一、等离子旋转电极雾化FGH95高温合金粉末颗粒凝固组织特征（论文文献综述）
谷旭[1]（2021）在《气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化及其组织性能研究》文中研究说明TiAl合金由于具有较低的相对密度,较高的比模量和比强度以及优秀的高温抗蠕变和抗氧化能力,被认为是在航空航天和汽车工业领域具有巨大应用潜力的理想高温结构材料,但是TiAl合金室温塑性及高温热加工性能较差的特点严重限制了其实际应用。而相比传统成分的TiAl合金,通过体心立方β相区凝固形成的β凝固TiAl合金可以获得晶粒细小的组织结构并具有平衡的机械性能及优良的热加工性能。此外,在TiAl合金中添加适量的钇（Y）元素同样可以显着细化晶粒和片层间距,同时改善室温下的强度和塑性以及高温变形性和抗氧化性。故本文以气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末为原料,采用放电等离子烧结（Spark Plasma Sintering,SPS）技术制备了细晶β凝固TiAl合金,系统地研究了Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的显微组织与相结构;Ti-43Al-9V-0.3Y合金的SPS烧结颈和原始颗粒边界（Prior Particle Boundaries,PPBs）的形成与消除机制;SPS态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织及力学性能;Y元素在组织中的存在形式、分布规律及其对显微组织和力学性能的影响规律。首先对Ti-43Al-9V-0.3Y粉末进行了观察,发现粉末尺寸从小到大存在三种凝固组织:无特征平面晶组织、胞状晶组织和枝晶组织。直径小于15μm粉末的组织由马氏体α′相和基体残留β0相构成。直径在20-50μm的中等尺寸粉末组织仅由β0单相构成,没有观察到马氏体。直径大于100μm的粉末组织由β0相、马氏体α′相和α/α2相构成,且随粉末尺寸增大α相含量明显增高且在部分α相中析出了γ相晶粒。大尺寸枝晶粉末中的马氏体相主要分布在枝晶间的富钇析出相富集区域,富钇相由大量的纳米晶YAl2及少量的氧化钇构成,在中小尺寸粉末中富钇相的偏析程度较低,但仍然可以观察到细小的YAl2和Y2O3颗粒。1000℃及以下的不保温烧结试样的显微组织主要由细小的γ和β0两相构成,在原始粉末搭接处形成了主要由α2相构成的烧结颈,且随着烧结温度从900℃升高到1000℃,烧结颈的尺寸发生长大,原始粉末表面氧化层破碎溶解使得氧元素在烧结颈区域局部富集,而氧富集致使α转变温度降低最终导致烧结颈α2相的形成,此外SPS过程扩散增强导致的元素分布差异也对α2相的形成产生促进作用;烧结温度达到1100℃时,可以形成完全致密化的烧结体,但组织中存在明显的PPBs结构,PPBs主要由α2/γ片层团和γ相晶粒构成,PPBs结构是由烧结颈演化而来的,其形成机制也与氧元素富集直接相关;提高烧结温度和延长保温时间,可以促进PPBs区域氧的扩散和基体α相的形成,最终有效地消除PPBs,获得均匀的双态（Duplex）组织结构。研究了放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与室温拉伸性能,发现当烧结温度为1100℃到1150℃（保温5分钟）时,显微组织是由α2/γ片层团、β0相和γ相组成的均匀双态组织,同时基体中均匀地分布着非常细小的富钇析出相颗粒,富钇析出相颗粒共有两种,分别是YAl2及Y2O3,其中Y2O3与γ-TiAl基体之间存在以下取向关系:[011]Y2O3∥[001]γ和（6-33）Y2O3∥（-2-20）γ,而YAl2与γ相基体的取向关系可描述为:[4-61]YAl2∥[123]γ,（320）YAl2∥（-1-11）γ,超细富钇相颗粒可以拖曳晶界的迁移,阻碍晶粒的长大,并在塑性变形时可以对位错的运动起到部分阻碍作用。因此双态组织合金具有优异的室温拉伸性能,最高屈服强度为920.2 MPa,极限抗拉强度为1113.1 MPa,而塑性伸长率也达到1.44%。烧结温度在1200℃及以上时,组织演变为了由大尺寸α2/γ片层团及其周围少量β0相和γ相晶粒构成的近片层（Nearly Lamellar,NL）组织,且部分富钇相发生明显的长大富集,高温烧结合金的片层团粗化、γ相晶粒减少及富钇相发生偏析长大,导致其室温拉伸强度和塑性较双态组织合金均显着下降。对烧结态合金的高温性能研究结果显示,1200℃烧结的NL组织合金在各个拉伸温度下均表现出最高的极限抗拉强度,分别为:700℃-881.57 MPa,750℃-743.63 MPa以及800℃-603.58 MPa,但其高温塑性变形能力却远不如双态组织合金。在800℃拉伸条件下,双态组织中较小尺寸的α2/γ片层团可以协调γ相进行塑性变形,拉伸过程中片层会向拉伸反向弯曲,而近片层组织中大尺寸片层团很难进行协调变形。最后研究了过量钇添加对SPS制备TiAl合金的显微组织与力学性能的影响,发现1100℃烧结的双态组织试样具有最高的室温压缩强度和塑性,而1150℃烧结的近片层组织的室温拉伸性能最好;在双态组织和近片层组织中,YAl2析出物以细小颗粒的形式弥散分布在基体中,而在全片层组织合金中则形成了由硬脆的条状YAl2沉淀相构成的网状结构,导致合金组织被割裂,力学性能显着下降。
肖蒙[2]（2021）在《射频等离子体制备球形WC-Co粉末及其3D打印组织性能研究》文中研究表明硬质合金具有高硬度、良好的强度和韧性,以及耐磨、耐热和耐腐蚀等特点,被广泛应用于军工、国防、地质勘探以及工业生产等领域。传统粉末冶金方法难以制备复杂形状的硬质合金零件和工具,限制了硬质合金优越性能的发挥。金属3D打印技术可以直接实现复杂形状硬质合金零件的快速制造。3D打印需要以松装密度高、球形度高的粉末为原材料,目前商业化的喷雾造粒和烧结破碎方法制备的硬质合金粉末无法同时满足这两方面的要求。射频等离子体具有能量密度高、等离子体焰炬温度高、无电极污染和反应气氛可控等优点,是制备组分均匀、球形度高、流动性好的高品质球形粉末最有效的手段之一,尤其适用于制备难熔金属球形粉末。本文以研发3D打印用高品质球形硬质合金粉末为目标。以喷雾造粒WC-30Co粉末为原料,重点研究了粉末的射频等离子体球化工艺、后续热处理对粉末组织和性能的影响,并考察了粉末的选区电子束熔化（SEBM）成形效果和热等静压对成形件性能的影响,研究内容如下:（1）以喷雾造粒粉末为原料,利用射频等离子体球化制备了球形WC-Co粉末,并研究了球化工艺参数及后续热处理对粉末微观结构及性能的影响。球化后的粉末颗粒表面光滑、球形度高、颗粒内部致密。球化处理使粉末的松装密度、振实密度以及流动性得到明显改善。球化处理过程中的工艺参数对球化效果具有重要影响。就鞘气成分而言,随着鞘气中添加的氢气从0L/min增加到6L/min,等离子体焰炬气体的热导率逐渐增加,球化粉末中表面粗糙的“费列罗”颗粒减少,粉末的球化效果得到明显改善。当氢气流量增加至6 L/min时,送粉速率在40.5～81g/min的较大范围内变化,均能实现100%的球化。但随送粉速率的降低和鞘气中氢气流量的增加,球化粉末的Co含量减少,并且球化后的粉末物相组成发生变化,生成W2C、Co3W3C和游离碳等有害相,经过后续950℃真空热处理可以将粉末的物相组成转变为WC和Co,游离碳含量控制在合理水平（0.06 wt.%）,热处理后的粉末仍保持良好的球形度,可以作为3D打印用的原料粉末。（2）研究了SEBM工艺参数对成形件的孔隙率及其显微结构的影响。束流增加或者扫描速率降低均能使打印件的孔隙率降低。在相同的能量密度时,打印件的孔隙率随扫描速率的增加而降低。成形件的最低孔隙率为0.22%。WC晶粒在SEBM打印过程中发生快速长大,在垂直截面上出现不同尺寸的WC晶粒交错排列的层状结构,而水平截面无此结构。成形件的水平截面维氏硬度略高于垂直截面的维氏硬度。（3）研究了热等静压（HIP）处理对SEBM成形件显微结构及性能的影响。HIP可以显着消除SEBM打印件中的孔隙,提高试样的致密度。HIP处理后试样的物相组成不发生变化,仍为WC和Co。在试样的垂直截面上依然存在不同尺寸的WC晶粒交错排列的层状结构,并存在无法通过热等静压消除的Co池。热等静压处理后水平截面和垂直截面的维氏硬度呈现一定的均匀性。
