |
| 2.4.1 金相显微分析 |
| 2.4.2 扫描电子显微分析 |
| 2.4.3 透射电子显微分析 |
| 2.5 接头力学性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.6 焊后时效处理 |
| 2.7 水下搅拌摩擦焊 |
| 2.8 搅拌摩擦焊数值模拟 |
| 第3章 6082-T6铝合金BT-FSW接头热循环、组织及性能特点 |
| 3.1 6082-T6铝合金BT-FSW过程的热循环特性 |
| 3.2 6082-T6铝合金BT-FSW接头宏观形貌特点 |
| 3.3 6082-T6铝合金BT-FSW接头微观组织特点 |
| 3.3.1 接头金相显微分析 |
| 3.3.2 接头EBSD取向成像分析 |
| 3.3.3 接头透射电子显微分析 |
| 3.3.4 接头S线组成分析 |
| 3.4 6082-T6铝合金BT-FSW接头微观组织形成机制 |
| 3.4.1 BT-FSW接头的形成机制 |
| 3.4.2 BT-FSW接头S线的形成机制 |
| 3.4.3 BT-FSW接头晶粒的演变机制 |
| 3.4.4 BT-FSW接头沉淀相的演变机制 |
| 3.5 6082-T6铝合金BT-FSW接头力学性能特点 |
| 3.5.1 BT-FSW接头的显微硬度分布 |
| 3.5.2 BT-FSW接头的拉伸性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 焊接工艺参数和焊后时效处理对BT-FSW接头组织与力学性能的影响 |
| 4.1 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头组织与性能的影响 |
| 4.1.1 搅拌头旋转速度对BT-FSW焊接热循环的影响 |
| 4.1.2 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头组织的影响 |
| 4.1.3 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头显微硬度的影响 |
| 4.1.4 搅拌头旋转速度对BT-FSW接头拉伸性能的影响 |
| 4.2 焊接速度对BT-FSW接头组织与性能的影响 |
| 4.2.1 焊接速度对BT-FSW焊接热循环的影响 |
| 4.2.2 焊接速度对BT-FSW接头宏观形貌的影响 |
| 4.2.3 焊接速度对BT-FSW接头微观组织的影响 |
| 4.2.4 焊接速度对BT-FSW接头力学性能的影响 |
| 4.3 焊后时效处理对BT-FSW接头组织与性能的影响 |
| 4.3.1 焊后时效处理对BT-FSW接头组织的影响 |
| 4.3.2 焊后时效处理对BT-FSW接头显微硬度的影响 |
| 4.3.3 焊后时效处理对BT-FSW接头拉伸性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 6082-T6铝合金水下BT-FSW的组织与性能研究 |
| 5.1 水下BT-FSW过程的热循环特性 |
| 5.2 水下BT-FSW接头的宏观形貌 |
| 5.3 水下BT-FSW接头的微观组织形貌 |
| 5.4 水下BT-FSW接头的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 6082-T6铝合金BT-FSW热过程的有限元分析 |
| 6.1 BT-FSW的产热分析 |
| 6.1.1 BT-FSW的摩擦产热模型 |
| 6.1.2 BT-FSW过程中的塑性变形产热 |
| 6.2 BT-FSW过程中的热传导方程与边界条件设定 |
| 6.2.1 热传导方程 |
| 6.2.2 边界条件设定 |
| 6.3 6082-T6铝合金BT-FSW有限元模型建立 |
| 6.3.1 材料的热物理性能 |
| 6.3.2 几何建模 |
| 6.3.3 网格划分 |
| 6.3.4 参数设置与求解 |
| 6.4 6082-T6铝合金BT-FSW温度场模拟结果与分析 |
| 6.4.1 温度场模拟结果的校正 |
| 6.4.2 BT-FSW温度场分布特征 |
| 6.4.3 焊接工艺参数对BT-FSW接头温度场的影响 |
| 6.4.4 水下BT-FSW的温度场 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）相场法研究弹性场及微量元素调控Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金富Cu相析出过程（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 合金钢中纳米富Cu相析出行为的研究 |
| 1.2.1 纳米富Cu相结构转变研究 |
| 1.2.2 合金元素的调控作用及成分分布特征 |
| 1.3 相场方法发展及在多元合金中的应用 |
| 1.3.1 相场方法的发展 |
| 1.3.2 相场法与相图热力学计算的结合 |
| 1.3.3 相场法与其它模拟技术的结合 |
| 1.3.4 相场法与机器学习技术的结合 |
| 1.3.5 相场法对纳米富Cu相的研究进展 |
| 1.4 弹性应变能调控相变组织研究进展 |
| 1.4.1 固溶体内弹性应变能 |
| 1.4.2 弹性应变能对沉淀过程的影响 |
| 1.4.3 耦合弹性应变能的相场研究 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 含弹性场的相场动力学模型 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 相场模型概述 |
| 2.2.1 朗道相变理论 |
| 2.2.2 金兹堡-朗道理论 |
| 2.2.3 扩散界面模型 |
| 2.3 五元相场模型建立 |
| 2.3.1 相场动力学方程 |
