一、铸造涡轮叶片晶粒度的控制（论文文献综述）
史凤岭,陈义,苗恺,鲁中良,李涤尘,卢秉恒[1]（2021）在《基于光固化3D打印技术的定向晶涡轮叶片快速制造》文中研究说明采用基于光固化3D打印和凝胶注模方法,实现型芯/型壳一体化的陶瓷铸型的快速制造。引入高活性硅粉,通过硅粉的高温反应烧结,能够降低陶瓷铸型的孔隙率,并促进高温强化相莫来石的生成,莫来石晶须的生成有助于提升陶瓷铸型的断裂韧性。当硅粉添加量为9%（质量分数）,烧结温度为1 400℃时,铸型的高温强度可达到17.6 MPa,断裂韧性为1.78 MPa·m1/2。最终通过定向凝固工艺,实现了涡轮叶片的快速制造。
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。
苏醒[3]（2021）在《GH4738合金高温扩散退火及冷热变形行为研究》文中研究指明GH4738合金是沉淀强化型镍基高温合金,起源于美国20世纪50年代,由于其有较高的强度,良好的热腐蚀性能以及优异的抗蠕变、抗疲劳能力,而被广泛用于制造航空发动机的涡轮盘、涡轮叶片及紧固件。本文通过高温扩散退火试验、热变形以及冷变形试验,对GH4738合金紧固件用冷拉棒材各生产流程的组织演化进行了详细的研究。高温扩散退火试验中,通过研究合金铸态组织中的枝晶偏析行为,确定了扩散退火工艺,枝晶偏析本质上是元素的不均匀分布,GH4738合金中主要偏析元素为Ti、Mo、Co、Cr,偏析比分别为1.820、1.136、0.896、0.905,偏析程度Ti>Mo>Co>Cr,其中元素Ti、Mo偏聚于枝晶间,元素Co、Cr偏聚于枝晶干。利用不同的扩散退火工艺进行处理,发现随着加热温度的升高和保温时间的延长,元素的不均匀程度逐渐好转,经过理论计算和试验验证可确定GH4738合金Φ250 mm铸锭最佳的高温扩散退火工艺为1200℃×50 h。在热变形试验中,通过MTS热模拟试验机对铸态与锻态两种原始组织的合金在相同的参数下进行热变形。两种状态的合金应力-应变曲线均具有典型的动态再结晶特征,存在加工硬化、流变软化和稳态流变三个阶段,并且两种组织状态下的峰值应力差值保持在14 MPa以内,在误差范围内可以认为两种组织状态的合金在热变形过程中流变应力的变化规律基本相同。铸态GH4738合金的热变形激活能为Q=575.89 k J/mol,锻态GH4738合金的热变形激活能为Q=588.04k J/mol,金相组织和GOS面分布图证实,在相同的热变形条件下,锻态组织的动态再结晶要比铸态组织发生的更早更显着。冷变形试验中,随着变形量的增加,晶粒会发生变形,并且所受应力由晶界处逐渐向晶内传递,在变形量较大时,原始晶界开始由原来连续晶界变为不连续的点状晶界,并难以识别。在变形过程中,除了晶粒尺寸发生了变化,晶粒取向也发生了转动。冷变形量不论从10%到65%,经过1040℃固溶5 min之后,都可以完成静态再结晶,所以GH4738合金的静态再结晶过程是十分迅速的。随着固溶温度的升高和保温时间的延长,静态再结晶之后的晶粒长大趋势比较明显,通过原位加热的手段详细地观测到了晶粒之间的吞并长大现象,相邻晶粒取向差在30°～60°之间容易吞并。冷变形时,原始组织中任意取向的各个晶粒会逐渐调整其取向而彼此趋于一致,使晶粒具有择优取向,产生两种形变织构{100}<110>、{111}<112>,但在之后的固溶过程中晶粒长大基本不受织构环境的影响。
王海伟[4]（2021）在《基于形核过冷度调控镍基高温合金凝固组织研究》文中进行了进一步梳理在金属材料的凝固过程中,控制晶体形核是获得理想凝固组织的一种重要方法,而晶体形核主要受到形核过冷度的制约。目前,形核过冷度与其影响因素之间的定量理论描述和试验研究还比较缺乏,导致研究金属材料异质形核试验时缺少精准的理论指导。因此,本文以熔模铸造时镍基高温合金形核过冷度的主要影响因素为研究对象,研究了合金成分、界面润湿等对单晶高温合金形核过冷度及杂晶形成的影响,并研制了一种与合金低错配度的新型细化剂,研究了异质形核理论在等轴晶高温合金细化剂制备中的应用,旨在为高温合金凝固组织调控提供理论依据和技术指导。通过调整高温合金中Ta、W、Re、Ru等难熔元素的含量,研究了合金成分对镍基高温合金形核过冷度和变截面平台杂晶形成的影响。实验结果显示:Ta元素显着提高了合金的临界形核过冷度;而W、Re、Ru等元素则降低了合金的临界形核过冷度。在多尺度单晶变截面平台试样的定向凝固实验中,随着Ta元素含量的增加,阴影侧平台形成杂晶的临界尺寸呈增大趋势,说明Ta元素降低了异质形核形成杂晶的倾向性;而W、Re和Ru三种元素则减小阴影侧平台形成杂晶的临界尺寸,说明W、Re、Ru增强了异质形核形成杂晶的倾向性。