董开基[3]（2021）在《紧耦合真空气雾化制备Fe-Cr合金粉末工艺及性能研究》文中认为随着激光增材制造技术的快速发展应用,对金属粉末提出了更高要求,其制备方法及工艺决定了粉末性能的优劣。金属粉末的形貌及粒度分布等直接影响到激光熔覆及其它增材制造生产工艺的可行性和产品质量的好坏。紧耦合气雾化法技术制备的金属粉末具有粒度小、球形度高、流动性好等特征,经过长期发展,该技术已成为大规模制备金属粉末的重要技术。对不同粉末体系,其具体工艺也不尽相同。Fe-Cr合金具有高硬度、高性价比等特点,在提高零部件耐磨性的表面改性中得到广泛应用,但针对激光增材制造用的Fe-Cr合金粉末的制备研究亟待进行。本文在协助搭建、调试了工业生产级真空气雾化系统的基础上,依据现有粉末体系设计理念,使用该系统制备了适于激光熔覆用的Fe-Cr合金粉末。系统研究了雾化工艺对Fe-Cr合金粉末收得率、粉末形貌、性能的影响规律及作用机制。并对所制备的53-105μm粒度段粉末在3Cr13不锈钢基体上进行初步激光熔覆试验,分析了熔覆层的宏观成型、显微组织及硬度,以验证其用于激光熔覆的可行性。结果表明,雾化压力由3.0MPa增加到3.8MPa时,细粉收得率逐渐增加,粉末中位粒径减小。这主要是由于雾化压力增加对金属液流的破碎能力增强;雾化压力继续增加到4.2MPa时,中位粒径反而增大,增幅达35.56%。分析原因认为气体压力过高,气流紊乱度增加明显,粉末中出现不规则小颗粒的比例增加,更易形成团聚状粉末。相应地粉末流动性随雾化压力的增加先变好后变差;随着过热度的增加,细粉收得率、粉末中位粒径、流动性与松装密度皆呈现先增加后减小的趋势。主要是由于过热度增加引起钢液流动性增加,冲击破碎能力增强,可使雾化液滴尺寸减小。但若过热度过高,则小颗粒液滴出现碰撞团聚导致冷却前雾化液滴的尺寸反而增大;导流管直径增加,粉末中位粒径增加,流动性变差。这主要是因为导流管直径增加,气液流量比减小,单位时间内气体对金属熔体的破碎能力减小所致;随着导流管伸出长度增加,粉末中位粒径减小,流动性变好。这是由于导流管长度增加,回流区负压增加,对液体的雾化效果增强。上述参数中,雾化压力对粉末粒度分布的影响最大,导流管伸出长度主要影响雾化过程的稳定性,过热度影响钢液的破碎和凝固模式。雾化过程中非金属渣进入钢液堵塞中间包或导流管伸出长度过短,会引起雾化过程中止。激光熔覆用Fe-Cr合金粉末优化工艺为:雾化压力3.8MPa、过热度250℃、导流管直径4.5mm、导流管伸出长度2.5mm。所制备的合金粉末全粒度段平均氧含量质量分数为0.024%,合金元素含量可控。因不同粒径粉末冷却速度差别大,随着粒径增大,粉末组织由微晶向柱状晶、胞状晶过渡。激光熔覆后熔覆层外观形貌良好,无气孔、裂纹出现,熔覆层硬度较高,表明所制备的Fe-Cr合金粉末适合于3Cr13马氏体不锈钢的激光熔覆强化改性。
高超峰[4]（2020）在《激光选区熔化成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织性能与强韧化机理》文中提出激光选区熔化（Selective laser melting,SLM）技术通过高能激光束熔化金属粉末进行逐层叠加成形,不仅突破了传统加工工艺对零件几何形状的限制、提高材料利用率,而且在加工过程中的高频热循环使得材料长期处于非平衡状态,极大地提高了材料的强度。SLM技术的飞速发展为高性能轻量化材料的制备及应用带来了广阔的空间。本研究以Al Si10Mg合金为对象,首先采用双喷嘴气雾化技术制备SLM用Al Si10Mg合金粉末对并粉末特性进行定量化表征;其次通过超声振动分散工艺制备纳米Ti N改性Al Si10Mg复合粉末。重点研究了TTiN/AlSi10Mg复合材料的激光可加工性、显微组织演化、力学性能以及强韧化机理;最后通过SLM制备不同形状的多孔晶格结构,并进行有限元模拟分析,研讨了多孔晶格结构的压缩行为和能量吸收能力。本研究主要获得了以下结论:（1）双喷嘴气雾化技术制备Al Si10Mg粉末的最佳的雾化工艺参数为雾化压力3.0MPa,导液管直径4.2 mm,熔体过热度350 K,所制备粉末的细粉（小于50μm）收得率高达72.14%。雾化参数对所制备粉末的特性有重要影响,保持雾化压力和熔体过热度不变,导液管直径增大,粉末中值粒径随之增大,细粉收得率减少,粉末的平均球形度和赘生物指数减小;保持导液管直径和熔体过热度不变,气雾化压力增加,气液流量比增大,粉末中值粒径逐渐减小,细粉收得率升高,粉末球形度和赘生物指数增大;保持导液管直径和雾化压力不变,熔体过热度提高,粉末的中值粒径先略微增大再快速减小,粉末球形度和赘生物指数没有明显的变化规律。气雾化制备Al Si10Mg粉末的显微组织是由过饱和的α-Al基体以及分布在基体中的共晶Si网络组成。（2）通过超声振动分散法成功制备均匀分散且仍保持近球形的TTiN/AlSi10Mg复合粉末。随着Ti N含量的增加,复合粉末的激光反射率持续大幅降低,且在100 W低功率下相比于Al Si10Mg粉末具有更好的SLM加工性。随着扫描速度的提高,复合材料的晶粒尺寸被显着细化。纳米尺寸的Ti N颗粒分散在基体中,少量团聚的Ti N颗粒则长大成微米级团簇并与基体间发生相互扩散和原位反应形成界面过渡层。Ti N的含量对复合材料的组织性能有重要影响,当Ti N含量从2 wt.%增加到6 wt.%时,成形试样中的纳米Ti N颗粒逐渐增多,且主要分布在基体的晶界处。少量Ti N颗粒位于晶粒内部且与Al基体具有良好的界面结合。纳米Ti N颗粒的存在消除了Al Si10Mg材料显微组织沿（001）方向的择优取向、加速了异相形核、促进了再结晶进程、阻碍了晶粒长大,并显着细化了晶粒。在4 wt.%Ti N最佳添加量下成形的复合材料的平均晶粒尺寸为1.24μm,远低于未增强的Al Si10Mg试样（3.86μm）。在细晶强化、第二相颗粒引起的奥罗万强化、载荷传递强化和位错密度强化的共同作用下,可以获得492±5.5 MPa的优异抗拉强度,7.5±0.29%的断后伸长率和156±4.9 HV的显微硬度,这优于绝大多数SLM成形的Al Si10Mg复合材料和其他系列高强铝合金及其复合材料。（3）180℃人工时效对SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料的显微组织没有明显影响,但由于Mg2Si相的析出强化,材料的硬度和屈服强度略微增加。固溶处理使得SLM成形试样的共晶纤维状Si网络显微组织被完全分解,基体和晶界处过饱和的Si大量析出并聚集长大为不规则的Si颗粒,分布在基体中,从而使得固溶强化降低,基体软化。固溶处理后的试样抗拉强度和硬度降低至303.7±4.9 MPa和98.2±4.1 HV,但断后伸长率增加至9.57±0.5%,提高了27%。逐步提高固溶处理温度,然后进行人工时效（SHA）,Si颗粒逐渐长大,平均尺寸从0.74μm增加到1.55μm。在500℃和540℃固溶时分别从基体中析出Al Fe Si和Al Si Ti针状金属间化合物。随着固溶温度的提高,Mg2Si和针状金属间化合物的沉淀硬化克服了显微组织粗化和基体软化的影响,导致硬度和抗拉强度增加,塑性略微减少。与460℃SHA相比,固溶温度升高到500℃和540℃时,材料的抗拉强度从268.7±2.5 MPa分别增加至305.9±11.1 MPa和336.8±1.5 MPa。（4）设计新颖的板状晶格结构Isomax并进行SLM成形,建立合适的材料本构模型来仿真模拟晶格结构的压缩变形行为。发现该结构的最大压缩应力和能量吸收能力分别约为等质量的高强桁架结构（Octet truss,BCC,Tetrakaidecahedron）的3倍和5倍。不同拓扑形状对多孔晶格的成形质量有重要影响,成形过程中的“台阶效应”,会使得与加工方向有一定倾斜角的梁/杆表面产生不规则的隆起和粉末粘连,成形质量较差。在压缩塑性变形阶段,Octet truss和BCC结构出现了沿45°方向的剪切带,而Tetrakaidecahedron和板状Isomax结构则是均匀的逐层变形。
