一、Effect of Yttrium on High Temperature Oxidation Resistance ofa Directionally Solidified Superalloy（论文文献综述）
干梦迪,种晓宇,冯晶[1]（2021）在《航空航天高温结构材料研究现状及展望》文中提出高温结构材料对航空航天装备的发展至关重要.论述了镍基高温合金、钴基高温合金、高温金属间化合物、Mo-Si-B、难熔金属及难熔高熵合金、贵金属高温合金等几类最重要的高温结构材料研究现状,并从两个角度思考高温合金材料的发展趋势:（1）通过高稳定性的高温低导热涂层来提高材料的最高承温能力;（2）从化学键合本质上寻找本征更耐高温的材料,并改进其抗氧化性能和加工性能,如难熔碳/硼/氮化物及其复合材料等.对未来高温结构材料的发展方向进行了梳理,并为航空航天高温结构材料的研究提供参考.
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》文中提出传统钴基高温合金（Co-Ni-Cr-W基合金）具有优异的抗热腐蚀、抗热疲劳和易焊接等性能,但由于其强化方式主要为固溶强化和碳化物强化,高温强度和承温能力显着低于γ’相（Ni3Al）强化的镍基高温合金,因而未能像镍基高温合金一样获得广泛的应用。2006年,一种新的钴基高温合金Co-Al-W基合金中γ’-Co3（Al,W）相及其强化作用的发现,意味着通过调控γ’相析出使新型钴基高温合金具有与镍基高温合金相当的高温力学性能成为可能,从而为发展航空发动机和地面燃气轮机用高耐蚀、高耐温结构材料开辟了新方向。目前国内外针对Co-Al-W基高温合金的研究主要集中在通过合金化提升其承温能力、力学性能、抗氧化性能等材料性能方面,而关于合金化对凝固特性、铸造和固溶等工艺性能的影响方面关注较少,研究和阐明Co-Al-W基高温合金的铸造工艺性能及其影响因素,特别是铸造缺陷的形成机制,是该类合金铸件实现工程化应用的关键。本文研究了合金元素对Co-Al-W基高温合金的凝固特性、铸造和固溶工艺性能的影响规律,并通过数值模拟与实验相结合的方法,研究了该合金的定向凝固基本行为,实现了合金复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文主要创新性成果如下:针对目前具有优异高温力学性能的Co-7Al-8W-1Ta-4Ti五元合金铸态组织复杂、凝固行为和凝固路径不明确的问题,采用等温淬火、定向凝固+快速淬火等方法确定了该合金的凝固路径:L→Li+γ→L2+γ+Laves→L3+γ+Laves+（β+γ’）e→L4+γ+Laves+（β+γ’）e+γ’→γ+Laves+（β+γ’）e+γ’。合金凝固时液相内W、Ta、Ti元素的强烈偏聚会导致Laves相优先析出,富Al、Ti的（β+γ’）e共晶在Laves相之后析出,过剩的Ti元素在合金凝固的最后阶段形成富Ti的γ’相。由于3种二次相中存在相同的多种合金元素,它们在凝固过程中的析出会发生相互竞争,因而可通过调整合金元素控制合金的铸态组织与凝固行为。相关结果为后续设计多组元Co-Al-W基合金提供了理论依据。在Co-Al-W-Ta-Ti合金的基础上,加入高温合金最常用的强化元素Ni和Cr,设计了 Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti 七元 Co-Al-W 基合金,研究了其凝固和固溶行为。结果表明,Ni、Cr元素的加入可使A1和Ta的偏析减小,对合金凝固路径的影响较小,但可使在合金凝固最后阶段形成的γ’相转变为（γ+γ’）e共晶。由于Co-30Ni-7Al-8W-5Cr-1Ta-4Ti合金中难熔元素浓度较高,固溶处理后易形成无法消除的μ相（Co7W6）。为了避免合金固溶时产生μ相,并抑制Laves相的形成,本文在强化元素Al、W总量不变的条件下,研究了 Al、W元素含量变化对合金凝固与固溶性能的影响。结果表明,Al含量增多W含量减少可以抑制合金凝固时Laves相的析出,同时也可以抑制固溶处理时μ相的形成。在上述研究结果的基础上,本文提出的新合金的设计方案为Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti。新合金凝固时不形成Laves相,经过双级固溶处理后新合金可获得单一的γ相组织。以Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金为基础,进一步研究了 Ni元素含量对合金热裂缺陷形成的影响。结果表明,随Ni含量的增多,W和Ti的凝固偏析增加而Ta的偏析减小,（β+γ’）e共晶的析出温度降低、体积分数降低,合金残余液相中Al、Ti元素的浓度逐渐增多,导致合金在热裂敏感区内的凝固速率降低,合金的热裂形成倾向逐渐增大。随着Ni含量的减少,合金的组织稳定性下降,固溶处理难度增加。综合考虑新合金的凝固行为、铸造性能、固溶工艺和组织稳定性,合金中的Ni含量可在20-30at.%变化。该结果为不同性能单晶叶片的制备提供了较大的成分选择空间。通过实验和热力学计算获得了 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固过程的边界条件和合金热物性参数,构建了该合金准确的定向凝固工艺模型。研究了加热温度、摆放方式、抽拉速度等工艺参数对合金叶片定向凝固过程温度场和组织缺陷的影响,分析了缘板处杂晶缺陷的形成原理,结合模拟结果提出一种变速抽拉工艺,初步实现了复杂单晶叶片的定向凝固制备。本文的结果可为进一步开展Co-Al-W基合金复杂单晶叶片工程化制备提供基础数据支撑。
杨文晟[3]（2021）在《9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢关键技术基础研究》文中研究说明“加大环境治理力度,推动绿色发展取得新突破”,我国政府工作报告中重申了全面实施燃煤电厂超超低排放和节能升级的重要性和紧迫性。据有关方面计算,汽轮机服役温度每提高10℃,热效率可相对提高0.25%～0.30%。在我国目前通过技术引进成功开发的620℃等级高参数汽轮机材料中,耐热钢的研发和选用已经凸显了其局限性,随着机组投运时间的延长,现有耐热钢高温性能不足的问题也逐渐暴露,而630℃等级高参数汽轮机的研发生产主要由国外厂商技术垄断。所以研发我国自己的适用于更高参数（630℃）机组的材料以进一步降低煤耗、实现超超低排放的需求在当前提倡碳中和的情况下成为最为紧迫的任务。本课题依托四川省省院省校科技合作项目“630℃超高参数汽轮机关键阀芯锻件用新型耐热钢研发”（18SYXHZ0069）,采用VIM+ESR的生产工艺对9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢添加的Y2O3收得率、氧化物粒子在冶炼过程的运动行为、稀土氧化物弥散强化耐热钢的热变形行为、马氏体相转变行为等进行了系统研究;应用磁控溅射技术对耐热钢抗氧化能力、表面力学性能进一步改进;利用ProCAST模拟软件建立了工业级稀土氧化物弥散强化耐热钢电渣重熔的温度场、凝固场数值模型,优化了工业级耐热钢的电渣重熔工艺,解决了应用于630℃耐热钢实际研发、生产过程中的“热加工性差、无法长期保持设计的高温蠕变强度、抗高温氧化能力无法满足更高的服役温度”的问题,取得如下研究成果:首先在9-12%Cr马氏体耐热钢真空熔炼后期外加稀土 Y2O3纳米添加剂,利用稳定弥散的Y2O3粒子弥补现有的碳氮化物强化相在高温长时间下容易粗化所导致的钉扎作用损失。研究发现添加的稀土 Y203粒子在钢液中做布朗运动,在1600℃钢液中仅溶解0.2%,Y2O3粒子经VIM熔炼、ESR精炼后平均收得率达到37.5%。在实验室小型电渣重熔锭剖面组织及温度场、凝固场数值模拟发现,在电渣锭稳定结晶区域,耐热钢的柱状晶呈倒“V”型,500 kg工业级电渣过程数值模拟得到的最佳熔速为180 kg/h。热力学计算表明,在平衡凝固过程中,液相线温度为1510℃,固相线温度为1310℃,MX、M23C6析出强化相及Laves相和Z相于固相中依次析出。平衡凝固顺序为:L→L+δ-Ferrite→L+δ-Ferrite+MX→L+δ-Ferrite+MX+γ→δ-Ferrite+MX+γ→MX+γ+→MX+y+M23C6+α-Ferrite→MX+M23C6+αFerrite→MX+M23C6+α-Ferrite+Laves→MX+M23C6+α-Ferrite+Laves+Z;非平衡凝固过程中,由于大量溶质原子在凝固前沿富集及再分分布,导致凝固区间大于平衡凝固,同时诱导M23C6在凝固末端生成,非平衡凝固顺序为:L→L+δ→L+δ+γ→L+y+Z→L+y+Z+M2B→L+y+M2B+M23C6。结合热加工工艺及Gleeble热压缩实验发现,在低温低应变速率区域,9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢的软化机制为动态回复,在高温高应变速率区域,耐热钢的软化机制为动态再结晶。对热加工图的研究可知,9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢的最佳热加工参数为T=1050-1100℃、ε=0.03-0.3 s-1。利用Gleeble热模拟试验机和超高温共聚焦显微镜对比研究了不同冷速下9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢中马氏体的相转变行为规律。结果表明,板条马氏体首先在奥氏体晶界处形核并向内部长大;随着温度的降低,马氏体板条束在晶界处形成;多个马氏体板条束形成马氏体板条群,将原始奥氏体晶粒分割成数个小区域。增加冷速有利于提高马氏体形核率,同时引起奥氏体缺陷增多阻止板条马氏体界面迁移。随后在传统热处理工艺基础上增加二次淬火（1000℃）处理,显着降低了原始奥氏体尺寸,原奥平均晶粒尺寸由传统工艺的30.4 μm减小为12.1μm,冲击韧性由原有的12 J提升至24 J。二次淬火保温过程中大量的Nb（C,N）和VN二次析出,析出的第二相粒子可以钉扎奥氏体晶界,促使奥氏体晶粒尺寸显着降低,冲击韧性大幅提高。通过添加Y203粒子,使耐热钢中的纳米强化相数量增多、平均尺寸下降,沉淀强化贡献增加了 71 MPa。Y203的加入同时也会使更多的第二相粒子钉扎晶界阻止位错运动,促使耐热钢具有更高的初始位错密度及更为细小的亚晶粒结构,进而提高耐热钢性能。使用直流磁控溅射DCMS技术在9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢上沉积了硬质Cr1-xAlxN/CrN/Cr梯度涂层,梯度涂层不但对耐热钢表面进行改性提高了耐热钢表面硬度,而且显着提高了基材耐热钢的抗高温氧化能力。适度增加涂层中的Al掺杂含量（x=0.7）,有利于形成富Al的表面无定形氧化物产物层。根据涂层氧化动力学模型,氧气在氧化产物层的内扩散是涂层氧化动力学的主要控速环节。
