一、定向凝固合金叶片裂纹与断裂综合分析（论文文献综述）
周晓舟[1]（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》文中认为传统钴基高温合金（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。
卢楠楠[2]（2021）在《CMSX-10高温合金激光熔化沉积单晶生长控制》文中指出航空发动机作为国之重器,被誉为“工业皇冠上的明珠”,对国民经济和科技发展有着巨大带动作用,是国家安全和大国地位的重要战略保障。单晶高温合金高压涡轮叶片是发动机的动力核心部件。在长期服役于极端高温、高压及高应力的环境中,单晶叶片会出现损伤导致失效,高昂的更换成本极大提升了单晶叶片的修复需求。单晶叶片激光修复技术被国际知名发动机公司长期垄断并实行技术封锁,该技术也是我国科技创新2030-航空发动机及燃气轮机领域中亟待攻克的“卡脖子”技术之一。本文针对单晶高温合金激光熔化沉积中存在单晶连续外延生长控制困难、沉积区内易产生严重影响高温性能的热裂纹及杂晶缺陷等问题,以CMSX-10第三代单晶高温合金为研究对象,采用试验与理论计算相结合的方法,研究了CMSX-10单晶高温合金激光熔化沉积特性,热裂及杂晶缺陷形成机制,提出了磁场耦合激光熔化沉积方法,为实现单晶高温合金高效绿色修复提供理论基础。为解决单晶连续外延生长困难的问题,研究了单晶的激光熔化沉积特性。随着沉积区的高度提升,温度梯度下降并伴随凝固速度上升,从单晶沉积区底部到顶部依次形成平面晶、胞状晶、柱状树枝晶及等轴晶组织。证实了激光熔化沉积技术修复单晶的可行性。随着激光功率的升高及扫描速度的下降,单晶的外延生长高度提升而外延生长率下降;送粉速率增大,外延生长高度先升高后降低,外延生长率显着降低。基于柱状晶-等轴晶转变修正判定准则,获得了激光加工条件下CMSX-10单晶高温合金组织选择图。提出了间歇沉积与动态沉积策略,相比于传统连续沉积策略,外延生长高度从1.7 mm增加到3.8 mm及4 mm,外延生长率从40%提升到90%及92%。为了解决沉积区内易形成严重影响高温性能的热裂纹及杂晶缺陷等问题,研究了单晶高温合金沉积区热裂纹形成机制。CMSX-10单晶沉积区内热裂纹不仅在大角晶界处形成,而且在小角晶界处形成,最小晶界角为6.9°。热裂纹的形成取决于稳定液相薄膜、应力集中及富Re析出相的共同作用。液膜的稳定性取决于与晶界角相关的枝晶凝并过冷,CMSX-10合金形成稳定液膜的最小晶界角为4.2°,即该合金热裂纹形成的临界角。小角晶界处（6.9°晶界）枝晶凝并过冷度为178 K,远大于晶粒内部枝晶间液膜形成的敏感温度区间38 K。沉积区中心区域的拉伸应力集中驱动热裂纹的萌生与扩展。富Re析出相通过钉扎作用抑制液相补缩进一步促进了热裂纹形成。揭示了单晶沉积区内部杂晶的形成机制,建立了熔池内部Marangoni对流与转向枝晶交汇处杂晶的关系。阐明了沉积区与基体之间熔合界面处杂晶形成机制:由于熔合界面处基体一侧存在的枝晶间析出相及共晶相,熔化过程中导致了固液界面发生失稳塌陷,温度梯度方向的改变导致该处胞晶生长偏离原有方向而形成杂晶。揭示了转向枝晶交汇处杂晶形成机制:基于枝晶最小生长速度准则获得了熔池形貌与转向枝晶交汇处杂晶的关系,并阐明了波状熔池形貌对该种杂晶的促进作用。揭示了Marangoni对流促进圆弧状熔池向波状熔池的转变机制。建立了Marangoni对流促进转向枝晶交汇处杂晶形成的关系。基于热裂纹与杂晶的形成机制,提出了外加磁场辅助激光熔化沉积方法,实现对沉积区内部缺陷的调控。施加横向及纵向稳恒磁场后,促进熔池形貌由波状向弧形转变,显着抑制了熔池内部的Marangoni对流,且抑制效果随着磁场强度的增大而变强。磁场的加入促进了沉积区内部由胞状晶向柱状树枝晶的转变。揭示了稳恒磁场对熔池流动的抑制机制:Marangoni对流携带导电液相切割磁感线运动产生感应电流,感应电流与磁场进一步交互作用形成与原来液相运动方向相反的Lorentz力,抑制了熔池内部的Marangoni对流。阐明了固液界面梯度溶质引起的梯度磁场进一步促进了溶质富集而促进转变的原因。最终,基于纵向稳恒磁场辅助激光熔化沉积方法进行多层修复,实现了对沉积区内部杂晶及热裂纹缺陷的抑制,获得了高度为5 mm以上的全单晶组织。
慈世伟[3]（2021）在《激光增材制造镍基单晶高温合金显微组织和力学性能研究》文中提出单晶叶片在服役过程中常因磨蚀、高温气体冲刷等导致叶尖磨损、裂纹和局部烧蚀等问题,无法继续使用。单晶叶片的叶尖修复工作一直是国内的短板。本文针对单晶叶片叶尖修复过程中面临的微观组织控制问题,采用脉冲激光增材制造工艺,结合试验探索和理论模拟,对激光增材制造单晶高温合金的微结构调控进行了研究,并对修复单晶的拉伸性能和持久性能进行了表征。主要研究结果如下:（1）针对脉冲激光增材制造工艺代码缺失问题,本文提出了脉冲激光增材制造代码生成的模块设计方法。脉冲激光增材制造代码生成软件由线段切分模块、G-code格式化模块、文件I/O模块和外部数据传输接口模块四个模块组成,实现单点代码、薄壁代码、长方体代码和转换代码的生成功能。该软件采用方便快捷的可视化界面程序编程。在单点代码中,脉冲参数和层厚进行耦合,使得激光脉宽和周期与Z轴移动匹配。在薄壁代码中,软件设置了 X轴方向、Y轴方向和任意方向的薄壁。软件对输入的搭接率、薄壁长度和激光直径进行自适应调整。在长方体代码中,软件以垂直X轴和Y轴的线段对长方体切分;X轴方向和Y轴方向的搭接率会根据参数设置的合理性进行自适应调整。在转换代码中,输入脉冲激光相关参数,可将连续激光增材制造代码转换为脉冲激光增材制造代码,并对搭接率进行自适应调整。（2）针对脉冲激光增材制造显微组织控制问题,本文通过激光试验与数值模拟对显微组织形成规律进行系统研究。建立了镍基单晶高温合金脉冲激光重熔时一次枝晶间距（PDAS）的数值模型,数值模型将理论PDAS模型与温度场计算模型联系起来。基于该模型,计算的PDAS与试验PDAS吻合良好。PDAS随激光功率（P）和脉冲宽度（t）的升高而增加;平均温度梯度（（?））和平均凝固速度（（?））随着P和t的升高而减小。熔覆试验定量分析了激光功率（P）、脉冲宽度（t）和送粉量（m）对外延生长和熔覆效率的影响。为了直观地表达各工艺参数对指标的影响程度和趋势,绘制了反应各工艺参数对相应指标影响程度和趋势的雷达图。P、t和m的增加使熔覆层的尺寸增大,且t和m的作用显着。低P,t和m有利于柱枝晶外延生长。为了保证实际脉冲激光增材制造过程中的外延生长和修复效率,必须首先调整m。为了保证熔覆层的宽度,应首先调整P或t。在此基础上,优化了一组修复DD432薄壁的工艺参数（P:2000W-2200W,t:0.16 s,m:11 g/min）。此方法也成功的应用到实际叶片修复工艺优化上。（3）采用脉冲激光增材制造工艺,在单晶基板上成功制备了无裂纹的单晶高温合金,对修复后的高温合金的组织进行了表征。沉积区的一次枝晶间距（17.2μm）、二次枝晶间距（3.3 μm）、孔隙尺寸（3.2 μm）和γ’相尺寸（约39.9nm）均小于基材区。沉积区孔隙率（0.19%）大于基材区（0.11%）;初始熔覆层冷却速度快,抑制了（γ+γ’）共晶的形成。随着熔覆层数增加,高熔覆层冷却速率逐渐降低,导致（γ+γ’）共晶增加。由于热影响区的存在,（γ+γ’）共晶部分溶解,第N层底部的（γ+γ’）共晶多于N+1层顶部。（4）对激光增材制造单晶高温合金的拉伸性能进行了分析。结果表明,在660至760℃条件下,试样的断裂方式为解理断裂,单晶基材区粗大的碳化物发生开裂,提供了裂纹扩展路径,使基材区优先断裂。此时,位错的运动机制主要是剪切型。在900至1100℃条件下,断裂方式为微孔聚集断裂,沉积区（γ+γ’）共晶和孔隙恶化了高温性能,沉积区优先断裂。此时位错运动的主要机制是Orowan绕过,且形成了大量不规则位错网;基材区和沉积区界面处未发生断裂,这与该区域没有基材区那样的粗大MC碳化物,也没有高熔覆层的（γ+γ’）共晶有关。（5）在1000℃/280 MPa条件下,研究了经标准热处理的脉冲激光增材制造和铸造DD432单晶试样的持久性能。脉冲激光增材制造试样的平均持久寿命（65.4 h）比铸态试样（59.1 h）长。脉冲激光增材制造DD432单晶试样碳化物细小,枝晶间距小,成分偏析小;脉冲激光增材制造样品和传统铸造样品的γ通道平均厚度相同（288nm）。然而,铸态样品中枝晶间区与核心枝晶区之间的γ通道宽度不均匀;铸态样品中形成拓扑紧密堆积（TCP）相,而沉积区未观察到TCP相;铸态试样中的碳化物与基体发生断裂或分离,形成裂纹,而脉冲激光增材制造试样中的碳化物几乎不与基体断裂或分离。
