一、在10Cr—15Co—Ni基高温合金中弯曲晶界形成的研究（论文文献综述）
朱孜毅[1]（2020）在《Co-Cr-W-Ni合金时效与变形的行为和微观机制研究》文中指出Co-Cr-W-Ni合金在高温高压环境中具有优于镍基合金的抗热冲击性和耐腐蚀性,加之其良好的焊接性和可加工性,在固定式燃气轮机和空气涡轮机中得到了广泛应用。近来,由于Co-Cr-W-Ni合金具有高弹性模量、良好的生物兼容性和射线不可穿透性等优点,在生物医用领域,尤其是心血管支架方面逐渐得到了广泛应用。心血管支架的制备过程主要分为三部分:热挤压制管,多次冷拉,中间退火。本文的研究内容便是根据这三个制备过程中面临的材料学问题（碳化物析出、形变诱发相变、ε相逆转变和静态再结晶）进行研究和分析,以期对Co-Cr-W-Ni合金的加工制备提供理论指导。首先,本文对两种不同初始状态（热轧态和固溶态）的Co-Cr-W-Ni合金在较长时间范围（10 min-24 h）内的碳化物演变规律进行了研究。初始状态为热轧态时,主要有三种球形碳化物析出:M7C3、M23C6、M6C。M6C型碳化物作为合金在800℃和1000℃时效时的主要析出物,优先在晶界弥散形核。1000℃时效24h时,M6C开始在孪晶界上析出。初始状态为固溶态时,主要有两种碳化物析出:M23C6和M6C。M23C6型碳化物在晶粒内部呈球状形核,而M6C型碳化物依附于晶界呈长条状非均匀形核。另一方面,在对国外进口热挤压棒材进行组织结构分析的基础上,成功制备了与其组织性能相似的Co-Cr-W-Ni合金棒材。其次,研究并分析了合金微观组织（平均晶粒尺寸、层错及碳化物析出）对力学性能的影响。Co-Cr-W-Ni合金平均晶粒尺寸对屈服强度的影响符合Hall-Petch关系,合金的平均晶粒尺寸越小,屈服强度越高。时效产生的层错交割现象会提高Co-Cr-W-Ni合金的抗拉强度。通过几何模型的构建,将层错交割看作位错偶极子,对其单位长度的最大引力进行了计算,结果为0.78N/m。碳化物不同的析出位置和形貌对合金塑性的影响不同,固溶态合金在800℃和1000℃时效时M6C以长条状沿着晶界析出,使得合金的塑性显著降低,断裂方式表现为沿晶断裂,而热轧态合金在1000℃时效24 h,M6C开始以颗粒状在孪晶界析出,阻碍形变诱发相变发生,从而提高了合金的塑性。另外,Co-Cr-W-Ni合金在塑性变形过程中发生形变诱发相变,γ相转变为ε相,相变过程的变体选择性和取向依赖性将影响合金的冷拉性能。本文从晶体学角度对Co-Cr-W-Ni合金的室温拉伸和压缩过程进行研究,以期对控制Co-Cr-W-Ni合金的冷变形行为提供理论指导。拉伸过程中ε相的变体选择遵循施密特定律。施密特因子大的{111}<112>滑移系优先滑动产生对应的ε相变体。但并不是所有具有高施密特因子的晶粒都会发生形变诱发相变,这与相变发生时的机械能有关。经理论计算,只有同时具有高施密特因子和高机械能的晶粒中才会出现ε相变体。压缩过程中Co-Cr-W-Ni合金内晶粒发生转动,晶粒内部逐渐形成{110}<110>取向的亚结构,阻碍已经产生的ε相的进一步生长,并且在ε相和γ目的交界处产生应力集中,导致压缩裂纹源产生。拉伸过程中产生的拉伸孪晶类型为{1012}型和{1121}型。压缩过程中产生的压缩孪晶类型为{1013}型和{1122}型。最后,研究了变形Co-Cr-W-Ni合金退火过程中的ε相逆转变机制和静态再结晶过程。无扩散型的ε相逆转变发生在130℃-400℃之间,逆转变在400℃时停止,与合金层错能的变化有关。当时效温度升至1000℃,ε相逆转变以扩散型方式发生。拉伸变形40%样品在1000℃时效1 h时,ε相完全回溶,同时合金中发生静态再结晶过程。静态再结晶的形核位置主要是沿着原始大尺寸晶粒的晶界。变形合金高温时效时,合金中由于发生静态再结晶过程产生了“双峰”分布的晶粒尺寸,在不降低合金塑性的前提下,使得合金的抗压强度提高了约20%。
万志鹏[2]（2019）在《GH4720LI镍基合金高温变形行为及组织性能控制研究》文中认为GH4720LI合金作为一种沉淀强化型镍基变形高温合金,合金中添加了大量的固溶强化元素（如:Mo、W等）和γ’强化相形成元素（Al、Ti）,以满足近些年来航空发动机关键热端部件对材料耐高温与高强度的使用要求。由于合金具有优异的抗蠕变和疲劳性能、耐腐蚀性能、断裂韧性和组织稳定性,因此,其主要用于制备航空发动机或燃气轮机中涡轮盘、叶片等关键转动部件。虽然高含量的合金化元素和强化相能够提高合金的服役温度和高温强度,但不可避免的降低了合金的热加工性能。此外,选择合理的热加工工艺对于获得均匀的组织和避免合金热加工过程中出现流动失稳现象具有十分重要的作用,但目前关于该合金经均匀化处理的铸锭热成形过程中强化相演变规律和晶粒细化机制、锻造态合金的高温变形行为与动态软化机制以及不同热处理工艺参数下合金力学性能的变化规律与断裂机制方面仍有待阐明且缺乏深入的研究。针对上述问题,本文开展了相关的研究工作。以均匀化处理态GH4720LI合金铸锭为初始材料,开展了铸锭及其锻造态合金高温变形行为研究,详细地分析了铸态组织中γ’相的静态溶解动力学行为,阐明了铸态合金热变形过程晶粒细化机制,建立了表征锻态合金流动力学行为和热成形性能的本构关系模型和热加工图,揭示了锻态合金在失稳区变形时的主要失稳机制,并获得了优化的热加工工艺区间,明确了锻态合金在不同热变形工艺参数下的动态软化机制,探讨了固溶处理温度对合金微观组织和力学性能的影响,确定了合金裂纹萌生与扩展的主要机制。对合金铸锭γ’相静态溶解行为和热变形过程微观组织的分析结果表明,相较于γ’相的静态溶解行为,热变形过程能够通过位错与强化相的相互作用而促进γ’相的溶解,且合金在不同温度与应变速率条件下的应力-应变曲线均呈现出动态再结晶软化特征。在γ+γ’双相区变形时,基体中弥散分布的γ’相能够有效的促进动态再结晶行为的发生,这是该条件下晶粒快速细化的主要原因;而在γ单相区变形时,再结晶晶粒主要在残余枝晶和原始晶界处形核,通过发生非连续动态再结晶实现合金原始的铸态组织的消除,同时晶粒发生细化。