丁贤飞,黄宏,冯新,胡海涛,南海[1]（2021）在《定向凝固技术在金属材料凝固与相变过程中的应用》文中研究表明基于定向凝固快淬技术,通过研究淬火糊状区及附近的显微组织与相特征,获得了合金凝固行为与相变过程规律。结果表明,该技术的应用可以为金属材料凝固过程与相变过程研究提供重要手段,以期对其他金属材料凝固与组织控制的研究提供参考。
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》文中研究表明传统钴基高温合金（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。
舒德龙,严志,王道红,谢君,侯桂臣,盛乃成,李金国,于金江,孙晓峰,周亦胄[3]（2021）在《C和B的含量对K417G镍基高温合金的凝固行为和高温持久性能的影响》文中进行了进一步梳理对不同C、B含量的K417G合金进行DTA分析、等温淬火实验和950℃/235 MPa持久性能测试,并观察其组织形貌,研究了C、B含量对K417G镍基高温合金的凝固行为和高温持久性能的影响。结果表明,在合金的凝固期间C含量影响碳化物的析出温度和初生碳化物的含量,且随着C含量的提高而提高;共晶组织的析出温度主要受B元素含量影响,且共晶含量随着B含量的提高而提高。合金在950℃/235MPa条件下持久变形期间其断裂机制为裂纹在晶界处萌生并沿晶界扩展,晶界处的MC型碳化物分解成富Cr的M23C6型碳化物而使晶界的稳定性降低;在合金成分范围内提高B元素含量能改善合金在高温变形期间的晶界强度,因此适当降低合金中的C含量和提高B含量有助于改善合金的高温持久性能。
慈世伟[4]（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》文中认为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。
杨飞[5]（2021）在《B、Al和Ti对K325合金组织和性能的影响》文中指出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。
石安君[6]（2021）在《超重力对IN 718合金熔液凝固及夹杂物行为影响的基础研究》文中研究指明IN718合金是航空航天、电力能源、国防科技等领域应用最为广泛的关键金属结构材料之一。通过引进国外先进生产设备,国内冶炼生产的IN 718合金虽然能够满足使用需求,但是在产品质量和性能上与国外先进水平相比仍然存在一定的差距,主要表现在存在着夹杂物含量较高、组织缺陷较多等方面的问题。另外,由于IN 718合金化程度较高,在铸锭凝固过程中,其组织结构最主要的问题就是溶质再分配引起的成分不均匀性,这对后续热加工性能以及最终产品的性能也造成不利的影响。在自主研发高洁净化、均质化IN 718合金的探索过程中,发现超重力技术具有强化传质与相际分离的效果,这对金属内杂质元素的去除以及改变合金的凝固行为会产生独特的作用。并且,重力场只是作用于合金而不与高温合金熔液直接接触。因此,它也是一种绿色清洁处理技术。本论文拟通过实验手段和理论分析,奠定超重力对IN 718合金熔液凝固和夹杂行为影响的基础理论,为后续科研工作以及实际生产中制备高洁净化、高品质的IN 718合金锭提供借鉴和参考依据。首先,利用Thermo-calc软件对实验用双联工艺冶炼的IN 718合金的凝固过程进行模拟,并结合DTA的数据和高温共聚焦结果,确定合金的液相线温度为1330℃,固相线温度为1125℃,与之对应的两个反应分别为L→γ+NbC和L→γ+Laves。然后,对超重力场中夹杂颗粒进行受力分析,推导出Stokes公式,并理论分析不同实验因素对夹杂粒子运动规律的影响。之后,开展了不同重力系数G和不同保温时间t对IN 718合金中的Al2O3和TiN夹杂影响的系列实验。在此研究的基础上,利用Thermo-calc软件计算了实验IN 718合金中Al2O3和TiN夹杂的理论析出温度,并结合高温共聚焦原位观察凝固过程中TiN夹杂的析出过程,结果表明:超重力对IN 718合金中的Al2O3和TiN夹杂物具有明显的去除效果,夹杂物的数量密度和平均尺寸沿超重力方向呈现明显的梯度分布特征,并随着重力系数的增大和离心时间的延长梯度特征更加陡峭。在重力系数G=210,t=10 min时,在最佳位置F处（距离试样底部6 mm）全氧含量为13.3 ppm,氮含量为36.8 ppm,氧和氮的最大去除率分别为78.7%和79.1%。重力系数和冷却速率对IN 718合金在凝固过程中元素分布趋势以及微观偏析特征的影响规律研究结果表明:Nb和Mo是IN 718合金凝固过程中偏析最为严重的元素,铸态合金一次枝晶干心部的Ni、Cr、Fe、Al含量随重力系数及冷速的增大而减小,Nb,Mo,Ti含量随着重力系数及冷速的增加而上升。随着重力系数的增大,合金的树枝晶逐渐被细化,晶粒度逐渐减小,枝晶间原先连续网状分布的脆性Laves相逐渐发生断网,向着独立的团块状方向发展,这对于改善IN 718合金的强韧性是非常有利的。