| 2.3.2 化学自由能泛函 |
| 2.3.3 弹性应变能耦合 |
| 2.4 数值求解及可视化分析 |
| 2.5 程序设计及开发环境 |
| 第3章 弹性场调控失稳区纳米富Cu相分离 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 互溶间隙及失稳线确定 |
| 3.3 无弹性作用下纳米富Cu相组织形貌演化 |
| 3.4 内弹性畸变下纳米富Cu相组织形貌演化 |
| 3.5 外应变调控纳米富Cu相析出 |
| 3.6 纳米富Cu相分离的三维相场模拟 |
| 3.7 总结 |
| 第4章 弹性场调控亚稳区纳米富Cu相沉淀 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 无弹性作用下纳米富Cu相沉淀过程 |
| 4.3 内弹性畸变作用下纳米富Cu相沉淀过程 |
| 4.4 外应变调控纳米富Cu相沉淀 |
| 4.5 纳米富Cu相沉淀的三维相场模拟 |
| 4.6 总结 |
| 第5章 弹性应变下各合金元素的调控作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Mn元素对相分离过程的调控 |
| 5.2.1 微观组织形貌 |
| 5.2.2 体积分数及数量密度 |
| 5.2.3 平均颗粒尺寸 |
| 5.2.4 元素分布特征 |
| 5.3 Ni/Al元素对相分离过程的调控 |
| 5.3.1 微观组织形貌 |
| 5.3.2 体积分数与数量密度 |
| 5.3.3 富Cu相粗化动力学分析 |
| 5.3.4 成分分布及粗化机制分析 |
| 5.4 总结 |
| 第6章 温度及弹性场调控纳米富Cu相α→γ结构转变 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热力学分析 |
| 6.3 单颗粒稳定性分析 |
| 6.4 温度场对富Cu相结构转变的影响 |
| 6.5 弹性场对富Cu相结构转变的影响 |
| 6.6 总结 |
| 第7章 结论和创新点 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 附录 Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金的热力学和动力学参数 |
| A1 动力学参数 |
| A2 热力学参数 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位论文期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）IN 718和WC增强IN 718高温合金的选区激光熔化成型及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 3D打印技术的原理及发展概况 |
| 1.2.1 3D打印技术的原理及特点 |
| 1.2.2 3D打印技术的发展概况 |
| 1.3 IN 718高温合金 |
| 1.3.1 IN 718高温合金概述 |
| 1.3.2 IN 718合金相组织 |
| 1.3.3 IN 718合金的强化机制 |
| 1.4 Thermo-Calc和 Jmatpro简介 |
| 1.5 本课题研究目的及意义 |
| 1.6 本课题研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 打印工艺参数与热处理 |
| 2.2 结构表征与分析 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 光学和扫描电子显微镜 |
| 2.2.3 透射电子显微镜 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 高温氧化性能测试 |
| 第3章 IN 718合金性能模拟 |
| 3.1 相组成模块 |
| 3.2 凝固性能 |
| 3.3 机械性能 |
| 3.4 热物性能 |
| 3.5 相转变模块 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 选区激光熔化IN 718合金的制备及组织性能分析 |
| 4.1 选区激光熔化IN 718合金物相及微观组织分析 |
| 4.1.1 选区激光熔化IN 718合金的物相分析 |
| 4.1.2 选区激光熔化IN 718合金的微观形貌分析 |
| 4.2 选区激光熔化IN 718合金的拉伸性能分析 |
| 4.3 选区激光熔化IN 718合金的氧化行为分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 选区激光熔化WC增强IN 718合金的制备及组织性能分析 |
| 5.1 选区激光熔化WC增强IN 718合金物相及微观组织分析 |
| 5.1.1 选区激光熔化WC增强IN 718合金的物相分析 |
| 5.1.2 选区激光熔化WC增强IN 718合金的微观形貌分析 |
| 5.2 选区激光熔化WC增强IN 718合金的拉伸性能分析 |
| 5.3 选区激光熔化WC增强IN 718合金的氧化行为分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
| 致谢 |
（7）镍基单晶高温合金析出相的电子显微学分析及第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 高温合金的发展历程 |
| 1.2 镍基单晶高温合金微观组织 |
| 1.2.1 镍基单晶高温合金的成分特征 |
| 1.2.2 镍基单晶高温合金组织稳定性的影响因素 |
| 1.3 难熔元素在镍基单晶高温合金中的作用 |
| 1.3.1 Re在镍基单晶高温合金中的作用 |
| 1.3.2 Ru在镍基单晶高温合金中的作用 |