黄亚奇[4]（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》文中认为本文采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线断层扫描技术（XCT）、背散射电子衍射技术（EBSD）、电子探针（EPMA）、透射电子显微镜（TEM）、ProCAST数值模拟等手段研究了单晶高温合金DD413中条纹晶缺陷和显微孔洞的形成机理及其对单晶高温合金力学性能的影响。主要结果如下:条纹晶缺陷通常起源于型壳与基体之间发散界面处的1～2根枝品。条纹晶和基体的枝晶轴之间存在取向差。在大部分铸件中,条纹品偏离定向凝制方向的角度相对基体较小,并与基体之间形成发散界面。在垂直于定向凝固方向的横截面上,条纹晶相对基体既有偏转也存在相互平行。本文实验结果表明条纹晶和基体之间的取向差较小（约3.5°～9.8°）。条纹晶缺陷的形成与基体枝晶的扩展和变形有关。诱发条纹晶的枝晶变形发生在糊状区且局限于枝晶下部,条纹晶形成以后枝晶可以自由生长,故在枝晶上部无应变分布。与枝晶间流体流动相比,凝固热收缩是条纹晶缺陷产生的主要原因。在糊状区下部,靠近铸件表面的枝晶受到不平衡热收缩应力的作用发生枝品变形,从而导致条纹晶缺陷产生。此外,单晶叶片中的夹杂物也可能会诱发条纹品缺陷。在定向凝固过程中,条纹品通常会以稳定模式生长。然而,在少数铸件中,条纹晶和基体的二次枝晶臂在定向凝固过程中会绕[001]轴同时发生偏转,这可能与铸件的复杂形状有关。与热收缩应力的影响相比,横向温度梯度方向发生变化造成热对流方向的变化可能是二次枝晶偏转的主要诱因。在定向凝固过程中,条纹晶会沿定向凝固方向一直向上生长。当条纹晶和基体的二次枝晶取向差较小时,条纹晶不沿铸件表面扩展而仅向铸件内部延伸,其宽度在生长过程中保持不变。然而,当条纹晶和基体的二次枝晶取向差较大时,条纹晶会快速沿铸件表面扩展以及向铸件内部延伸,其宽度随着凝固进行而逐渐增加。这两种不同的枝晶生长行为主要与枝晶间的溶质场交互作用有关。在不同应力幅控制的中温（760℃）疲劳实验中,HRS和LMC样品都表现出相似的疲劳裂纹萌生行为,即随着应力幅的增加,疲劳裂纹源从显微孔洞逐渐转变为MC碳化物。在低应力幅（HRS样品中≤495 MPa,LMC样品中≤517.5 MPa）条件下,显微孔洞是裂纹源,且样品中尺寸最大、不规则度较高的显微孔洞容易诱发疲劳裂纹。在疲劳过程中,由于氧化和循环加载的共同作用会导致样品中碳化物发生开裂,但由于△K<△Kth-MC,碳化物开裂产生的微裂纹始终不能穿过碳化物/基体界面继续扩展。在高应力幅（HRS样品中≥495 MPa,LMC样品中≥517.5 MPa）条件下,由于△K>△Kth-MC,碳化物开裂产生的微裂纹能够快速穿过碳化物/基体界面继续扩展直至疲劳失效。与块状碳化物相比,骨架状碳化物具有较大尺寸和不规则形状,容易导致疲劳裂纹萌生。本文中推算出MC碳化物的应力强度因子门槛值△Kth-MC>6.2 MPa·m1/2。在低应力幅下,裂纹从最大尺寸显微孔洞处萌生过程较长（>97%的疲劳寿命）,而一旦裂纹萌生以后,即发生快速扩展和样品的疲劳断裂,第Ⅰ阶段和第Ⅱ阶段裂纹扩展过程均较短。较大尺寸显微孔洞会促进裂纹扩展,而碳化物的作用较小。在高应力幅下,萌生阶段较短,第Ⅰ阶段裂纹扩展寿命较长（>99%的疲劳寿命）,第Ⅱ阶段裂纹扩展寿命很短。开裂的碳化物显着提高裂纹扩展速率,而显微孔洞的影响较小。在裂纹萌生阶段,样品中显微孔洞总数量的变化是两种机制共同作用的结果:一是S/H孔由于空位向表面扩散导致的湮灭效应;二是新疲劳变形孔（D孔）的产生,与加载诱发空位产生和聚集有关。低应力幅下,疲劳初期S/H孔的湮灭效应占主导,由于S/H孔的减少导致显微孔洞数量减少;而在高应力幅下,疲劳加载后即有大量D孔产生,因此显微孔洞数量始终呈增加趋势;在第Ⅰ阶段和第Ⅱ阶段裂纹扩展,由于裂纹穿过显微孔洞,均会造成显微孔洞数量的减少。本文的实验结果表明显微孔洞的数量对疲劳性能的影响较小。随着疲劳进行,最大尺寸的显微孔洞逐渐长大,部分较小的S/H孔的尺寸先减小后增大,而D孔的尺寸也逐渐增加。在低应力幅下,大尺寸显微孔洞（S孔）为裂纹源且显着促进裂纹扩展,而小尺寸显微孔洞（H孔和D孔）的影响较小。显微孔洞的尺寸对疲劳性能的影响较大。疲劳裂纹易萌生于显微孔洞的尖锐区域,显微孔洞的形状可能是影响疲劳性能的重要参数。
高露晗[5]（2020）在《NiAl-Cr-Ta共晶系合金的定向组织及室温断裂韧性》文中提出由于NiAl合金拥有低密高熔、高热导率等诸多优异性能成为金属间化合物研究热点之一,然而其低的室温塑韧性及高温强度阻碍了它的应用。目前NiAl基两相共晶合金已经有广泛的研究成果,但三相共晶的涉及甚少。本文以NiAl-Cr-Ta合金为研究对象,在多相原位复合材料中期望将Laves强化相的良好高温特性与α-Cr塑性相的良好室温特性结合。利用电弧熔炼制备手段调节Cr和Ta的含量并测量初生相的体积分数,得出初生相体积占比约3.5%的NiAl-33Cr-4.5Ta（at.%）近共晶合金。在非平衡凝固条件下,采用感应熔炼制备母合金,借助高温度梯度定向凝固技术,改善温度梯度过低和组织排列不规则的问题,并制备不同速率（6～120 μm/s）合金。使用OM,SEM,EDS,TEM和三点弯曲试验研究铸态和定向凝固（DS）NiAl-Cr-Ta合金亚共晶、近共晶至过共晶大成分范围的微观组织和室温断裂韧性。观察裂纹在侧面扩展和断裂面形态,揭示合金的断裂行为和强韧化机理。研究得到的主要结论有:NiAl-33Cr-4.5Ta近共晶合金除了少量初生相外,显微组织为由NiAl,α-Cr和Laves组成的共晶胞,定向凝固下获得了全共晶组织。TEM揭示出NiAl和Cr2Ta为半共格关系。当定向凝固速率从6提高到120μm/s时,固/液界面经过了平→胞→枝晶形态演变,速率6 μm/s时的组织规整度较好,并且随速率递增,微观尺寸逐步缩小。铸态合金的室温断裂韧性较低（5.0 MPa·ml/2）,而6 μm/s的定向凝固合金由于组织良好其断裂韧性较高（9.8 MPa·m1/2）,速率进一步增大后韧性降低。NiAl-28Cr-4.5Ta亚共晶合金的显微组织由三相共晶胞以及少量的黑色初生相NiAl组成;NiAl-38Cr-4.5Ta过共晶合金除三相共晶胞外,还含有较多共晶枝（两相）和少量初生相。当定向凝固抽拉速率为6 μm/s时亚共晶和过共晶的凝固组织均为细密规则的胞状结构,呈现出较高的断裂韧性（7.2和8.6 MPa·m1/2）。NiAl-Cr-Ta合金呈现脆性解理断裂的特征,断裂面呈现灰白色,SEM下可见河流状花样的放射棱线、解理面以及解理台阶,判断在裂纹传播过程中α-Cr强化相主要起到裂纹桥接和界面剥离的增韧作用。