经过标准热处理工艺处理后,超重力作用后的IN 718合金中的强化相γ"的数量明显增多、尺寸更加细小,针状δ相更加细长,且Laves相含量明显减少,这样的结果有利于IN 718合金高温强度的进一步提高。在超重力G=360作用后的合金经锻造和热处理后,高温抗拉强度比未经过超重力作用的相同合金提高了 17.9%,屈服强度提高了 11.02%,延伸率提高了 12.5%,断面收缩率提高25.4%。最后,基于以上主要研究结果,对双联以及三联工艺冶炼的IN 718合金进行了公斤级超重力实验。结合热力学计算和Thermo-calc模拟分析对IN 718合金经超重力处理后所能够达到的极限氧和氮含量进行了预测,并揭示了超重力去除IN 718合金中Al2O3和TiN夹杂的规律。结果表明:双联工艺冶炼的IN 718合金经超重力处理后,最佳位置G处（距底部14 mm）氧含量为8.28 ppm,氮含量为22.08 ppm;三联工艺冶炼的IN 718合金经超重力处理后,最佳位置G处（距底部14 mm）氧含量为3.98 ppm,氮含量为14.25 ppm。氧和氮含量的变化展示出超重力去除公斤级IN 718合金中的夹杂物是可行的。
罗国云[7]（2020）在《枝晶组织调控激光增材制造Inconel 718抗氧化性能研究》文中进行了进一步梳理激光增材制造Inconel 718媲美锻件的力学性能为其广泛应用奠定了基础,但在航空发动机涡轮盘等热端部件的潜在应用同时要求其具有优良的高温抗氧化性能。然而,激光增材制造Inconel 718元素偏析、第二相等枝晶微结构可通过改变局部氧化行为降低材料整体抗氧化性能,制约激光增材制造Inconel 718在航空、核电等领域应用。针对上述问题,本文通过研究激光增材制造Inconel 718枝晶间优先氧化行为和形成机理,提出准连续激光增材制造成形结合均匀化热处理方法调控枝晶微结构,消除晶内优先氧化,成功制备高抗氧化性能激光增材制造Inconel 718,并将准连续激光组织调控方法和理论拓展应用于激光表面熔凝工艺制备超耐腐蚀铝合金表面。具体研究内容及结果如下:首先,通过观察激光增材制造Inconel 718枝晶间组织特征与优先氧化行为,解析氧化皮微观结构,计算优先氧化热力学、动力学与氧化增重权重,发现激光增材制造Inconel 718氧化增重kp达2.64×10-6 mg2.cm-4.s-1,比锻件高一个数量级,其中枝晶间优先氧化增重权重达70.12%。元素偏析和第二相导致枝晶间形成变形的细晶Cr2O3外氧化皮以及不连续的NbO界面层,促进氧和金属阳离子对流扩散,氧化皮中形成低氧分压梯度,枝晶间形成一系列复杂氧化物NbO2,NbO以及（Cr,Al）O,极大提升了过渡和扩散控制阶段氧化动力学。均匀化合金成分以及降低第二相尺寸和数量的调控方法可用于提高材料抗氧化性能。进一步,采用准连续激光增材制造Inconel 718调控微观组织,研究晶内和晶间氧化特性,解析了晶内氧化皮微观结构,测试了材料抗氧化性能。Nb偏析改善促进枝晶核形成部分氧化的NbO和δ-Ni3Nb混合界面层,有效阻隔O和Cr扩散,提高了枝晶核抗氧化能力。但枝晶间氧和合金元素通过界面贫Nb缺口快速扩散,将氧化皮中氧分压梯度进一步降低至2.46×104 atm/μm,导致形成Cr2O3内氧化区等高氧分压产物,制约了抗氧化性能的提高。氧和合金元素沿晶界短路扩散是晶间优先氧化主要机制。基于高抗氧化性能的微观组织调控需进一步提高枝晶微结构均匀性,同时保留沉积态晶粒尺寸和形貌。更进一步,研究了不同热处理制度和工艺参数条件下激光增材制造Inconel718微观组织演变规律,建立了降低元素偏析、减少第二相尺寸同时抑制再结晶的组织调控准则。准连续激光增材制造成形结合1060℃保温1小时均匀化热处理将枝晶间Nb偏析降低至6.53%,第二相尺寸减少至0.497μm,消除晶内优先氧化,连续分布富Nb界面层将氧化皮中氧分压梯度提高至1.61×105 atm/μm,氧化动力学显着降低,氧化增重kp减少至2.04×10-7 mg2.cm-4.s-1。调控枝晶微结构可将激光增材制造Inconel 718抗氧化性能提高至锻件水平。最后,将准连续激光组织调控应用于激光表面熔凝工艺提高2219铝合金抗腐蚀性能。研究了基板及不同激光模式表面熔凝层微观组织和腐蚀特性。传统连续激光表面熔凝枝晶间形成的长链状第二相是腐蚀萌生和扩展的优先位置,准连续激光表面熔凝工艺高冷却速率以及多向凝固行为将枝晶间析出相由长链状转变为细小离散颗粒状,将枝晶间Cu偏析由20.5%减少至12.3%。第二相的细化导致形成低缺陷密度钝化膜,Cu偏析减少降低了腐蚀驱动力,同时提高了熔凝层再钝化能力。