而且,在变截面平台中发现了另一种源于枝晶熔断形成的杂晶,提出了凝固前沿的热量传输是造成枝晶熔断形成杂晶的主要原因。因此,提高合金的临界形核过冷度,则增大了过冷熔体凝固前沿的热流传输,增强枝晶熔断形成杂晶的倾向性。研究了陶瓷材料对镍基高温合金润湿性与变截面平台杂晶形成的影响。结果表明:高温合金熔体与SiO2-based,Al2O3-based,ZrSiO4和CoAl2O4陶瓷基板接触时,发生界面反应,与合金熔体接触的陶瓷基板被反应生成物取代,分别为（Al2O3+HfO2）,（Al2O3+HfO2）,（Al2O3+HfO2+ZrO2）和（Al2O3+HfO2+Co）。此时,四种体系的润湿性依次增强,这是由于新体系的润湿性主要取决于反应产物的物理性质。Al2O3-based,ZrSiO4和CoAl2O4陶瓷型壳制备的单晶变截面平台试样结果表明:三种陶瓷型壳对应的变截面平台试样形成杂晶的临界尺寸依次减小,即杂晶的形成倾向性依次增强。主要原因是:合金与陶瓷基板之间的润湿角越小,晶核析出时的界面能就越低,因此过冷熔体析出晶核时所需的形核过冷度和形核功就越小。理解合金与陶瓷基板之间的润湿性与界面反应,对高温合金熔模铸造中陶瓷材料的选择具有很好的指导作用。分析了变截面平台杂晶的形成机制与工艺调控措施,提出了变截面平台内杂晶的形成主要取决于变截面平台最大结构性过冷度和合金临界形核过冷度之间的大小关系。ProCAST数值模拟结果显示:调整模组排列方式,变截面平台内的温度场呈对称分布时,平台边角位置的结构性性过冷度较小,杂晶形成的倾向较低。增加陶瓷型壳厚度,则减小了平台内液相线的斜率和边角位置的结构性过冷度,有效抑制了杂晶的形成。随着抽拉速率的增大,变截面平台边角位置的结构性过冷度呈增大趋势,则增强了杂晶的形成倾向性。通过ProCAST数值模拟分析不同工艺条件对变截面平台杂晶形成的影响,为优化定向凝固工艺参数提供了数据参考。研制了一种新型镍基高温合金细化剂。研究了 WC粉末和新型细化剂对等轴晶高温合金凝固组织的影响。结果表明:向合金熔体中加入WC粉末时,合金的晶粒尺寸呈减小趋势,但是晶粒细化效果比较有限。当向高温合金中加入1wt.%新型细化剂时,晶粒组织得到明显细化,其中平均晶粒尺寸从1.76mm减小到0.32mm,断面等轴晶体积分数11%提升到86%。这是由于晶核析出时所需的形核过冷度主要取决于晶核与基底之间的错配度,新型细化与晶核之间的错配度较低时,晶核析出时所需的过冷度和形核功较小。
沈莹莹[5]（2021）在《真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究》文中研究表明SiCf/γ-TiAl复合材料因其具有优良的综合性能而被认为是一种极具潜力的轻质高温结构材料。尤其是对轻量化有更高要求的航空航天领域,该类材料的应用可以显着提高燃油效率和推重比。然而受γ-TiAl合金较低的室温塑性和较高的热等静压温度影响,传统制备SiCf/γ-TiAl复合材料的方法都比较复杂且成本较高,复合材料尺寸难以做大,限制了该类复合材料的应用。本文中SiCf/γ-TiAl复合材料采用真空吸铸法制备而成。该方法中合金液的充型动力大且凝固速率快,避免了 SiC纤维与合金液之间严重的界面反应。本实验选取了两种不同的SiC纤维增强体,一种为传统的SiC纤维,另一种为在传统SiC纤维表面溅射钛合金涂层的SiC先驱丝。制备态的复合材料中纤维与基体合金结合较好,界面周围无显微裂纹。制备态下两种不同增强体复合材料的界面产物均由细晶TiC层和粗晶TiC层组成。为探究复合材料的界面热稳定性和界面产物长大规律,分别对两种复合材料进行了 700℃、800℃、900℃热暴露实验。研究结果表明,热暴露过程中两种复合材料界面反应层长大遵循Arrhenius规律。SiC（C）f/γ-TiAl复合材料的界面反应层长大激活能Q为 152.8kJ/mol,SiC（C/Ti）f/γ-TiAl 复合材料的Q为 239.8kJ/mol,后者界面热稳定性更好。热暴露过程中界面周围元素扩散更加充分,产物不断的长大同时也有新的界面产物生成。800℃,200h热暴露后,SiC（C）f/γ-TiAl复合材料界面反应产物包含5层,从纤维到基体一侧依次为:细晶TiC+Ti3Si层,粗晶TiC层,Ti2AlC层,Ti5Si4层和Ti3AlC层。SiC（C/Ti）f/TiAl复合材料界面反应产物共有4层产物组成,从纤维一侧到基体一侧依次是细晶TiC层、粗晶TiC层、Ti5Si4层和Ti3Sn+Ti2AlC 层。