一、细晶铸造K403合金热等静压及热处理工艺研究（论文文献综述）
尚峰[1]（2021）在《UNS S32707特超级双相不锈钢零部件粉末近净成形技术及组织性能调控》文中指出UNS S32707特超级双相不锈钢能满足深海苛刻的服役环境,使海洋工程结构件壁厚减薄,重量减轻,节约原材料,降低成本,被认为是深海石油开采用来代替镍基耐蚀合金的理想材料。但是由于该钢具有高的合金元素含量和氮含量,采用传统的加工工艺制备该钢种时会出现很多问题。本文针对目前粉末冶金特超级高氮双相不锈钢制备过程中气雾化粉末氧含量和杂质含量高、粉末和烧结件的氮含量及两相组织比例不易控制等问题,采用等离子旋转电极雾化制备特超级高氮双相不锈钢粉末,采用选择性激光熔化、热等静压、粉末注射成形三种粉末近净成形工艺制备具有优良的力学性能、耐腐蚀性能的复杂形状近终形特超级高氮双相不锈钢零件,重点解决“制备—工艺—组织—性能”等全过程一体化研发体系中的关键科学问题,在实现不同尺寸零件高效制备的同时实现不同粒度粉末的高效利用。取得的主要结论如下:采用15～53 μm的粉末、190 W的激光功率、800 mm/s的扫描速度、0.03 mm的铺粉厚度、0.09 mm的扫描间距、87.96 J/mm3的激光能量密度,上下层旋转67°的选择性激光熔化工艺制备出具有超高强度和显着磁响应的新型铁素体不锈钢,相对密度可以达到98.2%,特殊的扫描策略使材料呈现出随机的晶粒取向,各向异性减弱。熔化后快速冷却,抑制了奥氏体形成,铁素体含量达到98.5%。铁素体晶内形成大量位错、且晶界析出纳米级氮化物、铁素体平均晶粒尺寸为3.68 μm,位错强化、沉淀强化、细晶强化使SLM打印件具有优异的力学性能,抗拉强度为1493 MPa,屈服强度为1391 MPa,硬度为528.7 HV。氮在铁素体晶界以氮化物形式析出,导致SLM打印件塑韧性较低,断后伸长率为13.2%,断面收缩率为24.1%,冲击吸收功为18 J。SLM打印件由于超高的铁素体含量导致了高的比饱和磁化强度,晶粒细化导致了较低的矫顽力。比饱和磁化强度为106 Am2/kg,矫顽力为1.79 mT。这为近净成形制备强度和耐腐蚀性能兼具的结构功能一体化软磁材料提供了新思路。SLM工艺制备的UNS S32707特超级双相不锈钢通过合适的固溶处理工艺可以得到铁素体和奥氏体接近平衡的两相组织,明显改善塑性和韧性。SLM打印时形成的大量位错是固溶处理时再结晶的主要驱动力,SLM打印过程中氮含量降低了 33%,破坏了两相平衡,降低了奥氏体的含量。σ相在1100℃固溶处理时完全溶解,随着固溶处理温度的升高,晶粒逐渐长大,铁素体含量逐渐增加,奥氏体含量逐渐减少,强度、硬度逐渐降低,塑性、韧性逐渐提高,1150℃固溶处理1小时的试样具有较好的综合力学性能,抗拉强度为901 MPa,屈服强度为658 MPa,断后伸长率为36.4%,断面收缩率为48.4%,硬度为291.5 HV,冲击吸收功为132 J。综合力学性能与ASTM A790标准中无缝管的性能相当,优于铸造UNS S32707特超级双相不锈钢。1100℃固溶处理1小时的试样具有较好的抗点蚀性能,点蚀电位为1196 mV,点蚀电位值高于热轧板材,临界点蚀温度为45℃。钝化膜表层主要以Fe、Cr的氧化物和氢氧型化合物为主,NH4+吸附在钝化膜表面,对钝化膜起到保护作用;内层主要由金属单质、Cr2N以及Fe、Cr、Mo的氧化物构成。53～150 μm的UNS S32707特超级双相不锈钢粗粉在150 MPa压力下,经1200℃ × 3 h热等静压烧结后相对密度为99.9%,随炉缓冷过程中有σ相和Cr2N析出,导致塑韧性显着下降,材料经1100℃ ×1h固溶处理后水淬,σ相完全溶解,塑性显着提高,显微组织为α和γ两相组织,α和γ比例为60.5:39.5,抗拉强度为832 MPa,屈服强度为578 MPa,断后伸长率为17.5%,硬度为256 HV,冲击吸收功为15.82 J,点蚀电位为1169 mV,临界点蚀温度为50℃。实现了 UNS S32707特超级双相不锈钢粗粉末的高值化利用。采用15～53 μm的粉末,利用粉末注射成形-超固相线液相烧结工艺制备出氮含量为0.37%、相对密度为97.9%的UNS S32707特超级双相不锈钢。烧结件经过后续热等静压可以实现全致密,实现了粗粉末的烧结致密化和氮含量的精确调控。真空气氛烧结时,高氮双相不锈钢烧结件中的氮会逸出损失,降低固溶处理后烧结件的奥氏体含量。在0.02 MPa的氮气压力下,随着烧结温度的升高,烧结件的相对密度逐渐提高,氮含量逐渐降低,1400℃ × 1.5 h的烧结件具有理想的烧结相对密度和氮含量。经1150℃ ×1h固溶处理后,铁素体和奥氏体两相比例为46.8:51.8,抗拉强度为761 MPa,屈服强度为529 MPa,断后伸长率为14%,硬度为321.4 HV,点蚀电位为1071 mV。1400℃× 1.5 h的烧结件经HIP+1150℃ ×1h固溶处理后,力学性能和未经HIP处理的试样相比显着提高。抗拉强度为882 MPa,屈服强度为557 MPa,断后伸长率为31%,硬度为276.8 HV,冲击吸收功为14 J。综合力学性能与铸造UNS S32707特超级双相不锈钢相当,这为近净成形制备氮含量可控的复杂形状特超级高氮双相不锈钢提供了新思路。