李叶凡[8]（2020）在《Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为》文中研究说明Ni3Al基高温合金凝固组织复杂,其最终使用性能与其凝固组织形成与演化过程密切相关,系统阐明宽冷却速度范围组织演变和相变行为,对理解Ni3Al基合金凝固行为,以及非平衡凝固工艺的开发具有重要的理论意义和实用价值。本文选用Ni3Al基合金作为实验材料,采用具有较低凝固速率的常规凝固工艺与真空铜模喷铸急冷凝固和雾化快速凝固技术,对比研究了该合金从较低冷却速度凝固到快速凝固过程的合金组织演变行为及相变机制。并在此基础上,通过喷铸合金与常规凝固合金的对比研究,探索快速凝固造成的原始组织差异对合金在热暴露过程中相变行为、组织演变规律以及高温氧化行为的影响。快速凝固使Ni3Al基合金组织中枝晶干γ′相尺寸由双峰分布（常规凝固）转为单峰分布,二次γ’相消失;枝晶间界面处γ′相包覆层消失;枝晶间β相发生马氏体相变,α-Cr析出相与马氏体基体相界面处的共格应力促进了{111}原子面上位错向层错和孪晶的转变,形成具有高密度层错与微孪晶亚结构的马氏体。在快速凝固条件下,Ni3Al基合金枝晶间组织体积分数随冷却速度的增加而增加,二次枝晶间距、枝晶干γ′相尺寸以及碳化物数量降低。Ni3Al基合金中Cr、Fe在枝晶干γ相偏聚,快速凝固提高了Cr、Fe原子在γ′相中的溶解度,并优先替代γ’相中的Al原子,使得枝晶干γ相和γ′相的晶格常数减小,两相晶格错配程度增大,从而导致在γ/γ′相界面处形成刃型位错。600℃热暴露时,常规凝固Ni3Al基合金组织中γ’相包覆层发生明显宽化,枝晶间β相内析出大量板块状γ’相和近球形或棒状α-Cr相;γ′相包覆层内初生Cr7C3碳化物分解,生成二次Cr23C6碳化物和γ′相。快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体板条直接转变为具有高密度微孪晶亚结构的γ′相。900℃热暴露时,常规凝固合金枝晶间β相内γ’相和α-Cr颗粒数量明显减少,快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体首先完全转变成有序B2-β相,而后析出无明显位错和孪晶的γ′相。600℃等温氧化时,Ni3Al基合金氧化膜主要由NiO、Al2O3、Cr2O3和NiFe2O4组成。常规凝固合金组织中,γ′相包覆层优先发生氧化,形成显着凸起的NiO和NiFe2O4胞状混合物。快速凝固Ni3Al基合金组织中,由于不存在γ′相包覆层,避免了枝晶间界面处的优先氧化。
赵展[9]（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》文中研究表明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。
石骁[10]（2020）在《电渣重熔大型IN718镍基合金铸锭凝固和偏析行为基础研究》文中认为IN718镍基高温合金是航空航天、电力能源、国防科技等领域应用最为广泛的关键金属结构材料。伴随新型重大装备的大型化、一体化和高性能化发展趋势,各行业对高品质大尺寸IN718铸锭母材的需求日趋迫切。IN718合金化程度较高,在铸锭凝固过程中,其组织结构最主要的问题就是由于溶质再分配而引起的成分不均匀性,由此引发凝固偏析,从而对后续热加工性能以及最终产品的力学性能造成不利影响。随着生产直径不断扩大,铸锭内部冷速大幅降低,此时合金所表现出的凝固特性也不同于常规情况。因此,明确并掌握IN718合金在缓慢冷却条件下组织、结构、成分等凝固和偏析行为的变化规律是成功制备大锭型合金母材的根本研究方向和主要内容目标。本课题依托国家自然科学基金重点支持项目（No.U1560203）,主要针对低冷速凝固状态下IN718合金的凝固特性和偏析行为开展系统的基础研究工作。拟通过实验手段和理论分析在某种程度上反映出大型IN718电渣锭在凝固过程中的一般特征,完善合金凝固及偏析行为的基础理论,揭示铸锭向大型化发展的瓶颈因素,丰富相关领域的科学认识,为后续科研工作以及实际制备高品质、大尺寸IN718电渣锭提供借鉴和参考依据,并为铸造、重熔、均匀化等关键冶炼和加工工艺的改进和拓展奠定理论基础。首先根据合金体系的凝固相转变热力学分析结果,在实验室条件下模拟大型电渣锭内部的缓慢冷却速率,采用高温动态原位观察、连续/淬火凝固等多维度实验方法并结合相关理论计算,对不同冷速和温度下IN718合金的凝固及偏析行为进行全面的分析和表征。结果表明:合金在低冷速下的整体凝固过程可分为三个阶段,即初始瞬时凝固、快速凝固和后期缓慢凝固阶段;Nb和Mo是最主要的正偏析元素,其有效分配系数均随冷速的升高而线性增大,利用实验参数修正的Clyne-Kurz偏析模型可对二者在残余液相中的浓度变化趋势进行定量表征;合金的典型凝固偏析产物包括大量Laves相和少量MC（M=Nb、Ti）碳化物,偏析相体积分数随冷速的降低而增大;铸态二次枝晶间距（μm）在慢冷速（℃/min）凝固条件下的预测公式可建立为:λ2=258（GR）-1/3-54.23;电渣锭中的黑斑最有可能在凝固早期形成,此时液相分数介于0.3～0.2之间,温度区间为1320～1310℃。其次利用自制的实验室规模电渣重熔设备开展不同重熔电流制备IN718电渣锭的系列实验,对比研究并揭示电渣锭不同位置凝固质量特征与重熔电流的对应关系,同时在实验和热力学分析的基础上阐明主要非金属夹杂物的演变机制。