对界面热稳定性较好的SiC（C/Ti）f/γ-TiAl复合材料进行室温及800℃拉伸测试。结果显示,无论是室温拉伸还是800℃拉伸条件下,复合材料的拉伸强度均高于基体合金。室温下,只有部分界面结合强度适中的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约7%（50MPa）。失效机制主要包括纤维/界面反应层脱粘,裂纹偏转,纤维拔出。而800℃下,几乎所有的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约14%（100MPa）。800℃拉伸过程中其失效机制包括:界面（钛合金涂层/SiC纤维,SiC/钨芯）脱粘开裂,纤维拔出,钨芯塑性变形。同时发现,800℃拉伸时,钛合金涂层的微屈服对裂纹扩展起到了阻碍和延缓的作用。1000℃/180MPa/2h热等静压后,无论是室温拉伸还是800℃拉伸,复合材料的拉伸强度均小于基体合金拉伸强度。热等静压后复合材料界面急剧长大,在界面中存在许多显微裂纹。在拉伸载荷作用下,这些裂纹向基体及纤维中扩展,加速了基体合金的断裂,同时使纤维过早失去承载能力,使得复合材料的强度均低于基体合金的强度。室温拉伸下,复合材料拉伸强度降低了 18.9%（89MPa）,屈服强度下降8.7%（33MPa）。800℃拉伸下,复合材料的拉伸强度降低了约3.7%（18MPa）;屈服强度下降 7.5%（22MPa）。对复合材料进行800℃不同蠕变应力条件下蠕变测试研究。结果显示,高蠕变应力条件（250MPa,300MPa）下,复合材料在蠕变过程中,裂纹在界面反应层处萌生并向纤维内部和基体合金一侧扩展,使得纤维与基体合金几乎同时断裂。其蠕变性能与γ-TiAl基体合金相差不大。而低蠕变应力条件（150MPa,200MPa）下,界面反应层处的裂纹不容易扩展,载荷从基体合金转移到纤维上,纤维周围基体合金发生应力松弛。当基体到纤维的载荷转移速率和纤维断裂将载荷重新转移回基体的速率达到平衡时,蠕变达到稳定蠕变阶段。所以,低蠕变应力下纤维的存在使得复合材料稳态蠕变阶段延长,从而大大提高蠕变寿命。
刘伟[6]（2021）在《一种镍铁基变形高温合金化学成分和热处理制度的优化研究》文中指出当下,随着能源消耗的逐渐增加,能源需求量也日益增加,目前,传统的发电站由于对环境的污染严重而逐渐被淘汰,全球各国都在积极发展核电产业,但其安全性能是大家广泛关心的问题,这就要求核电站反应堆中的材料要具有一个良好的综合性能,本文研究的合金是一种新型的镍铁基变形高温合金,其合金主要强化方式为固溶强化、第二相强化以及晶界强化（又称为细晶强化）,由于其良好的性能,该合金主要用于核电站堆芯内动导管。本文主要研究内容包括:不同化学元素对合金的金相组织、微观组织以及合金的力学性能的影响;不同固溶热处理后,轧制态GH1059合金的金相组织、微观组织以及合金的力学性能的研究,为GH1059合金的热处理工艺的最终确定提供有效的试验数据支撑。研究方法主要为先对不同化学成分的样品分别进行了1050/30min热处理工艺,然后进行了模拟渗铬氮化工艺热处理,其热处理制度为1050℃/30min+1100℃/30h,最终1080℃进行固溶处理,研究不同保温时间对其金相组织、微观组织和力学性能影响,保温时间分别为0.5h、1h、30h、40h和50h。经过上述热处理工艺后,本文分别分析了Nb元素、N元素、和W元素对合金金相组织、微观组织和力学性能的影响,选择最佳的合金化学成分。其结果如下:（1）在一定范围内,GH1059合金随着Nb元素的百分含量的增加,晶粒尺寸逐渐细化,但其强度与Nb元素的含量并不成正比;（2）1050℃/30min的热处理工艺下,随着Nb元素的加入,合金微观形貌中,碳化物含量会与Nb元素的含量成正比,合金中的Nb C会产生第二相强化,合金晶粒细化,晶界强化,提高了材料的强度,而随着Nb C含量的继续增加,大部分的Nb C分布在晶界处,材料的强度下降;（3）相同的热处理制度下,在一定范围内,N元素的含量对GH1059合金的晶粒度的影响为:随着N元素含量的增加,晶粒度的大小存在一定峰值,开始晶粒度大小随着N元素的增加而增大,达到一定峰值后,随着N元素的含量增加,GH1059合金的晶粒度逐渐减小;（4）经过1080℃不同保温时间的热处理,无论合金的元素如何改变,合金的晶粒度随着时间增加而增加;（5）经过高温拉伸数据分析,当N元素含量为150ppm、C元素含量为0.075时,合金具有良好的综合力学性能;（6）W元素的加入,固溶强化,合金的整体组织更加稳定,合金的强度提高,但其整体对合金的影响不大。经过以上热处理工艺处理,为后续GH1059合金的热处理工艺提供了一个理论基础。