通过热模拟压缩试验研究了锻态GH4720LI合金热变形行为,基于双曲正弦型Arrhenius模型和动态材料模型（DMM）分别建立了表征材料流动力学行为的本构关系模型和材料高温成形性能的热加工图。研究结果表明,高温高应变速率和低温高应变速率为合金的两个主要失稳区间,合金在该区域变形时,其主要失稳机制为自由表面开裂、沿晶裂纹和绝热剪切带。在较低温度（1060℃1080℃）下变形时,晶内细小γ’强化相的钉扎作用促进了强化相诱发连续动态再结晶（PIcDRX）行为的发生,而高温低应变速率下原始晶界的迁移过程降低了变形晶粒内的位错密度,从而抑制了非连续动态再结晶晶粒的形核。开展了不同工艺参数下的热处理实验,研究了合金等温处理过程中的晶粒长大行为和γ’相的溶解规律,分析了固溶处理温度对合金微观组织和力学性能的影响。不同固溶温度下的微观组织定量分析结果表明,晶内二次γ′相的平均颗粒尺寸随着固溶温度的升高而逐渐升高。1130℃和1140℃固溶处理时,拉伸试样断口呈现出具有韧窝特征的塑性断裂和准解理特征的脆性断裂相结合的方式,1150℃固溶处理试样具有较高的高温拉伸塑性,其主要原因是较高的拉伸温度与尺寸较粗大的二次γ′相能够促进全位错滑移。
徐志超,叶锐曾,王迪,葛占英,张润岗,俞同丰,李力加[3]（1982）在《在10Cr—15Co—Ni基高温合金中弯曲晶界形成的研究》文中指出 本文研究了热处理因素对W+Mo含量达12％的10Cr—15Co—Ni基高温合金弯曲晶界形成的影响。指出在固溶处理后以1—10℃/分冷却和固溶处理后空冷至1020—1130℃并在这一温度范围保温一定时间均可获得弯曲晶界。 在弯曲晶界上同时并存有参与热处理过程的两种性质不同的r′和MbC型碳化物相,MbC型碳化物的生核并迅速长大是该类型合金引起晶界弯曲的主导因素,这一观点与传统的看法即在高合金化Ni基合金中r′相的不连续沉淀引起晶界弯曲是截然不同的。 同时提出了在该类型合金中弯曲晶界形成的模型以及讨论了弯曲晶界形成的机理。
刘彩云[4]（2020）在《Cr元素对新型沉淀强化钴基高温合金焊接性和抗氧化性的影响》文中研究表明Co-Al-W系钴基高温合金具有L12结构的γ’-CO3（Al,W）强化相,兼具良好的力学性能和抗氧化、抗热腐蚀性能,且初熔温度高于镍基高温合金,成为颇具潜力的高温材料。焊接是合金重要的连接、缺陷修复技术,合金焊接性能对合金的组织稳定性以及力学性能有重要的影响。Cr元素是钴基高温合金必不可少的固溶强化元素和抗氧化元素,研究Cr元素含量对新型沉淀强化钴基高温合金的焊接性能、力学性能以及高温抗氧化性能的影响具有重要的意义。本文在Co-Al-W-Cr-C五元钴基合金体系中加入了 2.5 at%、5 at%、7.5 at%的Cr元素,三种合金分别简称为2.5Cr、5Cr和7.5Cr。三种时效态合金均由γ基体、γ’强化相、M6C-Co3W3C碳化物、β-CoAl相构成。随着Cr含量增加,合金中碳化物含量增加,γ’相的形貌由立方状逐渐圆角化,γ’相的溶解温度降低。2.5Cr、5Cr、7.5Cr三种合金经氩弧焊焊接后,焊接接头的物相与母材的物相一致,并且随着Cr含量增加,焊缝区晶界和晶内析出相含量增加。随着Cr含量增加,钴基合金的凝固焊接裂纹敏感性显著降低,主要原因是:凝固温度区间变窄;焊接凝固最后阶段有足够的液相回填晶界和裂纹;晶界和晶内的碳化物含量增加,晶界曲折度增加,阻碍了晶界滑移和裂纹扩展;晶内形成了亚晶界,增加了晶界面积,晶界焊接应力降低。研究时效态和焊接态样品的显微维氏硬度和室温、760℃、850℃、1000℃的拉伸力学性能,发现随着Cr含量增加,沉淀强化钴基合金焊接样品母材区的显微维氏硬度减小,焊缝区和热影响区的维氏硬度变化较小。7.5Cr的母材区硬度小于焊缝区和热影响区;而2.5Cr和5Cr的母材区硬度高于焊缝区和热影响区。随着拉伸实验温度升高,2.5Cr、5Cr、7.5Cr时效态样品和5Cr、7.5Cr焊接态样品的抗拉强度呈下降趋势。5Cr时效态样品的抗拉强度最大,室温时高达975MPa;7.5Cr焊接态样品的抗拉强度大于5Cr焊接态样品,它的σb值约占时效态样品的75%以上。观察所有拉伸样品的断口和纵剖面,发现大多数焊接态样品断裂在焊缝区,断裂方式均以沿晶断裂为主,断口有枝晶形貌、解理台阶和韧窝。这是因为高温焊缝区晶界析出相少、结合力弱,裂纹优先在横向晶界形成,扩展导致断裂。室温时,晶界碳化物内部优先开裂;高温时,样品表面的横向晶界处以及晶界碳化物与基体交界处优先开裂,并发生氧化,逐渐向内扩展,最终导致断裂。三种时效态合金在900℃等温氧化500h的氧化增重动力学曲线均遵循抛物线规律,随着Cr含量增加,氧化增重速率kp减小,氧化膜厚度增加速率减缓,抗氧化性能增强。2.5Cr和5Cr合金的氧化膜分为:Co3O4/CoO外氧化层,Co/Al/W/Cr的混合氧化层,γ/Co3W为主的混合氧化层,并且2.5Cr的氧化膜发生开裂。7.5Cr合金的氧化膜分为:Co3O4/CoO外氧化层,CoWO4氧化层,Co/Al/W/Cr的混合氧化层,Cr2O3/Al2O3氧化层,γ/CoW为主的混合氧化层。连续致密的Cr2O3氧化层有效降低了原子扩散速率,提升了 7.5Cr抗氧化性能。
赵霞,王旻,郝宪朝,查向东,高明,马颖澈,刘奎[5]（2021）在《铁/镍基奥氏体多晶合金晶界弯曲研究进展》文中研究指明对于在高温环境服役的金属材料,晶界作为组织结构上的薄弱环节常常引发晶界裂纹而造成合金失效,严重影响了材料的高温力学性能表现.因而,如何改善晶界状态、提高晶界强度,是提高合金高温性能的关键.在铁/镍基奥氏体多晶合金中,采用晶界弯曲的方法强化晶界、改善合金性能一直受到国内外研究人员的广泛关注.从弯曲晶界的获得方法、形成机制及其对材料性能的影响3个方面概述了目前国内外的研究现状.较为全面地总结了特殊热处理与材料合金化等获得弯曲晶界的方法;讨论了不同合金中晶界第二相诱发晶界弯曲的驱动力和内在机理;介绍了弯曲晶界对材料力学性能、耐蚀性能及焊接性能的影响.最后,结合当前的研究现状,围绕弯曲晶界的形成条件和机制,以及弯曲晶界对性能的影响,提出了弯曲晶界未来的研究发展方向.