结果表明:适当提高重熔电流可有效减小氧化物夹杂的尺寸和数量,从而降低氧含量,但枝晶偏析程度随之加重;若重熔电流设置过低,则可能发生吸氮和吸氧现象,产生大量新生夹杂物,使得A1、Ti等易氧化元素在电渣锭中的含量和分布变得不再稳定;常规渣系下IN718电渣锭中最主要的两类夹杂物是以MgO·A12O3为核心,外层包裹（Nb,Ti）CN和NbC的复合层状夹杂,以及（Nb,Ti）N氮化物夹杂,二者在合金液相线温度以上依次形核,随着重熔电流的升高,夹杂物平均粒径、体积分数和数量均呈现出下降的趋势。随后结合典型实验数据和软件模拟结果,对合金体系溶质元素的高温扩散机理进行探讨,描述并建立铸态IN718合金微观组织及元素分布与均匀化时间/温度之间的定量关系。结果表明:枝晶干与枝晶间Nb元素的成分差异是合金均匀化处理的主要限制性环节;在温度分布均匀的前提下,1 160℃时Laves相完全回溶所需最短时间（min）与铸态二次枝晶间距（μm）的关系可表示为:t11160=0.4671+0.0048λ2+0.0154λ22;提升温度有利于加快Laves相的回溶速度,比延长时间的均匀化处理方式更加高效;第二段均匀化处理时间与枝晶间Nb含量最大值之间也存在定量关系,若铸锭内部二次枝晶间距不大于220 μm,第一段1160℃均匀化处理13 h可完全消除Laves相,再经第二段1200℃均匀化处理超过72 h,可使铸锭成分趋于均匀。最后对传统电渣重熔炉进行改造,建立基于单电源双回路导电结晶器的抽锭式气氛保护电渣重熔新设备。在相同的有效供电功率下分别采用传统/新型重熔工艺初步试制0260 mm的IN718电渣锭,对比研究不同重熔工艺对合金凝固组织和高温/室温力学性能产生的影响,分析新双联路线制备大尺寸镍基合金电渣锭的可行性。结果表明:导电结晶器特殊的电流路径改变了液态渣池和金属熔池的温度分布,更有利于脱除硫元素并降低氧含量,且金属轴向结晶特征更加显着,铸锭内部冷却条件也相对更加均衡,电渣锭表面质量和内部质量同步获得改善;在相同热加工和热处理流程前提下,新型重熔工艺制备的合金样品各项室温力学性能与传统电渣重熔接近,但在650℃/700 Mpa条件下的有效使用寿命提高了约43%,高温蠕变抗力以及高温拉伸性能也均显着提升。
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。
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。
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。
| 1 铸 铁 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 研究结果 |
| 2 耐热钢 |
| 2.1 研究背景 |
| 2.2 研究结果 |
| 3 钴基高温合金 |
| 3.1 研究背景 |
| 3.2 研究结果 |
| 4 TiAl金属间化合物 |
| 4.1 研究背景 |
| 4.2 研究结果 |
| 5 结 语 |
| 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 |
| 1 实验方法 |
| 2 结果和分析 |
| 2.1 C、B含量对合金凝固期间相变温度的影响 |
| 2.2 C、B含量对合金凝固行为的影响 |
| 2.3 C、B含量对合金持久性能的影响 |
| 3 结论 |
| 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 |
| 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 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 IN 718合金的研究现状 |
| 2.1.1 IN 718合金的成分设计及主要用途 |
| 2.1.2 IN 718合金常规冶炼工艺及产品组织特点和性能特点 |
| 2.1.3 冶炼工艺对IN 718合金组织偏析及夹杂物的影响研究 |
| 2.2 超重力对合金熔液凝固和夹杂物行为影响的研究 |
| 2.2.1 超重力及超重力场下合金熔炼的基本原理 |
| 2.2.2 超重力对合金熔液冷却凝固以及铸锭组织影响的研究 |
| 2.2.3 超重力对夹杂物影响的研究 |
| 2.2.4 超重力在金属制备中的应用现状 |
| 2.3 论文研究的背景、目的、意义和内容 |
| 2.3.1 研究的背景 |
| 2.3.2 目的和意义 |
| 2.3.3 研究内容和方法 |
| 3 实验材料及方法 |
| 3.1 微波加热超重力装置及其工作原理 |
| 3.1.1 微波加热系统及其工作原理 |
| 3.1.2 控温系统及其工作原理 |
| 3.1.3 超重力旋转系统及其工作原理 |
| 3.2 试样制备 |