农晓东[2]（2021）在《增材制造15-5PH不锈钢的组织与力学性能研究》文中研究表明沉淀硬化（PH）不锈钢具有优异的力学性能和耐腐蚀性能,广泛应用于飞机部件、海洋设施、化工和石油工业。优异的性能来源于热处理后在马氏体基体中析出富Cu相。然而,由于PH钢的高强度和高硬度,使其加工成复杂结构零件存在困难。金属增材制造技术如选区激光熔化（SLM）和直接能量沉积（DED）的出现为PH钢的广泛运用提供了希望。然而增材制造PH钢目前还处在起步阶段,因此有必要深入地研究增材制造PH钢的微观结构及力学性能,拓展其工程应用范围。本文利用SLM技术制备15-5PH,研究热处理过程中组织结构的演变以及热处理（H900）对力学性能的影响。结果表明,在SLM 15-5PH样品中存在大量的近球形纳米尺寸氧化物团簇。此外,在打印态SLM 15-5PH中观察到大量残余奥氏体,这导致其屈服强度（YS）和抗拉强度（UTS）较传统的锻造15-5PH低,但是延伸率（Ef）更高。SLM 15-5PH和锻造15-5PH在热处理（H900）后表现出相似的析出行为。热处理能有效地减少残余奥氏体含量,剩余的奥氏体在拉伸过程中完全转变为马氏体,发生应变硬化。细化的晶粒结构,位错在氧化物团簇周围和亚微米晶界处的集中,以及应变硬化使热处理SLM 15-5PH的强度（YS:1370 MPa;UTS:1495 MPa）比相同条件下的锻造材料的强度（YS:1296 MPa;UTS:1410 MPa）更高,同时延伸率保持在较高水平（Ef:14.4%）。本文研究扫描策略对SLM 15-5PH致密度、微观结构、织构和力学性能的影响。由于热历史的不同,采用不同扫描策略制备的SLM 15-5PH显示出不同的奥氏体/马氏体比例。沿沉积方向观察到弱的γ纤维织构,织构水平与扫描策略密切相关。采用孤岛扫描策略,可以获得高致密度的具有细晶组织结构的SLM 15-5PH,从而,在没有热处理情况下也获得较高的强度（YS,892 MPa;UTS,1191 MPa）和延伸率（Ef,18.7%）。研究结果有助于调控SLM 15-5PH组织结构和力学性能。本文研究不同成形方向和热处理（H1025）以及热等静压（HIP）对SLM 15-5PH组织结构和疲劳性能的影响。结果表明成形方向不仅影响材料组织结构,还影响材料内部孔缺陷的尺寸和形状,进而影响单调拉伸和疲劳性能。热处理能有效地提高疲劳极限。经过热等静压处理后孔缺陷减少,疲劳寿命提高。所有试样疲劳裂纹都是从靠近表面的孔缺陷开始萌生并扩展,对疲劳性能起决定性作用的是孔的形状,尺寸和相对表面的位置而不是孔的数量。本文采用DED技术沉积成形长方体（DC）和沉积成形薄壁（DW）两种不同几何形状的15-5PH零件,研究不同的几何形状、截面方向和位置对微观组织和力学性能的影响。采用有限元模拟方法研究沉积过程的热历史。实验和模拟结果表明,由于DED加工过程中复杂的热历史,零件在不同的几何形状、方向和位置上的显微组织不同,从而导致力学性能的差异。热处理（H900）显着减少了残余奥氏体的含量,消除了弱织构,使组织结构和力学性能更均匀。然而,远离基板的部分比靠近基板的部分含有更粗的晶粒,导致力学性能降低。
沈莹莹[3]（2021）在《真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究》文中研究说明SiCf/γ-TiAl复合材料因其具有优良的综合性能而被认为是一种极具潜力的轻质高温结构材料。尤其是对轻量化有更高要求的航空航天领域,该类材料的应用可以显着提高燃油效率和推重比。然而受γ-TiAl合金较低的室温塑性和较高的热等静压温度影响,传统制备SiCf/γ-TiAl复合材料的方法都比较复杂且成本较高,复合材料尺寸难以做大,限制了该类复合材料的应用。本文中SiCf/γ-TiAl复合材料采用真空吸铸法制备而成。该方法中合金液的充型动力大且凝固速率快,避免了 SiC纤维与合金液之间严重的界面反应。本实验选取了两种不同的SiC纤维增强体,一种为传统的SiC纤维,另一种为在传统SiC纤维表面溅射钛合金涂层的SiC先驱丝。