王洪宇[7]（2021）在《专利摘要》文中研究指明210301一种改进的涡轮叶片蜡模成形方法[世界知识产权组织]WO2020245539,2020.06.03,BOHLI Ramzi;BECHELANY Mirna;DANGEUL Didier;GUERCHE Didier Maurice Marceau;LE HEGARAT Alain Armel;NIANE Ngadia Taha[法国]本发明涉及一种在通过失蜡法制造涡轮叶片过程中的蜡模成形方法。其中,需要使用型芯,将上表面壳和下表面壳固定在型芯的管道两侧,将所述具有上表面壳和下表面壳的型芯放置在注塑模具中,再将蜡注入到所述型芯周围以形成蜡模,该蜡模包括翼型和包含有榫齿的叶根。
杨飞[8]（2021）在《B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响》文中提出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。
尹湘蓉,黄中荣,龙阅文,佘玉良,龚晓宁,郭志飞[9]（2021）在《一种细晶铸造K465合金低压涡轮叶片组织和力学性能》文中研究说明为提高叶片铸件质量和生产效率,对某型机K465合金低压涡轮叶片开展细晶铸造工艺研究,对细晶铸造的精铸低压涡轮叶片的显微疏松、组织进行观察,力学性能及极限疲劳性能进行测试,并与原工艺的叶片对比,验证晶粒细化对涡轮叶片晶粒度和疲劳强度的影响。结果表明,细晶铸造工艺能使叶片铸件低倍晶粒度、枝晶间距细化,叶片的显微疏松、显微组织与原工艺相比没有变化,但室温拉伸强度略有提高,极限疲劳强度更优。
薛志博,杨金侠,由宝财[10]（2020）在《动力涡轮工作叶片与导向叶片振动疲劳性能差异分析》文中研究表明针对某型航改燃气轮机动力涡轮工作叶片与导向叶片振动疲劳性能差异较大、导向叶片疲劳极限较低的现象,开展了表面状态检查、内部冶金质量检查、断口分析、组织分析、叶身取样疲劳性能对比分析等工作。结果表明:工作叶片和导向叶片表面和内部冶金质量均满足标准要求,内部晶粒度和显微疏松等级相当;工作叶片和导向叶片裂纹均为靠近"叶根"进排气边处的疲劳裂纹;导向叶片未采用细晶工艺,叶身表面晶粒较粗;导向叶片使用返回料导致枝晶间组织粗大、局部区域存在针状TCP相。
二、铸造涡轮叶片晶粒度的控制（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、铸造涡轮叶片晶粒度的控制（论文提纲范文）
（1）基于光固化3D打印技术的定向晶涡轮叶片快速制造（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 1.1 原料 |
| 1.2 样品制备 |
| 1.3 样品表征 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 孔隙率 |
| 2.2 高温强度 |
| 2.3 断裂韧性 |
| 2.4 定向凝固成形 |
| 3 结论 |
（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）GH4738合金高温扩散退火及冷热变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 GH4738 合金简介 |
| 1.1.1 发展历史 |
| 1.1.2 合金的化学成分与组织特点 |
| 1.2 GH4738 合金的冶炼 |
| 1.3 GH4738 合金中的元素偏析及均匀化 |
| 1.4 GH4738 合金的热加工 |
| 1.5 GH4738 合金的冷加工 |
| 1.6 选题背景和研究内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验内容及方法 |
| 2.2.1 热力学计算 |
| 2.2.2 电子探针显微分析 |
| 2.2.3 热处理试验 |
| 2.2.4 铸态组织分析试验 |
| 2.2.5 热变形试验 |
| 2.2.6 冷变形试验 |
| 第三章 GH4738 合金高温扩散退火工艺研究 |
| 3.1 合金凝固过程中元素分配特点及热力学计算 |
| 3.2 铸态组织及元素偏析分析 |
| 3.2.1 铸态组织分析 |
| 3.2.2 铸态元素偏析分析 |
| 3.3 高温扩散退火过程组织分析及元素变化特点 |