| 3.2.1 超重力试样的制备 |
| 3.2.2 超重力系数、冷速及处理时间参数变化试样的制备 |
| 3.3 组织表征 |
| 3.3.1 光学显微镜分析 |
| 3.3.2 扫描电镜分析 |
| 3.3.3 试样的均匀化+锻造+热处理工艺 |
| 3.3.4 TEM透射分析电子分析 |
| 3.3.5 XRD衍射分析 |
| 3.3.6 夹杂物的观察及分析 |
| 3.3.7 夹杂物高温动态原位观察 |
| 3.4 力学性能测试 |
| 4 IN 718合金相变行为分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 IN 718合金相变分析 |
| 4.2.1 IN 718合金凝固过程模拟分析 |
| 4.2.2 IN 718合金实际凝固过程及相变观察 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 超重力对IN 718合金中夹杂物行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 基于斯托克斯公式的理论分析 |
| 5.2.1 重力系数对夹杂物颗粒运动速度的影响 |
| 5.2.2 不同夹杂物颗粒运动位置的影响因素 |
| 5.2.3 不同夹杂物之间的追逐行为 |
| 5.3 超重力去除IN 718合金中的非金属夹杂 |
| 5.3.1 超重力处理前合金中夹杂物的表征 |
| 5.3.2 超重力对夹杂物分布影响的观察与分析 |
| 5.3.3 超重力对夹杂物分布和尺寸的影响分析 |
| 5.3.4 超重力对夹杂物的去除效率分析 |
| 5.4 超重力对夹杂物行为影响及去除机理 |
| 5.4.1 夹杂物溶解析出的Thermo-calc理论计算 |
| 5.4.2 TiN夹杂物析出过程的高温共聚焦显微镜原位观察 |
| 5.5 超重力场作用下夹杂物移动时间分析计算 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 超重力对IN 718合金熔液凝固行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 重力系数对IN 718合金微观偏析行为的影响 |
| 6.2.1 不同重力系数下微观组织特征 |
| 6.2.2 不同重力系数下的元素分布规律 |
| 6.3 冷却速度对IN 718合金微观偏析行为的影响 |
| 6.3.1 不同冷速下微观组织特征 |
| 6.3.2 不同冷速下的元素分布规律 |
| 6.3.3 不同冷速下的凝固偏析表征 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 超重力对IN 718合金性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 超重力后合金锭的显微组织表征 |
| 7.2.1 铸态试样的组织观察 |
| 7.2.2 热处理态试样的组织观察 |
| 7.2.3 热处理态试样的断口观察及分析 |
| 7.2.4 超重力对IN 718合金凝固组织影响的机理分析 |
| 7.3 超重力后合金锭的力学性能 |
| 7.3.1 IN 718合金原料的力学性能 |
| 7.3.2 热处理态合金锭试样的室温拉伸性能 |
| 7.3.3 热处理态合金锭试样的高温拉伸性能 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 超重力处理公斤级IN 718合金的应用 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 公斤级超重力实验装置 |
| 8.3 超重力去除公斤级IN 718合金锭中夹杂 |
| 8.3.1 超重力去除双联原料中夹杂物分析 |
| 8.3.2 超重力去除三联原料中夹杂物分析 |
| 8.4 超重力去除公斤级合金锭中夹杂物的热力学分析 |
| 8.5 超重力去除公斤级IN 718合金原料中TiN夹杂的可行性分析 |
| 8.5.1 TiN夹杂物的临界去除温度 |
| 8.5.2 超重力去除IN 718合金中TiN夹杂的可行性分析 |
| 8.6 本章小结 |
| 9 结论与展望 |
| 9.1 主要结论 |
| 9.2 论文创新点 |
| 9.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 激光增材制造Inconel 718 凝固微观组织 |
| 1.2.1 枝晶结构 |
| 1.2.2 元素偏析 |
| 1.2.3 枝晶间第二相 |
| 1.3 镍基合金微观组织对抗氧化性能的影响 |
| 1.3.1 镍基合金高温氧化特征 |
| 1.3.2 增材制造镍基合金高温氧化特性 |
| 1.4 激光增材制造Inconel 718 组织调控方法 |
| 1.4.1 准连续激光增材制造 |
| 1.4.2 热处理调控 |