高小勇[5]（2020）在《FGH96粉末高温合金母合金的纯净化技术研究》文中研究说明FGH96粉末高温合金是高性能航空发动机涡轮盘的首选材料,对非金属夹杂物的要求很高。夹杂物主要来源于母合金的制备过程。本论文研究了FGH96粉末高温合金母合金熔炼制备过程中夹杂物的形成机理和控制方法,并成功制备出纯净的母合金。主要内容包括以下几个方面:（1）研究了真空感应熔炼时坩埚材质（MgO、Al2O3和MgO-Spinel）和活泼元素（A1和Ti）加入顺序对夹杂物的影响。采用MgO坩埚时,合金液中的Al与坩埚发生化学反应,夹杂物为近球状MgO-Al2O3,数量较少、尺寸较小;坩埚内壁形成连续的致密的MgAl2O4层,能够有效阻止化学反应和合金液对坩埚的物理侵蚀。采用Al2O3坩埚时,夹杂物为较大尺寸的Al2O3;坩埚内壁物理侵蚀严重。采用MgO-Spinel坩埚时,化学反应和坩埚侵蚀程度居中。活泼元素加入顺序对夹杂物尺寸和形貌影响较大。最佳工艺路线为先加入Ti后加入Al。先加入Ti时,夹杂物为细小圆形TiOx,平均尺寸小于1μm;然后加入Al,夹杂物转变为Al2O3。在真空感应熔炼铸锭中,氮化物数量最多（占80.6%）,尺寸范围为1～5μm。氧化物数量较少,尺寸范围为1～25.5μm。（2）研究了电渣重熔时环境气氛和渣料成分对夹杂物的影响。真空气氛可以避免空气对电极的氧化和氮化,并且抑止O2和N2扩散进入渣池和合金熔池,从而控制夹杂物特别是氮化物的数量。渣料中加入稀土氧化物CeO2可以降低氧化物数量,并且改变其成分。当CeO2加入量为1.0wt.%时,夹杂物转变为Al2O3-MgO-Ce2O3;当CeO2加入量为3.0～10.0wt.%时,夹杂物转变为Al2O3-Ce2O3。最佳的CeO2加入量为3.0wt.%。采用真空感应熔炼+真空电渣重熔+真空感应重熔（雾化制粉前）的工艺路线,实现了非金属夹杂的有效去除,制备出纯净的FGH96粉末高温合金母合金。经过大样电解分析,母合金中非金属夹杂物含量仅0.399mg/kg。（3）采用磁悬浮熔炼技术研究了夹杂物的碰撞、聚集和上浮机理。磁悬浮熔炼促进夹杂物的聚集和上浮。在水冷铜坩埚中直接冷却时,夹杂物团簇数量较多,尺寸较大。浇注至钢模后,夹杂物团簇的数量减少、尺寸变小。采用高温共聚焦激光扫描显微镜在线观察了氧化物和氮化物的溶解和析出行为。氧化物在熔炼过程中稳定存在,并且发生碰撞和聚集。氮化物在熔化过程中发生分解,在冷却和凝固过程中析出。（4）研究了夹杂物对FGH96合金疲劳裂纹扩展速率的影响。夹杂物含量越低,疲劳裂纹扩展速率越小。当合金中氮含量高于12ppm时,在疲劳试样横截面的主裂纹和二次裂纹及其附近存在较多夹杂物。为了得到低的疲劳裂纹扩展速率,需将氮含量控制在12ppm以下。
杨坤[6]（2020）在《粉床电子束增材制造生物医用钛合金的组织与性能研究》文中认为针对增材制造技术成形医用钛合金骨科植入物中存在的主要问题,本文首先提出通过孔结构设计和组织调控来改善医用多孔Ti-6A1-4V合金的压缩脆性,消除临床使用过程中的安全隐患;同时,以新一代的低模量医用(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金为研究对象,提出采用粉床电子束增材制造技术,系统开展粉末制备、成形工艺与组织性能的全增材制造工艺流程研究,从而获得低模量、高强度的医用β钛合金骨科植入物及其组织性能调控方法的整体思路,为兼具生物相容性和力学相容性的个性化骨科植入物的制备提供一种全新的方法。首次通过引入β单相区热处理解决了增材制造技术成形医用多孔Ti-6A1-4V合金脆性断裂的问题。当压缩变形量超过50%时,热处理后的样品内未发现任何的局部断裂。β单相区热处理后形成的粗大魏氏组织以及竹节状晶粒,导致母材断裂韧性大幅提高,是医用多孔Ti-6A1-4V合金压缩变形行为发生改变的主要原因。采用等离子旋转电极雾化技术,实现了SEBM技术用球形(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金粉末的制备,同时明确了SEBM技术的最佳成形工艺窗口,实现了高致密度（>99.5%）医用β钛合金的制备。研究发现,SEBM技术制备的(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金微观组织完全不同于传统制备方法。沉积态时,Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74合金的组织是由柱状β-Ti以及少量纳米级ω相组成;(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)99Si1合金的微观组织组成为β+S2+ω,纳米S2相颗粒多分布在β晶界处;(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)95Si5合金的是由胞状βi-Ti与颗粒状的S2构成,其中S2相沿晶界连续分布,其体积分数为8.38%,平均尺寸约为270nm。同时发现,硅含量的增加显着降低了(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金中β晶粒的择优取向。对于SEBM技术成形的(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金而言,硅含量的增加可以在保持合金低弹性模量的基础上,大幅提高合金强度。其中,(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)95Si5合金的强度和塑性均达到了目前应用最为广泛的Ti-6A1-4V的性能水平,且弹性模量仅为Ti-6A1-4V合金的70%,更接近人体骨的模量。Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74和(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)99Si1合金的弹性模量分别为63.59±2.35GPa和65.93±3.18GPa,并且具有优异的塑性变形能力。同时,明确了Si元素引入产生的晶粒细化效应是(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金强度大幅提升的主要原因。内部硅化物颗粒的尺寸和分布特征对SEBM技术成形(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)95Si5合金的力学性能有着显着的影响。沉积态时,沿晶界连续分布的S2相硅化物导致(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)95Si5合金的韧性不足（压缩应变29.63%）。1100℃/2h/FC热处理后,硅化物转变为在基体内均匀、独立分布。此时,TNZT-5Si合金表现出了较低的弹性模量（81.28GPa）、较高的强度（853.94MPa）和优异的塑性变形能力（51.44%）。在37℃的SBF溶液中,SEBM技术成形的(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金均表现出了优于Ti-6A1-4V合金的耐腐蚀性能。硅含量的变化对（Ti69.71Nb23.72Zr4.8,Ta1.74）100-xSix合金耐腐蚀性能影响较小,三种合金的耐腐蚀性能十分接近。其中,(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)95Si5合金的腐蚀倾向最小,其自腐蚀电位为-0.22V,腐蚀电流密度为1.32μA/cm2。适当Si元素的添加可以提高(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金的耐磨性,即当硅含量为1at%时,合金的耐磨性能最好,磨损率仅为2.24mm3.N-1.mm-1。在SBF溶液中与GGr15钢球配副滑动磨损时,四种医用钛合金耐磨性能的排序为:(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)99Si1>(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)95Si5>Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74>Ti-6Al-4V。最后,采用SEBM技术成功制备出了点阵型多孔(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金。其中,Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74合金性能优异,其变形方式为均匀进行,压缩应变超过50%时,样品内均未发生任何的局部断裂。随着硅含量的增加,多孔(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)100-xSix合金的强度和模量随之增加,并且达到了多孔Ti-6A1-4V合金的水平。多孔(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)99Si1和(Ti69.71Nb23.72Zr4.83Ta1.74)95Si5合金内硅化物颗粒形貌与分布的改变会带来母体材料断裂韧性的提升,但由于增强相颗粒体积分数过小,导致热处理后多孔材料压缩韧性的提升十分有限。