徐鹏飞[6]（2020）在《高温度梯度定向凝固NiAl-V系合金组织演变与力学性能》文中指出金属间化合物NiAl因具有众多优点,使其最有希望成为下一代高温结构材料,但是金属间化合物NiAl却因室温断裂韧性差和高温强度低限制了实际应用。过去研究发现将复相强化与定向凝固结合起来制备NiAl基共晶自生复合材料是改善NiAl合金性能的有效方法。本文通过向NiAl合金中添加差异含量的V元素并利用高温度梯度定向凝固技术进行制备,采用XRD、OM、SEM和HRTEM等手段对从共晶到过共晶大成分范围及不同生长速率下的合金组织进行表征观察,并利用三点弯曲、高温压缩和硬度测试实验分析了组织对力学性能的影响,探索了合金强韧化机制。定向凝固NiAl-xV（x=39、43）合金的XRD、EDS结果表明两种成分下合金凝固组织均由NiAl相和V相组成,两相间存在不同程度的互相固溶。生长速率增加使得在固液界面前排出的溶质原子来不及扩散而变得富集,产生成分过冷从而损害了共晶生长界面的稳定性,导致NiAl-39V合金固/液界面将会呈现平-浅胞-深胞转变,NiAl-39V合金凝固组织为全共晶组织。NiAl-43V合金的凝固组织全部由初生V枝晶和胞状共晶组成,初生V枝晶内固溶了大量的NiAl颗粒。因随着生长速率的增大将产生更大的过冷度,所以NiAl-39V合金组织逐渐细化,而NiAl-43V合金组织中初生V枝晶被细化的同时数量也明显增加。NiAl-39V合金的共晶片层间距与生长速率关系符合λ=3.76v-0.43,表明J-H模型也适用NiAl-V多元共晶合金的胞状生长。定向凝固NiAl-39V和NiAl-43V合金的断裂特点均为准解理断裂,其室温断裂韧性最大分别为150μm/s时的25.22 MPa·m1/2和6μm/s时的22.679 MPa·m1/2。合金韧性提高主要归因于复相强化作用以及裂纹偏转、界面剥离等韧化机制共同作用,但初生V枝晶的形成对合金性能产生恶化影响。定向凝固NiAl-39V和NiAl-43V的最大高温抗压强度分别为6μm/s下的365.51MPa和364.7MPa。随着生长速率的增加两种成分合金的最大高温抗压强度呈逐渐下降趋势,主要是因为高温下细晶强化作用不能抵消粗大混乱组织对材料性能的恶化影响。高温变形后NiAl相产生的位错密度更高,因片层错配处相对规则片层更容易产生应力集中,致产生更多的位错塞积。NiAl和V相界的半共格界面高的界面结合强度对位错运动产生很大的阻碍作用,这都为提高高温强度做出了贡献。NiAl-39V和NiAl-43V合金的显微硬度随生长速率增大也逐渐增大,细晶强化和固溶强化是导致的合金的硬度变大的主要原因。
赵展[7]（2020）在《增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制》文中进行了进一步梳理使用不同镍基高温合金浇注增压涡轮后,涡轮叶片出现不同程度的热裂。为了改善增压涡轮的热裂问题,减小热裂倾向性以提高产品合格率,本文以K418,K419及K424合金为研究对象,系统分析不同批次增压涡轮的开裂现象,总结影响开裂的因素。采用实验及理论计算的方法深入研究组织特征、凝固特性及铸造工艺对热裂倾向性的影响规律。通过显微组织观察及有限元模拟分析多个批次增压涡轮的开裂现象,明确了枝晶间的共晶组织和凝固过程中形成的热应力是导致涡轮热裂的主要原因。系统分析热裂倾向性不同的三种合金的显微组织,确定共晶组织与热裂倾向性之间存在关联性,共晶组织尺寸越大,数量越多,合金的热裂倾向性越大。定义共晶影响因子Ef（Ff=晶数量×共晶尺寸）来评估合金的热裂倾向性。研究获得了 Al、Ti含量和冷却速度对共晶组织的影响规律。随Ti含量增加,研究合金共晶组织的数量及尺寸均增大,Al对共晶组织的影响程度比Ti弱。冷却速度对共晶尺寸的影响存在明显的拐点,随着冷却速度增加,共晶组织数量及尺寸增大;冷却速度过大,形成细小的枝晶组织,枝晶间的共晶组织呈现出小尺寸的特点,但热应力也随之增大。提出控制Al、Ti含量（尤其是Ti的含量）及冷却速度而降低热裂倾向性的成分及组织控制原则。对合金的凝固特性及元素偏析行为的研究结果表明,γ’相形成元素（Al、Ti）含量越高,尤其是Ti元素含量越高,其在液相中强烈偏析,液相成分在残余液相数量较多、尺寸较大时达到共晶成分点,导致共晶组织形核析出。共晶的数量及尺寸反映了凝固过程中元素的偏析情况以及残余液相的形貌特征。共晶组织尺寸越大,数量越多,凝固末期枝晶的搭接越不充分,热裂倾向性越高。揭示了共晶组织特征影响合金热裂倾向性的根本原因。采用铸造模拟软件ProCAST计算了增压涡轮凝固过程中的应力场,给出了铸造工艺对不同合金热应力的影响规律。对热裂倾向性较高的K424合金,应该尽量避免较低的模壳温度及浇注温度。综合考虑凝固时间及热应力,提出了降低热裂倾向性的铸造工艺参数选取原则。构建了双性能整体叶盘晶粒组织的计算模型,探讨和实现了对整体叶盘双晶粒组织的模拟计算。综上,本文通过实验和理论计算的方法,提出了共晶组织特征影响合金热裂倾向性的原因及控制方向;明确了减小热应力的工艺控制原则。为高温合金增压涡轮的质量控制提供理论分析方法和实验依据。
陈占兴[8]（2019）在《电流作用下TiAl合金凝固组织和力学性能研究》文中研究说明TiAl合金密度较小、比强度和比模量高、高温抗蠕变及抗氧化性能好,具有良好的力学性能、物理性能及特殊的机械性能,是军事、航空航天推进系统的静止件和转动件的最佳候选材料之一,亦是汽车增压涡轮和排气阀等高温部件的理想用材。然而,TiAl合金的室温塑性与断裂韧性不足,成为TiAl合金领域需要解决的问题,也是制约TiAl合金继续发展和扩大应用的关键问题。将电流处理作为一种外场技术作用于TiAl合金的凝固过程,能够细化凝固组织,又避免了高活性的TiAl合金熔体采用化学细化时引入细化剂。本文将直流电流和脉冲电流作用于Ti-4822合金的凝固过程,研究电流形式和电流参数对TiAl合金的柱状晶生长偏离角度、柱状晶宽度及生长连续性、凝固界面形貌、片层厚度及取向、合金偏析的影响,调节凝固行为和优化凝固组织,并揭示电流在TiAl合金凝固组织形成的作用机理,测试不同参数电流作用下TiAl合金的力学性能,分析电流参数、TiAl合金凝固组织及其与力学性能的相关性。利用Ansys软件模拟电流作用下TiAl合金熔体中的磁场和Lorentz力的分布情况。直流电流作用下的TiAl合金熔体中的磁场和Lorentz力均是由表及里逐层减弱,熔体中心处的磁感应强度B或Lorentz力最小,熔体沿半径方向磁感应强度变化幅度大于沿轴向磁感应强度的变化幅度;熔体内磁场或Lorentz力随着直流电流密度增大而增强。加载脉冲电流的TiAl合金熔体中的磁感应强度B或Lorentz力集中于熔体的集肤层内,并由集肤层向两侧衰减,脉冲电流的电流密度或脉冲频率越高,集肤效应就越显着,集肤层内的磁感应强度B和Lorentz力就越大;在集肤层内沿轴向方向的磁感应强度和Lorentz力的分布较均匀。在Ti-4822合金定向凝固过程中加载直流电流产生Joule热抵消了径向传热,加载电流密度增大时,在TiAl合金熔体棒中产生的Joule热增多,造成沿轴向温度梯度增大,使柱状晶生长连续性增大、柱状晶的生长偏转角减小、凝固界面下凹程度减轻;Joule热造成枝晶重熔和碎断,增大形核率和过冷度,促进柱状晶细化;电流作用促进了熔体成分均匀化和合金组织的均匀性提高、微观偏析减少。凝固组织中的柱状晶生长偏离角减小和生长连续性增加、柱状晶和片层细化、小角度片层数目增多、凝固组织中偏析减小,导致合金的力学性能明显提高。随着直流电流密度增大,Ti-4822合金的高温压缩性能、室温拉伸性能和断裂韧性呈先增大后减小的变化趋势。在电流密度为64 m A/mm2时,Ti-4822合金的800°C高温压缩屈服强度及抗压强度达到最大分别为1050 MPa和1310 MPa,比未加载直流电流时分别提高了131.8%和25.3%,室温屈服和抗拉强度达到最大分别为526 MPa和563 MPa,断裂韧性达到最大为23.25 MPa·m1/2,而在电流密度为96 m A/mm2时,拉伸伸长率达到最大为0.90%。在Ti-4822合金定向凝固过程中加载脉冲电流,产生Joule热效应和集肤效应抵消了径向传热,从而造成沿轴向温度梯度增大。在增大脉冲电流密度或频率的过程中,柱状晶生长连续性增大、柱状晶生长的偏转角减小、凝固界面更加平直,溶质元素偏析度减小。脉冲电流的磁场压力引起过冷度增大,从而增加形核率,导致一次枝晶间距减小。脉冲电流的电流密度或频率越大,脉冲磁压力以及熔体生长过程受到的扰动也越大,固/液界面前沿将越容易失稳,脉冲电流的作用效果也越显着。当加载脉冲电流频率不变,随着脉冲电流密度增大,Ti-4822合金的高温压缩、室温拉伸和断裂韧性都呈先增大后减小的变化趋势;在脉冲电流密度为64 m A/mm2不变时,高温压缩屈服强度及抗压强度达到最大分别为1020 MPa和1396 MPa,比未经脉冲电流处理时分别提高了128%和34.2%,室温拉伸屈服强度达到最大为557 MPa,断裂韧性达到最大为25 MPa·m1/2;电流密度为96 m A/mm2时,抗拉强度达到最大为595 MPa,伸长率达到最大为0.97%。当加载脉冲电流密度不变,随着脉冲电流频率增大,Ti-4822合金的高温压缩、室温拉伸和断裂韧性均增大;在脉冲电流频率为200 Hz时,高温压缩屈服强度及抗压强度达到最大分别为1255 MPa和1370 MPa,比未加载脉冲电流处理时的材料分别提高了180.6%和31.7%,室温拉伸屈服强度和抗拉强度最大分别达到为568 MPa和605 MPa,断裂伸长率为0.93%,断裂韧性最大达到26.5 MPa·m1/2。经过电流处理的Ti-4822合金力学性能提高的主要原因是晶粒的细化和偏析减小。