制备态的复合材料中纤维与基体合金结合较好,界面周围无显微裂纹。制备态下两种不同增强体复合材料的界面产物均由细晶TiC层和粗晶TiC层组成。为探究复合材料的界面热稳定性和界面产物长大规律,分别对两种复合材料进行了 700℃、800℃、900℃热暴露实验。研究结果表明,热暴露过程中两种复合材料界面反应层长大遵循Arrhenius规律。SiC（C）f/γ-TiAl复合材料的界面反应层长大激活能Q为 152.8kJ/mol,SiC（C/Ti）f/γ-TiAl 复合材料的Q为 239.8kJ/mol,后者界面热稳定性更好。热暴露过程中界面周围元素扩散更加充分,产物不断的长大同时也有新的界面产物生成。800℃,200h热暴露后,SiC（C）f/γ-TiAl复合材料界面反应产物包含5层,从纤维到基体一侧依次为:细晶TiC+Ti3Si层,粗晶TiC层,Ti2AlC层,Ti5Si4层和Ti3AlC层。SiC（C/Ti）f/TiAl复合材料界面反应产物共有4层产物组成,从纤维一侧到基体一侧依次是细晶TiC层、粗晶TiC层、Ti5Si4层和Ti3Sn+Ti2AlC 层。对界面热稳定性较好的SiC（C/Ti）f/γ-TiAl复合材料进行室温及800℃拉伸测试。结果显示,无论是室温拉伸还是800℃拉伸条件下,复合材料的拉伸强度均高于基体合金。室温下,只有部分界面结合强度适中的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约7%（50MPa）。失效机制主要包括纤维/界面反应层脱粘,裂纹偏转,纤维拔出。而800℃下,几乎所有的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约14%（100MPa）。800℃拉伸过程中其失效机制包括:界面（钛合金涂层/SiC纤维,SiC/钨芯）脱粘开裂,纤维拔出,钨芯塑性变形。同时发现,800℃拉伸时,钛合金涂层的微屈服对裂纹扩展起到了阻碍和延缓的作用。1000℃/180MPa/2h热等静压后,无论是室温拉伸还是800℃拉伸,复合材料的拉伸强度均小于基体合金拉伸强度。热等静压后复合材料界面急剧长大,在界面中存在许多显微裂纹。在拉伸载荷作用下,这些裂纹向基体及纤维中扩展,加速了基体合金的断裂,同时使纤维过早失去承载能力,使得复合材料的强度均低于基体合金的强度。室温拉伸下,复合材料拉伸强度降低了 18.9%（89MPa）,屈服强度下降8.7%（33MPa）。800℃拉伸下,复合材料的拉伸强度降低了约3.7%（18MPa）;屈服强度下降 7.5%（22MPa）。对复合材料进行800℃不同蠕变应力条件下蠕变测试研究。结果显示,高蠕变应力条件（250MPa,300MPa）下,复合材料在蠕变过程中,裂纹在界面反应层处萌生并向纤维内部和基体合金一侧扩展,使得纤维与基体合金几乎同时断裂。其蠕变性能与γ-TiAl基体合金相差不大。而低蠕变应力条件（150MPa,200MPa）下,界面反应层处的裂纹不容易扩展,载荷从基体合金转移到纤维上,纤维周围基体合金发生应力松弛。当基体到纤维的载荷转移速率和纤维断裂将载荷重新转移回基体的速率达到平衡时,蠕变达到稳定蠕变阶段。所以,低蠕变应力下纤维的存在使得复合材料稳态蠕变阶段延长,从而大大提高蠕变寿命。
周波[4]（2021）在《铸造高强耐热GW63K镁合金组织性能、疏松缺陷表征与调控》文中提出Mg-6Gd-3Y-0.5Zr（wt.%,GW63K）镁合金具有良好的抗拉强度和抗蠕变性能,在交通运输、航空航天、国防军工等领域中具有广阔的应用前景。目前,针对该合金的研究主要集中在组织演变、使役性能等方面,这些研究都是基于在所研究样品没有缺陷的前提条件下。然而在大型复杂铸件的生产过程中,不可避免地会产生疏松缺陷,尽管消除或减少疏松缺陷是铸造镁合金在工业应用的技术瓶颈之一,但目前针对铸造镁合金中疏松缺陷的研究较少,对GW63K镁合金的相关研究尚为空白。为了推进GW63K镁合金的轻量化应用,本文系统地研究了该合金中疏松形成的条件、疏松对力学性能的影响并探索减少或消除疏松的工艺,最后研究了热处理工艺参数对组织和力学性能的影响规律,研究结果将有助于优化与调节GW63K镁合金的拉伸性能。本文首先计算预测了 GW63K镁合金中疏松缺陷的分布与含量。得到最优的Niyama计算条件为固相分数0.7,而不是ProCAST软件和之前研究所推荐的计算条件（固相分数为0.9）,重力和低压铸造铸件中形成疏松缺陷的临界Niyama值分别为0.44℃0.5s0.5mm-1和0.3℃0.5s0.5mm-1。无量纲Niyama判据能较好地定量计算疏松较轻位置的疏松体积含量,但是不能准确计算疏松较重位置的疏松体积含量,计算值要明显低于实际值。