李云峰[4]（2021）在《大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究》文中提出大型履带式工程车辆广泛应用于建筑、采矿、石油等工程领域。由于工作环境恶劣,驱动履带行走的主动轮齿圈齿面在伴有高冲击载荷摩擦力作用下,短期内出现严重磨损现象,现有的齿面感应淬火工艺已无法满足工作需要。为了解决齿面短期失效问题,提升轮齿服役周期,论文以大型齿圈常用的ZG42CrMoA材料为研究对象,以提高该材料表面耐磨性能并改善抗冲击与耐腐蚀性能为研究目标,采用激光熔覆技术开展了涂层材料选择和基础工艺优化、耐磨颗粒选配、稀土元素调控、脉冲激光熔覆影响、复合涂层设计与制备以及齿圈齿面激光熔覆工艺等研究工作,取得如下主要研究结果:（1）为提升主动轮齿圈齿面耐磨耐冲击性能,设计了一种包含界面连接层、增韧层与耐磨层的“三明治”夹层式复合结构涂层。界面连接层连接熔覆涂层与基材,为消除铸钢基材气孔、夹杂等冶金缺陷,采用大稀释率制备,有利于缺陷的排除,在界面形成良好冶金结合。增韧层用于缓冲外力作用,增强涂层耐冲击性能。耐磨层用于提升涂层的耐磨性能。增韧层与耐磨层以交替层叠方式制备。选择韧性与润湿性俱佳的Ni201粉末作为连接层与增韧层的材料。由于Ni45合金具有相对良好的耐磨、耐冲击和耐腐蚀性能,因此将其作为耐磨层主体材料,通过添加WC颗粒增强耐磨性,添加稀土提升耐冲击性。（2）采用数值模拟与工艺试验相结合的方法,获得了激光熔覆过程的最佳载粉气流量为600 L/h。在此基础上通过正交试验分析方法,针对激光熔覆的激光功率、扫描速度与送粉量进行优化选择,得到Ni45涂层与Ni201涂层的最佳激光熔覆工艺参数,即Ni45涂层采用2100 W激光功率、300 mm/min扫描速度、8.87 g/min送粉率;Ni201涂层采用2700 W激光功率、300 mm/min扫描速度、4.72 g/min送粉率。采用上述参数进行多道搭接优化试验,得到40%的最佳搭接率。通过300℃的预热缓冷处理解决了40%搭接率涂层的开裂问题。（3）为提高激光熔覆Ni45涂层的耐磨性能,研究了微米与纳米两种尺度WC颗粒对涂层组织与性能的影响。由于微米WC颗粒具有较高的硬度和较低的粘着键形成几率,因而具有良好的抗粘着磨损特性,能有效提高Ni45涂层的耐磨性能。但具有较高脆性的WC颗粒会在涂层中形成高应力集中点,使Ni45涂层的耐冲击性能明显下降。而纳米WC颗粒尺寸小、比表面积大,会附着在固液界面前沿阻碍晶粒生长,从而使涂层组织得到显着细化。在提升涂层耐磨性的同时,耐冲击性及耐腐蚀性也得到显着改善。相比于Ni45涂层,添加10 wt.%纳米WC后,涂层磨损率降低53.17%,冲击韧性提高13.4%,腐蚀电流密度降低34.12%。（4）为改善激光熔覆Ni45涂层的耐冲击性能,研究了稀土钇及其氧化物对涂层组织与性能的调控作用。纯钇能抑制晶粒生长,从而细化涂层组织,但也会产生许多硬质析出相。由于硬质相在涂层内会成为应力集中点,在冲击力作用下会增加涂层开裂倾向,进而限制涂层耐冲击性的提高。同时,硬质相会增加Cr元素析出量,加剧涂层贫Cr现象,进而不能显着提高涂层耐腐蚀性。由于氧化钇难熔且不与其他金属发生反应,阻碍晶粒生长的同时,还会成为异质形核质点,因此能有效细化涂层组织并抑制硬质相析出,缓解涂层的应力集中与贫Cr现象,提高涂层耐冲击与耐腐蚀性。相比于Ni45涂层,添加0.4 wt.%氧化钇的涂层磨损率仅降低2.86%,冲击韧性提高53.8%,腐蚀电流密度降低56.24%。（5）为进一步调控Ni45涂层的综合性能,分析了脉冲频率对涂层组织与性能的影响机制。脉冲激光使熔池具有更大的温度梯度与冷却速率,因此可以有效细化组织并减少硬质相析出。相比于连续激光熔覆层,脉冲频率为80Hz的涂层磨损率降低26.63%,冲击韧性提高29.94%,腐蚀电流密度降低40.08%。（6）综合前述最优工艺分别制备了匀质和夹层式两种结构的复合涂层。结果表明:匀质复合涂层组织细化均匀,富W与富Cr相尺寸与数量较小。夹层式复合涂层中的增韧层晶界富集Mo元素,能有效阻碍Cr元素扩散。匀质复合涂层磨损率与腐蚀电流密度较基材降低76.94%和87.98%,较高频淬火基材降低72.80%和92.71%。夹层式复合涂层具有最优异的耐冲击性能,较匀质复合涂层与高频淬火试样分别提高8.21%和14.67%。（7）设计了大型齿圈齿面激光熔覆工装夹具。该工装结构简单,能快速安装定位,运动稳定,并能实现齿圈和送粉头的联动。根据齿圈和送粉头的运动轨迹控制方法在齿面制备了均匀等厚的夹层式复合涂层。通过有限元模拟方法对比分析了高频淬火、激光熔覆匀质和夹层式复合涂层三种齿面与履带销在冲击和摩擦过程中的应力分布状态。相比于高频淬火和激光熔覆匀质涂层,由于夹层式复合涂层中的增韧层在冲击和摩擦过程中会发生微观塑性变形,从而分散涂层内部应力,有效缓解齿面的应力集中,因此该涂层在保证优异耐磨性能的同时,可获得良好的耐冲击性能。
周俊[5]（2021）在《Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响》文中研究指明采用Cu元素对Ni基合金定向结构涂层改性,使用热喷涂+感应重熔+强制冷却复合技术制备了Ni60/Cu定向结构复合涂层。设置Cu元素添加质量分数分别为5%Cu、10%Cu、15%Cu和20%Cu,系统研究了Cu元素添加含量对热喷涂预制涂层、高频感应重熔涂层以及强制冷却形成的定向结构Ni基合金微观结构、物相演变、元素分配、力学性能和摩擦磨损性能的影响规律,探讨了Cu元素添加对涂层从热喷涂、高频感应重熔、直到定向结构涂层微观组织演变及其性能的系统化影响机制。并研究最佳Cu添加量下冷却水流量对涂层微观结构和摩擦性能的影响,得出了如下结论:1)Cu元素的加入促进了火焰喷涂预制涂层的晶界融合,细化了层流状结构,但降低了Ni60合金的横向扩展能力;感应重熔消除了预制喷涂涂层形成的层流状结构,形成了凝固态形式涂层,重熔使Cu元素向晶内发生扩散,促进了溶质元素析出,促使晶粒细化以及晶界演变。随着Cu元素含量增加,逐渐促使涂层中微观组织形成“类马氏体组织”和“类贝氏体组织”。通过强制冷却形成的定向结构涂层晶粒的生长方向呈柱状树枝晶的方式从界面向表面生长。定向结构涂层中Cu元素富集于晶粒,促使晶界区域Cr、C、B元素的富集。Cu元素添加量对定向枝晶生长取向、晶粒形态和大小产生显着影响,当Cu添加量为15%时定向枝晶结构细密,表现为沿界面垂直生长方式。2)Cu和Ni元素较强的冶金相容性,促进了复合合金涂层的再结晶能力,其向晶粒持续地扩散的过程中,形成Cu、Ni固溶体及化合物相CuNi,并促使Cr、B、C等向晶界析出,再细化微观结构,同时导致界面共晶结构生长形态演变,从而在形成定向结构涂层过程中,随着Cu含量增加,枝晶取向发生显着变化。3)随着Cu含量的增加,预制喷涂涂层、感应重熔涂层和定向结构涂层的摩擦系数与体积磨损率均表现为先降低后升高的规律,说明Cu元素添加能够有效增强涂层的减摩性能,而15%Cu含量的涂层显示出最低的摩擦系数及磨损量,表明15%Cu的添加的涂层发挥了最佳的减摩性能;但当Cu为20%时,较多含量的Cu添加反而使涂层的粘着磨损变得严重,导致涂层的耐磨损性能下降。4)研究了15%Cu含量定向结构涂层在冷却水流量为0.944m L/（min·mm2）、1.886m L/（min·mm2）和2.831m L/（min·mm2）下,定向结构涂层晶粒取向演变及对摩擦性能的影响。研究表明:冷却水流量对定向晶的微观结构具有明显影响,当冷却水流量为2.831m L/（min·mm2）时,涂层的定向结构明显,柱状树枝晶发达、规则,晶界细密,但对物相演变及硬度性能没有显着影响。耐磨性测试表明,2.831m L/（min·mm2）流量水下的涂层显示出最低的摩擦系数和磨损率,磨痕宽度也最小,摩擦表面光滑。说明较强的冷却水流量能促使涂层定向结构规则生长,增强其耐磨减摩性能。
邓振强[6]（2021）在《FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究》文中研究表明FeCrAl不锈钢具有优异抗高温氧化性能和较低热膨胀系数,是生产汽车尾气净化器载体的理想材料。但由于FeCrAl不锈钢中Al含量较高,生产中凝固成型控制困难,锻造轧制易开裂。这严重制约了我国汽车尾气净化器的研发和生产。为此,本文主要从以下五个方面对FeCrAl不锈钢相析出及形变机理进行了研究:（1）平衡凝固相变研究;（2）非平衡凝固过程AlN的析出机制研究;（3）α’相析出行为研究;（4）动态再结晶行为研究;（5）动态应变时效行为研究。采用Factsage相图计算和热膨胀实验相结合的方法,研究了 FeCrAl不锈钢在平衡凝固和冷却过程中的相变和析出行为。基于相图计算结果,确定了完整的平衡相转变路径。结合垂直截面图与等温截面图分析发现,在冷却过程中,（Fe,Cr）7C3的析出主要受到Cr、Al和C含量的影响,Al含量的降低或Cr含量的增加会缩小（Fe,Cr）7C3的相稳定温度区间。Al含量的增加会减小σ的相稳定温度区间。FeCrAl不锈钢的平均线膨胀系数会因α’相的存在而降低,因（Fe,Cr）23C6的析出而升高。通过定向凝固实验和热力学、动力学计算,研究了冷却速率对FeCrAl不锈钢非平衡凝固过程中AlN夹杂物析出的影响。利用场发射扫描电子显微镜的Feature功能,研究了不同冷却速率下析出的AlN夹杂物的数量和尺寸。分别建立了 Ohnaka扩散-AlN析出耦合模型和溶质微观偏析有限差分法-AlN析出耦合模型,确定了 AlN颗粒的生长机理。