刘石球[9]（2019）在《TiAl基合金凝固组织及热处理纳米化强韧机制研究》文中提出目前,TiAl基合金作为一种先进高温结构材料已初步应用于航空发动机和汽车耐热部件的制造,但室温脆性、相对较低的强度以及成形性能差等缺点限制了其大规模工业化应用。因此,进一步实现TiAl基合金的强韧化具有重要意义。然而,现有强韧化方法（例如热加工和PST单晶制备）存在成本高和技术成熟度低等问题,难以满足实际生产的需要。研究发现,快冷非平衡凝固TiAl基合金经热处理会获得纳米片层组织,这有利于实现TiAl基合金强韧化,但目前并没有对这一结果进行拓展研究。同时,鉴于铸造与热处理工艺的低成本和易实施性,本文提出了一种TiAl基合金非平衡凝固与热处理相结合的强韧化方法,并对其所涉及的组织演变规律和热处理纳米强韧化机制进行了基础研究。本文针对TiAl基合金非平衡凝固结合热处理强韧化方法中两种具有代表性的情况（快速凝固/常规非平衡凝固+热处理）进行了研究。首先,采用电磁冷坩埚分别对包晶凝固Ti-48Al-2Cr-2Nb和β凝固Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金进行了熔体淬火和连续铸造,然后对所制备试样进行了热处理实验。主要研究了快淬和冷坩埚连铸TiAl基合金凝固组织、凝固组织在热处理过程中的演变、力学性能以及变形纳米孪晶的形成和强韧化机制,从而揭示了非平衡凝固和热处理相结合方法的强韧化机制。通过采用将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金熔体淬火于Ga-In液中的方法制备出了一种非常细小和均匀的快速胞晶组织,这种胞晶组织主要由α2相组成,其生长长度和胞晶间距分别为358460μm和0.683.6μm。快速胞晶组织的形成源自Ga-In合金液对合金熔滴最外层极快速的冷却作用,其生长行为主要受传热过程的影响。快速胞晶在生长过程中的冷却速率变化范围为2.61×1061.26×105 K/s,相应的生长速率范围为1638 mm/s。Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb母合金的微观组织主要包括由块状γ和B2相组成的耦合组织和B2/γ片层组织,该合金的平衡凝固路径为:L→L+β→β→β+α→α→α+γ→B2+α+γ→B2+α2+γ。连铸Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金的宏观晶粒尺寸随着抽拉速率的增加先减小后增大,并在抽拉速率为1.5 mm/min时达到最小值。连铸合金主要由γ、B2和α2三相组成,其微观组织主要由片层组织基体和分布其中的长条状耦合组织组成;随着抽拉速率的增加,片层区域宽度先减小后增加,并在抽拉速率为1.5 mm/min时达到最小值。随着抽拉速率的增加,连铸合金的B2相含量先减少后增加,在抽拉速率为1.2 mm/min时达到最小值,而B2相的含量主要取决于其中Cr含量,并随着Cr含量的增加而减少。快速胞晶组织为处于高能量状态的亚稳组织,在6941180℃加热过程中的组织演变规律为:在694℃时转变为具有α2/γ纳米片层亚结构的胞晶组织;在900℃时,快速胞晶组织几乎全部转变为γ相,并开始以再结晶的方式转变为等轴晶组织;当温度升高至976℃时,在γ相等轴晶间和晶内开始析出α2相;当在1000℃保温30 min后,快速胞晶组织完全分解为近γ等轴晶组织。Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金（α+γ）两相区的温度范围为11971275℃,其连铸非平衡凝固合金（抽拉速率为1.5 mm/min）在1250℃经不同时间保温后所制备的热处理合金,仍主要由γ、B2和α2三相组成,但耦合组织明显减少,且B2/γ片层组织几乎全部转变为α2/γ片层组织;热处理合金由“原始晶粒”和重结晶晶粒组成,随着保温时间的增加,“原始晶粒”中的耦合组织呈先减少后增加的趋势,并在保温时间为2h时达到最少。连铸非平衡凝固合金因相对较快的冷却速率和大的相变应力产生了大量高密度位错等亚结构,在1250℃保温2h后,高密度位错分解为大量肖克利不全位错和层错;热处理合金的片层间距随着保温时间的增加先减小后增大,并在保温时间为2h达到平均最小值（77.38 nm）。快速胞晶组织的纳米硬度平均值为8.457 GPa,比一般的组织形态提高了1560%,并且其纳米硬度与胞晶间距之间存在Hall-Petch关系。快速胞晶热处理组织的纳米硬度随着热处理温度的升高先减小后增加,在700℃热处理之后获得了最大的纳米硬度（平均值为8.697 GPa）。快速胞晶经700℃热处理后所获得的具有纳米片层亚结构的胞晶组织能进一步提高快速胞晶组织的强韧性,因此能够有效实现TiAl基合金的强韧化。连铸Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金的抗拉强度随着抽拉速率的增加先增大后减小,并在抽拉速率为1.5 mm/min时达到最大值（380.34 MPa）;热处理合金的抗拉强度随保温时间的增加先增大后减小,然后又增大,并在保温时间为2h时达到最大值（450.76 MPa）;采用连铸非平衡凝固和热处理相结合的方法可以使母合金的室温抗拉强度和伸长率分别最大提高69.28%和230.77%。通过对Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb母合金、连铸非平衡凝固合金和热处理合金的拉伸断裂行为及变形行为进行系统的研究,以及对变形孪晶的形核过程进行热力学分析,揭示了连铸非平衡凝固和热处理相结合方法的强韧化机制,即均匀细小的宏/微观组织结构大幅减小了TiAl基合金在变形过程中的应力集中,使合金初步强韧化;热处理合金中产生的大量肖克利不全位错和层错可作为变形孪晶的有效异质形核位点,使其在变形过程中形成高密度纳米孪晶,最终实现了TiAl基合金的显着强韧化。
邢明[10]（2019）在《冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温力学性能研究》文中提出TiAl合金具有较大的弹性模量、良好的高温抗氧化性能、抗腐蚀性以及较好的高温抗蠕变性能,与Ni基高温合金相比有更高的比强度,是一种在航空航天领域中具有广泛应用前景的合金。目前添加Nb元素来提高TiAl合金性能是普遍应用的手段。然而对于高铌TiAl合金的高温力学性能还有待深入研究。本论文选取不同成分的TiAl基合金,采用电磁冷坩埚技术进行了凝固实验其中包括Ti-45Al-7Nb合金、Ti-45Al-8Nb合金以及加入合金元素Cr、Zr的Ti-45Al-7Nb合金、加入少量W、Cr、B元素的Ti-45Al-7Nb合金,编号为Ti-45Al-7Nb、Ti-45Al-8Nb、Ti-45Al-7Nb（Cr,Zr）、Ti-45Al-7Nb（W,Cr,B）。研究了四种合金在相同工艺参数下的高温拉伸性能、高温断裂韧性。对Ti-45Al-7Nb合金进行高温持久试验。探究不同Nb含量、不同合金元素、不同组织对于高温力学性能的影响。高温拉伸试验温度为700℃、750℃、800℃、850℃,对于Ti-45Al-7Nb合金进行了900℃的拉伸试验。高温断裂韧性试验温度分别为700℃、750℃、800℃、850℃。从定向的效果来看,从优到劣顺序依次为Ti-45Al-7Nb、Ti-45Al-8Nb、Ti-45Al-7Nb（Cr,Zr）、Ti-45Al-7Nb（W,Cr,B）。采用相同的工艺参数,添加不同的金元素对定向效果影响较大。添加了W、Cr、B等元素不易定向。添加少量的B使得晶粒细化明显,但是定向的效果最差。四种合金的稳定生长区显微组织中都包含有α2+γ的片层、等轴的γ相以及B2相。适当提高Nb含量对于TiAl合金的高温拉伸力学性能有益。当合金中加入Cr、Zr合金元素之后,高铌TiAl合金的高温拉伸性能获得大幅度提高,相同温度下能够提高200MPa以上。相比于带状分布的富Nb区,块状分布于片层团界面处的B2对提高高温拉伸性能有益;在数量相近的情况下,块状B2相高温下有利于与片层团之间的协调变形,从而获得更高的强度与塑性;在垂直于正应力的条件下,呈现带状分布的富Nb区会比块状的B2相具有更高的高温断裂韧性值。定向凝固效果明显的Ti-45Al-7Nb合金中,切口垂直于凝固方向的KIC值高于平行于凝固方向的KIC值。表明了状晶的长度方向具有更高的抵抗裂纹扩展能力。采用外推法对定向凝固Ti-45Al-7Nb合金在700℃的持久强度极限进行了预测,得到了经验方程;700℃低应力长时的持久试样的断口形貌有韧窝存在,表明试样呈韧性断裂;但700℃高应力短时持久试样未发现有韧窝存在。运用得到的Larso-n-Miller模型对Ti-45Al-7Nb合金800℃/36.5小时的持久强度进行了预测,结果是355MPa,预测结果比较准确。