| 3.3.1 温度对扩散退火的影响 |
| 3.3.2 时间对扩散退火的影响 |
| 3.3.3 扩散退火效果的评估 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 铸态与锻态GH4738 合金热变形行为对比 |
| 4.1 流变应力的变化规律 |
| 4.1.1 变形温度的影响 |
| 4.1.2 应变速率的影响 |
| 4.1.3 应变量的影响 |
| 4.2 热变形过程中组织演变规律 |
| 4.2.1 应变量对组织的影响 |
| 4.2.2 变形温度对组织的影响 |
| 4.2.3 应变速率对组织的影响 |
| 4.2.4 EBSD对动态再结晶的分析 |
| 4.3 本构关系的构建及验证 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 GH4738 合金冷变形及静态再结晶 |
| 5.1 冷变形过程 |
| 5.1.1 冷变形对加工硬化的影响 |
| 5.1.2 冷变形过程中的组织演变 |
| 5.2 冷变形后的固溶处理 |
| 5.2.1 固溶处理对显微组织的影响 |
| 5.2.2 冷变形后静态再结晶规律讨论 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（4）基于形核过冷度调控镍基高温合金凝固组织研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 形核理论基础及研究进展 |
| 1.2.1 形核过冷度 |
| 1.2.2 润湿性 |
| 1.2.3 异质形核理论模型 |
| 1.2.4 形核过冷度的影响因素 |
| 1.3 高温合金的发展 |
| 1.3.1 镍基高温合金的发展 |
| 1.3.2 镍基单晶高温合金的发展 |
| 1.4 高温合金熔模精密铸造技术 |
| 1.4.1 熔模精密铸造技术简介 |
| 1.4.2 合金熔体-陶瓷材料的界面反应与润湿性 |
| 1.5 定向凝固技术制备单晶高温合金 |
| 1.5.1 定向凝固技术理论基础和应用 |
| 1.5.2 单晶高温合金的常见组织缺陷 |
| 1.5.3 平台杂晶缺陷的形成机理与控制技术 |
| 1.6 细晶铸造技术制备等轴晶高温合金 |
| 1.6.1 细晶铸造技术 |
| 1.6.2 晶粒细化剂在高温合金中的应用 |
| 1.7 本文研究的背景与目的 |
| 第2章 合金成分对镍基高温合金临界形核过冷度和杂晶形成的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料和方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 临界形核过冷度测试实验 |
| 2.2.3 定向凝固实验 |
| 2.2.4 样品分析与组织观察 |
| 2.3 定向凝固过程的ProCAST数值模拟 |
| 2.3.1 定向凝固过程的温度场模拟 |
| 2.3.2 定向凝固过程的晶粒组织模拟 |
| 2.4 合金元素对临界形核过冷度的影响 |
| 2.5 平台尺寸对高温合金杂晶形成倾向性的影响 |
| 2.6 Ta和W对高温合金变截面平台杂晶形成的影响 |
| 2.6.1 Ta元素对变截面平台杂晶形成倾向性的影响 |
| 2.6.2 W元素对变截面平台杂晶形成倾向性的影响 |
| 2.6.3 Ta和W元素对变截面平台杂晶形成倾向性的影响分析 |
| 2.7 Re和Ru对高温合金变截面平台杂晶形成的影响 |
| 2.7.1 Re和Ru对变截面平台杂晶形成倾向性的影响 |
| 2.7.2 Re和Ru元素对变截面平台杂晶形成倾向性的影响分析 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 陶瓷材料对镍基高温合金润湿性和杂晶形成的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 陶瓷基板与高温合金之间的润湿性实验 |
| 3.2.3 变截面平台定向凝固实验 |
| 3.3 陶瓷基板与高温合金之间的润湿性与界面反应 |
| 3.3.1 陶瓷材料对高温合金体系润湿性的影响 |
| 3.3.2 陶瓷基板与高温合金之间的界面反应 |
| 3.3.4 陶瓷基板与高温合金之间的反应润湿机制 |
| 3.3.5 陶瓷基板与高温合金之间的界面反应过程 |