田甜[7]（2020）在《喷射成形制备新型第三代粉末高温合金的组织和性能》文中认为喷射成形技术是一种近净成形的快速凝固技术,相比传统铸造&锻造和粉末冶金工艺具有其独特的优势。本文采用喷射成形（Spray Forming,SF）+热等静压（Hot-isostatic pressing,HIP）+等温锻造（Isothermal Forging,IF）+热处理（Heat Treatment,HT）工艺制备了涡轮盘用新型第三代粉末高温合金 FGH100L。研究了在 SF、SF+HIP+HT 和 SF+HIP+IF+HT 三种工艺下,FGH100L 合金的组织与性能特征,下文简称为SF沉积态、HIP和IF FGH100L合金。结果表明:这三种工艺态FGH100L合金的晶粒尺寸依次是先增大后减小,晶粒的形貌发生了近球形-多边形-近球形的转变;三种工艺态FGH100L合金的室/高温强度逐渐增大,塑性稍有下降,其中SF沉积态塑性最好。IF FGH100L合金的室/高温拉伸屈服强度、断裂强度和延伸率比LSHR合金分别高165MPa/2.3MPa、82MPa/63.1MPa和6.5%/8.5%;FGH100L合金的低周疲劳寿命是LSHR合金的4.4倍。研究了固溶热处理温度对不同工艺下FGH100L合金的组织和性能的影响。结果表明:经不同固溶温度+双级时效热处理后,随固溶温度的升高（1110-1170℃）,HIP 和 IF FGH100L 合金的晶粒尺寸逐渐增大,HIP FGH100L合金在1130℃亚固溶处理时,合金内获得3种尺寸数量平衡匹配较为合理的γ’析出相:一次γ’相呈链状分布于晶界,尺寸范围在0.73-3.55μm,呈不规则形状;大部分二次γ’相正在分裂呈立方形分布在晶内,尺寸范围在0.27-0.92μm;大量球形三次γ’相分布在一次γ’相、二次γ’相和基体的相边界区域,尺寸范围在≤0.17μm;在1170℃过固溶处理时,合金内只存在一种单模分布的三次γ’相。在固溶温度为1130℃时,IF FGH100L合金的室/高温拉伸强度和塑性均最好。研究了长时时效对亚/过固溶（Sub-solvus/Super-solvus）热处理态HIP和IF FGH100L合金组织与性能的稳定性影响。结果表明:在760℃随着时效时间的延长（500-2000h）,HIP和IF FGH100L合金的晶粒尺寸均变化不大。当时效2000h时,Sub-solvus IF合金的室/高温拉伸屈服强度和断裂强度较长时时效前降低了 229MPa、228MPa和198MPa、230 MPa,延伸率分别降低12.9%和4.35%;当时效1000h时,Sub-solvus IF合金的高温拉伸强度和塑性均较Super-solvus IF合金高,且亚/过固溶态IF FGH100L合金内γ’相之间均存在大量的位错,同时大量位错在γ’相之间塞积。层错切割γ’相,并通过宽度的增加形成连续层错是Sub-solvus IF合金的另一变形机制。Super-solvus IF合金内部并未出现大量层错切割γ’相的现象,只有少量的超位错切入γ’相内部。研究了不同工艺下FGH100L合金的蠕变性能和温度与应力作用对合金蠕变行为的影响。结果表明:在705℃和897MPa条件下,HIP和IF FGH100L合金的蠕变断裂时间和应变分别为56.96h/81.54h和16%/21.9%。HIP和IF FGH100L合金的蠕变变形机制主要是位错、层错以切割方式通过γ’相,促使全位错更容易分解,合金中出现贯穿γ基体和γ’相的连续的较宽层错。在蠕变后期,随着位错数量的进一步增加,导致位错在锯齿晶界和碳化物附近大量塞积,阻碍位错运动。在897MPa、650-750℃下,随着温度的增高,IF FGH100L合金取向差值逐渐降低,说明合金在不同温度下所能承受的应变集中不同,温度越高合金承受应变相对较低,且蠕变寿命就越低。在750℃、450-897MPa下,随着应力的增高,IF FGH100L合金取向差值逐渐降低,应力越高蠕变寿命越低,但合金内应变主要分布于晶界附近,此温度下合金晶界是薄弱位置。
高超峰,余伟泳,朱权利,肖志瑜[8]（2017）在《3D打印用金属粉末的性能特征及研究进展》文中研究表明3D打印（增材制造）作为区别于传统去除型加工的新型制造技术,正以其简易的制造工艺、较低的生产成本和较短的研发周期,备受人们关注。目前,3D打印技术已经开始从研发阶段逐步向产业化发展,但是3D打印用金属粉末的成本及其性能成为制约该产业快速健康发展的瓶颈之一。3D打印用金属粉末需要满足高纯度、高球形度、细粒径和窄的粒径分布等要求。其制备方法主要有雾化法、等离子体法、旋转电极法、等离子熔丝法等。通过3D打印用金属粉末性能要求、制备方法、粉末性能对3D打印零件的成形效果影响等几个方面介绍国内外的一些研究进展,并提出目前3D打印用金属粉末制备所面临的问题。
韩志宇,曾光,梁书锦,陈小林,张鹏,张平祥[9]（2014）在《镍基高温合金粉末制备技术的发展现状》文中认为粉末高温合金是先进航空发动机关键热端部件的优选材料,先进的粉末制备技术是获得高品质高温合金粉末、保证合金件质量的关键技术。近年来,我国在粉末高温合金的研发和生产技术方面都取得了突破性进展,成功研发出新一代粉末高温合金,形成了成熟的粉末高温合金生产工艺。在粉末制备技术方面,通过对高纯净母合金熔炼技术、先进雾化制粉技术和电选分离技术的深入研究,进一步发展了粉末纯净化制备技术,满足了我国航空发动机领域对粉末高温合金关键零部件的需求。简要回顾了国内外粉末高温合金的发展历程,分析了粉末高温合金中的缺陷来源及其对合金性能的影响,概述了我国镍基高温合金粉末制备技术的发展情况,讨论了未来高温合金粉末及其关键制备技术的发展方向。
国为民,赵明汉,董建新,曾强,张龙飞,燕平[10]（2013）在《FGH95镍基粉末高温合金的研究和展望》文中研究指明粉末高温合金由于自身特有的组织和性能特点成为先进航空发动机涡轮盘和涡轮挡环的优选材料。总结我国20世纪80年代初开始研制的第一代镍基粉末高温合金FGH95在制粉工艺、粉处理工艺、成形工艺和热处理工艺等方面的研究工作。着重介绍FGH95合金生产中所采用的等离子旋转电极制粉工艺（Plasma rotating electrode process,PREP）,筛分和静电分离去除夹杂工艺,直接热等静压（Hot isostatic pressing,HIP）和热等静压+包套锻造（HIP+Forging）成形工艺,以及固熔+盐淬热处理工艺。展望氩气雾化制粉（Argon atomizatio,AA）和直接热等静压成形在FGH95合金低成本制造上的发展优势和高固溶缓冷热处理工艺对提高合金抗疲劳裂纹扩展能力的影响,提出下一步的研究方向。
二、等离子旋转电极雾化FGH95高温合金粉末颗粒凝固组织特征（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、等离子旋转电极雾化FGH95高温合金粉末颗粒凝固组织特征（论文提纲范文）
（1）气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的相图与晶体结构 |
| 1.2.2 TiAl合金的相转变与显微组织 |
| 1.2.3 β凝固TiAl合金 |
| 1.3 SPS制备技术研究现状 |
| 1.3.1 SPS技术概述 |
| 1.3.2 SPS烧结致密化机理 |
| 1.3.3 SPS制备TiAl合金的组织与性能 |
| 1.4 TiAl预合金粉末的制备及其显微组织结构 |
| 1.4.1 气雾化法 |
| 1.4.2 快速凝固TiAl预合金粉末的组织与相结构 |
| 1.5 合金元素对TiAl合金显微组织与性能的影响 |
| 1.5.1 V元素的影响 |
| 1.5.2 Y元素对TiAl合金显微组织和性能的影响 |
| 1.6 本文研究的主要内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 材料制备方法 |
| 2.1.1 粉末制备 |
| 2.1.2 放电等离子烧结 |
| 2.2 显微组织结构与成分分析 |
| 2.2.1 扫描电子显微(SEM)分析 |
| 2.2.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.2.3 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.2.4 透射电子显微(TEM)分析 |
| 2.2.5 差热扫描量热法(DSC)分析 |
| 2.2.6 三维x射线显微镜(3D-CT)分析 |
| 2.2.7 电子探针显微分析(EPMA) |