| 1.5 研究目的、意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 Inconel 718 镍基合金 |
| 2.1.2 316L不锈钢 |
| 2.1.3 2219 铝合金 |
| 2.2 试验工艺及方法 |
| 2.2.1 送粉式激光增材制造 |
| 2.2.2 激光表面熔凝 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.3 材料表征 |
| 2.3.1 成分和物相分析 |
| 2.3.2 金相及扫描电镜分析 |
| 2.3.3 硬度测试 |
| 2.3.4 EBSD分析 |
| 2.3.5 电子探针分析 |
| 2.3.6 透射电镜分析 |
| 2.3.7 扫描开尔文探针分析 |
| 2.3.8 X射线光电能谱分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 高温氧化测试 |
| 2.4.2 腐蚀测试 |
| 第3章 激光增材制造Inconel 718 枝晶间优先氧化 |
| 3.1 激光增材制造Inconel 718 组织特征 |
| 3.1.1 枝晶形貌 |
| 3.1.2 元素分布 |
| 3.1.3 晶体学特征 |
| 3.2 枝晶间优先氧化 |
| 3.2.1 氧化皮宏观特征 |
| 3.2.2 氧化皮微观结构 |
| 3.3 氧化增重分析 |
| 3.3.1 氧化动力学 |
| 3.3.2 氧化增重权重计算 |
| 3.4 枝晶间优先氧化机理分析 |
| 3.4.1 氧化热力学计算 |
| 3.4.2 碳化物氧化 |
| 3.4.3 Nb偏析及Laves相的影响 |
| 3.5 枝晶间优先氧化对材料抗氧化性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 准连续激光增材制造Inconel 718 氧化特性 |
| 4.1 准连续激光增材制造Inconel 718 组织特征 |
| 4.1.1 枝晶形貌 |
| 4.1.2 元素偏析 |
| 4.1.3 晶体学特征 |
| 4.2 准连续激光增材制造Inconel 718 晶内氧化特征 |
| 4.2.1 氧化皮宏观特征 |
| 4.2.2 氧化皮微观结构 |
| 4.3 氧化增重分析 |
| 4.3.1 氧化动力学 |
| 4.3.2 氧化增重权重计算 |
| 4.4 晶内氧化机理分析 |
| 4.4.1 枝晶核氧化 |
| 4.4.2 枝晶间氧化 |
| 4.5 激光增材制造Inconel 718 晶间氧化特性 |
| 4.5.1 晶界微观组织特征 |
| 4.5.2 晶间氧化皮特征 |
| 4.5.3 晶间氧化机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 热处理提高激光增材制造Inconel 718 抗氧化性能 |
| 5.1 热处理工艺制定 |
| 5.1.1 热处理工艺参数 |
| 5.1.2 热处理对微观组织的影响 |
| 5.1.3 热处理对性能的影响 |
| 5.2 均匀化热处理组织调控 |
| 5.2.1 均匀化热处理工艺参数制定 |
| 5.2.2 均匀化热处理对微观组织的影响 |
| 5.2.3 均匀化热处理对性能的影响 |
| 5.3 成形及热处理组织调控准则 |
| 5.3.1 激光增材制造成形组织调控准则 |
| 5.3.2 热处理组织调控准则 |
| 5.4 热处理试样抗氧化性能 |
| 5.4.1 氧化皮宏观形貌 |
| 5.4.2 氧化皮微观结构 |
| 5.4.3 氧化动力学分析 |
| 5.4.4 氧化增重分析 |
| 5.4.5 氧化机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 准连续激光组织调控制备超耐蚀铝合金表面 |
| 6.1 激光表面熔凝铝合金抗腐蚀性能研究现状 |
| 6.2 激光表面熔凝层组织特征 |
| 6.2.1 微观组织 |
| 6.2.2 元素分布 |
| 6.2.3 表面电势 |
| 6.3 激光表面熔凝层抗腐蚀性能 |
| 6.3.1 开路电势 |
| 6.3.2 极化曲线 |
| 6.3.3 浸泡腐蚀 |
| 6.4 准连续激光表面熔凝调控微观组织机理 |
| 6.4.1 凝固行为与组织特征 |
| 6.4.2 Cu偏析 |
| 6.5 准连续激光表面熔凝提高材料抗腐蚀性能机理 |
| 6.5.1 析出相形貌对抗腐蚀性能的影响 |
| 6.5.2 元素偏析对抗腐蚀性能的影响 |
| 6.5.3 形貌与偏析对抗腐蚀性能的综合影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 1 结论 |
| 2 论文主要创新点 |