从定性和定量两个角度分析了疏松与拉伸力学性能的关系。定性结果表明,抗拉强度和延伸率都随着疏松级别提高而下降,可以通过疏松级别大致判断样品的拉伸力学性能。定量结果表明,临界应变模型并不适合GW63K镁合金计算拉伸力学性能,这可能和部分疏松会降低热处理效果及疏松中存在大量的搭接（而非临界应变模型中假设的理想孔洞）有关,而根据经验公式法,拉伸力学性能和疏松具有良好的对应关系。初步尝试热等静压在镁合金中的应用,热等静压能有效减少GW63K镁合金中的疏松含量,疏松通过晶粒间的协调变形及后续结合界面处元素扩散发生闭合,形成冶金结合界面。此外,热等静压消除疏松的效果还与样品的初始疏松含量有关,在初始疏松含量较低的样品中,热等静压处理的效果较好,这种性能改善效果可能和镁合金种类无关。本文还研究了热处理工艺参数对重力铸造GW63K镁合金力学性能的影响。固溶温度与固溶时间对合金屈服强度的影响不大,在Mg24（Gd,Y）5相完全固溶的条件下,应选取最短的固溶时间与最低的固溶温度,得到最优的固溶条件为475℃固溶4 h。固溶处理条件对后续的时效硬化效果不会产生明显影响,而时效温度对GW63K的时效硬化行为与力学性能影响较大,在时效平台期,时效时间对力学性能的影响较小,最优的时效处理工艺为200℃时效100h。
宋富阳,张剑,郭会明,张迈,赵云松,沙江波[5]（2021）在《热等静压技术在镍基铸造高温合金领域的应用研究》文中进行了进一步梳理镍基铸造高温合金是航空发动机与燃气轮机生产制造过程中应用的主要材料之一,在航空航天、能源工业、船舶舰艇等领域有着广泛的应用。现代航空工业的飞速发展离不开高温合金综合性能的快速提升,而热等静压技术在镍基铸造高温合金领域的应用对镍基铸造高温合金综合性能的改进方面发挥了举足轻重的作用。本文介绍了热等静压技术的工作原理与应用发展历史,总结了热等静压技术在镍基铸造高温合金领域的研究应用现状,重点阐述了热等静压技术对铸造高温合金的致密化作用机理与组织性能影响、热等静压对长期服役镍基铸造高温合金组织修复研究以及实现两种镍基高温合金扩散连接的应用优势与研究成果。同时指出热等静压技术研究中存在的一些问题及国内热等静压技术在镍基铸造高温合金领域的发展趋势。
尹湘蓉,黄中荣,龙阅文,佘玉良,龚晓宁,郭志飞[6]（2021）在《一种细晶铸造K465合金低压涡轮叶片组织和力学性能》文中研究说明为提高叶片铸件质量和生产效率,对某型机K465合金低压涡轮叶片开展细晶铸造工艺研究,对细晶铸造的精铸低压涡轮叶片的显微疏松、组织进行观察,力学性能及极限疲劳性能进行测试,并与原工艺的叶片对比,验证晶粒细化对涡轮叶片晶粒度和疲劳强度的影响。结果表明,细晶铸造工艺能使叶片铸件低倍晶粒度、枝晶间距细化,叶片的显微疏松、显微组织与原工艺相比没有变化,但室温拉伸强度略有提高,极限疲劳强度更优。
刘帅[7]（2020）在《AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究》文中进行了进一步梳理选择性激光熔化（SLM）镁合金工艺利用其快速凝固的特点结合镁合金轻量化的优势,对于解决传统镁合金成型技术在生产中的局限性,满足航空、航天、医疗等领域对镁合金材料日益发展的高要求,以及生产出适应范围更广、成型难度更大的高性能镁合金产品具有重要意义。本论文利用选择性激光熔化（SLM）方法对AZ61镁合金成型过程的工艺参数、球化行为、力学性能等进行了系统的研究,应用热等静压、固溶热处理等后处理方式对SLMAZ61镁合金的性能进一步改进,利用量子遗传算法优化的支持向量回归算法（QGA-SVR）建立了表面粗糙度定量预测模型,得到了 AZ61镁合金SLM的最佳成型条件,解决了 SLMAZ61镁合金强韧性及表面粗糙度差的问题,取得了如下研究成果:（1）研究了 SLM过程中工艺参数对AZ61镁合金成型质量、球化程度的影响。研究发现,随着扫描速度与扫描间距的升高（即能量密度降低）,表面质量恶化,内部孔隙明显增多,产生球化现象。这是由于能量密度过低,使熔池温度下降,熔体粘度增大,阻碍了熔体向熔池的边缘平滑的流动。增大能量密度有助于减少球化、孔隙等缺陷,但当表面逐渐趋于平整时,马朗戈尼效应（Marangoni effect）和反冲压力（Recoil pressure）会对表面质量造成影响。为了解决能量密度与表面质量的矛盾,建立了不同成型质量与能量密度区间的对应关系模型,得到了 SLMAZ61镁合金的最佳成型的能量密度范围为125～250 J/mm3,与此对应的最优表面粗糙度为7.5μm。（2）通过对SLM AZ61镁合金球化行为的热力学、动力学及镁熔滴在基板上铺展/凝固的竞争行为分析,建立了 SLM过程AZ61镁合金熔池铺展/凝固模型。