结果表明,AlN在固液两相区析出。随着冷却速率的增加,AlN颗粒尺寸减小,颗粒数量增加,但体积分数变化不大。在凝固过程中,AlN开始析出后氮含量随冷却速率的变化而显着变化。增加冷却速率和降低钢液中的氮含量会缩短夹杂物的生长时间,从而减小FeCrAl不锈钢中析出的AlN粒子的尺寸。在凝固过程中,随固相分率的增加,在液相中氮、铝和铬的偏析度降低,在固相中铝和铬的偏析度升高。固相中氮的偏析度首先升高,并在AlN夹杂物开始析出后降低。通过热力学分析及三维原子探针仪和纳米压痕实验对FeCrAl不锈钢475℃下α’相析出行为进行了研究。原子探针及热力学分析表明,纳米尺度的α相和α’相的分离是导致FeCrAl不锈钢在475℃下等温时效强化的主要机制。FeCrAl不锈钢中析出的α’相呈弥散的独立球状粒子。α’相中心区域Cr含量随475℃下时效时间的延长而升高,Al原子强烈的分配至富铁相中。稀土 La元素可在时效过程中富集于α’相的周围,抑制α’相的析出。纳米压痕实验表明,随475℃下时效时间的延长,FeCrAl不锈钢的硬度和弹性模量均有所升高。使用Gleeble-3500热模拟机进行高温压缩实验对铸态FeCrAl不锈钢的动态再结晶行为进行了研究。通过对真实应力-应变曲线的回归分析得到发生动态再结晶的表观激活能为300.19 kJ/mol,构建了相应的本构方程及相关热物性参数与Z因子的函数关系。采用改进的Avrami模型建立了动态再结晶的动力学模型。结合压缩试样微观组织分析发现,动态再结晶晶粒的体积分数随应变的增大而增大;在固定变形温度下,达到相同动态再结晶体积分数所需的应变量随应变速率的增大而增大;动态再结晶晶粒尺寸随温度的升高或应变速率的降低而增大。微观结构观察还表明,连续动态再结晶是FeCrAl不锈钢发生动态再结晶的主要形核机制。通过单向拉伸实验对FeCrAl不锈钢在室温至600℃温度区间的变形性能进行研究。结果表明,应变速率为3.333×10-4 s-1,形变温度为200℃～400℃条件下,动态应变时效发生。抗拉强度呈现负应变速率敏感性。应变速率一定时,随温度的升高,应力-应变曲线依次出现A、A+B、B、C+D、C型锯齿波。应变速率降低会使动态应变时效温度区间向低温区移动。采用描述性统计方法对FeCrAl不锈钢发生动态应变时效时应力降特征进行了描述。根据McCormick模型对动态应变时效过程中溶质原子迁移的有效激活能进行计算,确定了置换原子Al与位错的交互作用是导致FeCrAl不锈钢发生动态应变时效现象的主要原因。
陈海妹[7]（2020）在《DZ22B热浸镀Al-Si镀层组织及其高温抗氧化性能的研究》文中研究表明DZ22B具有良好的综合性能,广泛用作1000℃以下航空发动机涡轮零件和叶片材料。然而DZ22B中Al含量较低、W含量较高,导致其高温抗氧化性能较差。热浸镀铝是一种高效的表面防护技术,广泛用于钢铁防护领域。热浸镀铝熔池中添加合金元素能改善镀层组织,提高镀层性能。为了解熔池中Si元素含量、浸镀时间、真空扩散处理对镀层组织及高温抗氧化性能的影响,本文将DZ22B基体在不同Si含量铝熔池中浸镀不同时间获得铝化物镀层,然后进行1000℃+200次高温循环氧化实验;为研究热浸镀后扩散处理对Al-Si镀层组织及高温抗氧化性能的影响,将浸镀后的试样1050℃+2h真空扩散处理,探究其对镀层组织与高温抗氧化性能的影响。利用扫描电镜、能谱分析仪、X射线衍射仪等设备观察镀层组织结构,分析物相组成及氧化产物。热浸镀实验表明,在Si含量相同的熔池中,浸镀90s和120s所得镀层的表观质量较好;浸镀时间相同时,随熔池中Si含量的增加,镀层表面质量越好。纯铝和Al-Si镀层合金层由β-Ni Al和Al3Ni2相组成,Al-Si镀层合金层中还出现了块状富Cr和富Si相,且镀层表面自由层较纯铝镀层致密。浸镀时间相同时,首先随Si含量的增加,延缓了合金层的形成,当Si为5wt.%时,镀层最薄;当Si大于5wt.%时,随Si含量的增加,镀层厚度有所增加。纯铝和Al-Si镀层合金层的生长均受界面反应控制。经1050℃+2h真空扩散处理后,纯铝镀层表面变得粗糙,随Si含量的增加,镀层表面变得平整。扩散处理后的镀层中主要形成β-Ni Al相。由于合金元素在β-Ni Al相中的溶解度很低,扩散层中还分布着呈细小针状的α-Cr、亮白色的细小M6C碳化物颗粒及白色絮状Cr3Si等第二相质点。高温氧化实验表明,热浸镀层和1050℃+2h真空扩散镀层中,Si含量在0～7wt.%范围内,当Si大于0.5wt.%时,随Si含量增加,镀层高温抗氧化性能均越好,Al-7wt.%Si镀层高温抗氧化性能最好。氧化初期Al-Si镀层氧化增重均较快,随连续致密α-Al2O3膜形成,氧化增重曲线趋于平缓。Si促进α-Al2O3膜形成,延缓基体氧化。热浸镀Al-Si镀层氧化后形成β-Ni Al相层,上面分布着M6C碳化物、α-Cr相及与基体表面呈45°向基体内生长的针状σ相。经1050℃+2h真空扩散Al-Si镀层氧化后,形成β-Ni Al、γ’-Ni3Al相共存区,上面分布着细小的Cr3Si相、α-Cr相、σ相和M6C碳化物。γ’-Ni3Al相中溶解了较多的Si,抑制β-Ni Al相生长,促进β-Ni Al相转变为γ’-Ni3Al相。富Si的γ’-Ni3Al相抗氧化性能与β-Ni Al相当。经1050℃+2h真空扩散Al-Si镀层中σ相明显减少且高温抗氧化性能较好。
李文虎[8]（2020）在《多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究》文中研究说明新型Mo-Si-B合金由于具有熔点高、硬度高和耐腐蚀性能好等优点,在航空航天、能源动力等领域用高温结构件具有良好的应用前景。目前,Mo-Si-B合金亦存在室温断裂韧性与高温强度之间负相关关系的问题,另外对其摩擦磨损行为的研究还很有限。为满足工程领域对高温结构材料综合性能的需求,不仅要其具有优良的综合力学性能,同时具备较好的抗氧化和摩擦磨损性能。本文借助La2O3所产生的稀土效应来改善和提高Mo-Si-B合金的微观组织与性能,通过对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织观察和性能测试,研究了不同α-Mo相含量和La2O3掺杂量对合金的微观组织、力学性能、高温氧化及摩擦磨损行为的影响规律,揭示了合金的强韧化机制、抗氧化和摩擦磨损机制。设计并制备了不同α-Mo相含量以及不同La2O3掺杂量的多相Mo-Si-B-La2O3合金,其中,使用液-液掺杂方法首先制备了 Mo-La2O3合金粉体,并以此为原料,与Si粉、B粉按照不同的化学计量配比进行配料,获得内含La2O3的Mo-Si-B混合粉体。结合机械合金化和热压烧结工艺分别制备了 α-Mo-Mo3Si-Mo5SiB2基和Mo3Si-Mo5SiB2-Mo5Si3基Mo-Si-B-La2O3合金。对所制备合金的微观组织观察发现,采用液-液掺杂的Mo-La2O3合金粉体能确保掺杂的La2O3颗粒最终以纳米尺寸分布在α-Mo、Mo3Si与Mo5SiB2相的晶粒内部,而且部分颗粒也分布在各相的相界面与晶界处。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的维氏硬度、断裂韧性、抗弯强度和抗压强度进行的分析和测试结果表明,随着Si和B含量的增加,合金的硬度、抗压强度逐渐增大,而抗弯强度和断裂韧性逐渐减小。在外加载荷作用下,试样没有发生明显的屈服与塑性变形,即试样在应力达到最大值时发生突然断裂,断口形貌具有脆性材料断裂的典型特征,表现出穿晶断裂和沿晶断裂的混合形貌。存在于金属α-Mo相中的纳米La2O3颗粒一方面能起到阻碍位错运动,强化合金的作用,另一方面,La2O3颗粒的拔出能消耗部分断裂能,并诱发α-Mo相的穿晶断裂,耗散裂纹扩展能,起到改善合金韧性的作用。然而,合金中硬脆性的Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3金属间化合物相随Si和B含量的增加而逐渐增多,具有较好延性的α-Mo相的含量则相应减少。由于较少的金属相无法完整的包裹La2O3颗粒,导致存在于金属间化合物或相界面处的La2O3颗粒数量显着增加,硬脆的第二相存在于界面处会导致其结合性降低,容易在外力作用下产生裂纹或应力集中,发生沿界面的解离。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能进行了测试和分析,结果表明,合金在1000℃与1100℃氧化时,Si和B含量较低的Mo-10Si-7B-La2O3合金与Mo-12Si-8.5B-La2O3合金的氧化失重速率呈典型的直线型或类直线型规律,而Si和B含量较高的Mo-14Si-9.8B-La2O3合金与Mo-25Si-8.5B-La2O3合金试样恒温氧化过程则包括氧化初期的快速失重和氧化中后期的相对稳定阶段。随La2O3含量的增加,各合金氧化失重降低,表现出更好的抗氧化性能。氧化试验后,各合金的氧化膜的形貌与组成表现出明显差异,Mo-10Si-7B-La2O3合金表面没有生成硼硅玻璃相,而是由垂直于合金表面方向生长的氧化物组成;Mo-12Si-8.5B-La2O3合金与Mo-14Si-9.8B-La2O3合金表面氧化层具有外层的硼硅玻璃相和内层的氧化物层双层结构;Mo-25Si-8.5B-La2O3合金表面形成的硼硅玻璃相与合金基体之间仅见少量的细小氧化物颗粒。抗氧化机制的分析表明,La2O3颗粒通过钉扎氧化产物MoO3,而抑制MoO3的挥发,并且通过阻止Mo4+、Si4+、B3+等离子通过晶界的扩散,降低氧化速度,促进硼硅玻璃相的形成,从而提高Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的摩擦磨损性能进行了测试和分析,结果表明,随着La2O3含量的增加,Mo-Si-B合金的摩擦系数均增大,内含α-Mo的多相Mo-Si-B-La2O3合金的体积磨损率逐渐增大,而Mo-25Si-8.5B-La2O3合金的体积磨损率则先增大后减小。室温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随载荷的增加而减小,随滑动速度的增加先减小后增大;体积磨损率随载荷和滑动速度的增加均增大。高温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随温度的升高而减小,体积磨损率随温度的升高不断增大。依据不同载荷和滑动速度条件下,α-Mo、Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3各相的磨损率及其在Mo-Si-B-La2O3合金中体积分数的不同,探讨了合金的磨损机制。室温下合金在低滑动速度低载荷时以轻微磨粒磨损和犁沟磨损为主;随滑动速度和载荷的增加,发生由轻微的磨粒磨损向疲劳磨损和磨粒磨损转变的趋势;在高滑动速度高载荷时,形成以包括疲劳磨损、磨粒磨损和剥落磨损在内的多种磨损机制共同作用。高温下合金的磨损开始以氧化磨损和犁沟磨损为主,伴随着氧化物颗粒的脱落和裂纹的萌生,转变为磨粒磨损和疲劳磨损,最后演变为较为严重的剥落磨损。