廉心桐[6]（2018）在《P与高温合金主要基体元素间的交互作用》文中指出近些年研究结果表明,在某些高温合金中加入适当含量的P元素,能显著提高合金的持久及蠕变性能。因此,关于P的作用研究成为热点问题。但由于高温合金中的合金元素种类多至十余种,使得P的作用及机理研究变得复杂。因此,本文并未选用现有牌号的高温合金,而是设计了更便于研究的新合金体系。首先,在综合分析确定Ni-Cr系合金及Ni-Cr-Fe系合金基体均为稳定γ相的前提下,调整Ni、Fe含量的比例。其次,合金中除了加入P以及少量用于强化晶界的C外,不加入Al、Ti、Nb等强化元素,排除γ’及γ"相的干扰。最后,通过调整合金中的P含量,对比分析P与主要基体强化元素间的交互作用,为深入了解P在合金基体中的强化机理,提高合金使用性能以及发展新合金提供可参考的方法及途径。本文首先研究了 P对Ni-Cr系合金的铸态组织,轧态组织以及不同热处理条件下力学性能的影响。结果表明,P含量的提高,细化Ni-Cr合金的铸态组织,减小Cr元素在铸态组织中的偏析。P抑制轧态合金中α-Cr相的析出。分析认为P除了在晶界存在“优先占位”现象外,P还降低了Cr在α-Cr相的活度系数,从而降低其析出驱动力。P含量的增加使得轧态合金的拉伸强度下降,但冲击性能上升。通过固溶处理将α-Cr相完全溶解之后,P对合金的拉伸性能无明显影响,但仍会提高合金的冲击性能。同时,固溶P原子对冲击试样中的位错组态影响显著,证明固溶态的P原子对合金基体有重要作用。本文也研究了 P含量变化对Ni-Cr-15Fe系合金的晶粒形核及长大的影响。P含量的提高显著影响合金的铸态枝晶组织,明显促进了晶粒生长,抑制晶粒形核。同时,在枝晶间的区域以及晶界上形成大量的P化物,说明过饱和P原主要存在于未凝固的剩余液体中,在最后凝固析出。除了晶界和枝晶间析出相以外,当P含量高于0.27wt.%时,晶内有含P的M23C6相析出,说明晶内的P原子已达饱和状态。能谱结果显示,距离晶界越近,P含量越高,证明了 P确实有向晶界偏聚的趋势。Fe含量的变化也显著影响了含P的Ni-Cr-Fe系合金凝固组织,元素偏析及力学性能。结果表明,Fe含量的增加,细化铸态枝晶组织。随着Fe含量的增加,P在枝晶中的富集位置逐渐由枝晶间向枝晶干转移,说明Fe含量的增加提高了P在基体的固溶度。枝晶间及枝晶干的硬度变化也证实了 P原子在基体中的固溶强化作用。Fe含量的增加,降低固溶态合金的拉伸性能及持久性能,断裂方式也由穿晶断裂向沿晶断裂转变。基于之前对Ni-Cr系及Ni-Cr-Fe系合金的结果,着重研究了 Ni-Cr-15Fe系合金及Ni-Cr-30Fe系合金在不同P含量下的组织性能变化。结果发现,P含量的增加促进晶界M3P相的析出,在蠕变初期起到强化晶界的作用。晶内显微硬度的变化,证明P在基体中的固溶强化作用是提高晶内强度的关键,也是蠕变性能提高的主要原因。证实了 P的有益作用确实具有合金选择性,在较低Fe含量的合金中,适当提高P含量既可以通过析出相强化晶界,也可发挥P在晶内的固溶强化作用,使其性能达到最优。
温俊霞[7]（2020）在《热冲击条件下钴基合金的组织演化与失效机理》文中研究表明钴基合金作为传统的高温合金,在核电设备及航空航天设备中发挥着不可替代的作用。本研究所用钴基合金采用热等静压技术制备,具有非常好的高温强度和耐蚀性,这种合金使用环境特点包括剧烈加热和急速冷却的温度变化,因此本文针对热冲击试验中钴基合金的组织演化和失效机理从氧化、力学性能、组织和应力四个方面进行了综合研究。通过静态氧化试验,分析了钴基合金的静态氧化产物、氧化动力学。同时进行了静态氧化处理前后试样的压缩力学性能、静态氧化条件下的高温拉伸和高温疲劳性能的测试,分析了不同条件下钴基合金试样断裂行为的差异,结果都表明静态氧化中的氧化对钴基合金力学性能的影响不明显。针对热冲击前后的钴基合金,进行了拉伸性能、抗弯性能等宏观力学性能测试和纳米压痕方法的微观力学性能测试。研究发现:钴基合金热冲击试样横截面上的大面积损伤（氧化裂纹）是钴基合金宏观力学性能下降的主要因素。残余应力、位错密度和微裂纹是微观力学性能发生变化的主要原因,利用Suresh模型计算、EBSD分析等手段对以上三个因素进行了分析。通过原位拉伸试验对钴基合金的拉伸断裂过程进行了观察和分析,发现了碳化物相的优先开裂现象。结合内聚力模型利用Cohesive单元对钴基合金的拉伸断裂行为进行了模拟,模拟结果说明碳化物周围的扩散层对钴基合金的拉伸行为有直接影响。通过对热冲击处理后钴基合金的基本组织变化、晶界扩散和微裂纹等微结构的变化研究,发现钴基合金试样中的Cr、W等元素在热冲过程中发生了扩散,形成了M6C和M23C6等析出物。析出物和界面扩散层,都随着热冲击温度的升高和热冲击次数的增多而不断增多或增厚,并且再次在热冲击试样内部碳化物上发现了微裂纹。通过建立多晶体塑性模型,利用Cohesive单元模拟钴基合金中WC颗粒和Co基体间的扩散层,对钴基合金加热和冷却过程中由于热膨胀系数不同产生的内应力大小和分布进行了模拟。模拟结果表明,热冲击加热过程WC碳化物晶内应力集中比较严重,而在冷却的时候在WC/Co基体的界面处应力最大,易出现损伤,这解释了热冲击过程中微裂纹在界面和硬质相上萌生的现象。通过热冲击氧化和静态氧化试验的对比,重点研究了热冲击过程中裂纹的起源和扩展。分析了生成氧化物时产生的体积变化、氧化物与基体热膨胀系数（CTE）的不匹配、基体与内部氧化物之间的温度梯度等因素产生的各种应力,并进行了计算。这些应力促进了热冲击裂纹的形核,同时热冲击后试样上大量内氧化物的存在,降低了合金的致密度,减小了裂纹的扩展阻力。通过对热冲击过程中产生的微裂纹长度进行统计,发现裂纹扩展速率符合经典裂纹扩展方程Paris定律,裂纹扩展速率受热应力主导。针对热冲击试验中表面氧化物的指状生长这一科学问题进行了探讨。通过对Stokes-Herring-Suo模型进行拓展,计算了氧化物生长过程中扩散-蠕变产生的力。通过shear-lag力学模型,分析了这些指状氧化物受力模式与生长行为的关系。
黄亚奇[8]（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》文中研究表明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。开裂的碳化物显著提高裂纹扩展速率,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）为裂纹源且显著促进裂纹扩展,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。
夏天[9]（2018）在《纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的显微组织和力学性能》文中指出由于在600℃以上具有良好的力学性能,镍基高温合金在航空航天、核电能源、石油化工等领域有着广泛而重要的应用。随着应用领域内技术不断发展,对高温合金的承温能力和力学性能提出更高的要求。由于高温合金中已有很好的固溶强化和沉淀强化作用,在此基础上进一步改善高温合金的性能较为困难。本论文研究工作,将超细晶强化和纳米颗粒弥散强化机制同时引入镍基高温合金中,研究叠加更多的强化机制时的组织演变,以及对室温、高温拉伸性能的影响,为提高高温合金的力学性能,寻求新的解决方案和技术路线。本论文研究选取了高Ti型（FGH4096）、高A1型（FGH4097）和高Nb型（GH4169）的高温合金,使用高能球磨法将Y203纳米颗粒与高温合金粉末（或车削屑）机械合金化,并细化晶粒。通过热挤压成形或热等静压成形制备纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金,并进行热处理。使用XRD、SEM、BSE、TEM、STEM、EDS等分析手段,表征了超细晶晶粒组织、弥散颗粒和γ’/γ"相的形貌特征,并使用Jmat-pro软件计算了γ’相在时效温度下的平衡析出数量,测试了这种超细晶高温合金在不同工艺阶段时的室温硬度,以及在室温、650℃、750℃和850℃的拉伸性能,探索其显微组织和力学性能的关系,以此探讨超细晶高温合金在高温条件下应用的可行性。高能球磨法制备纳米颗粒弥散强化高温合金粉末时,以添加5vol.%Y203纳米颗粒为宜。此时,有良好晶粒细化效果,亦有较好的粉末颗粒固结成形性能。用于球磨的高温合金粉末（或碎屑）的形貌和尺寸对粉末制备没有显著影响。将高能球磨得到的超细晶高温合金粉末固结,获得超细晶组织或超细晶与细晶混合的显微组织,晶粒尺寸与粉末固结工艺有关。热挤压态的FGH4096-5vol.%Y203和GH4169-5vol.%Y203样品,为均匀、等轴的再结晶组织,晶粒尺寸分别为122和179 nm;热等静压态的FGH4097-5vol.%Y2O3样品,为晶粒尺寸150～3000nm连续分布的组织,超细晶区和细晶区的面积分别占35%和65%,平均晶粒尺寸分别为248 nm和1.54 μm。热处理时,晶粒尺寸均保持稳定。