研究表明,在SLM过程中,Mg和其他几种常见金属熔滴在毛细力的作用下铺展,同时受到惯性力的阻碍作用。熔滴的凝固受控于元素扩散及熔滴温度、基板温度、固相线温度三者间的温度梯度。抑制球化的关键是控制凝固时间长于铺展时间,使金属熔体在凝固之前有充足时间铺展。AZ61镁合金熔体的凝固曲线斜率大于Mg熔体,表明AZ61熔体凝固时间对温度变化更敏感。根据熔滴铺展/凝固动力学模型,计算得到理论上控制SLMAZ61球化的最佳温度为900℃（1173K）,此时凝固时间长于润湿时间,可以最大程度减少球化,降低表面粗糙度,实现致密成型。SLM AZ61的孔隙形状、尺寸分别受扫描速度、扫描间距的影响,相对密度随扫描速度、扫描间距减小而增大。研究得到SLM AZ61最佳工艺参数为激光功率P=150W、扫描速率v=400mm/s、扫描间距H=0.06mm及层厚T=0.04mm,此时样品相对密度最高,达到99.4%;SLMAZ61的相对密度与Al元素的固溶有关,调节能量密度控制溶质捕获效应,可以提升SLM镁合金的相对密度。除此之外,利用基于量子遗传算法优化的支持向量回归算法（QGA-SVR）建立了 SLMAZ61镁合金的表面粗糙度预测模型,预测准确率达到94%,为工程应用奠定了理论基础并有效解决了前期试验成本高的问题。（3）SLMAZ61镁合金晶粒细化为1.61～2.46μm,显微组织由等轴的α-Mg晶粒和沿晶界分布的网状β-Mg17Al12组成;力学性能研究表明,最佳工艺参数下,极限抗拉强度为287MPa,屈服强度为233MPa,较铸态分别提升了 93%和135%,延伸率为3.12%。通过显微组织以及断口形貌分析,内部孔隙、沿晶界析出的β-Mg17Al12为限制塑性的原因。（4）热等静压（HIP）对闭合SLM镁合金内部孔隙、提升塑性有重要作用。HIP后,AZ61镁合金致密度接近100%,且在保温过程中发生了β-Mg17Al12相的溶解。350℃、103MPa、3h 的 HIP 处理后,网状 β-Mg17Al12分解,并有大量块状β-Mg17Al12析出;450℃、103MPa、3h的HIP下第二相完全溶解。350℃、450℃HIP下,极限抗拉强度分别为279MPa、274MPa,屈服强度分别为198MPa和126MPa,延伸率分别为5.5%和8.2%,塑性较SLM镁合金分别提升了 77%和165%,在保留极限抗拉强度的情况下,塑性得到了极大的改善。研究发现在采取相同压力闭合孔隙的条件下,第二相溶解越完全,塑性越高。同时,通过计算明晰了 SLM+HIP下AZ61的主要强化机制。（5）固溶热处理对SLM AZ61镁合金塑性有改善作用,最佳方式为分段加热模式。通过330℃、350℃、380℃、410℃下不同时间的固溶热处理,发现低于410℃时,β-Mg17Al12由沿晶界析出的网状分解形成块状,溶解情况随时间变化不大;410℃、2h后β-Mg17Al12几乎完全溶解,且溶解速度很快,表明最佳固溶温度为410℃。固溶热处理导致晶粒粗化,330℃～410℃,晶粒尺寸由3.3±1.3μm增长到29.2±3.7μm,410℃、10h后晶粒尺寸无明显变化,为29.4±2.5μm,但远小于铸态水平。随着固溶温度升高,SLM AZ61镁合金强度下降,塑性提升。410℃时抗拉强度为240±5MPa,屈服强度降低,为124±6MPa,但延伸率升高到了 5.9%,较SLM原始态AZ61镁合金升高了 84%,塑性得到改善。在最佳固溶温度410℃下对5min、10min、15min、20min、30min、1h、2h、15h第二相的溶解行为进行研究,建立了第二相分解的动力学模型。（6）将SLM AZ61镁合金固溶热处理与HIP工艺对比,发现HIP不仅可以闭合内部孔隙,同时发生β-Mg17Al12的溶解,消除了孔隙与β-Mg17Al12对SLM镁合金塑性的影响,使塑性显着提升。塑性改善的最佳后处理方式为450℃、103MPa下进行3小时的HIP处理。最后利用研究得到的SLMAZ61最佳工艺参数组合,试制了某企业用于航空某装备的AZ61镁合金的实际零件。结果显示,SLM制备AZ61镁合金较传统切削加工全工艺过程简化了约40%、加工时间减少了约80%、成本下降了约20%,显示了 SLM镁合金在航空航天等重大领域有着巨大的发展潜力。