二、定向凝固合金叶片裂纹与断裂综合分析（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、定向凝固合金叶片裂纹与断裂综合分析（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）CMSX-10高温合金激光熔化沉积单晶生长控制（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和意义 |
| 1.2 航空发动机概述 |
| 1.3 镍基高温合金概述 |
| 1.3.1 镍基高温合金的发展 |
| 1.3.2 镍基高温合金的成分和组织 |
| 1.3.3 镍基高温合金的制备方法 |
| 1.4 单晶高温合金叶片的修复 |
| 1.4.1 单晶高温合金的修复技术现状 |
| 1.4.2 单晶高温合金的修复工艺研究进展 |
| 1.4.3 单晶高温合金修复缺陷的研究进展 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体 |
| 2.1.2 粉末 |
| 2.2 试验设备与试验方法 |
| 2.2.1 激光熔化沉积系统 |
| 2.2.2 单晶试样及粉末的准备 |
| 2.2.3 单晶激光熔化沉积方法 |
| 2.2.4 磁场辅助单晶激光熔化沉积方法 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 微观组织形貌及成分分析 |
| 2.3.3 晶体取向分析 |
| 第3章 单晶高温合金激光熔化沉积特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 单晶高温合金激光熔化沉积区的组织演变规律 |
| 3.2.1 单晶沉积区内部组织分布特征 |
| 3.2.2 单晶沉积区内部组织演变规律 |
| 3.3 单晶高温合金激光熔化沉积区外延生长特性 |
| 3.4 单晶高温合金激光熔化沉积工艺优化 |
| 3.5 沉积策略对单晶外延生长的影响 |
| 3.5.1 柱状晶-等轴晶转变 |
| 3.5.2 沉积策略对CET的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 单晶高温合金激光熔化沉积区的热裂纹形成机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 单晶激光熔化沉积区裂纹形貌及分布特征 |
| 4.3 单晶高温合金激光熔化沉积区热裂行为分析 |
| 4.4 单晶高温合金激光熔化沉积区热裂纹形成机制 |
| 4.4.1 热裂纹形成的液膜条件 |
| 4.4.2 热裂纹萌生与扩展的驱动力 |
| 4.4.3 Re元素对热裂纹的影响 |
| 4.5 单晶高温合金激光熔化沉积区热裂纹的调控 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 单晶高温合金激光熔化沉积区杂晶形成机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 杂晶的分布特征及分类 |
| 5.3 熔合界面处杂晶的形成机制 |
| 5.4 转向枝晶交汇处杂晶的形成机制 |
| 5.5 熔池流动对转向枝晶交汇处杂晶的影响 |
| 5.5.1 熔池形貌的演变行为 |
| 5.5.2 熔池形貌与转向枝晶的关系 |
| 5.5.3 Marangoni对流对熔池形貌的影响 |
| 5.5.4 熔池流动下的外延生长取向偏离和组织非均匀性 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 外加磁场对单晶高温合金沉积区的缺陷调控 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 稳恒磁场与单晶激光熔化沉积系统的耦合 |
| 6.3 稳恒磁场对熔池流动的抑制行为 |
| 6.3.1 横向稳恒磁场对熔池流动的抑制行为 |
| 6.3.2 纵向稳恒磁场对熔池流动的抑制行为 |
| 6.4 稳恒磁场对沉积区组织结构的影响 |
| 6.4.1 横向稳恒磁场对组织结构的影响 |
| 6.4.2 纵向稳恒磁场对组织结构的影响 |
| 6.5 稳恒磁场对沉积区的缺陷的调控机制 |
| 6.5.1 稳恒磁场对熔池流动的控制机制—磁阻尼效应 |
| 6.5.2 稳恒磁场对组织的影响机制—磁-质交互 |
| 6.5.3 稳恒磁场对单晶沉积区缺陷的调控效果 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）激光增材制造镍基单晶高温合金显微组织和力学性能研究（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 镍基单晶高温合金 |
| 1.3 定向凝固技术 |
| 1.3.1 单晶高温合金的制备工艺 |
| 1.3.2 单晶高温合金的凝固缺陷 |
| 1.4 激光增材制造技术 |
| 1.5 激光增材显微组织及力学性能 |
| 1.5.1 激光增材制造工艺对熔池几何尺寸的影响 |
| 1.5.2 单晶组织外延生长机制及其影响因素 |
| 1.5.3 激光增材制造单晶合金的枝晶特征 |
| 1.5.4 高温合金力学性能 |
| 1.6 脉冲激光和连续激光特性 |
| 1.7 本文研究目的和主要内容 |
| 第2章 试验材料和方法 |
| 2.1 合金材料 |
| 2.2 激光增材制造单晶工艺 |
| 2.3 组织性能表征 |
| 2.4 试验设计 |
| 2.5 脉冲激光增材制造代码生成 |
| 2.5.1 CNC数控机床控制指令 |
| 2.5.2 脉冲激光增材制造代码软件设计 |
| 2.5.3 脉冲激光增材制造代码输出操作 |
| 第3章 脉冲激光增材制造单晶高温合金显微组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 理论模型与试验设计 |
| 3.2.1 一次枝晶间距模型 |
| 3.2.2 凝固参数的传热模型 |
| 3.3 重熔试验 |
| 3.3.1 熔池的微观结构特征 |
| 3.3.2 脉冲激光参数对PDAS的影响 |
| 3.4 熔覆试验 |
| 3.4.1 熔覆层的微观结构 |
| 3.4.2 激光加工参数对熔覆尺寸的影响 |
| 3.4.3 工艺参数对CET转变的影响 |
| 3.4.4 单晶脉冲激光增材制造工艺的优化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 脉冲激光增材制造单晶高温合金拉伸性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 沉积区单晶的组织结构 |
| 4.2.1 修复单晶截面的OM分析 |
| 4.2.2 修复单晶截面的SEM分析 |
| 4.2.3 修复单晶截面的同步辐射分析 |
| 4.3 拉伸性能 |
| 4.4 变形机制 |
| 4.5 断裂机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 脉冲激光增材制造单晶高温合金持久性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 修复单晶的组织结构 |
| 5.2.1 修复单晶的原始组织 |
| 5.2.2 热处理态的组织结构 |