雷艺[9]（2020）在《DD483和PWA1483定向凝固镍基高温合金表面再结晶行为的研究》文中提出定向凝固镍基高温合金具有优异的高温力学性能,被广泛应用于制造燃气轮机的涡轮叶片。在叶片的清壳过程通常采取喷砂或喷丸清理的方法,这些工艺导致的冷变形基本处于表面,使得叶片表面在后期高温服役过程中极易发生再结晶,形成的再结晶组织与原始柱状组织截然不同,会严重降低叶片的持久寿命和疲劳寿命。因此,研究喷砂/丸对定向凝固镍基高温合金再结晶的影响有重大意义。另外在实际生产中发现,存在一些小的喷砂压力或者喷丸压力下叶片表面发生了再结晶,因此本文对DD483和PWA1483叶片铸件进行了不同喷砂/丸压力的表面清理后在服役温度（1100℃）附近保温4h和16h后,研究了试样表面的再结晶行为及其组织演变,得到了以下结论:（1）两种合金在0.4-0.7MPa的喷砂/丸压力清理后都能得到有效的表面清理和粗糙度的降低,且清理效果基本相同。喷丸后合金试样表面引入的残余应力比喷砂小。相同的喷砂/丸压力下PWA1483合金表面的残余应力比DD483合金小。（2）喷砂和喷丸后的两种合金经1100℃保温4h和16h后,Al、Ti等元素在表层的扩散消耗了γ’相的主要形成元素,在氧化层Ⅰ区)下方形成了有利再结晶形核的再结晶区（Ⅱ区）。喷砂退火后的两种合金在Ⅱ区形成不连续Al2O3的同时伴随着Ⅱ区以下TiN的形成,称该区域为组织失稳区（Ⅲ区）,而喷丸没有Ⅲ区。（3）随着保温时间的延长,胞状再结晶倾向越来越大,且喷砂的两种合金胞状再结晶倾向比喷丸大。喷砂/丸的PWA1483合金经1100℃保温后的胞状再结晶倾向比DD483合金小。喷砂后的两种合金在保温4h时表层已经发生了不完全等轴再结晶,此时已经有细小的新的晶粒产生,保温16h时晶粒有所长大,等轴再结晶倾向增大。（4）两种合金在不同喷砂/丸压力下的再结晶深度与喷砂/丸表面实际应力的变化趋势一致,保温时间越长,再结晶深度越大。喷砂/丸压力为0.6MPa下DD483合金表面所引入的压应力最小,再结晶厚度也相对较小,因此适合DD483合金的最佳表面喷砂/丸压力为0.6MPa,同理可得PWA1483合金的最佳表面喷砂/丸压力为0.5MPa/0.6MPa。
高承钻[10]（2020）在《强流脉冲电子束作用下激光熔覆NiCoCrAlYSi涂层组织与性能研究》文中指出为了满足航空、航海领域发动机高效率与高推重比要求,涡轮进口温度已经达到甚至远高于高温叶片的最大工作温度,在这种极端的操作环境下仅凭高温叶片本身已经无法保证其机械与化学稳定性。为此,在材料表面制备高温防护涂层是一种最为简单且有效的方法。MCrAlYX涂层由于其优秀的耐高温、抗腐蚀等性能,逐渐成为高温防护涂层最广泛应用的体系之一。经过长期服役,这些为高温合金量身定制的涂层也会不可避的产生失效。MCrAlYX涂层表面稳定生长的热生长氧化层（TGO）对其高温服役寿命起到了至关重要的作用。TGO的稳定生长与MCrAlYX涂层的微观形貌、相结构、晶粒尺寸等组织结构密切相关,而涂层的制备及表面修复技术又决定了其组织与性能特点。因此,选择合适的MCrAlYX涂层制备技术及表面修复技术,对提高其高温服役性能具有重要意义。本文采用激光熔覆（LC）技术制备NiCoCrAlYSi涂层,然后使用强流脉冲电子束（HCPEB）装置对样品表面进行辐照处理。通过X射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（SEM）结合能谱仪（EDS）、透射电镜（TEM）等装置详细表征HCPEB辐照前后及高温氧化过程中熔覆层微观结构变化及TGO微观生长过程,揭示HCPEB辐照作用下MCrAlYX激光熔覆层改性机理及基于微观结构控制的MCrAlYX激光熔覆层抗高温氧化性能增强机制。通过单因素激光熔覆实验,研究不同激光工艺参数下NiCoCrAlYSi熔覆层表面冶金缺陷及凝固组织特征,并优化激光熔覆工艺参数,制备性能较佳的激光熔覆层。组织结构分析表明,NiCoCrAlYSi激光熔覆层主要由γ/γ′相构成,表面存在较多孔隙并具有典型的枝晶偏析现象;HCPEB辐照处理后熔覆层的冶金缺陷消失,表面发生重熔,且重熔层厚度随辐照次数的增加而逐渐增加。此外,辐照表面诱发产生交滑移及纳米晶结构。表面显微硬度结果显示,HCPEB辐照处理后熔覆层表面硬度显着高于原始样品。抗高温氧化性能结果表明,NiCoCrAlYSi激光熔覆层氧化10 h后,表面形成了疏松多孔且有微裂纹的TGO,其成分与厚度都十分不均匀,熔覆层内部出现了少量点状内氧化现象;氧化40 h后,熔覆层出现尖晶石团簇现象,尖晶石处已经出现开裂甚至剥落,并留下了呈三层结构的凹坑;氧化70 h后,TGO厚度大幅增加,主要以混合氧化物为主,此时熔覆层出现了严重的内氧化现象,内氧化深度达15μm;氧化100 h后,TGO厚度开始降低,表面开始出现大面积的开裂与深层次的剥落,内氧化现象进一步加剧并逐渐连结成片,局部剥落区域基体直接裸露在外,氧化膜完全失效。15次HCPEB辐照处理的NiCoCrAlYSi熔覆层氧化10 h后形成了双层结构的TGO,TGO/熔覆层界面处为平整致密的Al2O3,TGO表层为厚度较薄的混合氧化物;随着氧化进行,TGO表层混合氧化物逐步由扁平状碎化成颗粒状,并产生了少量孔洞。由于15次辐照处理后的熔覆层表面形成了平整致密的Al2O3保护膜,TGO厚度仅从1.8μm（氧化10 h）增长至4.1μm（氧化100 h）,TGO保护性能良好,熔覆层的抗高温氧化性能得到显着提升。45次HCPEB辐照处理的NiCoCrAlYSi熔覆层氧化10 h后TGO同样呈双层结构,TGO/熔覆层界面处为Al2O3,TGO表层则是复杂的混合氧化物,且未完全覆盖Al2O3膜;氧化40 h后,次表层Al2O3完全被混合氧化物覆盖;氧化70 h后,双层结构的TGO变得凹凸不平,表面出现了尖晶石并萌生了裂纹,即将发生剥落;氧化100 h后,TGO依旧为双层结构,局部区域产生了开裂与剥落,剥落区域呈四级阶梯分布。结果显示,45次辐照处理后熔覆层抗高温氧化性能有一定的提升,但弱于15次辐照处理后的熔覆层。熔覆层表面的多重HCPEB辐照效应促进了氧化过程中保护性氧化膜的快速形成,提高了其化学稳定性,有效增强了NiCoCrAlYSi熔覆层抗高温氧化性能。
二、Effect of Yttrium on High Temperature Oxidation Resistance ofa Directionally Solidified Superalloy（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、Effect of Yttrium on High Temperature Oxidation Resistance ofa Directionally Solidified Superalloy（论文提纲范文）
（1）航空航天高温结构材料研究现状及展望（论文提纲范文）
| 0 引 言 |
| 1 高温结构材料研究现状 |
| 1.1 镍基高温合金 |
| 1.2 钴基高温合金 |
| 1.3 金属间化合物 |
| 1.4 难熔金属与难熔高熵合金 |
| 1.5 贵金属高温合金 |
| 2 展 望 |
| 2.1 通过低导热高热稳定性涂层提高承温能力 |
| 2.2 本征耐高温的结构材料 |
| 3 结 论 |
（2）Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.1.1 课题来源 |
| 1.1.2 研究背景 |
| 1.1.3 研究目的与意义 |
| 1.2 铸造高温合金发展概述 |
| 1.2.1 定向凝固技术 |
| 1.2.2 单晶制备技术 |
| 1.3 铸造高温合金的凝固行为研究 |
| 1.3.1 铸造高温合金凝固特性 |
| 1.3.2 铸造高温合金凝固特征温度 |
| 1.3.3 铸造高温合金凝固偏析 |
| 1.3.4 铸造高温合金凝固缺陷 |
| 1.4 铸造高温合金定向凝固工艺研究 |
| 1.4.1 铸造高温合金定向凝固工艺模拟研究 |
| 1.4.2 铸造高温合金定向凝固工艺实验研究 |
| 1.5 Co-Al-W基铸造高温合金研究现状与存在问题 |
| 1.5.1 Co-Al-W基铸造高温合金的相组成和成分特征 |
| 1.5.2 Co-Al-W基铸造高温合金的高温力学性能 |
| 1.5.3 Co-Al-W基铸造高温合金凝固行为 |
| 1.5.4 Co-Al-W基铸造高温合金急需解决问题与发展方向 |
| 2 研究内容、技术路线与创新点 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 创新点 |
| 3 添加Ta和Ti对Co-7Al-8W合金凝固行为的影响 |
| 3.1 Ta、Ti元素对合金铸态组织的影响 |
| 3.2 Ta、Ti元素对合金固液相线的影响 |
| 3.3 Ta、Ti元素对合金凝固偏析行为的影响 |
| 3.4 Ta、Ti元素对合金凝固路径的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Al、W含量对Co-30Ni-xAl-(15-x)W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固和固溶行为的影响 |