孙海霞[8]（2021）在《粉末高速钢的制备及组织性能的研究》文中进行了进一步梳理粉末高速钢是粉末冶金高速钢的简称,是通过采用粉末冶金方法制备得到致密钢坯,再经热变形、热处理而得到的高速钢。粉末冶金技术解决了传统高速钢冶炼过程中一次碳化物粗大和组织严重偏析等问题,改善了组织的同时使用性能得到极大的提升。粉末高速钢具有无成分偏析、晶粒细小、碳化物细小、热处理变形小、硬度均匀、韧性和耐磨性良好等诸多优点,广泛用于制造难加工材料的切削工具,尤其适合制作大型拉刀、立铣刀、滚刀和剃齿刀。粉末高速钢的生产工艺技术在国外已经成熟,主要集中在少数发达国家,对我国实行技术封锁,我国的粉末高速钢材料和产品多依赖进口,我国一直致力于该技术的研究和产品试制,目前仍处于研发和试生产阶段。粉末高速钢中出现的粉末颗粒粗大、原始粉末颗粒边界（Prior Particle Boundary,简称PPB）问题、陶瓷夹杂问题以及烧结窗较窄、烧结工艺控制难度较高等问题是制约粉末高速钢性能提升的关键,也是各国研究人员旨在解决和突破的技术难点。本文以实现高性能粉末高速钢的制备为目标,以ASSAB PM30粉末高速钢为研究对象,进行粉末特性和制备工艺的研究,采用“粉末制备-成形烧结-组织分析-性能测试”的研究思路,归纳影响烧结致密度和组织均匀性的关键因素;在此基础上研发了新的高速钢粉末制备技术,并对粉末烧结特性进行研究;进一步地研究热处理工艺及性能;最后对氮化物强化粉末高速钢的组织、性能及氮气反应烧结机理进行研究。对气雾化高速钢粉末的形貌、粒径、压制性、粉末组织等进行分析,表明传统高速钢粉末具有粒径较粗、压制性较差的特点,适宜采用包套热等静压工艺烧结。在包套热等静压烧结过程中,发现存在PPB和微观组织不均匀的问题。分析表明:PPB问题主要是由于高温产生气体无法排出,在冷却过程中以孔洞的形式存在于粉末颗粒表面而产生的;微观组织不均匀主要是由于粉末组织不均匀导致的。为解决上述问题,分别采用常压烧结、粉末筛分、球磨等处理。研究发现:与氩气气氛烧结相比,真空烧结更有助于烧结致密化;相比于筛分处理,球磨处理的效果更好,能够有效改善组织均匀性,极大地提高粉末的利用率。真空烧结下,筛分的细粉（<30μm）的最佳烧结温度（Optimum Sintering Temperature,简称 OST）为 1250℃,致密度达 99.0%;球磨48h后,在1250℃进行烧结,粉末高速钢的密度为7.98g/cm3,致密度达99.3%。细粉具有较好的烧结性,有助于改善粉末高速钢的组织。为了获得粒径更细的高速钢粉末,采用水气联合雾化工艺进行粉末制备,平均冷速为103～104K/s,粉末平均粒径D50为9.64μm。相比于气雾化粉末,细粉得率和组织均匀性得到了极大的提高,然而粉末氧含量较高。研究发现,通过碳脱氧可以消除粉末高速钢中的大部分有害氧,氧含量可从2300ppm降至65ppm,没有出现PPB问题。水气联合雾化的高速钢细粉具有较好的烧结性,相比于气雾化粉末,水气联合雾化粉末的OST更低、致密度更高、组织更均匀。在真空条件下,水气联合雾化粉末的OST为1230℃,烧结密度为7.98g/cm3,致密度可达99.3%,碳化物仅有1～2μm且分布均匀。为获得最佳的力学性能,对ASSAB PM30粉末高速钢进行热处理,同时分别添加0、0.3、0.6wt.%C和0、1.0、2.0wt.%Ti,并对其组织和性能进行分析。结果表明:添加0.3wt.%C和2.0wt.%Ti的粉末高速钢综合性能最好。此外,在对强度要求不高、硬度要求较高的领域,可以通过多添加碳含量的方式来提高硬度,添加0.6wt.%C的样品硬度达68.1HRC。同时,为了进一步提高样品致密度,分别采用无包套热等静压和锻造处理,均可获得全致密粉末高速钢,致密度达99.9%,综合性能良好。此时,经无包套热等静压和锻造处理的样品抗弯强度、冲击功和硬度分别为4253MPa、3698MPa,20～26J、25～30J,65.3HRC、65.2HRC,性能堪比第三代粉末高速钢。通过反应烧结,可以获得细小VN强化的粉末高速钢。通过对高速钢粉末烧结过程中形成VC和VN的稳定性进行分析,发现从室温到1300℃,VN相的反应吉布斯自由能为负,且均大于VC相;VN相的形成能也小于VC相,分别为-9.44895eV和-9.08125eV,表明VN相更稳定。因此,含钒高速钢粉末在氮气气氛烧结过程中,氮与钒会发生原位反应,形成VN强化相。由于氮参与反应,使得基体中碳含量过剩,打破了原有的碳平衡。为了实现新的碳氮平衡,分别研究碳含量1.2wt.%、1.0wt.%和0.8wt.%的粉末高速钢烧结组织和性能。结果表明:碳含量为1.0wt.%时,样品中碳/氮达到平衡状态。此时,碳化物最细小、组织最均匀,碳化物主要为M6C,氮化物主要为VN,M6C的晶粒尺寸约为1μm,MN的晶粒尺寸约为0.5μm,样品具有最优的综合力学性能,硬度为65HRC,抗弯强度为3011MPa,冲击功为18～22J。