三种纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金样品中弥散颗粒均为氧化物和氮化物,在粉末固结成形阶段形成,热处理时不发生相转变。氧化物颗粒为Y4A1209相,热处理时略有长大。挤压态的FGH4096-5vol.%Y2O3和GH4169-5vol.%Y203样品中Y4A1209相为等轴颗粒,平均颗粒尺寸分别为12.6和9.3 nm。热等静压态的FGH4097-5vol.%Y2O3样品中Y4A1209相为部分等轴颗粒,部分短棒状颗粒,等轴颗粒平均颗粒尺寸为16.9 nm,短棒状颗粒平均颗粒长度为48 nm,平均长径比为 2.1。FGH4096-5vol.%Y2O3 和 FGH4097-5vol.%Y2O3 样品中氮化物为 TiN相,GH4169-5vol.%Y203样品中氮化物为（Nb,Ti）N相。热处理时,颗粒均有良好的热稳定性。由于Al、Ti、Nb等γ’/γ"相主要形成元素形成氧化物或氮化物,纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金中的半共格析出相的析出行为显著变化。热处理态的FGH4096-5vol.%Y2O3样品中γ’相为约40nm的圆形颗粒,热处理态的FGH4097-5vol.%Y2O3样品中γ’相为约150 nm的圆形颗粒,时效温度下γ’相平衡含量分别约17.3%和30.2%。与相应的不含Y203颗粒的微米晶高温合金相比,γ’相数量减少、尺寸减小,形貌亦有变化。热处理态的GH4169-5vol.%Y203样品中没有析出γ"相。热处理态的FGH4096-5vol.%Y2O3样品在室温、650℃、750℃和850℃的拉伸屈服强度分别为2000、1235、819和240MPa。750℃及以下温度时塑性较差,850℃时塑性转好。热处理态的FGH4097-5vol.%Y2O3样品在室温、650℃和750℃拉伸时均发生未成熟断裂,断裂强度分别为1682、1340和838 MPa,850℃拉伸屈服强度为375MPa。热处理态的GH4169-5vol.%Y203样品在室温和650℃拉伸屈服强度分别为1870和800 MPa。纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金在室温时强度显著高于相应的微米晶高温合金。高温条件下,纳米颗粒抑制晶界运动,纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的拉伸屈服强度显著优于不含纳米颗粒的超细晶和纳米晶高温合金,且在650℃的中高温区与相应的微米晶高温合金有相当的拉伸屈服强度。γ’相强化作用减弱,使纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金在更高温度下强度弱于微米晶高温合金。在室温至750℃温度区间内,样品多发生沿粉末原始颗粒边界断裂,表明粉末颗粒固结的冶金质量是引起样品断裂的主要原因。850℃时,超细晶的晶界强化作用减弱,使样品的拉伸强度显著降低。拉伸时样品内部萌生大量微孔并逐渐形成宏观孔洞,同时发生基体和弥散颗粒间的开裂,导致样品最终断裂。综上所述,纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金在室温至650℃,乃至750℃有良好的屈服强度,而在850℃及以上温度晶界强化作用减弱,强度显著降低,可见纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金有条件作为650℃或750℃以下高强型镍基高温合金的新选择。
张蔚冉[10]（2020）在《面向核能体心立方高熵合金的设计和性能》文中提出高熵合金突破了传统合金以一种或两种元素为主要基元的设计思路,通常由四种或四种以上元素组成,且每种元素的原子比不少于5 at.%。这种新的合金设计理念打破了以往合金设计的藩篱,拓宽了合金的研究范围。高熵合金特有的高熵效应、缓慢扩散效应、晶格畸变效应和“鸡尾酒”效应,其通常表现为高强高硬、耐磨耐蚀及抗氧化等超越传统合金性能的特性,使其具有巨大的理论研究价值和广泛的工业应用潜力。通过熵值对高熵合金和中熵合金的分类进行了重新划分,是对以往高熵合金定义和分类的补充。本课题利用高熵合金的设计理念进行面向核能体心立方高熵合金的开发。对所设计的“伪二元”VCrFeTaxWx（x=0.1,0.2,0.3,0.4和1）系低活化高熵合金及贫铀高熵合金U-Nb-Zr-X（Ti/Mo）进行电弧熔炼制备,并研究成分对合金组织及性能变化规律的影响。（1）采用高熵合金相形成规律进行合金设计,研究低活化高熵合金VCrFeTaxWx的相组成、显微结构、力学性能、抗腐蚀性能、热稳定性及热变形行为,并研究了 Ta和W含量的变化对合金组织及性能的影响规律。通过高熵合金相形成规律对合金相组成的预测与实验结果基本一致。热处理和热分析（DSC）结果表明,VCrFeTa0.1W0.1和VCrFeTa0.2W0.2合金具有良好的结构稳定性,在1400℃以内未发生相变反应。随Ta和W含量的增加,显微硬度升高,塑性降低。其中VCrFeTa0.1W0.1和VCrFeTa0.2W0.2合金的压缩屈服强度分别为1341 MPa和1742 MPa,且其塑性分别为42.2%和35.7%,表现出优异的力学性能。VCrFeTa0.1W0.1在3.5 wt.%NaCl溶液中表现出较强的耐腐蚀性能,其腐蚀电流密度和点蚀电位分别为0.066μA/cm2和1.058 VSCE。对VCrFeTa0.1W0.1和VCrFeTa0.2W0.2合金在600～1000℃时的动态高温压缩变形研究发现,合金在600和800℃时均表现较高的抗高温软化性能,在800℃时的屈服强度分别达到1019 MPa和1033 MPa,且具有良好的塑性。两合金在1000℃以内具有较小的热膨胀倾向,线性膨胀系数低于12×10-6/℃。对在铸态压缩过程中存在塑性失稳现象的VCrFeTa0.1W0.1合金进行了锯齿流变的研究及探讨。该合金在800℃保温300 min时的硬度值达到596 HV0.2,屈服强度达到1612 MPa以及31%的塑性,这种高温硬化能力对于其在高温环境下的服役是非常有利的。通过临界应变与平均应力跌幅值探讨了VCrFeTa0.1W0.1合金的锯齿流变行为,合金的应力降幅值与溶质原子气团的含量及稳定有关。对VCrFeTa0.2W0.2合金进行了高温氧化实验,该合金在650℃时属于抗氧化级别,在700和750℃属于次抗氧化,在800℃时属于弱抗氧化,在900℃不抗氧化。该合金的氧化活化能为197.5 KJ/mol,与Ni基高温合金接近。氧化机制由氧化膜到扩散层从直接接触反应控制转变成扩散控制的氧化机制。研究电子束改性对VCrFeTa0.2W0.2高熵合金组织结构、相组成、硬度及耐蚀性能的影响发现,经电子束轰击后,合金的晶格常数减小,晶粒细化程度明显,显微硬度提高,抗腐蚀性能提高3倍左右。从熵和表面能角度对电子束改性后合金性能改善进行了讨论,固溶度提高,晶粒的细化以及偏析减少,是硬度提高、耐蚀性增强的原因。通过Refined Composite Multiscale Entropy方法模拟揭示了电子束改性后合金腐蚀电流波动与耐蚀性之间的关系。（2）利用高炮合金相形成规律对贫铀高摘合金进行设计,以UNb0.5Zr0.5为基础,通过向合金中添加不同含量的Ti和Mo进行贫铀高熵合金的设计和实验。理论与实验相结合,最终设计出屈服强度和硬度分别为1157 MPa和297 HB的综合性能优异的UNb0.5Zr0.5Ti0.2Mo0.2贫铀高熵合金。
二、在10Cr—15Co—Ni基高温合金中弯曲晶界形成的研究（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、在10Cr—15Co—Ni基高温合金中弯曲晶界形成的研究（论文提纲范文）
（1）Co-Cr-W-Ni合金时效与变形的行为和微观机制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 Co-Cr-W-Ni合金的应用背景 |
| 2.2 Co-Cr-W-Ni合金的强化 |
| 2.2.1 Co-Cr-W-Ni合金中的元素作用和相组成 |
| 2.2.2 Co-Cr-W-Ni合金的强化机制 |
| 2.3 钴基合金中的形变诱发相变 |
| 2.3.1 形变诱发相变理论 |
| 2.3.2 形变诱发相变的变体选择性和取向依赖性 |
| 2.3.3 加热过程中ε相向相的逆转变 |
| 2.4 Co-Cr-W-Ni合金的国内外研究进展 |
| 2.4.1 Co-Cr-W-Ni合金析出行为的研究进展 |
| 2.4.2 Co-Cr-W-Ni合金形变机制的研究进展 |
| 3 课题背景及意义 |
| 4 研究内容和研究方法 |
| 4.1 研究内容 |
| 4.2 研究方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验分析方法 |
| 5 Co-Cr-W-Ni合金碳化物析出机制的研究 |
| 5.1 热轧棒材碳化物析出机制的研究 |