| 3.4 陶瓷材料对高温合金杂晶形成倾向性的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 变截面平台杂晶的形成机制和工艺调控研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 变截面平台杂晶的形成机制 |
| 4.2.1 枝晶熔断形成的杂晶 |
| 4.2.2 异质形核形成的杂晶 |
| 4.3 工艺条件对杂晶形成的影响 |
| 4.3.1 数值模拟物性参数和边界条件 |
| 4.3.2 模组排列方式对变截面平台杂晶形成的影响 |
| 4.3.3 型壳厚度对变截面平台杂晶形成的影响 |
| 4.3.4 抽拉速率对变截面平台杂晶形成的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 高温合金异质形核晶粒细化研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.2.1 实验合金材料 |
| 5.2.2 细化剂的选择与制备 |
| 5.2.3 细化剂细晶铸造工艺 |
| 5.2.4 组织检测分析 |
| 5.3 WC粉末对高温合金晶粒细化研究 |
| 5.3.1 WC粉末对高温合金晶粒尺寸的影响 |
| 5.3.2 WC粉末对枝晶组织及析出相的影响 |
| 5.3.3 WC细化剂的细化机制 |
| 5.4 新型细化剂对高温合金晶粒细化研究 |
| 5.4.1 新型细化剂对高温合金晶粒尺寸的影响 |
| 5.4.2 新型细化剂对枝晶组织及析出相的影响 |
| 5.4.3 新型细化剂的细化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文结论 |
| 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 |
（5）真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 引言 |
| 1.1 γ-TiAl金属间化合物简介 |
| 1.1.1 γ-TiAl合金的结构组成及特点 |
| 1.1.2 γ-TiAl合金的发展概况 |
| 1.1.3 γ-TiAl合金的组织及力学性能 |
| 1.1.4 γ-TiAl合金的应用和面临的挑战 |
| 1.2 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料 |
| 1.2.1 SiC纤维 |
| 1.2.2 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的界面研究 |
| 1.2.4 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的国内外研究进展 |
| 1.3 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料目前所面临的问题 |
| 1.4 真空吸铸法 |
| 1.3.1 真空吸铸法简介 |
| 1.3.2 真空吸铸法制备γ-TiAl合金 |
| 1.5 本文研究意义和内容 |
| 第2章 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备与测试表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体合金 |
| 2.1.2 SiC纤维增强体 |
| 2.2 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备流程 |
| 2.2.1 模具设计及纤维固定 |
| 2.2.2 真空吸铸复合材料成型过程 |
| 2.4 显微组织以及元素扩散表征 |
| 2.5 界面反应产物分析 |
| 2.6 热处理及热暴露实验 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 拉伸测试 |
| 2.7.2 蠕变测试 |
| 第3章 SiC_f/γ-TiAl复合材料界面反应和热稳定性研究 |