罗国云[9]（2020）在《枝晶组织调控激光增材制造Inconel 718抗氧化性能研究》文中研究指明激光增材制造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。
张冬冬[10]（2020）在《粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究》文中提出Ti Al合金作为一种极具应用前景的高温结构材料,具有质轻、比强度和比刚度高、服役温度下耐氧化能力较强等优点,在航空航天发动机涡轮叶片、高超声速飞行器热防护系统、汽车和坦克增压涡轮叶片方面拥有巨大的应用潜力。然而,Ti Al合金的室温塑性较低（经过变形后Ti Al合金室温塑性也很难超过2%）,而且Ti Al合金在变形温度下变形抗力大、氧化严重、变形不均匀和苛刻的加工窗口,均给后续的变形、机械加工、装配和日常维护使用带来了巨大的困难,阻碍了Ti Al合金的实际应用进程。而使用粉末冶金工艺路线制备的Ti Al合金,微观组织均匀而细小,不仅具有良好的力学性能,而且非常适合后续的热变形。然而粉末冶金也面临着杂质元素较多的难题。论文采用Ti43Al9V0.3Y预合金粉末,在超快的冷却速度下Y元素过固溶到Ti Al合金粉末基体中,同时在制粉及烧结过程中去除基体组织中多余的O元素。系统研究了Ti Al合金粉末在热等静压烧结、热压缩及包套轧制过程中的组织演变、相组成、材料变形机理和析出物的形成机理,并研究了组织与性能之间的关系,为粉末冶金Ti Al合金板材的轧制提供了理论和工程指导。Ti Al预合金粉末在1200℃/140MPa/5h的热等静压处理后,最终获得了微观组织致密无孔洞、晶粒细小均匀、力学性能优良的块体Ti Al合金材料,并在组织内形成了大量弥散分布的球状纳米Y2O3颗粒。合金的微观组织由（γ+B2）双相等轴晶粒组成,平均晶粒直径仅有7μm。烧结过程中发生固态相变:α2相+微量B2相→γ相+B2相,粉末中过固溶的Y元素吸收了组织中的O元素,在γ相中均匀而弥散的析出大量球状纳米Y2O3颗粒。合金的室温抗拉强度为793MPa,延伸率达到了1.1%,优异的性能归因于纳米Y2O3颗粒的析出强化、Y元素对基体组织的净化和细小均匀的组织的共同作用。在700℃时,Ti Al合金的屈服强度和抗拉强度分别为589MPa和664MPa,而在800℃时,抗拉强度仍然具有很高的强度水平,达到了448MPa。为了研究Ti Al合金的变形行为和变形机理,对热等静压Ti Al合金进行了等温热压缩实验,分析了相变与组织演变情况,并绘出了相应的热加功图,为Ti Al合金的包套热轧提供了指导。热等静压烧结态Ti Al合金拥有较低的热激活能295.86k J/mol,说明具有良好的变形能力,这归因于细小均匀的晶粒组织。1200℃等温变形时,晶粒明显拉长,其组织主要由α2相和γ相组成,大量α2相的生成削弱了变形能力,主要的固态相变过程为:β→β+α→α2。在1100℃等温变形时,B2相含量大量增加,主要的固态相变过程为:γ→α→β。1200℃以下,变形主要来源于软质的β相晶粒变形、晶界滑移及动态再结晶进行。在1200℃时,γ相、α2相晶粒的变形和晶界滑移、动态再结晶均对材料的变形做出贡献。建立了应变量分别为50%和80%时的热加工图,确定了材料在50%应变量下的合适热加工工艺为:1150～1200℃/≤1s-1和1000～1200℃/≤0.05s-1;80%应变量下的合适热加工工艺为:1100～1200℃/≤1s-1。研究了不同轧制温度下Ti Al合金组织演变与性能,发现了物相转变规律与变形机理,获得了一种高塑性的Ti Al合金板材,并分析了塑性高的原因。轧制Ti Al合金板材的微观组织均是由γ、α2和B2三种物相组成,在1100～1200℃温度范围内,轧制温度对合金的轧制成形能力没有明显的影响。随着轧制温度的升高,B2相含量逐渐减少,而α2相含量逐渐增加,γ相含量先增加后减少。1200℃轧制时,其室温抗拉强度650MPa,延伸率达到3.0%。室温塑性大增的原因为:再结晶程度最高,组织内亚结构最少,从而减小了组织内的位错塞积和局部应力集中;晶粒形状球形度最高,而球形晶粒能够最大程度的减小变形过程中的应力集中;组织内在轧制变形过程中形成了大量的孪晶,而孪晶在位错滑移过程中,能够通过调整晶体位向以利于位错的继续滑移,这样孪晶在和位错交替出现的过程中大大增加了Ti Al合金的塑性。轧制时形成了明显的织构,其中γ相（001）晶面织构对Ti Al合金板材的各向异性影响最大。研究了不同变形条件下Ti Al合金板材的组织演变与性能,并分析了板材在800℃拉伸塑性变形时的断裂失效机理。轧制速度和道次变形量均显着影响了Ti Al合金板材的成形能力,轧制速度过快和道次变形量过高都会导致Ti Al合金板材表面出现裂纹。