| 5.3 持久性能分析 |
| 5.3.1 持久寿命 |
| 5.3.2 断口分析 |
| 5.3.3 持久断裂组织分析 |
| 5.3.4 碳化物和TCP相对持久性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 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 |
（4）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 |
（5）NiAl-Cr-Ta共晶系合金的定向组织及室温断裂韧性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 定向凝固技术的发展 |
| 1.3 晶体结构及性能 |
| 1.4 合金力学性能 |
| 1.5 强韧化方法 |
| 1.5.1 合金化 |
| 1.5.2 细化晶粒 |
| 1.5.3 纳米晶体复材 |
| 1.5.4 定向凝固NiAl基复材 |
| 1.6 本文选题背景、研究意义及内容 |
| 1.6.1 选题背景及研究意义 |
| 1.6.2 本文研究内容 |
| 第2章 实验与分析方法 |
| 2.1 NiAl-Cr-Ta共晶系合金的成分设计以及母合金的制备 |
| 2.1.1 寻找近共晶成分点 |
| 2.1.2 NiAl-Cr-Ta共晶系母合金铸锭的成分设计与制备 |
| 2.2定向凝固实验 |
| 2.3 室温韧性测试 |
| 2.4 微观组织及断口分析 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 扫描电镜观察 |
| 2.4.3 透射电镜观察 |
| 2.4.4 侧面裂纹及断口形貌观察 |
| 2.5 技术路线图 |
| 第3章 近共晶NiAl-33Cr-4.5Ta合金的凝固组织特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 寻找近共晶成分点 |
| 3.3 近共晶合金的微观组织及相成分 |
| 3.3.1 铸态微观组织及相成分 |
| 3.3.2 平界面起始界面组织及定向组织演化 |
| 3.3.3 定向组织平界面下TEM观察分析 |
| 3.4 室温断裂韧性 |
| 3.4.1 合金载荷-位移曲线 |
| 3.4.2 室温韧性值 |
| 3.4.3 合金的裂纹扩展及断口形貌分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 亚共晶NiAl-28Cr-4.5Ta合金的凝固组织特性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 亚共晶合金铸态微观组织及相成分 |
| 4.3 6μm/s抽拉速率的起始界面组织 |
| 4.4 定向组织演化 |
| 4.5 室温断裂韧性 |
| 4.5.1 合金的载荷-位移曲线 |
| 4.5.2 室温韧性值 |
| 4.5.3 NiAl-Cr-Ta亚共晶合金合金的裂纹扩展及断口形貌分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 过共晶NiAl-38Cr-4.5Ta合金的凝固组织特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 过共晶合金铸态微观组织及相成分 |
| 5.3 6μm/s抽拉速率的起始界面组织 |
| 5.4 定向组织演化 |
| 5.5 室温断裂韧性 |
| 5.5.1 合金的载荷-位移曲线 |
| 5.5.2 室温韧性值 |
| 5.5.3 NiAl-Cr-Ta过共晶合金合金的裂纹扩展及断口形貌分析 |
| 5.6 6μm/s抽拉速率的三种合金 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间取得成果 |
（6）高温度梯度定向凝固NiAl-V系合金组织演变与力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 定向凝固技术的研究现状 |
| 1.1.1 定向凝固技术原理 |
| 1.1.2 定向凝固技术的发展 |
| 1.1.3 定向凝固技术的应用以及未来发展 |
| 1.2 原位自生复合材料简介 |
| 1.3 NiAl系自生复合材料的研究进展 |
| 1.4 NiAl-V系自生复合材料的研究进展 |
| 1.5 选题背景及研究意义 |
| 1.5.1 选题背景 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.6 本文的研究内容 |
| 2 实验与分析方法 |
| 2.1 合金成分选择 |
| 2.2 实验母合金制备 |
| 2.3 定向凝固实验 |
| 2.3.1 定向凝固设备 |
| 2.3.2 定向凝固实验过程 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 三点弯曲测试 |
| 2.4.3 高温压缩测试 |
| 2.5 组织及断口分析 |
| 2.5.1 金相组织观察及组织成分分析 |
| 2.5.2 片层间距测量 |
| 2.5.3 断口形貌观察 |
| 2.5.4 透射电镜观察 |
| 3 定向凝固NiAl-V系合金的相选择与组织演变 |
| 3.1 NiAl-V合金平衡凝固组织 |
| 3.2 生长速率对NiAl-V系合金凝固界面形态和微观组织的影响 |
| 3.2.1 合金相组成及能谱分析 |
| 3.2.2 生长速率对NiAl-39V共晶合金的凝固界面形态和微观组织的影响 |
| 3.2.3 生长速率对NiAl-43V过共晶合金的凝固界面形态和微观组织的影响 |
| 3.3 凝固组织特征 |
| 3.4 组织演化机理 |
| 3.5 共晶片层缺陷分析 |
| 3.6 生长速率对共晶片层间距和共晶胞大小的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 NiAl-V系合金的力学性能 |
| 4.1 合金室温三点弯曲加载时间-弯曲应力曲线 |
| 4.2 合金的室温断裂韧性 |
| 4.3 合金的裂纹扩展路径及断口形貌 |
| 4.3.1 定向凝固NiAl-39V过共晶裂纹扩展路径 |
| 4.3.2 定向凝固NiAl-43V共晶合金的裂纹扩展 |
| 4.3.3 定向凝固NiAl-39V合金的断口形貌 |
| 4.3.4 定向凝固NiAl-43V合金的断口形貌 |
| 4.4 合金的韧化机制 |
| 4.4.1 外部非本征韧化机制 |
| 4.4.2 内部韧化机制 |
| 4.5 合金的高温压缩性能 |
| 4.6 高温压缩后试样的透射分析 |
| 4.7 合金的显微硬度 |
| 4.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 在校研究成果 |
| 致谢 |
（7）增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 增压涡轮的生产制造及热裂问题 |
| 1.1.1 增压涡轮用材现状及发展趋势 |
| 1.1.2 增压涡轮的制备技术现状及发展趋势 |
| 1.1.3 高温合金铸件的热裂问题 |
| 1.2 热裂的研究现状 |
| 1.2.1 热裂的形成机理 |
| 1.2.2 影响热裂产生的因素 |
| 1.2.3 热裂模型及判据的研究 |
| 1.3 凝固过程的有限元模拟方法 |
| 1.4 研究内容与思路 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 研究材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 热力学计算 |
| 2.2.2 等温凝固实验 |
| 2.2.3 差示扫描量热实验 |
| 2.2.4 ProCAST模拟 |
| 2.2.5 合金的组织观察及分析 |
| 3 整体涡轮铸件的缺陷 |
| 3.1 涡轮叶片的开裂现象 |
| 3.2 影响涡轮叶片开裂的因素 |
| 3.2.1 组织 |
| 3.2.2 热应力 |