| 1.4 镍基单晶高温合金中的TCP相 |
| 1.4.1 TCP相的种类 |
| 1.4.2 TCP相的结构 |
| 1.4.3 TCP相的生长机制 |
| 1.4.4 TCP相形成的影响因素 |
| 1.5 本文的研究内容与意义 |
| 第二章 实验与理论方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 合金成分 |
| 2.1.2 热处理工艺 |
| 2.2 透射电子显微分析 |
| 2.2.1 TEM试样制备 |
| 2.2.2 衍射成像 |
| 2.2.2.1 电子衍射 |
| 2.2.2.2 取向分析 |
| 2.2.3 HAADF-STEM成像 |
| 2.3 第一性原理计算 |
| 2.3.1 密度泛函理论 |
| 2.3.1.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.3.1.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.3.1.3 电子交换关联能近似 |
| 2.3.2 计算方法 |
| 第三章 TCP相元素分配 |
| 3.1 Re在C14、C15和C36型Laves相中的分配行为 |
| 3.1.1 结构特征 |
| 3.1.2 电子结构分析 |
| 3.2 Re在μ-Co_7W_6相中的分配行为 |
| 3.2.1 晶格常数和能量分析 |
| 3.2.2 电子结构分析 |
| 3.3 Ru在μ-Co_7W_6相中的分配行为 |
| 3.3.1 晶格常数和能量分析 |
| 3.3.2 电子结构分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 TCP相与基体的取向关系 |
| 4.1 TCP相的鉴定 |
| 4.1.1 μ相形貌及衍射花样 |
| 4.1.2 P相形貌及衍射花样 |
| 4.1.3 R相形貌及衍射花样 |
| 4.2 TCP相与基体的取向关系 |
| 4.2.1 μ相与基体的取向关系 |
| 4.2.2 P相与基体的取向关系 |
| 4.2.3 R相与基体的取向关系 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 TCP相内部缺陷结构 |
| 5.1 晶体结构的电子衍射鉴定 |
| 5.1.1 μ相鉴定 |
| 5.1.2 缺陷鉴定 |
| 5.1.3 μ相与P相鉴定 |
| 5.2 原子结构特征 |
| 5.2.1 μ相内部缺陷的原子结构 |
| 5.2.2 不同缺陷结构的相互关系 |
| 5.2.3 缺陷结构的演变过程 |
| 5.3 相转变及成分分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 TCP相和γ"相力学性质的研究 |
| 6.1 C14、C15和C36型Laves相结构和力学性质 |
| 6.1.1 结构分析 |
| 6.1.2 电子态密度 |
| 6.1.3 力学性质 |
| 6.1.4 德拜温度和声速各向异性 |
| 6.2 不同成分μ相的结构、弹性和电学性质 |
| 6.2.1 μ相的结构特征 |
| 6.2.2 μ相的力学性质 |
| 6.2.3 μ相的电子结构 |
| 6.3 μ-Co_7W_6相结构和力学性质 |
| 6.3.1 结构特征 |
| 6.3.2 电子态密度 |
| 6.3.3 力学性质 |
| 6.3.4 德拜温度和声速各向异性 |
| 6.4 γ"相结构和力学性质 |
| 6.4.1 结构特征 |
| 6.4.2 电子态密度 |
| 6.4.3 力学性质 |
| 6.4.4 德拜温度和声速各向异性 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论和主要创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（8）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 |
（9）热处理对SLM成形Inconel 738合金组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Inconel738 合金概述 |
| 1.2.1 高温合金发展概述 |
| 1.2.2 Inconel738 合金简介 |
| 1.2.3 Inconel738 合金各元素的作用 |
| 1.3 SLM成型技术概述 |
| 1.3.1 3D打印简介 |
| 1.3.2 SLM成形技术 |
| 1.3.3 Inconel738 合金可打印性 |
| 1.4 高温合金热处理概述 |
| 1.4.1 热处理简述 |
| 1.5 高温合金强化机理 |
| 1.5.1 固溶强化 |
| 1.5.2 沉淀强化 |
| 1.5.3 晶界强化 |
| 1.6 研究现状 |
| 1.7 本论文的研究背景、目的、意义及内容 |
| 1.7.1 研究背景 |
| 1.7.2 研究目的和意义 |
| 1.7.3 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及设备选择 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 热处理试验 |
| 2.3.1 热处理实验方法 |
| 2.3.2 合金试样处理方法 |
| 2.4 检测分析方法 |
| 2.5 实验技术路线 |
| 第3章 去应力退火处理对SLM成形Inconel738 合金组织性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验与表征 |
| 3.3 组织演变 |
| 3.3.1 组织演变机制 |
| 3.3.2 动态再结晶机制 |
| 3.3.3 织构演变 |
| 3.4 析出相行为 |