| 5.2 固溶棒材碳化物析出机制的研究 |
| 5.3 两种初始合金状态碳化物组织演变的对比讨论 |
| 5.4 Co-Cr-W-Ni合金的组织优化 |
| 5.5 小结 |
| 6 Co-Cr-W-Ni合金微观组织与力学行为关系的研究 |
| 6.1 晶粒尺寸对力学行为的影响 |
| 6.2 碳化物析出对力学行为的影响 |
| 6.2.1 碳化物析出对拉伸行为的影响 |
| 6.2.2 碳化物析出对压缩行为的影响 |
| 6.3 层错对力学行为的影响 |
| 6.4 拉伸断口分析 |
| 6.4.1 热轧时效棒材断口分析 |
| 6.4.2 固溶时效棒材断口分析 |
| 6.5 小结 |
| 7 Co-Cr-W-Ni合金室温变形过程中的晶体学研究 |
| 7.1 室温拉伸过程中的组织和织构演变 |
| 7.1.1 室温拉伸过程中的变体选择性 |
| 7.1.2 室温拉伸过程中的取向依赖性 |
| 7.1.3 室温拉伸过程中的织构演变 |
| 7.2 室温压缩过程中组织和织构演变 |
| 7.3 室温压缩过程中的断裂机制研究 |
| 7.4 室温拉伸和室温压缩过程中的变形孪晶 |
| 7.4.1 室温拉伸过程中的变形孪晶 |
| 7.4.2 室温压缩过程中的变形孪晶 |
| 7.5 小结 |
| 8 变形Co-Cr-W-Ni合金中ε相逆转变及静态再结晶过程研究 |
| 8.1 ε相逆转变机制的研究 |
| 8.1.1 ε相逆转变的热力学研究 |
| 8.1.2 ε相逆转变的动力学研究 |
| 8.2 静态再结晶过程的研究 |
| 8.3 小结 |
| 9 结论 |
| 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 |
（2）GH4720LI镍基合金高温变形行为及组织性能控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和意义 |
| 1.2 变形高温合金研究进展 |
| 1.3 GH4720LI高温合金的元素种类与性能 |
| 1.3.1 合金中的元素种类及其作用 |
| 1.3.2 合金的力学性能及应用前景 |
| 1.4 金属材料热变形行为与加工图研究现状 |
| 1.4.1 摩擦与绝热升温修正理论及研究现状 |
| 1.4.2 金属流动应力本构模型研究现状 |
| 1.4.3 热加工图理论及其研究现状 |
| 1.5 合金动态再结晶研究现状 |
| 1.5.1 动态再结晶分类 |
| 1.5.2 强化相对合金动态再结晶行为影响 |
| 1.5.3 合金动态再结晶行为的组织表征 |
| 1.6 变形高温合金热处理工艺 |
| 1.6.1 固溶处理 |
| 1.6.2 时效处理 |
| 1.7 本文主要研究内容及实验方案 |
| 1.7.1 主要研究内容 |
| 1.7.2 实施方案及工艺路线 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 GH4720LI合金铸锭加热过程组织转变实验 |
| 2.3 合金等温压缩实验 |
| 2.4 合金等温退火实验 |
| 2.5 合金力学性能表征与微观组织观察 |
| 2.5.1 拉伸试验 |
| 2.5.2 光学显微镜及扫描电镜分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 透射电子显微镜分析 |
| 第3章 GH4720LI合金铸锭在加热及变形过程中组织演变规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 γ'相在加热过程中的组织演化 |
| 3.3 GH4720LI合金铸锭流动应力 |
| 3.3.1 应变速率对合金流动应力的影响 |
| 3.3.2 变形温度对合金流动应力影响 |
| 3.4 热变形参数对GH4720LI合金铸锭组织的影响 |
| 3.4.1 变形参数对晶粒尺寸的影响 |
| 3.4.2 变形参数对γ'相形貌和含量的影响规律 |
| 3.4.3 合金晶粒细化机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 锻态GH4720LI合金高温变形行为与本构模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 GH4720LI合金高温压缩应力-应变曲线 |
| 4.3 温度与摩擦修正对流动应力影响 |
| 4.3.1 流动应力摩擦效应修正 |
| 4.3.2 流动应力绝热升温效应修正 |
| 4.4 GH4720LI合金热成形过程本构关系模型 |
| 4.4.1 Arrhenius本构关系模型构建 |
| 4.4.2 模型预测结果与评价 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 锻态GH4720LI合金热加工图及动态软化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 GH4720LI合金热加工图建立及工艺参数优化 |
| 5.2.1 合金热加工图建立 |
| 5.2.2 合金热加工工艺参数优化 |
| 5.3 GH4720LI合金热变形过程动态软化机制与孪晶界演变规律 |
| 5.3.1 不同工艺参数对合金动态软化机制 |
| 5.3.2 热变形工艺对合金孪晶界演变影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热处理对锻态GH4720LI合金组织与性能影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 等温加热过程组织稳定性研究 |
| 6.3 热处理实验方案制定 |
| 6.4 固溶温度对合金晶粒尺寸与强化相形貌的影响 |
| 6.5 固溶处理工艺对合金力学性能的影响 |
| 6.5.1 固溶处理工艺对合金拉伸性能影响 |
| 6.5.2 合金裂纹萌生与扩展机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 叶片锻造成形数值模拟与工艺试验研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 预制坯与锻件成形模具设计 |
| 7.2.1 锻件几何模型 |
| 7.2.2 预制坯挤压成形模具结构特征 |
| 7.2.3 锻造成形模具结构特征 |
| 7.3 锻造成形过程数值模拟 |
| 7.3.1 有限元模型的建立 |
| 7.3.2 预制坯形状对挤压成形数值模拟结果影响 |
| 7.3.3 预制坯形状对锻造成形数值模拟结果影响 |
| 7.4 GH4720LI合金零件锻造成形工艺试验 |
| 7.4.1 锻造成形工艺试验 |
| 7.4.2 锻件微观组织表征 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（4）Cr元素对新型沉淀强化钴基高温合金焊接性和抗氧化性的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 传统钴基高温合金 |
| 1.1.1 传统钴基高温合金的发展 |
| 1.1.2 传统钴基高温合金的组织特点及性能 |
| 1.2 新型沉淀强化钴基高温合金 |
| 1.2.1 γ'强化钴基高温合金的成分特点 |
| 1.2.2 γ'强化钴基高温合金的物相组成 |
| 1.2.3 γ'强化钴基高温合金的力学性能 |
| 1.3 高温合金的熔化焊焊接研究及发展 |
| 1.3.1 高温合金焊接接头的结构和形成过程 |
| 1.3.2 高温合金焊接裂纹及形成机理 |
| 1.3.3 焊接工艺和合金成分对焊接裂纹敏感性的影响 |
| 1.3.4 高温合金焊接接头力学性能 |
| 1.3.5 钴基高温合金的熔化焊接研究 |
| 1.4 新型沉淀强化钴基高温合金的高温氧化 |
| 1.4.1 高温氧化的定义 |
| 1.4.2 高温氧化热力学和动力学 |
| 1.4.3 沉淀强化钴基合金的高温氧化研究 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 第2章 实验材料和实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验合金成分 |
| 2.1.2 实验合金制备 |
| 2.2 焊接设备及参数 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 显微组织观察及分析 |
| 2.3.2 力学性能实验 |
| 2.3.3 高温氧化实验 |
| 第3章 Cr元素对沉淀强化钴基合金焊接接头显微组织和裂纹敏感性的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.2.1 Cr元素对钴基合金显微组织及热物性的影响 |
| 3.2.2 Cr元素对钴基合金焊接接头显微组织的影响 |