| 2.3 力学性能测试方法 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 压缩性能测试 |
| 第3章 气雾化β凝固TiAl合金粉末显微组织与相结构 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的显微组织 |
| 3.2.1 气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的表面形貌 |
| 3.2.2 Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的凝固显微组织与相成分 |
| 3.3 Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末的相结构 |
| 3.3.1 大尺寸粉末 |
| 3.3.2 中小尺寸粉末 |
| 3.3.3 不同尺寸粉末的相结构演变规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末SPS致密化机制 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化过程的三维重构 |
| 4.2.1 致密化前粉末的三维重构 |
| 4.2.2 烧结温度对烧结体三维结构及致密度的影响 |
| 4.3 Ti-43Al-9V-0.3Y合金致密化过程的显微组织演变 |
| 4.3.1 粉末致密化过程的组织演变规律 |
| 4.3.2 SPS烧结颈的显微组织与相结构 |
| 4.3.3 SPS烧结颈相结构形成机制 |
| 4.4 放电等离子烧结PPBs的形成机制与消除方法 |
| 4.4.1 PPBs的显微组织与相结构 |
| 4.4.2 PPBs的消除方法与组织均匀化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金显微组织演变及力学性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.2.1 放电等离子烧结工艺及氧含量 |
| 5.2.2 双态组织Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.2.3 近片层组织Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.3 放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的室温力学性能 |
| 5.3.1 室温拉伸性能 |
| 5.3.2 双态组织合金室温拉伸变形与强化机制 |
| 5.4 放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的高温力学性能 |
| 5.4.1 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金的高温拉伸性能 |
| 5.4.2 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金高温拉伸变形机制 |
| 5.5 过量Y添加对SPS制备TiAl合金组织与力学性能的影响 |
| 5.5.1 烧结温度对高Y添加TiAl合金显微组织的影响 |
| 5.5.2 SPS制备高Y含量TiAl合金组织演变规律 |
| 5.5.3 SPS制备高Y含量TiAl合金的室温力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的创新性成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）射频等离子体制备球形WC-Co粉末及其3D打印组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 球形金属粉末的制备方法 |
| 1.2.1 雾化法 |
| 1.2.2 旋转电极法 |
| 1.2.3 球化法 |
| 1.3 射频等离子体球化技术 |
| 1.3.1 射频等离子体球化技术工作原理 |
| 1.3.2 射频等离子体球化工艺研究现状 |
| 1.4 国内外硬质合金3D打印技术的研究现状 |
| 1.5 研究目的及意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 第二章 实验原料、设备及研究方法 |
| 2.1 实验工艺流程 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 实验设备及研究方法 |
| 2.3.1 射频等离子体球化设备及研究方法 |
| 2.3.2 选区电子束熔化成形设备及研究方法 |
| 2.3.3 热处理设备及研究方法 |
| 2.4 性能表征与分析 |
| 2.4.1 粉体性能测试 |
| 2.4.2 显微结构分析 |
| 2.4.3 化学成分分析 |
| 2.4.4 物相分析 |
| 2.4.5 密度测试 |
| 2.4.6 硬度测试 |
| 第三章 射频等离子体球化WC-Co粉末的工艺研究 |
| 3.1 送粉速率对球化效果的影响 |
| 3.1.1 送粉速率对球化粉末形貌的影响 |
| 3.1.2 送粉速率对球化粉末物相组成、微观结构及化学成分的影响 |
| 3.1.3 送粉速率对球化粉末粉体性能的影响 |
| 3.2 鞘气中的氢气流量对球化效果的影响 |
| 3.2.1 鞘气中的氢气流量对球化粉末形貌的影响 |
| 3.2.2 鞘气中的氢气流量对球化粉末物相、微观结构及化学成分的影响 |
| 3.2.3 鞘气中的氢气流量对球化粉末粉体性能的影响 |
| 3.3 热处理对球化粉末粉体特性的影响 |
| 3.3.1 热处理温度对球化粉末的物相组成及化学成分的影响 |
| 3.3.2 热处理后粉末形貌及微观结构变化 |
| 3.3.3 热处理后粉末粉体性能的变化 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 球化WC-Co粉末的选区电子束熔化成形 |
| 4.1 SEBM成形硬质合金的表面特征 |
| 4.2 工艺参数对成形件孔隙率的影响 |
| 4.2.1 束流对孔隙率的影响 |
| 4.2.2 扫描速率对孔隙率的影响 |
| 4.2.3 相同能量密度下扫描速率对孔隙率的影响 |
| 4.3 SEBM成形件的致密度及显微结构分析 |
| 4.4 SEBM成形件的物相分析 |
| 4.5 SEBM成形件的维氏硬度分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 SEBM成形硬质合金的热等静压处理 |
| 5.1 热等静压处理对硬质合金物相及显微结构的影响 |
| 5.2 热等静压处理对硬质合金致密度的影响 |
| 5.3 热等静压处理对硬质合金维氏硬度的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 附录 A 硕士期间发表的论文 |
| 附录 B 硕士期间申请的国家专利 |
（3）紧耦合真空气雾化制备Fe-Cr合金粉末工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属粉末常用制备技术及其应用研究 |
| 1.2.1 水雾化法 |
| 1.2.2 气雾化法 |
| 1.2.3 旋转电极法 |
| 1.2.4 射频等离子球化法 |
| 1.3 气雾化技术应用研究现状 |
| 1.3.1 气雾化技术流场结构研究现状 |
| 1.3.2 雾化工艺对粉末影响的研究现状 |
| 1.4 Fe-Cr合金粉末制备研究现状 |
| 1.5 本文研究目的及意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料及过程 |
| 2.2 粉末表征方法 |
| 2.2.1 收得率 |
| 2.2.2 成分分析 |
| 2.2.3 粒度分析 |
| 2.2.4 流动性测试 |
| 2.2.5 松装密度测定 |
| 2.2.6 粉末形貌及显微组织分析 |
| 2.2.7 X射线衍射物相分析 |
| 2.3 激光熔覆设备 |
| 2.4 熔覆层分析 |
| 2.4.1 X射线裂纹检测 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 显微组织分析 |
| 第3章 真空气雾化系统的协助搭建、调试 |
| 3.1 真空感应熔炼惰性气体雾化系统组成 |
| 3.1.1 真空感应熔化系统 |
| 3.1.2 中间包和雾化喷嘴系统 |