| 4.1 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.1.1 Al、W含量对合金铸态组织的影响 |
| 4.1.2 Al、W含量对合金固液相线的影响 |
| 4.1.3 Al、W含量对合金凝固偏析行为的影响 |
| 4.1.4 Al、W含量对合金凝固行为的影响 |
| 4.2 Al、W含量对合金固溶行为的影响 |
| 4.3 合金固溶过程中μ相的形成机制 |
| 4.3.1 合金固溶过程中的组织演变 |
| 4.3.2 合金中μ相的析出机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Ni含量对Co-xNi-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金凝固行为和热裂缺陷的影响 |
| 5.1 Ni含量对合金凝固特性的影响 |
| 5.2 Ni含量对合金凝固过程组织演变的影响 |
| 5.3 Ni含量对合金热裂形成倾向的影响 |
| 5.4 Ni含量对合金固溶行为的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Co-30Ni-11Al-4W-5Cr-1Ta-4Ti合金定向凝固模拟与单晶叶片制备工艺确定 |
| 6.1 定向凝固工艺模拟模型 |
| 6.1.1 定向凝固工艺简化物理模型 |
| 6.1.2 定向凝固过程传热模型 |
| 6.1.3 晶粒组织模拟计算模型 |
| 6.2 热物性参数与边界条件设置 |
| 6.2.1 模拟所用热物性参数设置 |
| 6.2.2 模拟所用边界条件设置 |
| 6.2.3 晶粒组织模拟参数设置 |
| 6.3 合金定向凝固过程的模拟与实验分析 |
| 6.3.1 棒状铸件模拟与实验分析 |
| 6.3.2 工艺参数对合金定向凝固过程的影响 |
| 6.4 合金单晶叶片定向凝固工艺确定 |
| 6.4.1 摆放方式对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.2 抽拉速度对单晶叶片定向凝固过程的影响 |
| 6.4.3 单晶叶片定向凝固工艺的确定与实验验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢关键技术基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超(超)临界火力发电技术 |
| 2.1.1 超(超)临界火力发电机组发展概况 |
| 2.1.2 超(超)临界火力发电技术对耐热钢的要求 |
| 2.2 超(超)临界马氏体耐热钢概述 |
| 2.3 耐热钢成分设计 |
| 2.3.1 合金元素对钢性能的影响 |
| 2.3.2 稀土元素对钢性能的影响 |
| 2.3.3 晶界偏聚理论 |
| 2.4 稀土氧化物对耐热钢蠕变性能的影响 |
| 2.5 耐热钢的抗氧化性能 |
| 2.6 物理气相沉积(PVD)技术制备薄膜 |
| 2.6.1 磁控溅射技术原理及特点 |
| 2.6.2 Cr_xAl_(1-x)N薄膜研究进展 |
| 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 耐热钢中外加稀土氧化物Y_2O_3纳米粒子高温实验研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 含稀土氧化物Y_2O_3耐热钢的制备 |
| 3.3 Y_2O_3粒子热力学稳定性及运动行为研究 |
| 3.3.1 热力学分析 |
| 3.3.2 钢液中Y_2O_3粒子运动行为研究 |
| 3.4 电渣重熔过程工艺参数的优化 |
| 3.4.1 实验室电渣重熔实验 |
| 3.4.2 工业级电渣重熔参数优化 |
| 3.5 本章小节 |
| 4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢相转变热力学分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 平衡相转变热力学计算 |
| 4.3 非平衡凝固热力学计算 |
| 4.4 本章小节 |
| 5 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热变形行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及实验方法 |
| 5.3 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热变形力学行为 |
| 5.3.1 真应力—真应变曲线 |
| 5.3.2 热变形条件对稀土氧化物弥散强化耐热钢流变应力的影响 |
| 5.3.3 高温本构方程和流变应力方程的建立 |
| 5.4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢变形抗力模型 |
| 5.4.1 变形温度对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.2 变形速率对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.3 变形程度对耐热钢变形抗力的影响 |
| 5.4.4 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢变形抗力模型的建立 |
| 5.5 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢热加工图研究 |
| 5.5.1 热加工图理论 |
| 5.5.2 热加工图的制作与分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢连续冷却过程研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验内容及原理 |
| 6.2.1 实验内容 |
| 6.2.2 相变温度及组织含量的确定 |
| 6.3 相变过程分析 |
| 6.3.1 膨胀曲线分析 |
| 6.3.2 组织金相分析 |
| 6.3.3 显微硬度分析 |
| 6.3.4 CCT图的绘制与分析 |
| 6.4 连续冷却过程中的马氏体相变研究 |
| 6.4.1 原位观察及相变分析 |
| 6.4.2 马氏体相变动力学分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢强化机理研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法及内容 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 二次淬火工艺研究 |
| 7.2.3 EBSD实验分析 |
| 7.2.4 非水溶液电解萃取第二相粒子 |
| 7.3 热处理工艺优化 |
| 7.4 耐热钢强化机制研究 |
| 7.4.1 固溶强化 |
| 7.4.2 位错强化 |
| 7.4.3 沉淀强化 |
| 7.4.4 回火马氏体板条组织强化 |
| 7.5 耐热钢半工业生产实践 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 Cr_(1-x)Al_xN梯度涂层对耐热钢高温抗氧化性的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验设备和方法 |
| 8.2.1 实验材料及溅镀方案 |
| 8.2.2 溅镀设备及检测方法 |
| 8.3 涂层的结构忧化与制备 |
| 8.4 Al掺杂对梯度涂层组织及力学性能影响 |
| 8.5 Al掺杂对涂层抗氧化性的影响 |
| 8.6 Cr_(1-x)Al_xN梯度涂层氧化机理研究 |
| 8.7 本章小节 |
| 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 |
| 学位论文数据集 |
（4）大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的及意义 |
| 1.2 相关技术研究现状 |
| 1.2.1 齿形件传统表面改性研究现状 |
| 1.2.2 金属耐磨耐冲击涂层制备技术研究现状 |
| 1.2.3 激光熔覆技术 |
| 1.2.4 激光熔覆技术研究现状 |
| 1.2.5 大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层需解决的科学问题 |
| 1.3 本文主要研究内容与方案 |
| 1.3.1 主要研究内容 |
| 1.3.2 论文研究方案 |
| 第2章 复合涂层结构的初步设计、材料选择及试验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 基体材料 |
| 2.3 激光熔覆耐磨耐冲击复合涂层结构的初步设计与材料选择 |
| 2.3.1 复合涂层结构的初步设计 |
| 2.3.2 界面连接层与增韧层粉末材料选择 |
| 2.3.3 耐磨层合金粉末材料选择 |
| 2.4 试验与测试分析方法 |
| 2.4.1 激光熔覆耐磨耐冲击复合涂层制备方法 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 金相样件制备及组织观察 |
| 2.4.4 扫描电子显微镜观察与分析 |
| 2.4.5 透射电子显微镜观察与分析 |
| 2.4.6 热辐射谱测试与高速摄像设备 |
| 2.5 相关性能测试方法 |
| 2.5.1 维氏硬度测试 |
| 2.5.2 耐磨性能测试 |
| 2.5.3 耐冲击性能测试 |
| 2.5.4 拉伸性能测试 |
| 2.5.5 电化学腐蚀性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 激光熔覆基础工艺参数优化研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 载粉气流量对激光熔覆涂层形貌的影响 |