| 3.1 制备态SiC(C)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.1.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.1.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.2 800℃热暴露过程SiC(C)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.3 SiC(C)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.4 制备态SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.4.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.4.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.5 800℃热暴露过程SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.6 SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.7 两种复合材料界面反应层随温度变化规律 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能及断裂行为研究 |
| 4.1 制备态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.2 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料理论强度估算 |
| 4.3 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料室温拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.4 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.5 热等静压态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.6 热等静压态SiC_f/γ-TiAl复合材料室、高温断口形貌及断裂过程 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃蠕变性能研究 |
| 5.1 真空吸铸法制备γ-TiAl合金及其复合材料800℃蠕变性能 |
| 5.2 蠕变速率及应力指数 |
| 5.3 蠕变断口分析 |
| 5.4 蠕变断裂过程分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文和取得的其他研究成果 |
（6）一种镍铁基变形高温合金化学成分和热处理制度的优化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 高温合金介绍 |
| 1.2.1 高温合金的发展经历 |
| 1.2.2 高温合金分类 |
| 1.3 镍铁基变形高温合金的发展 |
| 1.3.1 镍基变形高温合金涡轮盘应用的发展 |
| 1.3.2 镍基变形高温合金核电机组的用的发展 |
| 1.4 镍基高温合金的元素以及作用 |
| 1.5 高温合金的强化方式 |
| 1.5.1 固溶强化方式 |
| 1.5.2 第二相强化方式 |
| 1.5.3 晶界强化方式 |
| 1.5.4 工艺强化方式 |
| 1.6 本文研究的背景、意义以及主要内容 |
| 第2章 实验方法与分析方式 |
| 2.1 本文应用的材料 |
| 2.2 实验方法以及实验设备 |
| 2.2.1 金相及腐蚀 |
| 2.2.2 电子背散射衍射技术 |
| 2.2.3 高温拉伸实验 |
| 第3章 Nb元素对GH1059合金的组织和力学性能的影响 |
| 3.1 研究材料及方法 |
| 3.2 不同百分含量的Nb元素对合金金相组织的影响 |
| 3.2.1 不同热处理制度下,Nb元素的百分含量对合金金相组织转变的影响 |
| 3.2.2 相同热处理制度、不同保温时间时下,Nb元素百分含量对合金金相组织转变的影响 |
| 3.3 不同Nb元素的百分含量对合金微观组织变化的影响 |
| 3.3.1 1050℃/30min标准热处理下固溶处理后,不同百分含量的Nb元素对合金微观组织的影响 |
| 3.3.2 模拟渗铬氮化固溶处理后,不同百分含量的Nb元素对合金微观组织的影响 |
| 3.4 不同Nb元素的百分含量对合金高温拉伸力学性能的影响 |
| 3.4.1 1050/30min标准热处理后,不同Nb元素的百分含量对合金的力学性能影响 |