| 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 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 Ni_3Al 基合金概述 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 Ni_3Al基合金 |
| 1.2.3 Ni_3Al基合金国内外发展现状 |
| 1.3 Ni_3Al基合金制备 |
| 1.3.1 熔炼工艺 |
| 1.3.2 凝固特征 |
| 1.3.3 凝固组织控制 |
| 1.4 Ni_3Al基合金的相组成与特点 |
| 1.4.1 γ和γ′相 |
| 1.4.2 β相 |
| 1.4.3 碳化物和α-Cr等其他析出相 |
| 1.5 Ni_3Al基合金氧化行为 |
| 1.5.1 合金高温氧化 |
| 1.5.2 Ni-Al合金氧化 |
| 1.5.3 γ′-Ni_3Al氧化机制 |
| 1.5.4 Ni_3Al基合金氧化研究进展 |
| 1.6 本文主要研究内容和思路 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 母合金熔炼 |
| 2.1.2 常规凝固Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.3 铜模喷铸Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.4 雾化Ni_3Al基合金粉末样品制备 |
| 2.2 样品分析测试方法 |
| 2.2.1 组织形貌观察与分析 |
| 2.2.2 差示扫描量热分析 |
| 2.2.3 γ、γ′相物相检测及晶体学分析 |
| 2.2.4 合金元素在γ、γ′相的分配及占位行为分析 |
| 2.2.5 力学性能表征 |
| 2.2.6 氧化产物分析 |
| 第3章 Ni_3Al基合金凝固组织演变与相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 常规凝固Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.2.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.2.2 枝晶间组织 |
| 3.2.3 碳化物 |
| 3.2.4 凝固过程分析 |
| 3.3 喷铸Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.3.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.3.2 碳化物 |
| 3.3.3 枝晶间组织 |
| 3.3.4 枝晶间马氏体转变机制 |
| 3.4 雾化Ni_3Al基合金典型凝固组织形貌分析 |
| 3.4.1 雾化合金冷却速度估算 |
| 3.4.2 冷却速度对枝晶特征的影响 |
| 3.4.3 冷却速度对枝晶干γ′相和枝晶间组织的影响 |
| 3.4.4 冷却速度对合金粉末微观硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ni_3Al基合金γ、γ′相元素分配及γ/γ′相界面特征研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为 |
| 4.2.1 合金元素在γ和γ′相的分配行为的实验研究 |
| 4.2.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为的第一性原理研究 |
| 4.3 γ/γ′相界面特征及错配度 |
| 4.4 枝晶干(γ+γ′)两相组织的力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni_3Al基合金热暴露时组织演变及相变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶干(γ+γ′)两相组织演变 |
| 5.4 热暴露时Ni_3Al基合金碳化物演变 |
| 5.5 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变及机理 |
| 5.5.1 600℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.5.2 900℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.6 热暴露对Ni_3Al基合金维氏硬度的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 不同冷却速度凝固Ni_3Al基合金氧化行为对比 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 常规凝固Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.4 喷铸Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.5 Ni_3Al基合金在600℃下氧化行为 |