| 3.2.3 Cr元素对钴基合金焊接裂纹敏感性的影响 |
| 3.3 焊接裂纹形成机理研究 |
| 3.3.1 凝固温度区间 |
| 3.3.2 晶界液相回填 |
| 3.3.3 晶界形貌和凝固亚晶界 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Cr元素对沉淀强化钴基高温合金焊接接头力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cr元素对焊接接头显微硬度的影响 |
| 4.3 Cr元素对时效态和焊接态样品拉伸力学性能的影响 |
| 4.4 拉伸断口观察及断裂机理研究 |
| 4.4.1 室温拉伸断裂分析 |
| 4.4.2 760℃拉伸断裂分析 |
| 4.4.3 850℃拉伸断裂分析 |
| 4.4.4 1000℃拉伸断裂分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Cr元素对沉淀强化钴基高温合金高温氧化性的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 氧化动力学曲线 |
| 5.2.2 氧化物形貌观察和物相分析 |
| 5.2.3 氧化膜截面观察 |
| 5.3 氧化机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表论文 |
（6）P与高温合金主要基体元素间的交互作用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金简介 |
| 1.2 镍基高温合金及其发展 |
| 1.3 高温合金中的微量元素 |
| 1.3.1 P的双重作用 |
| 1.3.2 P的性质 |
| 1.4 P对高温合金的影响 |
| 1.4.1 P的凝固偏析 |
| 1.4.2 P的晶界偏聚 |
| 1.4.3 P对力学性能的作用 |
| 1.5 P对高温合金的影响机理 |
| 1.5.1 P对晶界结合力,晶界能及晶界扩散的影响 |
| 1.5.2 P对析出相的影响 |
| 1.5.3 P与其他元素的交互作用 |
| 1.5.4 P对晶内的影响 |
| 1.5.5 目前研究存在的问题 |
| 1.6 研究意义和主要内容 |
| 第2章 P对Ni-Cr合金组织及性能的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料及方法 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 热处理制度 |
| 2.2.3 显微组织观察及力学性能测试 |
| 2.3 试验结果 |
| 2.3.1 铸态组织及元素偏析 |
| 2.3.2 轧态及时效态组织 |
| 2.3.3 拉伸性能及冲击性能 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 α-Cr相的作用 |
| 2.4.2 P的作用 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 P对Ni-Cr-15Fe系合金组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料及方法 |
| 3.2.1 试验材料 |
| 3.2.2 显微组织观察及力学性能测试 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 铸态组织及析出相 |
| 3.3.2 元素偏析 |
| 3.3.3 力学性能 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Fe对含P的Ni-Cr-Fe系合金组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料及方法 |
| 4.2.1 试验材料 |
| 4.2.2 热处理制度 |
| 4.2.3 显微组织观察及力学性能测试 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.1 铸态组织、元素偏析及硬度变化 |
| 4.3.2 轧态及固溶态组织 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 Fe对合金铸态组织及P元素偏析的影响 |
| 4.4.2 Fe和P元素对力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 P和Fe的交互作用对Ni-Cr-Fe系合金组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料及方法 |
| 5.2.1 试验材料 |
| 5.2.2 热处理制度 |
| 5.2.3 显微组织观察及力学性能测试 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 固溶态组织 |
| 5.3.2 高温拉伸及蠕变性能 |
| 5.3.3 蠕变组织 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 Fe及P元素对析出相的影响 |
| 5.4.2 Fe及P元素对蠕变性能的影响 |
| 5.5 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研究成果 |
| 作者简介 |
（7）热冲击条件下钴基合金的组织演化与失效机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钴基合金的简介 |
| 1.1.1 钴基合金的组织特点 |
| 1.1.2 影响钴基合金组织的因素 |
| 1.2 钴基合金的高温氧化 |
| 1.2.1 钴基合金的静态氧化 |
| 1.2.2 钴基合金的循环氧化 |
| 1.3 钴基合金的疲劳性能 |
| 1.3.1 钴基合金的机械疲劳 |
| 1.3.2 钴基合金的热疲劳 |
| 1.4 钴基合金的疲劳断裂机理 |
| 1.4.1 断裂力学基础理论 |
| 1.4.2 钴基合金的机械疲劳机制 |
| 1.4.3 高温合金的热-机耦合疲劳机制 |
| 1.5 本课题研究意义、内容 |
| 1.5.1 本课题研究意义 |
| 1.5.2 本课题研究内容 |
| 第2章 静态氧化条件下的钴基合金及其力学性能 |
| 2.1 钴基合金材料制备 |
| 2.2 钴基合金的高温氧化性能 |
| 2.2.1 氧化时间对表面氧化形貌、氧化产物的影响 |
| 2.2.2 氧化时间对氧化层厚度的影响 |
| 2.2.3 静态氧化对钴基合金基体组织的影响 |
| 2.3 静态氧化对钴基合金压缩性能的影响 |
| 2.3.1 压缩应力-应变曲线 |
| 2.3.2 压缩断口 |
| 2.3.3 氧化对压缩力学性能的影响 |
| 2.4 静态氧化条件下的钴基合金的高温力学性能 |
| 2.4.1 钴基合金的高温拉伸试验 |
| 2.4.2 钴基合金的高温疲劳试验 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 热冲击条件下的钴基合金力学性能 |
| 3.1 热冲击试验与试样材料 |
| 3.2 热冲击对钴基合金的宏观力学性能的影响 |
| 3.2.1 热冲击对钴基合金宏观拉伸性能的影响 |
| 3.2.2 热冲击对钴基合金的三点弯曲力学性能的影响 |
| 3.2.3 引起钴基合金宏观力学性能变化的主要因素 |
| 3.3 钴基合金的微观力学性能 |
| 3.3.1 原始材料的纳米压痕测试 |
| 3.3.2 热冲击对各相力学性能参数的影响 |
| 3.3.3 弹性模量当量和纳米压痕硬度发生变化的影响因素 |
| 3.4 热冲击对钴基合金拉伸断裂过程的影响 |
| 3.4.1 原始材料的原位拉伸过程 |
| 3.4.2 热冲击试样的原位拉伸过程 |
| 3.5 钴基合金的原位拉伸断裂模拟 |
| 3.5.1 内聚力模型 |
| 3.5.2 原位拉伸过程的模拟 |
| 3.5.3 结果分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 热冲击对钴基合金组织和微裂纹的影响 |
| 4.1 热冲击试验 |
| 4.2 热冲击后的钴基合金基体组织 |
| 4.2.1 热冲击试样基体组织的XRD分析 |
| 4.2.2 热冲击试样基体组织分析 |
| 4.2.3 静态氧化试样的组织 |
| 4.2.4 热冲击前后钴基合金中的元素 |
| 4.3 热冲击后钴基合金中的微裂纹与成因分析 |
| 4.3.1 热冲击试样基体中的微裂纹 |
| 4.3.2 热冲击试样基体中微裂纹的形成 |
| 4.4 热冲击过程中形成微裂纹的力学模型 |
| 4.4.1 晶体塑性学与晶界损伤 |
| 4.4.2 热冲击微裂纹形成模型 |