| 3.3 涡轮的缩松缩孔 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 增压涡轮用合金析出相特征 |
| 4.1 合金显微组织特征 |
| 4.2 共晶组织对热裂的影响 |
| 4.3 共晶组织与热裂倾向性关联控制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 共晶组织的影响因素 |
| 5.1 合金元素对共晶组织的影响 |
| 5.1.1 Ti对共晶组织的影响规律 |
| 5.1.2 Al对共晶组织的影响规律 |
| 5.2 冷却速度对枝晶间析出相的影响 |
| 5.3 合金元素及冷却速度对枝晶间相的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 合金凝固特性及凝固规律 |
| 6.1 K424合金的凝固过程及偏析行为 |
| 6.1.1 K424合金凝固过程 |
| 6.1.2 K424合金凝固偏析行为 |
| 6.1.3 凝固过程对共晶的影响 |
| 6.2 合金凝固特性对比分析 |
| 6.3 合金的凝固特性与热裂倾向性关联性 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 工艺参数对热应力的影响 |
| 7.1 铸造条件对K424合金热应力的影响 |
| 7.1.1 浇注温度对热应力的影响 |
| 7.1.2 模壳温度对热应力的影响 |
| 7.2 浇注参数对不同合金热应力分析 |
| 7.3 实现双性能叶盘的工艺分析 |
| 7.3.1 K417G高压叶盘的浇注及凝固过程 |
| 7.3.2 双性能整体叶盘的晶粒度计算 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 思考与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）电流作用下TiAl合金凝固组织和力学性能研究（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 |
| 1.2 TiAl合金研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的发展历程 |
| 1.2.2 TiAl合金的组成相 |
| 1.2.3 TiAl合金的性能 |
| 1.2.4 TiAl合金组织调控及细化 |
| 1.3 电流技术在材料加工及制备过程中的应用 |
| 1.3.1 电流对金属凝固过程的影响 |
| 1.3.2 电流作用下材料的其它加工过程 |
| 1.4 其它物理场凝固技术 |
| 1.4.1 磁场对金属凝固过程的影响 |
| 1.4.2 重力场对金属凝固过程的影响 |
| 1.4.3 超声波对金属凝固过程的影响 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 合金成分及试样制备 |
| 2.2.1 合金成分选择 |
| 2.2.2 电流作用下TiAl的连续凝固实验 |
| 2.2.3 实验可行性分析 |
| 2.2.4 熔池温度测定及温度梯度计算 |
| 2.2.5 实验工艺参数 |
| 2.3 分析方法 |
| 2.3.1 显微组织和成分分析 |
| 2.3.2 力学性能分析 |
| 第3章 电流作用下TiAl合金熔体受力的数值模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 电磁理论基础及模型建立 |
| 3.2.1 电磁场理论基础 |
| 3.2.2 电流在金属凝固过程中的作用 |
| 3.2.3 建立数值模型和网格划分 |
| 3.3 直流电流作用下TiAl合金熔体的分析 |
| 3.3.1 直流电流作用下TiAl合金熔体中的磁场 |
| 3.3.2 直流电流作用下Ti Al合金熔体中的Lorentz力 |
| 3.4 脉冲电流作用下TiAl合金熔体的分析 |
| 3.4.1 脉冲电流作用下TiAl合金熔体中的磁场 |
| 3.4.2 脉冲电流作用下Ti Al合金熔体中的Lorentz力 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 电流作用下TiAl合金的凝固与作用机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同凝固工艺加载电流制备的TiAl合金凝固组织 |
| 4.3 直流电流作用下TiAl合金的凝固 |
| 4.3.1 直流电流作用下TiAl合金的宏观凝固组织 |
| 4.3.2 直流电流作用下TiAl合金凝固界面形貌 |
| 4.3.3 直流电流作用下TiAl合金凝固过程中的偏析 |
| 4.3.4 直流电流对TiAl合金片层组织的影响 |
| 4.3.5 直流电流在TiAl合金凝固过程中的作用机理 |
| 4.4 脉冲电流作用下TiAl合金的凝固 |
| 4.4.1 脉冲电流作用下TiAl合金的宏观凝固组织 |
| 4.4.2 脉冲电流作用下TiAl合金凝固界面形貌 |
| 4.4.3 脉冲电流作用下TiAl合金凝固过程中的偏析 |
| 4.4.4 脉冲电流对TiAl合金片层组织的影响 |
| 4.4.5 脉冲电流在TiAl合金凝固过程中的作用机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 电流作用下凝固的TiAl合金的力学性能与分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 直流电流作用下凝固的TiAl合金的力学性能 |
| 5.2.1 直流电流作用下TiAl合金的显微硬度 |
| 5.2.2 直流电流作用下TiAl合金的高温压缩性能 |
| 5.2.3 直流电流作用下TiAl合金的室温拉伸性能 |
| 5.2.4 直流电流作用下TiAl合金的断裂韧性 |
| 5.3 脉冲电流作用下凝固的TiAl合金的力学性能 |
| 5.3.1 脉冲电流作用下TiAl合金的显微硬度 |
| 5.3.2 脉冲电流作用下TiAl合金的高温压缩性能 |
| 5.3.3 脉冲电流作用下TiAl合金的室温拉伸性能 |
| 5.3.4 脉冲电流作用下TiAl合金的断裂韧性 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（9）TiAl基合金凝固组织及热处理纳米化强韧机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 TiAl基合金的研究进展 |
| 1.2.1 TiAl基合金的组成相和组织特征 |
| 1.2.2 TiAl基合金的发展与分类 |
| 1.2.3 TiAl基合金的力学性能 |
| 1.3 TiAl基合金强韧化研究进展 |
| 1.3.1 金属材料的强韧化方法 |
| 1.3.2 TiAl基合金的强韧化方法 |
| 1.4 非平衡凝固TiAl基合金及其热处理组织 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.2.1 成分选择与母合金的制备 |
| 2.2.2 TiAl基合金的快淬和连续铸造 |
| 2.2.3 TiAl基合金的热处理 |
| 2.3 分析与测试方法 |
| 2.3.1 热分析方法 |
| 2.3.2 组织分析方法 |
| 2.3.3 力学性能测试方法 |
| 第3章 快淬和冷坩埚连铸TiAl基合金凝固组织的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 快淬Ti-48Al-2Cr-2Nb合金凝固组织的制备 |
| 3.2.1 快淬Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的快速胞晶组织和相组成 |
| 3.2.2 快速胞晶生长过程中的传热行为和冷却速率演变 |
| 3.2.3 计算偏差分析 |
| 3.3 冷坩埚连铸Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金凝固组织的制备 |