| 6.5.1 枝晶干/枝晶间界面处氧化行为 |
| 6.5.2 枝晶干和枝晶间区域氧化行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 全文结论和创新点 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
| 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 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 IN718合金简介及镍基合金大型化需求概述 |
| 2.1.1 IN718合金简介 |
| 2.1.2 镍基合金铸锭的大型化需求 |
| 2.2 IN718合金铸锭大型化的国内外研究状况 |
| 2.3 IN718合金铸锭的冶炼工艺 |
| 2.3.1 真空感应熔炼 |
| 2.3.2 真空感应+真空自耗熔炼 |
| 2.3.3 真空感应+电渣重熔熔炼 |
| 2.3.4 三联工艺熔炼 |
| 2.4 IN718合金铸锭的凝固组织缺陷 |
| 2.4.1 金属的凝固偏析 |
| 2.4.2 IN718合金的微观偏析 |
| 2.4.3 IN718合金的宏观偏析 |
| 2.5 IN718合金的热加工工艺 |
| 2.5.1 IN718合金的均匀化处理 |
| 2.5.2 IN718合金的热变形工艺 |
| 2.5.3 IN718合金的热处理工艺 |
| 2.6 双回路导电结晶器电渣重熔新技术简介 |
| 2.7 本课题研究背景、意义和内容 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 铸态IN718合金相转变热力学分析 |
| 3.1 IN718合金平衡相转变热力学计算 |
| 3.2 IN718合金非平衡凝固热力学计算 |
| 3.3 小结 |
| 4 冷却速率对IN718合金微观偏析行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 DSC分析 |
| 4.2.3 高温动态原位观察 |
| 4.2.4 元素偏析和组织分析 |
| 4.3 不同冷速下相转变行为分析 |
| 4.3.1 DSC分析结果 |
| 4.3.2 HTCLSM原位观察结果 |
| 4.4 不同冷速下的微观组织特征 |
| 4.5 不同冷速下的元素分布规律 |
| 4.6 不同冷速下的凝固偏析表征 |
| 4.7 小结 |
| 5 不同温度下IN718合金的凝固和偏析特征 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.3 不同温度下合金凝固行为的观测及表征 |
| 5.4 不同温度下微观偏析行为的分析与探讨 |
| 5.5 不同温度下宏观偏析行为的表征及预报 |
| 5.6 小结 |
| 6 重熔工艺参数对IN718电渣锭凝固质量特征的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料及重熔方案 |
| 6.2.2 试样制备及检测方法 |
| 6.3 不同重熔电流下的宏观组织对比 |
| 6.4 不同重熔电流下的成分变化和元素偏析 |
| 6.5 不同重熔电流下的微观组织及夹杂物特征 |
| 6.6 电渣锭中非金属夹杂物的生成机理 |
| 6.7 小结 |
| 7 IN718合金的均匀化过程研究及分析表征 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料及方法 |
| 7.2.1 实验材料及均匀化实验方案 |
| 7.2.2 动态原位观察 |
| 7.2.3 检测方法 |
| 7.3 均匀化温度的确定 |
| 7.4 不同枝晶间距的第一段均匀化处理分析 |
| 7.4.1 JMatPro模拟结果 |
| 7.4.2 实验检测结果——微观组织 |
| 7.4.3 实验检测结果——元素分布 |
| 7.4.4 合金元素的高温扩散机理 |
| 7.5 不同保温时间的第二段均匀化处理分析 |
| 7.6 不同保温温度的第一段均匀化处理分析 |
| 7.7 小结 |
| 8 基于导电结晶器的电渣冶金新技术制备IN718电渣锭 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 不同重熔工艺制备IN718电渣锭 |
| 8.3 不同重熔工艺下的凝固组织特征 |
| 8.4 不同重熔工艺下的力学性能分析 |
| 8.4.1 拉伸和冲击性能 |
| 8.4.2 高温蠕变性能 |
| 8.5 小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