| 3.2.1 载粉气流量对熔覆层宏观形貌的影响 |
| 3.2.2 载粉气流量对粉末流态的影响 |
| 3.3 单道激光熔覆正交优化试验 |
| 3.3.1 单道激光熔覆涂层工艺正交优化试验 |
| 3.3.2 正交试验结果方差分析(ANOVA) |
| 3.3.3 单道激光熔覆涂层参数优化选择与响应预测 |
| 3.4 多道搭接激光熔覆工艺优化与分析 |
| 3.4.1 多道搭接激光熔覆工艺试验 |
| 3.4.2 多道搭接激光熔覆过程应力场分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 碳化钨颗粒对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微米WC颗粒对涂层组织与性能的影响 |
| 4.2.1 微米WC颗粒对涂层宏观形貌的影响 |
| 4.2.2 微米WC颗粒对涂层微观组织的影响 |
| 4.2.3 微米WC颗粒对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 4.2.4 微米WC颗粒对涂层性能的影响 |
| 4.3 纳米WC颗粒对涂层组织与性能的影响 |
| 4.3.1 纳米WC颗粒对涂层宏观形貌的影响 |
| 4.3.2 纳米WC颗粒对涂层微观组织的影响 |
| 4.3.3 纳米WC颗粒对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 4.3.4 纳米WC颗粒对涂层性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 稀土对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纯钇对涂层组织与性能的影响 |
| 5.2.1 纯钇对涂层宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 纯钇对涂层微观组织的影响 |
| 5.2.3 纯钇对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 5.2.4 纯钇对涂层性能的影响 |
| 5.3 氧化钇对涂层组织与性能的影响 |
| 5.3.1 氧化钇对涂层宏观形貌的影响 |
| 5.3.2 氧化钇对涂层微观组织的影响 |
| 5.3.3 氧化钇对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 5.3.4 氧化钇对涂层性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 脉冲频率对激光熔覆涂层组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 脉冲激光频率对涂层宏观形貌与微观组织的影响 |
| 6.2.1 脉冲激光功率对单道涂层宏观形貌的影响 |
| 6.2.2 脉冲激光频率对涂层宏观形貌的影响 |
| 6.2.3 脉冲激光频率对涂层微观组织的影响 |
| 6.2.4 脉冲激光频率对熔池流动状态与凝固组织的影响机理 |
| 6.3 脉冲激光频率对涂层性能的影响 |
| 6.3.1 脉冲激光频率对涂层显微硬度的影响 |
| 6.3.2 脉冲激光频率对涂层耐磨性能的影响 |
| 6.3.3 脉冲激光频率对涂层力学性能的影响 |
| 6.3.4 脉冲激光频率对涂层电化学腐蚀特性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 面向大型齿圈齿面的激光熔覆复合涂层设计与制备 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 面向大型齿面的激光熔覆复合涂层结构与成分设计 |
| 7.3 激光熔覆复合涂层的宏观形貌与微观组织分析 |
| 7.3.1 激光熔覆复合涂层宏观形貌分析 |
| 7.3.2 激光熔覆复合涂层微观组织分析 |
| 7.4 激光熔覆复合涂层性能及相关机理分析 |
| 7.4.1 匀质复合涂层显微硬度分析 |
| 7.4.2 匀质复合涂层耐磨性能与磨损机理分析 |
| 7.4.3 匀质与夹层式复合涂层的耐冲击性能分析 |
| 7.4.4 带基材复合涂层综合耐冲击性能分析 |
| 7.4.5 匀质复合涂层耐腐蚀性能分析 |
| 7.5 大型齿圈齿面激光熔覆耐磨耐冲击涂层制备 |
| 7.5.1 大型齿圈齿面激光熔覆工装夹具设计 |
| 7.5.2 齿圈齿面激光熔覆运动轨迹控制 |
| 7.5.3 主动轮齿圈齿面激光熔覆工艺过程 |
| 7.5.4 不同强化层对齿圈齿面啮合过程应力状态分布的影响 |
| 7.6 本章小节 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论及创新点 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
（5）Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 发展表面工程技术的意义及概述 |
| 1.2 热喷涂技术概述 |
| 1.2.1 热喷涂技术原理 |
| 1.2.2 粉末火焰喷涂简介 |
| 1.2.3 火焰喷涂国内外研究现状 |
| 1.3 重熔技术简介 |
| 1.3.1 重熔技术分类 |
| 1.3.2 感应重熔技术原理及现状 |
| 1.4 定向凝固技术简介 |
| 1.4.1 定向凝固技术理论 |
| 1.4.2 国内外定向凝固原理研究现状 |
| 1.5 Ni基自熔性粉末和Cu粉末 |
| 1.5.1 Ni60自熔性合金粉末 |
| 1.5.2 Cu粉末介绍 |
| 1.6 涂层摩擦磨损概述 |
| 1.6.1 摩擦磨损简介 |
| 1.6.2 镍基合金涂层耐摩擦磨损的研究现状 |
| 1.7 课题的研究内容 |
| 第2章 实验材料与表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.3 研究测试方法 |
| 2.3.1 涂层组织结构和物相测定 |
| 2.3.2 涂层力学性能测定 |
| 2.3.3 涂层摩擦磨损性能测试 |
| 第3章 Cu含量对Ni60/Cu复合涂层组织结构和物相演变的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 预制涂层 |
| 3.2.1 火焰喷涂Ni60/Cu预制涂层模型建立 |
| 3.2.2 预制Ni60/Cu涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.2.3 预制涂层的物相分析 |
| 3.3 感应重熔涂层 |
| 3.3.1 感应重熔Ni60/Cu涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.3.2 感应重熔涂层的物相分析 |
| 3.4 定向结构涂层 |
| 3.4.1 定向结构涂层的微观组织形貌与元素分布 |
| 3.4.2 定向结构涂层的物相分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Cu含量对Ni60/Cu复合涂层性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Cu含量对涂层显微硬度的影响 |
| 4.3 Ni60/Cu复合涂层摩擦学性能分析 |
| 4.3.1 Cu含量对涂层的摩擦磨损性能的影响 |
| 4.3.2 三种组织结构涂层的摩擦磨损形貌分析 |
| 4.3.3 定向结构涂层摩擦磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 冷却水流量对定向结构涂层组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同冷却水流量下定向结构涂层的微观组织形貌 |
| 5.3 涂层的物相分析 |
| 5.4 冷却水流量对定向结构涂层性能的影响 |
| 5.4.1 冷却水流量对定向结构涂层显微硬度的影响 |
| 5.4.2 冷却水流量对定向结构涂层摩擦学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间所发表的论文 |
（6）FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 FeCrAl不锈钢 |
| 2.2 FeCrAl不锈钢凝固特性研究现状 |
| 2.2.1 凝固及冷却过程中的析出相特性研究 |
| 2.2.2 凝固路径的研究 |
| 2.3 凝固前沿夹杂物的形成 |
| 2.3.1 凝固过程中溶质分配的研究 |
| 2.3.2 固液两相区夹杂物的形成 |
| 2.4 475℃脆性问题 |
| 2.4.1 475℃脆性现象及原理 |
| 2.4.2 FeCrAl合金的475℃脆性 |
| 2.5 金属热变形 |
| 2.5.1 回复和再结晶 |
| 2.5.2 动态回复与动态再结晶 |
| 2.5.3 FeCrAl不锈钢的回复与再结晶行为 |
| 2.6 动态应变时效 |
| 2.6.1 动态应变时效的宏观表现 |
| 2.6.2 有关动态应变时效的主要物理模型和理论 |
| 2.6.3 动态应变时效对材料静态拉伸强度的影响 |
| 2.6.4 动态应变时效对材料疲劳强度的影响 |
| 2.7 本课题的研究背景、意义及内容 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 FeCrAl不锈钢平衡凝固过程相变及析出行为研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 平衡相组成的确定及凝固组织分析 |
| 3.3 合金元素含量对相转变的影响 |
| 3.4 FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变路径 |