| 4.4.3 热冲击形成微裂纹的模拟计算结果 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热冲击条件下的氧化与裂纹形成 |
| 5.1 热冲击后钴基合金的表面氧化 |
| 5.1.1 热冲击试样的表面氧化产物 |
| 5.1.2 热冲击试样的氧化层与氧化层厚度 |
| 5.2 氧化应力与热冲击裂纹起源 |
| 5.2.1 热冲击裂纹与氧化的关系 |
| 5.2.2 氧化产生的各种应力 |
| 5.2.3 表面氧化对热冲击裂纹的作用 |
| 5.3 热冲击条件下的裂纹扩展 |
| 5.3.1 热冲击试样表面的微裂纹 |
| 5.3.2 热冲击试样表面微裂纹的扩展 |
| 5.3.3 表面的热应力对热冲击裂纹的作用 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热冲击条件下氧化物的“指状”生长 |
| 6.1 氧化物指状生长现象 |
| 6.2 氧化-扩散-蠕变力学模型 |
| 6.2.1 Stokes-Herring-Suo公式介绍 |
| 6.2.2 氧化-扩散-蠕变作用产生的力 |
| 6.3 指状氧化物的生长 |
| 6.3.1 Shear-lag效应 |
| 6.3.2 氧化物的指状生长模型 |
| 6.3.3 钴基合金热冲击过程中氧化物的指状生长 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论、创新点及展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（8）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 |
（9）纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的显微组织和力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超细晶结构材料的机理及制备方法 |
| 1.2.1 超细晶材料的强化机制 |
| 1.2.2 超细晶材料的塑性及提高方法 |
| 1.2.3 超细晶材料的制备方法 |
| 1.3 高温合金的发展、强化机制及粉末冶金工艺的应用 |
| 1.3.1 高温合金的发展历程 |
| 1.3.2 高温合金中析出强化相的特征 |
| 1.3.3 粉末冶金法制备高温合金的工艺概述及发展趋势 |
| 1.3.4 本论文相关的几种高温合金简介 |
| 1.4 超细晶及纳米晶高温合金的研究进展 |
| 1.4.1 超细晶及纳米晶高温合金的制备 |
| 1.4.2 超细晶及纳米晶高温合金的性能 |
| 1.4.3 超细晶及纳米晶高温合金的组织热稳定性 |
| 1.5 纳米颗粒在高温合金中的作用 |
| 1.5.1 纳米颗粒在高温合金中的应用 |
| 1.5.2 纳米颗粒的添加方法及ODS高温合金的发展 |
| 1.5.3 纳米颗粒强化和γ'相的共同作用 |
| 1.5.4 纳米颗粒弥散强化在高温合金中应用研究的局限 |
| 1.6 研究目的与意义 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究目的和内容 |
| 第2章 实验方案 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 制备工艺路线 |
| 2.2.1 高能球磨 |
| 2.2.2 放电等离子体烧结 |
| 2.2.3 热挤压 |
| 2.2.4 热等静压 |
| 2.2.5 热处理 |
| 2.3 材料表征及测试方法 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 OM分析 |
| 2.3.3 SEM分析 |
| 2.3.4 EBSD/TKD分析 |
| 2.3.5 TEM分析 |
| 2.3.6 显微硬度 |
| 2.3.7 室温拉伸 |
| 2.3.8 高温拉伸 |
| 2.4 实验样品编号 |
| 第3章 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的制备和显微组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同含量Y_2O_3对超细晶高温合金制备的影响 |
| 3.2.1 0vol.%Y_2O_3 |
| 3.2.2 2.5vol.%Y_2O_3 |
| 3.2.3 5vol.%Y_2O_3 |
| 3.2.4 10vol.%Y_2O_3 |
| 3.3 含5vol. %Y_2O_3纳米颗粒的高温合金球磨粉末 |
| 3.3.1 粉末形貌 |
| 3.3.2 粉末XRD |
| 3.4 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的晶粒组织 |
| 3.4.1 FGH4096-5vol.%Y_2O_3 |
| 3.4.2 FGH4097-5vol.% Y_2O_3 |
| 3.4.3 GH4169-5vol.% Y_2O_3 |
| 3.5 讨论 |
| 3.5.1 纳米颗粒弥散强化的纳米晶高温合金粉末制备 |
| 3.5.2 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金块体材料的制备 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金中的弥散相 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 FGH4096-5vol.% Y_2O_3中弥散颗粒的种类及特性 |
| 4.3 FGH4097-5vol.% Y_2O_3中弥散颗粒的种类及特性 |
| 4.4 GH4169-5vol.%Y_2O_3中弥散颗粒的种类及特性 |
| 4.5 讨论 |
| 4.5.1 弥散颗粒的种类和形成规律 |
| 4.5.2 弥散相的分布和限制晶粒长大的作用 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的半共格析出相 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微米晶高温合金中半共格析出相的尺寸和形貌 |
| 5.3 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金中半共格析出相的特征 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金中γ'/γ"相的析出行为 |
| 5.4.2 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金中γ'相的强化作用 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 微米晶高温合金的力学性能 |
| 6.3 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金不同状态时的硬度 |
| 6.4 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的拉伸性能和断裂分析 |
| 6.4.1 室温和高温拉伸性能 |
| 6.4.2 断口组织 |
| 6.4.3 拉伸后的显微组织 |
| 6.5 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的压缩性能 |
| 6.6 讨论 |
| 6.6.1 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金中的强化机制 |
| 6.6.2 纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的断裂行为及拉伸时组织演变 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 博士期间发表论文情况 |
| 致谢 |
（10）面向核能体心立方高熵合金的设计和性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 高熵合金的定义 |
| 2.2 高熵合金的发展 |
| 2.3 高熵合金的特性 |
| 2.3.1 高熵效应 |
| 2.3.2 缓慢扩散效应 |
| 2.3.3 晶格畸变效应 |
| 2.3.4 “鸡尾酒”效应 |
| 2.4 BCC高熵合金的研究现状 |
| 2.4.1 BCC高熵合金的相组成 |
| 2.4.2 BCC高熵合金的性能 |
| 2.5 面向核能用高熵合金 |
| 2.5.1 低活化高熵合金的研究现状 |
| 2.5.2 贫铀高熵合金 |
| 2.6 研究目的和内容 |
| 2.6.1 选题背景 |
| 2.6.2 研究内容及思路 |