| 3.1.3 真空系统 |
| 3.1.4 雾化系统 |
| 3.1.5 粉末分离收集及气体控制系统 |
| 3.2 系统调试及试验过程 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 真空气雾化Fe-Cr合金粉末的工艺研究 |
| 4.1 雾化压力对Fe-Cr合金粉末的影响 |
| 4.1.1 对粉末粒度及其分布影响 |
| 4.1.2 对粉末流动性、松装密度及球形度的影响 |
| 4.2 熔体过热度对Fe-Cr合金粉末的影响 |
| 4.2.1 对粉末粒度及其分布的影响 |
| 4.2.2 对粉末流动性、松装密度及球形度的影响 |
| 4.3 导流管直径对Fe-Cr合金粉末的影响 |
| 4.3.1 对粉末粒度及其分布影响 |
| 4.3.2 对粉末流动性、松装密度及球形度的影响 |
| 4.4 导流管伸出长度对Fe-Cr合金粉末的影响 |
| 4.4.1 对粉末粒度及其分布影响 |
| 4.4.2 对粉末流动性、松装密度及球形度的影响 |
| 4.5 雾化参数对粒度分布的影响规律 |
| 4.6 雾化过程中止原因分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 粉末成分及性能分析 |
| 5.1 粉末成分及氧含量 |
| 5.2 各粒度段粉末粒度分布及形貌 |
| 5.3 不同粒径粉末的冷却速度及对表面形貌的影响 |
| 5.4 XRD物相分析 |
| 5.5 空心粉的形成及分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 粉末激光熔覆性能初步分析 |
| 6.1 熔覆层宏观形貌分析 |
| 6.2 熔覆层微观组织 |
| 6.3 熔覆层显微硬度 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表学术论文目录 |
（4）激光选区熔化成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织性能与强韧化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 气雾化制备3D打印用金属粉末的研究现状 |
| 1.2.1 气雾化制粉技术概述 |
| 1.2.2 工艺参数对气雾化制粉特性的影响 |
| 1.2.3 3D打印用金属粉末的研究现状 |
| 1.2.4 粉末特性对3D打印成形性能的影响 |
| 1.3 激光选区熔化技术(SLM)概述 |
| 1.3.1 SLM技术的研究现状 |
| 1.3.2 影响SLM技术成形质量的因素 |
| 1.3.3 SLM成形铝合金显微组织和性能的研究现状 |
| 1.4 SLM成形铝基复合材料概述 |
| 1.4.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.4.2 颗粒增强复合材料的强化机制 |
| 1.4.3 SLM成形铝基复合材料的力学性能 |
| 1.5 多孔晶格材料研究概述 |
| 1.5.1 多孔晶格材料的研究现状 |
| 1.5.2 SLM成形多孔晶格材料的研究现状 |
| 1.6 课题研究意义及内容 |
| 1.7 课题来源 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料及成形设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 气雾化制粉设备 |
| 2.1.3 超声振动混粉设备 |
| 2.1.4 SLM成形设备 |
| 2.1.5 热处理设备 |
| 2.2 材料性能测试 |
| 2.2.1 粉末性能检测 |
| 2.2.2 SLM成形试样密度测试 |
| 2.2.3 Micro-CT测试 |
| 2.2.4 显微组织分析测试 |
| 2.2.5 摩擦磨损测试 |
| 2.2.6 硬度和力学性能测试 |
| 第三章 气雾化制备微细球形AlSi10Mg粉末及其表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 气雾化工艺参数 |
| 3.3 导液管直径对粉末特性的影响 |
| 3.3.1 粉末粒度分布 |
| 3.3.2 粉末钝度 |
| 3.3.3 粉末赘生物指数 |
| 3.4 气雾化压力对粉末特性的影响 |
| 3.4.1 粉末粒度分布 |
| 3.4.2 粉末钝度 |
| 3.4.3 粉末赘生物指数 |
| 3.5 熔体过热度对粉末特性的影响 |
| 3.5.1 粉末粒度分布 |
| 3.5.2 粉末钝度 |
| 3.5.3 粉末赘生物指数 |
| 3.6 显微组织和成分 |
| 3.7 雾化破碎机理 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料显微组织与力学性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiN/AlSi10Mg复合粉末的制备 |
| 4.2.1 超声振动分散法制备工艺 |
| 4.2.2 复合粉末粉末形貌及激光反射率 |
| 4.3 低激光功率成形TiN/AlSi10Mg的组织和性能 |
| 4.3.1 SLM工艺参数 |
| 4.3.2 XRD物相分析 |
| 4.3.3 致密化行为 |
| 4.3.4 显微组织 |
| 4.3.5 维氏硬度 |
| 4.3.6 摩擦磨损性能 |
| 4.4 不同TiN含量对SLM成形TiN/AlSi10Mg组织和性能的影响 |
| 4.4.1 复合粉末形貌及SLM成形参数 |
| 4.4.2 XRD物相分析 |
| 4.4.3 孔隙率 |
| 4.4.4 显微组织 |
| 4.4.5 维氏硬度 |
| 4.4.6 拉伸性能 |
| 4.5 TiN增强AlSi10Mg复合材料的强韧化机制 |
| 4.5.1 SLM成形的可加工性 |
| 4.5.2 强韧化机制分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 热处理工艺对TiN/AlSi0Mg复合材料显微组织与力学性能影响的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及工艺参数 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 热处理工艺参数 |
| 5.3 热处理对SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织的影响 |
| 5.3.1 XRD相组成分析 |
| 5.3.2 金相组织与能谱分析 |
| 5.3.3 金属间化合物的形成 |
| 5.4 热处理对SLM成形TiN/AlSi10Mg复合材料性能的影响 |
| 5.4.1 拉伸性能 |
| 5.4.2 断口形貌分析 |
| 5.5 热处理结果分析讨论 |
| 5.5.1 显微组织演化 |
| 5.5.2 强化机制与断裂模式 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 SLM成形TiN/AlSi10Mg多孔晶格结构压缩性能的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 多孔晶格结构的设计 |
| 6.2.1 Gibson-Ashby模型 |
| 6.2.2 闭孔板状晶格设计 |
| 6.3 SLM成形多孔晶格结构 |
| 6.3.1 多孔晶格结构的成形质量 |
| 6.3.2 Micro-CT三维尺寸偏差分析 |
| 6.4 SLM成形不同形状多孔晶格结构的压缩性能 |
| 6.4.1 压缩行为分析 |
| 6.4.2 能量吸收能力 |
| 6.5 不同多孔晶格结构压缩行为的有限元模拟 |
| 6.5.1 材料本构模型 |
| 6.5.2 网格划分 |
| 6.5.3 压缩性能仿真分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 总结 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（5）FGH96粉末高温合金母合金的纯净化技术研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 粉末高温合金概述 |
| 2.1.1 国外粉末高温合金发展历程 |
| 2.1.2 国内粉末高温合金发展历程 |
| 2.1.3 粉末高温合金制粉方法 |