| 3.5 热膨胀分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 非平衡凝固过程中AlN的析出机制研究 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 AlN夹杂物形貌、数量和尺寸分析 |
| 4.3 AlN粒子的析出行为 |
| 4.4 Ohnaka扩散-AlN析出耦合模型 |
| 4.5 溶质微观偏析有限差分法-AlN析出耦合模型 |
| 4.6 两种耦合模型的对比 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 FeCrAl不锈钢α'相析出行为研究 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.2 α'相析出热力学分析 |
| 5.3 三维原子探针分析 |
| 5.4 硬度与弹性模量分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 FeCrAl不锈钢动态再结晶行为研究 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 应力-应变曲线分析 |
| 6.3 动态再结晶本构方程的建立 |
| 6.3.1 动态再结晶特征参数的确定 |
| 6.3.2 临界/峰值应力、应变模型及本构方程的建立 |
| 6.4 动态再结晶动力学模型分析 |
| 6.5 微观组织演变及动态再结晶机制分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 FeCrAl不锈钢动态应变时效行为研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.2 力学性能分析 |
| 7.3 应力-应变曲线中的锯齿波 |
| 7.4 锯齿波活化能的计算研究 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A AlN析出相电解分离方法 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）DZ22B热浸镀Al-Si镀层组织及其高温抗氧化性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高温合金 |
| 1.2.1 镍基高温合金 |
| 1.2.2 定向凝固镍基高温合金 |
| 1.2.3 镍基高温合金中合金元素的作用 |
| 1.3 高温合金防护涂层 |
| 1.3.1 扩散涂层 |
| 1.3.2 包覆涂层 |
| 1.3.3 热障涂层 |
| 1.4 铝化物涂层 |
| 1.4.1 铝化物涂层的扩散机制 |
| 1.4.2 改性的铝化物涂层 |
| 1.4.3 热浸镀铝 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验器材与实验方法 |
| 2.1 实验设备及材料 |
| 2.2 热浸镀实验方法 |
| 2.2.1 热浸镀工艺 |
| 2.2.2 热浸镀实验流程 |
| 2.2.3 镀层观察与分析方法 |
| 2.3 高温氧化实验方法 |
| 2.3.1 高温氧化实验流程 |
| 2.3.2 高温氧化后镀层组织观察及分析方法 |
| 第3章 热浸镀Al-Si镀层组织的研究 |
| 3.1 熔池合金成分及浸镀时间 |
| 3.2 热浸镀Al-Si镀层表面形貌及组织的研究 |
| 3.2.1 熔池中 Si 元素对热浸镀铝镀层表面形貌及组织的影响 |
| 3.2.2 Si含量对热浸镀铝镀层生长动力学的影响 |
| 3.3 1050℃+2h真空扩散处理对镀层表面形貌及组织的影响 |
| 3.3.1 1050℃+2h真空扩散处理镀层的表面形貌 |
| 3.3.2 1050℃+2h真空扩散处理镀层的截面组织 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 DZ22B热浸镀Al-Si镀层高温抗氧化性能的研究 |
| 4.1 熔池中Si含量对热浸镀铝层高温抗氧化性能的影响 |
| 4.1.1 熔池中Si含量对热浸镀铝层高温氧化速率的影响 |
| 4.1.2 熔池中Si含量对热浸镀铝层高温氧化表面形貌的影响 |
| 4.1.3 熔池中Si含量对热浸镀铝层高温氧化截面组织的影响 |
| 4.2 热浸镀时间对Al-Si镀层高温抗氧化性能的影响 |
| 4.3 1050℃+2h真空扩散处理对Al-Si镀层高温抗氧化性能的影响 |
| 4.3.1 1050℃+2h真空扩散处理对Al-Si镀层高温氧化速率的影响 |
| 4.3.2 1050℃+2h真空扩散处理对Al-Si镀层高温氧化表面形貌的影响 |
| 4.3.3 1050℃+2h真空扩散处理对Al-Si镀层高温氧化截面组织的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历及攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
（8）多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金的研究进展 |
| 1.2.1 高温合金的分类及强化机理 |
| 1.2.2 高温合金的制备工艺研究 |
| 1.3 Mo-Si-B合金的研究进展 |
| 1.3.1 Mo-Si-B合金的相组成与结构 |
| 1.3.2 Mo-Si-B合金的力学性能研究 |
| 1.3.3 Mo-Si-B合金的高温抗氧化与摩擦磨损性能研究 |
| 1.3.4 Mo-Si-B合金的制备 |
| 1.4 研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究的目的和意义 |
| 1.4.2 研究的主要内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金成分设计 |
| 2.2.1 合金成分的确定依据 |
| 2.2.2 试验成分设计 |
| 2.3 Mo-Si-B合金的制备与技术路线 |
| 2.3.1 原始粉料选择 |
| 2.3.2 粉料球磨处理 |
| 2.3.3 真空热压烧结 |
| 2.4 性能测试与表征 |
| 2.4.1 粉体粒度测试 |
| 2.4.2 密度测试 |
| 2.4.3 硬度测试 |
| 2.4.4 抗弯强度测试 |
| 2.4.5 抗压强度测试 |
| 2.4.6 断裂韧性测试 |
| 2.4.7 高温抗氧化性能测试 |
| 2.4.8 摩擦磨损性能测试与表征 |
| 2.5 物相检测与结构分析 |
| 2.5.1 热分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 X射线光电子能谱分析 |
| 2.5.5 微观结构分析 |
| 3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的制备与组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 机械合金化过程中的主要相变 |
| 3.2.1 原始粉末形貌分析 |
| 3.2.2 机械合金化制备粉末的粒度分析 |
| 3.2.3 机械合金化处理和热处理对粉末物相的影响 |
| 3.3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的组织结构 |
| 3.3.1 相组成与晶体结构 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.4 真空热压烧结机理分析和讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Mo-Si-B-La_2O_3合金的力学性能与强韧化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的密度与硬度 |
| 4.3 合金的抗弯强度与断裂韧性 |
| 4.4 合金的抗压强度 |
| 4.5 合金的强韧化机制讨论 |
| 4.5.1 强化机制 |
| 4.5.2 韧化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Mo-Si-B-La_2O_3合金的高温氧化行为与抗氧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 恒温氧化动力学曲线 |
| 5.3 氧化膜的结构与微观形貌 |
| 5.3.1 氧化膜的物相组成 |
| 5.3.2 氧化膜的组织形貌 |
| 5.4 氧化过程与抗氧化机理 |
| 5.4.1 氧化膜的形成过程 |
| 5.4.2 合金的抗氧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦学行为与磨损机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金大气环境下摩擦磨损性能的研究 |
| 6.2.1 不同成分Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦磨损性能 |
| 6.2.2 载荷对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.3 滑动速度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.4 温度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 室温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.3.1 不同载荷与滑动速度下单相合金的摩擦系数 |
| 6.3.2 载荷与滑动速度对单相合金磨损率的影响 |
| 6.3.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.3.4 室温条件下合金的磨损机制探讨 |