| 3.4.1 γ'析出相分析 |
| 3.4.2 碳化物分析 |
| 3.5 力学性能及断口分析 |
| 3.5.1 残余应力分析 |
| 3.5.2 力学性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 去应力退火+固溶处理对SLM成形Inconel738 合金组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验与表征 |
| 4.3 组织演变行为 |
| 4.3.1 再结晶温度 |
| 4.3.3 再结晶组织演变 |
| 4.3.4 晶粒尺寸 |
| 4.4 晶界特征分布及织构转变 |
| 4.4.1 晶界特征分布 |
| 4.4.2 织构转变 |
| 4.5 析出相行为 |
| 4.5.1 γ'析出相分析 |
| 4.5.2 碳化物分析 |
| 4.6 力学性能 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 去应力退火+固溶+时效处理对SLM成形Inconel738 合金组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验与表征 |
| 5.3 组织演变行为 |
| 5.4 析出相行为 |
| 5.4.1 γ'析出相分析 |
| 5.4.2 碳化物分析 |
| 5.5 断口侧面分析 |
| 5.6 力学性能 |
| 5.7 断口分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文 |
（10）Al、Ti组元对Inconel 718合金微观组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Inconel 718 合金的发展概述 |
| 1.2.1 Inconel 718 合金的国内外发展概况 |
| 1.2.2 粉末Inconel 718 合金的研究现状 |
| 1.2.3 Inconel 718 合金的发展趋势 |
| 1.2.4 新型Inconel 718 合金的开发与研究 |
| 1.3 Inconel 718 合金的组织和性能 |
| 1.3.1 Inconel 718 合金的成分设计 |
| 1.3.2 Inconel 718 合金的析出相 |
| 1.3.3 Inconel 718 合金δ相的析出和溶解规律 |
| 1.3.4 Inconel 718 合金的组织稳定性 |
| 1.4 Inconel 718 合金的强化机制和热处理工艺 |
| 1.4.1 Inconel 718 合金的强化机制 |
| 1.4.2 Inconel 718 合金的热处理工艺 |
| 1.5 本文的主要研究内容及意义 |
| 第2章 实验内容及方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 粉末Inconel 718 合金的制备 |
| 2.2.1 球磨工艺 |
| 2.2.2 放电等离子体烧结 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.4 材料分析测试方法 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜 |
| 2.4.2 透射电子显微镜 |
| 2.4.3 显微硬度测试 |
| 2.4.4 析出相尺寸统计方法 |
| 第3章 Al、Ti含量对Inconel 718 合金热处理组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原始烧结态组织 |
| 3.3 Al、Ti含量对标准热处理试样微观组织的影响 |
| 3.4 Al、Ti含量对长期时效态试样微观组织的影响 |
| 3.5 析出相析出行为分析 |
| 3.6 不同热处理状态下改型Inconel 718 合金显微硬度 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Al、Ti含量对析出相稳定性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al、Ti含量对长期时效试样组织稳定性的影响 |
| 4.3 析出相粗化行为分析 |
| 4.4 Al、Ti含量对长期时效试样析出相显微硬度的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
四、共格畸变影响沉淀相形貌的计算机研究（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]电力运输用Al-Cu-Mg合金耐蚀性能调控及机理研究[D]. 史伟宁. 北京科技大学, 2021(02)
- [3]氧化物弥散强化材料的制备与焊接性能研究[D]. 郭远航. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头的组织与性能研究[D]. 李于朋. 吉林大学, 2020(03)
- [5]相场法研究弹性场及微量元素调控Fe-Cu-Mn-Ni-Al合金富Cu相析出过程[D]. 孙远洋. 中北大学, 2020(03)
- [6]IN 718和WC增强IN 718高温合金的选区激光熔化成型及组织性能研究[D]. 刘敏. 西安理工大学, 2020(01)
- [7]镍基单晶高温合金析出相的电子显微学分析及第一性原理研究[D]. 李盼. 山东大学, 2020(08)
- [8]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)
- [9]热处理对SLM成形Inconel 738合金组织及性能的影响[D]. 王浩. 兰州理工大学, 2020(12)
- [10]Al、Ti组元对Inconel 718合金微观组织的影响[D]. 乔湛. 天津大学, 2019(01)