| 2.2 粉末高温合金熔炼制备工艺 |
| 2.2.1 真空感应熔炼 |
| 2.2.2 电渣重熔 |
| 2.2.3 真空自耗重熔 |
| 2.2.4 电子束熔炼 |
| 2.2.5 磁悬浮熔炼 |
| 2.3 非金属夹杂物概述 |
| 2.3.1 发展历史 |
| 2.3.2 来源和分类 |
| 2.3.3 对合金性能的影响 |
| 2.3.4 分析方法 |
| 2.3.5 夹杂物的去除技术 |
| 2.4 粉末高温合金中非金属夹杂物研究现状 |
| 2.5 课题背景及意义 |
| 3 研究内容及研究方法 |
| 3.1 研究材料 |
| 3.2 研究内容 |
| 4 真空感应熔炼过程夹杂物的演变行为 |
| 4.1 坩埚材质对夹杂物的影响 |
| 4.1.1 实验方法 |
| 4.1.2 研究结果和讨论 |
| 4.1.3 各类夹杂物生成热力学计算 |
| 4.1.4 试样化学成分 |
| 4.1.5 试样的夹杂物 |
| 4.1.6 坩埚与合金液界面反应 |
| 4.2 活泼元素加入顺序对夹杂物的影响 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 研究结果和讨论 |
| 4.3 真空感应熔炼铸锭中的夹杂物 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 大气电渣重熔过程夹杂物的演变行为 |
| 5.1 实验条件 |
| 5.2 研究结果和讨论 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 真空电渣重熔过程夹杂物的演变行为 |
| 6.1 气氛对夹杂物的影响 |
| 6.1.1 实验条件 |
| 6.1.2 研究结果和讨论 |
| 6.2 渣料成分对夹杂物的影响 |
| 6.2.1 实验条件 |
| 6.2.2 研究结果和讨论 |
| 6.3 三联熔炼技术控制夹杂物含量 |
| 6.3.1 实验条件 |
| 6.3.2 研究结果和讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 真空磁悬浮熔炼过程夹杂物的演变行为 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 研究结果和讨论 |
| 7.2.1 化学成分 |
| 7.2.2 夹杂物 |
| 7.3 夹杂物聚集和上浮机理 |
| 7.4 浇注对夹杂物上浮的影响 |
| 7.5 熔炼过程中夹杂物在线观测 |
| 7.5.1 实验方法 |
| 7.5.2 熔化和凝固过程夹杂物的演变 |
| 7.5.3 凝固过程中氧化物的演变 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 夹杂物对疲劳裂纹扩展速率的影响 |
| 8.1 实验方法 |
| 8.1.1 合金制备 |
| 8.1.2 疲劳裂纹扩展实验 |
| 8.2 夹杂物特征 |
| 8.3 夹杂物对显微组织的影响 |
| 8.4 夹杂物对拉伸和冲击性能的影响 |
| 8.5 夹杂物对疲劳裂纹扩展性能的影响 |
| 8.6 本章小结 |
| 9 结论 |
| 10 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）粉床电子束增材制造生物医用钛合金的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的与意义 |
| 1.2 医用钛合金的研究现状 |
| 1.2.1 人体骨的结构与性能 |
| 1.2.2 钛及钛合金的结构特点 |
| 1.2.3 医用钛合金的发展历史 |
| 1.2.4 医用钛合金植入物的制备方法 |
| 1.3 增材制造技术制备医用钛合金的研究及发展现状 |
| 1.3.1 增材制造技术的基本原理及分类 |
| 1.3.2 粉末床熔融技术的基本原理及工艺特点 |
| 1.3.3 增材制造技术成形医用钛合金的组织与性能 |
| 1.4 增材制造技术制备医用多孔钛合金的研究进展 |
| 1.4.1 增材制造技术制备医用多孔钛合金的结构特点 |
| 1.4.2 增材制造医用多孔钛合金的力学性能 |
| 1.4.3 增材制造医用钛合金植入物的临床应用效果 |
| 1.5 论文主要研究思路和主要研究内容 |
| 1.5.1 主要研究思路 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 Ti-6A1-4V合金粉末的基本性能 |
| 2.1.2 TNZT-xSi合金粉末的制备与基本性能 |
| 2.2 主要使用的成形设备及参数 |
| 2.2.1 Arcam A2型粉床电子束增材制造系统 |
| 2.2.2 Y150型粉床电子束增材制造系统 |
| 2.2.3 热处理设备 |
| 2.3 样品的制备与检测 |
| 2.3.1 样品表观密度 |
| 2.3.2 光学显微下的微观形貌 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜和电子背散射衍射 |
| 2.3.4 透射电子显微镜 |
| 2.3.5 X射线衍射 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 室温力学性能 |
| 2.3.8 弹性模量 |
| 2.3.9 化学成分检测 |
| 第3章 组织结构对多孔Ti-6Al-4V合金力学性能及变形模式的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 点阵型多孔钛合金的孔结构设计 |
| 3.2.1 八面体点阵单元的基本性质 |
| 3.2.2 理论相对密度测算 |
| 3.3 实验过程 |
| 3.3.1 SEBM技术成形多孔Ti-6Al-4V样品 |
| 3.3.2 组织性能分析方法 |
| 3.4 结果与讨论 |
| 3.4.1 SEBM成形多孔Ti-6Al-4V合金的工艺及孔隙特征 |
| 3.4.2 热处理对多孔Ti-6Al-4V合金微观组织的影响 |
| 3.4.3 热处理对多孔Ti-6Al-4V合金力学性能的影响 |
| 3.4.4 热处理对多孔Ti-6Al-4V合金变形模式的影响 |
| 3.4.5 组织结构对多孔Ti-6Al-4V合金压缩变形行为影响机制的讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SEBM技术成形TNZT-xSi合金的工艺、组织与力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 SEBM成形TNZT-xSi合金样品 |
| 4.2.2 微观组织与性能表征 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 SEBM技术成形医用TNZT-xSi合金工艺窗口的确定 |
| 4.3.2 SEBM技术成形医用TNZT-xSi合金的物相组成 |
| 4.3.3 SEBM技术成形医用TNZT-xSi合金的微观组织 |
| 4.3.4 SEBM技术成形医用TNZT-xSi合金的力学性能 |
| 4.3.5 热处理对TNZTS-5Si合金组织与性能的影响 |
| 4.4 结果讨论 |
| 4.4.1 制备方法对TNZT-xSi合金微观组织的影响 |
| 4.4.2 TNZT-xSi合金微观组织演变规律的讨论 |
| 4.4.3 TNZT-xSi合金强化机制的探讨 |
| 4.4.4 S2相特征对TNZT-5Si合金弹性模量的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TNZTS-xSi合金在人体模拟体液中的耐腐蚀及摩擦磨损性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 测试样品的制备 |
| 5.2.2 电化学测试仪器与方法 |
| 5.2.3 电化学腐蚀后合金表面氧化膜的组成分析 |
| 5.2.4 摩擦磨损性能的测试 |
| 5.3 SEBM技术成形医用钛合金在SBF溶液中的耐腐蚀性能 |
| 5.3.1 开路电位 |
| 5.3.2 电化学阻抗谱 |
| 5.3.3 动电位极化曲线 |
| 5.3.4 电化学腐蚀后的形貌分析 |
| 5.4 电化学腐蚀后钛合金表面钝化膜组成分析 |
| 5.5 SEBM技术成形医用钛合金的摩擦磨损性能 |
| 5.5.1 SEBM技术成形医用钛合金的摩擦磨损性能 |