| 3.4.2 模拟渗铬氮化热处理后,Nb元素的百分含量对合金的力学性能影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 N元素和C元素对GH1059合金的组织和力学性能的影响 |
| 4.1 不同N元素和C元素的百分含量对合金金相组织影响 |
| 4.1.1 不同热处理制度下,不同成分的样品对合金金相组织转变的影响 |
| 4.1.2 相同热处理温度、不同保温时间时下,不同编号的样品对合金金相组织转变影响 |
| 4.2 不同N元素和C元素的的百分含量对合金微观组织变化影响 |
| 4.2.1 1050℃/30min标准热处理下固溶处理后,不同编号的合金微观组织的影响 |
| 4.2.2 模拟渗铬氮化固溶处理后,不同编号的样品对合金微观组织影响 |
| 4.3 不同N元素和C元素的百分含量对材料高温拉伸的力学性能的影响 |
| 4.3.1 1050/30min标准热处理后,不同编的样品对合金的力学性能影响 |
| 4.3.2 模拟渗铬氮化热处理后,不同编号的样品对合金力学性能影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 W元素对GH1059 合金的组织和力学性能的影响 |
| 5.1 W元素的百分含量对合金金相组织的影响 |
| 5.1.1 不同热处理制度下,W元素的百分含量对合金金相组织转变的影响 |
| 5.1.2 相同热处理制度、不同保温时间时下,W元素百分含量对合金金相组织转变的影响 |
| 5.2 不同W元素的百分含量对材料高温拉伸的力学性能的影响 |
| 5.2.1 1050/30min标准热处理后,W元素的百分含量对合金的力学性能影响 |
| 5.2.2 模拟渗铬氮化热处理后,W元素的百分含量对合金的力学性能影响 |
| 5.3 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科研成果 |
| 致谢 |
（8）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 |
（9）一种细晶铸造K465合金低压涡轮叶片组织和力学性能（论文提纲范文）
| 1?试验材料与方法 |
| 2?试验结果与分析讨论 |
| 2.1?晶粒度 |
| 2.2?显微疏松 |
| 2.3?显微组织 |
| 2.4?力学性能 |
| 2.5?极限疲劳强度 |
| 3?结论 |
（10）动力涡轮工作叶片与导向叶片振动疲劳性能差异分析（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 叶片振动疲劳试验 |
| 2 叶片检查与分析结果 |
| 2.1 表面状态检查 |
| 2.2 内部冶金质量检查 |
| 2.3 断口分析 |
| 2.4 组织分析 |
| 2.5 叶身取样疲劳性能测试 |
| 3 分析与讨论 |
| 4 结论 |
四、铸造涡轮叶片晶粒度的控制（论文参考文献）
- [1]基于光固化3D打印技术的定向晶涡轮叶片快速制造[J]. 史凤岭,陈义,苗恺,鲁中良,李涤尘,卢秉恒. 硅酸盐学报, 2021(09)
- [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]GH4738合金高温扩散退火及冷热变形行为研究[D]. 苏醒. 钢铁研究总院, 2021(01)
- [4]基于形核过冷度调控镍基高温合金凝固组织研究[D]. 王海伟. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [5]真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究[D]. 沈莹莹. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [6]一种镍铁基变形高温合金化学成分和热处理制度的优化研究[D]. 刘伟. 沈阳理工大学, 2021(01)
- [7]专利摘要[J]. 王洪宇. 铸造, 2021(03)
- [8]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)
- [9]一种细晶铸造K465合金低压涡轮叶片组织和力学性能[J]. 尹湘蓉,黄中荣,龙阅文,佘玉良,龚晓宁,郭志飞. 铸造, 2021(01)
- [10]动力涡轮工作叶片与导向叶片振动疲劳性能差异分析[J]. 薛志博,杨金侠,由宝财. 航空发动机, 2020(06)