| 3 试验方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 合金的相结构和微观组织 |
| 3.2.2 力学性能测试 |
| 3.2.3 电化学测试 |
| 3.2.4 热力学实验 |
| 3.2.5 热膨胀测试 |
| 4 VCrFeTa_xW_x高熵合金的组织及性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 VCrFeTa_xW_x高熵合金的成分设计 |
| 4.3 铸态VCrFeTa_xW_x系高熵合金的组织和性能 |
| 4.3.1 铸态VCrFeTa_xW_x系高熵合金的相组成及微观组织 |
| 4.3.2 铸态VCrFeTa_xW_x系高熵合金的室温力学性能 |
| 4.3.3 Ta和W对VCrFeTa_xW_x系高熵合金室温性能的影响 |
| 4.4 VCrFeTa0.1W0.1,VCrFeTa0.2W0.2高熵合金的腐蚀性能 |
| 4.4.1 VCrFeTa_(0.1)W_(0.1),VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的电化学腐蚀测试 |
| 4.4.2 VCrFeTa_(0.1)W_(0.1),VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的腐蚀形貌 |
| 4.4.3 VCrFeTa_(0.1)W_(0.1),VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的电化学阻抗测试 |
| 4.4.4 XPS(X射线电子谱)检测 |
| 4.4.5 腐蚀机理分析 |
| 4.4.6 与传统耐蚀合金耐腐蚀性的比较 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)和VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的热稳定性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)和VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的动态高温力学性能 |
| 5.3 VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)和VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的热膨胀系数 |
| 5.4 热处理对VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)和VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)合金组织性能的影响 |
| 5.4.1 热处理对VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)和VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)合金相结构的影响 |
| 5.4.2 热处理对VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)和VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)合金显微组织的影响 |
| 5.4.3 热处理对VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)和VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)合金力学性能的影响 |
| 5.5 VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)高熵合金的锯齿流变现象 |
| 5.5.1 热处理对VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)高熵合金相结构与显微组织的 |
| 5.5.2 热处理对VCrFeTa_(0.1)W_(0.1)高熵合金力学性能的影响 |
| 5.5.3 锯齿流变行为分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)合金的氧化性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的氧化动力学曲线 |
| 6.3 VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的氧化产物相结构 |
| 6.4 VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金的氧化形貌 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 电子束表面改性对VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金组织与性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料与方法 |
| 7.3 电子束改性对VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金相组成与微观结构的影响 |
| 7.3.1 电子束改性后的相组成 |
| 7.3.2 电子束改性后的显微组织 |
| 7.4 电子束改性对VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金显微硬度的影响 |
| 7.5 电子束改性对VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金腐蚀性能的影响 |
| 7.5.1 动电位极化曲线测试结果 |
| 7.5.2 腐蚀形貌分析 |
| 7.5.3 阻抗测试 |
| 7.5.4 与传统耐蚀合金腐蚀性的比较 |
| 7.6 电子束改性对VCrFeTa_(0.2)W_(0.2)高熵合金性能影响的讨论 |
| 7.6.1 微观组织 |
| 7.6.2 表面能 |
| 7.6.3 Refined Composite Multiscale Entropy方法对亚稳态点蚀的探讨 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 贫铀高熵合金的设计 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 贫铀高熵合金的成分设计与制备 |
| 8.2.1 三元U-Nb-Zr中熵合金的设计及显微组织 |
| 8.2.2 四元U-Nb-Zr-X高熵合金的设计及显微组织 |
| 8.2.3 五元UNb_(0.5)Zr_(0.5)Ti_xMo_x高熵合金的设计及显微组织 |
| 8.3 讨论 |
| 8.4 小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 博士学位期间参加学术会议情况 |
| 学位论文数据集 |
四、在10Cr—15Co—Ni基高温合金中弯曲晶界形成的研究（论文参考文献）
- [1]Co-Cr-W-Ni合金时效与变形的行为和微观机制研究[D]. 朱孜毅. 北京科技大学, 2020(01)
- [2]GH4720LI镍基合金高温变形行为及组织性能控制研究[D]. 万志鹏. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [3]在10Cr—15Co—Ni基高温合金中弯曲晶界形成的研究[J]. 徐志超,叶锐曾,王迪,葛占英,张润岗,俞同丰,李力加. 北京钢铁学院学报, 1982(S1)
- [4]Cr元素对新型沉淀强化钴基高温合金焊接性和抗氧化性的影响[D]. 刘彩云. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [5]铁/镍基奥氏体多晶合金晶界弯曲研究进展[J]. 赵霞,王旻,郝宪朝,查向东,高明,马颖澈,刘奎. 工程科学学报, 2021(10)
- [6]P与高温合金主要基体元素间的交互作用[D]. 廉心桐. 中国科学技术大学, 2018(11)
- [7]热冲击条件下钴基合金的组织演化与失效机理[D]. 温俊霞. 兰州理工大学, 2020(02)
- [8]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)
- [9]纳米颗粒弥散强化超细晶高温合金的显微组织和力学性能[D]. 夏天. 上海交通大学, 2018
- [10]面向核能体心立方高熵合金的设计和性能[D]. 张蔚冉. 北京科技大学, 2020(01)