| 5.5.2 SEBM技术成形医用钛合金的摩擦磨损机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 医用多孔TNZT-xSi合金的制备与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.2.1 多孔TNZT-xSi合金样品的制备 |
| 6.2.2 组织性能分析方法 |
| 6.3 医用多孔TNZT-xSi合金的制备与性能 |
| 6.3.1 医用多孔TNZT-xSi合金的工艺及孔隙特征 |
| 6.3.2 SEBM技术成形医用多孔TNZT-xSi合金的微观组织 |
| 6.3.3 SEBM技术成形医用多孔TNZT-xSi合金的力学性能 |
| 6.3.4 多孔TNZT-xSi合金的压缩变形行为研究 |
| 6.3.5 合金材质对点阵型多孔材料力学性能影响的探讨 |
| 6.4 组织结构对多孔TNZT-xSi合金性能的影响 |
| 6.4.1 热处理对多孔钛合金微观组织的影响 |
| 6.4.2 热处理对多孔TNZT-xSi合金表面粗糙度的影响 |
| 6.4.3 热处理对多孔医用TNZT-xSi合金力学性能的影响 |
| 6.4.4 微观组织对多孔TNZT-xSi合金压缩变形行为影响的探讨 |
| 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 |
（7）喷射成形制备新型第三代粉末高温合金的组织和性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 粉末高温合金的研究进展 |
| 2.1.1 国外粉末高温合金的发展概况 |
| 2.1.2 国内粉末高温合金的发展概况 |
| 2.1.3 粉末高温合金的生产工艺 |
| 2.1.4 粉末高温合金的缺陷问题 |
| 2.2 喷射成形技术 |
| 2.2.1 喷射成形技术原理及特点 |
| 2.2.2 喷射成形技术的应用 |
| 2.2.3 喷射成形制备高温合金的研究进展 |
| 2.3 粉末高温合金热工艺的应用研究 |
| 2.3.1 热等静压工艺的应用研究 |
| 2.3.2 等温锻造工艺的应用研究 |
| 2.3.3 热处理工艺的应用研究 |
| 2.4 材料的蠕变行为和变形机理研究 |
| 2.5 主要研究内容和方案 |
| 3 实验原料及分析方法 |
| 3.1 实验原料及制备方法 |
| 3.2 分析方法及检测设备 |
| 3.2.1 元素成分分析与密度测量 |
| 3.2.2 物相及显微组织结构分析 |
| 3.2.3 力学性能测试分析 |
| 4 不同工艺态FGH100L合金的显微组织与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验原料及方法 |
| 4.3 结果与分析 |
| 4.3.1 FGH100L合金析出相的热力学计算 |
| 4.3.2 不同工艺态FGH100L合金的显微组织 |
| 4.3.3 不同工艺态FGH100L合金的力学性能 |
| 4.3.4 综合讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 固溶温度对不同工艺态FGH100L合金的显微组织与力学性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验原料及方法 |
| 5.3 结果与分析 |
| 5.3.1 固溶热处理温度对HIP FGH100L合金的显微组织影响 |
| 5.3.2 固溶热处理温度对IF FGH100L合金的显微组织影响 |
| 5.3.3 不同固溶热处理温度对FGH100L合金的力学性能影响 |
| 5.3.4 综合讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 长时时效对不同工艺态FGH100L合金组织与性能的稳定性影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原料及方法 |
| 6.3 结果与分析 |
| 6.3.1 长时时效对HIP FGH100L合金的显微组织影响 |
| 6.3.2 长时时效对IF FGH100L合金的显微组织影响 |
| 6.3.3 长时时效对IF FGH100L合金的力学性能影响 |
| 6.3.4 综合讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 不同工艺对FGH100L合金的蠕变行为影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验原料及方法 |
| 7.3 结果与分析 |
| 7.3.1 不同工艺对FGH100L合金蠕变持久性能的影响 |
| 7.3.2 不同工艺态FGH100L合金的蠕变持久组织特征 |
| 7.3.3 不同工艺态FGH100L合金的蠕变持久断裂特征 |
| 7.3.4 不同工艺态FGH100L合金的位错组织和变形机制 |
| 7.3.5 综合讨论 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 SF+HIP+IF+HT工艺制备FGH100L合金的蠕变行为 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验原料及方法 |
| 8.3 结果与分析 |
| 8.3.1 应力和温度因素对FGH100L合金蠕变性能的影响 |
| 8.3.2 FGH100L合金的蠕变持久损伤与寿命预测 |
| 8.3.3 FGH100L合金在应力和温度作用下的蠕变断裂特征 |
| 8.3.4 温度和应力作用下FGH100L合金的蠕变变形机制 |
| 8.3.5 综合讨论 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）3D打印用金属粉末的性能特征及研究进展（论文提纲范文）
| 1金属3D打印用粉末的基本要求 |
| 1.1粉末纯度 |
| 1.2粉末颗粒形状 |
| 1.3粉末粒度及其分布 |
| 1.4粉末的循环使用 |
| 1.5粉末的其他性能 |
| 2金属3D打印粉末的制备方法 |
| 2.1雾化法 |
| 2.2等离子体法 |
| 2.3旋转电极法 |
| 2.4等离子熔丝法 |
| 3粉末特性对3D打印零件性能的影响 |
| 4结束语 |
（9）镍基高温合金粉末制备技术的发展现状（论文提纲范文）
| 1前 言 |
| 2 粉末高温合金研究现状 |
| 2. 1 粉末高温合金的发展 |
| 2. 2粉末高温合金生产工艺 |
| 2. 3粉末高温合金中的缺陷及其影响 |
| 3我国高温合金粉末生产技术发展现状 |
| 3. 1高纯净母合金熔炼技术 |
| 3. 2 雾化制粉技术 |
| 3. 2. 1 主要雾化制粉工艺及特点 |
| 3. 2. 2 PREP 法国内发展现状 |
| 3. 2. 3 AA 法国内发展现状 |
| 3. 3 电选分离技术 |
| 4 结 语 |
四、等离子旋转电极雾化FGH95高温合金粉末颗粒凝固组织特征（论文参考文献）
- [1]气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化及其组织性能研究[D]. 谷旭. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [2]射频等离子体制备球形WC-Co粉末及其3D打印组织性能研究[D]. 肖蒙. 昆明理工大学, 2021(01)
- [3]紧耦合真空气雾化制备Fe-Cr合金粉末工艺及性能研究[D]. 董开基. 兰州理工大学, 2021
- [4]激光选区熔化成形TiN/AlSi10Mg复合材料组织性能与强韧化机理[D]. 高超峰. 华南理工大学, 2020
- [5]FGH96粉末高温合金母合金的纯净化技术研究[D]. 高小勇. 北京科技大学, 2020(01)
- [6]粉床电子束增材制造生物医用钛合金的组织与性能研究[D]. 杨坤. 吉林大学, 2020(01)
- [7]喷射成形制备新型第三代粉末高温合金的组织和性能[D]. 田甜. 北京科技大学, 2020(01)
- [8]3D打印用金属粉末的性能特征及研究进展[J]. 高超峰,余伟泳,朱权利,肖志瑜. 粉末冶金工业, 2017(05)
- [9]镍基高温合金粉末制备技术的发展现状[J]. 韩志宇,曾光,梁书锦,陈小林,张鹏,张平祥. 中国材料进展, 2014(12)
- [10]FGH95镍基粉末高温合金的研究和展望[J]. 国为民,赵明汉,董建新,曾强,张龙飞,燕平. 机械工程学报, 2013(18)