| 3.3.1 Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb母合金的组织 |
| 3.3.2 连铸Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金的非平衡凝固组织 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 热处理过程中快淬和冷坩埚连铸TiAl基合金凝固组织演变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 快速胞晶组织在热处理过程中的演变 |
| 4.2.1 快淬Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的DSC分析 |
| 4.2.2 快速胞晶在热处理过程中的组织演变 |
| 4.3 连铸非平衡凝固Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金在热处理过程中的组织演变 |
| 4.3.1 Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金的DSC分析 |
| 4.3.2 连铸非平衡凝固Ti-45.5Al-4Cr-2.5Nb合金的热处理组织 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 快淬和冷坩埚连铸TiAl基合金的力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 快速胞晶及其热处理组织的显微力学性能 |
| 5.2.1 快速胞晶组织的显微力学性能 |
| 5.2.2 纳米片层组织的强韧化作用 |
| 5.3 连铸非平衡凝固合金和热处理合金的力学性能 |
| 5.3.1 室温压缩性能 |
| 5.3.2 室温拉伸性能 |
| 5.4 连铸非平衡合金和热处理合金的拉伸断裂行为 |
| 5.4.1 连铸非平衡凝固合金和热处理合金中微裂纹的形成 |
| 5.4.2 连铸非平衡凝固合金和热处理合金的裂纹扩展行为 |
| 5.4.3 连铸非平衡凝固合金和热处理合金的断口分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 变形纳米孪晶的形成和强韧化作用 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 连铸非平衡凝固合金和热处理合金的变形机制 |
| 6.2.1 拉伸变形机制 |
| 6.2.2 压缩变形机制 |
| 6.2.3 变形孪晶形核过程的热力学分析 |
| 6.3 连铸非平衡凝固和热处理相结合方法的强韧化机制及展望 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（10）冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温力学性能研究（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 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 微观组织对高温性能的影响 |
| 1.2.2 TiAl合金断裂韧性 |
| 1.2.3 高温持久性能及断裂机理 |
| 1.2.4 高温持久强度预测 |
| 1.3 冷坩埚定向凝固技术 |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第2章 研究路线与实验方法 |
| 2.1 研究方案与技术路线 |
| 2.2 试验材料及设备 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 电磁冷坩埚定向凝固设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 组织及相组成分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 第3章 冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温拉伸性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固铸锭的稳定生长区组织 |
| 3.3 定向凝固TiAl合金铸锭高温拉伸试验 |
| 3.3.1 定向凝固Ti-45Al-7Nb合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.3.2 定向凝固Ti-45Al-8Nb合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.3.3 定向凝固Ti-45Al-7Nb(Cr,Zr)合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.3.4 定向凝固Ti-45Al-7Nb(W,Cr,B)合金铸锭高温拉伸性能 |
| 3.4 相同温度下不同成分的拉伸性能 |
| 3.4.1 700℃不同成分的拉伸性能 |
| 3.4.2 800℃不同成分的拉伸性能 |
| 3.5 组织与高温拉伸性能的关系 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 定向凝固TiAl合金高温断裂韧性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 相同温度下不同成分的合金定向凝固铸锭断裂韧性 |
| 4.3 不同温度下相同成分的合金定向凝固铸锭断裂韧性 |
| 4.4 定向凝固Ti-45Al-7Nb合金不同切口取向的断裂韧性 |
| 4.5 断裂韧性断口形貌 |
| 4.6 裂纹扩展 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 定向凝固Ti-45Al-7Nb合金高温持久性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 持久寿命测试及断口形貌 |
| 5.3 持久强度极限的外推及持久寿命预测 |
| 5.3.1 持久强度极限的外推 |
| 5.3.2 持久寿命预测 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、定向凝固合金叶片裂纹与断裂综合分析（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]CMSX-10高温合金激光熔化沉积单晶生长控制[D]. 卢楠楠. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [3]激光增材制造镍基单晶高温合金显微组织和力学性能研究[D]. 慈世伟. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]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)
- [5]NiAl-Cr-Ta共晶系合金的定向组织及室温断裂韧性[D]. 高露晗. 西安理工大学, 2020(01)
- [6]高温度梯度定向凝固NiAl-V系合金组织演变与力学性能[D]. 徐鹏飞. 内蒙古科技大学, 2020(01)
- [7]增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制[D]. 赵展. 北京科技大学, 2020(01)
- [8]电流作用下TiAl合金凝固组织和力学性能研究[D]. 陈占兴. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [9]TiAl基合金凝固组织及热处理纳米化强韧机制研究[D]. 刘石球. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [10]冷坩埚定向凝固TiAl合金组织与高温力学性能研究[D]. 邢明. 哈尔滨工业大学, 2019(02)