| 6.4 高温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.4.1 高温时单相合金的摩擦系数与磨损率 |
| 6.4.2 高温时单相合金的磨损形貌 |
| 6.4.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.4.4 高温条件下合金的氧化磨损耦合机制探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（9）DD483和PWA1483定向凝固镍基高温合金表面再结晶行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 定向凝固高温合金的发展过程 |
| 1.2.1 定向凝固高温合金 |
| 1.2.2 单晶高温合金 |
| 1.3 高温合金的主要元素及组成相 |
| 1.3.1 高温合金中各元素及作用 |
| 1.3.2 高温合金的组成相 |
| 1.4 定向凝固镍基高温合金的再结晶行为 |
| 1.4.1 定向凝固高温合金再结晶的特点 |
| 1.4.2 定向凝固高温合金再结晶的主要影响因素 |
| 1.5 喷砂/喷丸处理 |
| 1.6 定向凝固高温合金DD483和PWA1483研究进展 |
| 1.7 本课题研究目的及内容 |
| 1.7.1 研究目的 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验原材料与实验设备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.3 X射线衍射应力分析 |
| 2.4 再结晶区组织形貌观察 |
| 2.4.1 激光共聚焦显微镜分析(LSCM) |
| 2.4.2 金相显微分析(OM) |
| 2.4.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.4 扫描电子显微分析(SEM) |
| 2.4.5 透射显微分析(TEM) |
| 3 DD483和PWA1483合金喷砂变形后的再结晶行为 |
| 3.1 铸态合金组织形貌与喷砂变形 |
| 3.1.1 铸态合金组织形貌 |
| 3.1.2 喷砂变形后合金表面的残余应力 |
| 3.1.3 喷砂变形后合金表面的粗糙度 |
| 3.2 DD483合金喷砂变形后的再结晶行为 |
| 3.2.1 喷砂退火处理后DD483合金表层元素的分布 |
| 3.2.2 喷砂退火处理后DD483合金的组织演化 |
| 3.2.3 喷砂压力和加热时间对DD483合金再结晶的影响 |
| 3.3 PWA1483合金喷砂变形后的再结晶行为 |
| 3.3.1 喷砂退火处理后PWA1483合金表层元素的分布 |
| 3.3.2 喷砂退火处理后PWA1483合金的组织演化 |
| 3.3.3 喷砂压力和加热时间对PWA1483合金再结晶的影响 |
| 3.4 本章总结 |
| 4 DD483和PWA1483合金喷丸变形后的再结晶行为 |
| 4.1 喷丸变形 |
| 4.1.1 喷丸变形后合金表面的残余应力 |
| 4.1.2 喷丸变形后合金表面的粗糙度 |
| 4.2 DD483合金喷丸后的再结晶行为 |
| 4.2.1 喷丸退火处理后DD483合金表层元素的分布 |
| 4.2.2 加热时间对DD483合金再结晶的影响 |
| 4.2.3 喷丸压力对DD483合金再结晶的影响 |
| 4.3 PWA1483合金喷丸变形后的再结晶行为 |
| 4.3.1 喷丸退火处理后PWA1483合金组织 |
| 4.3.2 喷丸压力和加热时间对PWA1483合金再结晶的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果 |
（10）强流脉冲电子束作用下激光熔覆NiCoCrAlYSi涂层组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高温防护涂层介绍 |
| 1.2.1 热障涂层材料体系及应用背景 |
| 1.2.2 MCrAlYX涂层中元素作用 |
| 1.2.3 高温防护涂层失效机理 |
| 1.2.4 常见MCrAlYX涂层的制备方法 |
| 1.3 激光熔覆技术 |
| 1.3.1 激光熔覆技术介绍 |
| 1.3.2 激光熔覆技术研究进展 |
| 1.4 改善材料高温服役性能的研究进展 |
| 1.4.1 预氧化法 |
| 1.4.2 激光喷丸强化法 |
| 1.4.3 纳米颗粒增强法 |
| 1.5 强流脉冲电子束(HCPEB)技术 |
| 1.5.1 HCPEB技术介绍 |
| 1.5.2 HCPEB研究现状 |
| 1.6 研究目的及内容 |
| 第二章 实验材料、设备及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 激光熔覆粉末 |
| 2.2 激光熔覆设备与样品制备方法 |
| 2.2.1 激光熔覆设备 |
| 2.2.2 激光熔覆样品制备方法 |
| 2.3 HCPEB设备与样品制备方法 |
| 2.3.1 HCPEB设备 |
| 2.3.2 HCPEB辐照处理 |
| 2.4 力学性能与抗高温氧化性能测试 |
| 2.4.1 力学性能测试 |
| 2.4.2 高温氧化性能测试 |
| 2.5 微观结构表征 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 扫描电镜与能谱分析 |
| 2.5.3 透射电镜分析 |
| 第三章 HCPEB辐照前后熔覆层组织结构与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光熔覆参数优化 |
| 3.2.1 激光功率 |
| 3.2.2 扫描速度 |
| 3.2.3 送粉量 |
| 3.2.4 搭接率 |
| 3.3 HCPEB辐照前后熔覆层相结构与微观形貌分析 |
| 3.3.1 HCPEB辐照前后熔覆层相结构分析 |
| 3.3.2 原始熔覆层表面形貌分析 |
| 3.3.3 原始熔覆层截面形貌分析 |
| 3.3.4 HCPEB辐照后熔覆层表面形貌分析 |
| 3.3.5 HCPEB辐照后熔覆层截面形貌分析 |
| 3.4 HCPEB辐照前后熔覆层显微硬度分析 |
| 3.5 熔覆层组织结构与力学性能演变机理分析 |
| 3.5.1 原始熔覆层组织结构形成机制 |
| 3.5.2 HCPEB辐照后熔覆层微观结构形成机制 |
| 3.5.3 HCPEB辐照后熔覆层力学性能增强机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 熔覆层抗高温氧化性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熔覆层抗高温氧化性能 |
| 4.2.1 TGO相结构分析 |
| 4.2.2 TGO表面形貌分析 |
| 4.2.3 TGO截面形貌分析 |
| 4.3 氧化动力学分析 |
| 4.4 TGO生长行为与演化机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 不同HCPEB辐照次数下熔覆层抗高温氧化性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 15 次HCPEB辐照处理后的熔覆层抗高温氧化性能 |
| 5.2.1 TGO相结构分析 |
| 5.2.2 TGO表面形貌分析 |
| 5.2.3 TGO截面形貌分析 |
| 5.2.4 氧化动力学分析 |
| 5.3 45 次HCPEB辐照处理后的熔覆层抗高温氧化性能 |
| 5.3.1 TGO相结构分析 |
| 5.3.2 TGO表面形貌分析 |
| 5.3.3 TGO截面形貌分析 |
| 5.3.4 氧化动力学分析 |
| 5.4 TGO生长行为与演化机理分析 |
| 5.4.1 15 次HCPEB辐照熔覆层TGO生长行为与演化机理分析 |
| 5.4.2 45 次HCPEB辐照熔覆层TGO生长行为与演化机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间发表的学术论文及其他科研成果 |
四、Effect of Yttrium on High Temperature Oxidation Resistance ofa Directionally Solidified Superalloy（论文参考文献）
- [1]航空航天高温结构材料研究现状及展望[J]. 干梦迪,种晓宇,冯晶. 昆明理工大学学报(自然科学版), 2021
- [2]Co-Al-W基高温合金凝固特性与单晶叶片制备工艺基础研究[D]. 周晓舟. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]9-12%Cr稀土氧化物弥散强化耐热钢关键技术基础研究[D]. 杨文晟. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]大型齿圈齿面激光熔覆高厚度耐磨耐冲击涂层技术研究[D]. 李云峰. 长春理工大学, 2021(01)
- [5]Cu含量对定向结构Ni60涂层组织及摩擦学性能影响[D]. 周俊. 兰州理工大学, 2021(01)
- [6]FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究[D]. 邓振强. 北京科技大学, 2021(02)
- [7]DZ22B热浸镀Al-Si镀层组织及其高温抗氧化性能的研究[D]. 陈海妹. 湘潭大学, 2020(02)
- [8]多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究[D]. 李文虎. 西安理工大学, 2020(01)
- [9]DD483和PWA1483定向凝固镍基高温合金表面再结晶行为的研究[D]. 雷艺. 西安理工大学, 2020
- [10]强流脉冲电子束作用下激光熔覆NiCoCrAlYSi涂层组织与性能研究[D]. 高承钻. 江苏大学, 2020(02)