轧制速度对亚结构数量和再结晶程度无明显影响,而更大的道次变形量导致板材组织中的亚结构数量变少和再结晶程度提高。升高轧制速度明显提高了α2相含量,而α2相在轧制温度下变形能力不强,因此会恶化Ti Al合金板材的成形能力。γ相和α相晶粒内形成的孪晶对不连续动态再结晶形核有促进作用。不同的轧制速度和道次变形量对Ti Al合金的γ相（001）晶面织构影响不大,但是该织构在RD方向的分布强度均很高。800℃拉伸时,Ti Al合金板材均是从晶界萌生出裂纹,裂纹沿着晶界扩展并最终导致板材失效断裂。拉伸变形过程中晶粒没有发生明显的拉长变形,说明拉伸过程主要通过晶界的滑移进行,而晶界裂纹是材料失效的关键因素。
二、细晶铸造K403合金热等静压及热处理工艺研究（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、细晶铸造K403合金热等静压及热处理工艺研究（论文提纲范文）
（1）UNS S32707特超级双相不锈钢零部件粉末近净成形技术及组织性能调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 双相不锈钢概述 |
| 2.1.1 双相不绣钢的发展 |
| 2.1.2 UNS S32707特超级双相不锈钢简介 |
| 2.2 粉末冶金双相不锈钢的制备技术 |
| 2.2.1 粉末制备技术 |
| 2.2.2 选择性激光熔化 |
| 2.2.3 热等静压 |
| 2.2.4 粉末注射成形 |
| 2.3 双相不锈钢的组织与性能 |
| 2.3.1 双相不锈钢的组织特点 |
| 2.3.2 双相不锈钢的力学性能 |
| 2.3.3 双相不锈钢的耐点蚀性能 |
| 2.4 选题背景及意义 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 难点 |
| 3.3 技术路线 |
| 3.4 研究方法 |
| 3.4.1 样品的制备 |
| 3.4.2 分析测试方法 |
| 4 选择性激光熔化制备UNS S32707特超级双相不锈钢 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.1.1 实验原料 |
| 4.1.2 制备工艺 |
| 4.2 显微组织 |
| 4.3 力学性能 |
| 4.4 软磁性能 |
| 4.5 耐点蚀性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 热等静压制备UNS S32707特超级双相不锈钢 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.1.1 实验原料 |
| 5.1.2 制备工艺 |
| 5.2 显微组织 |
| 5.3 力学性能 |
| 5.4 耐点蚀性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 粉末注射成形制备UNS S32707特超级双相不锈钢 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原料及方法 |
| 6.2.1 喂料的制备及成形 |
| 6.2.2 脱脂工艺 |
| 6.2.3 烧结及固溶处理工艺 |
| 6.3 烧结件相对密度和氮含量 |
| 6.4 显微组织 |
| 6.5 力学性能 |
| 6.6 耐点蚀性能 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 结论 |
| 8 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）增材制造15-5PH不锈钢的组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 沉淀硬化不锈钢 |
| 2.1.1 沉淀硬化不锈钢的特点及合金元素的作用 |
| 2.1.2 15-5PH钢的热处理 |
| 2.1.3 沉淀硬化的机理 |
| 2.2 增材制造技术及其成形原理 |
| 2.2.1 选区激光熔化技术 |
| 2.2.2 直接能量沉积技术 |
| 2.3 增材制造PH钢的研究现状 |
| 2.4 研究意义及研究内容 |
| 2.4.1 课题背景 |
| 2.4.2 研究内容 |
| 3 实验测试和有限元模拟方法 |
| 3.1 粉末与成形样品测试分析 |
| 3.1.1 粉末粒度分析 |
| 3.1.2 组织形貌观察与分析 |
| 3.1.3 物相和织构以及残余应力分析 |
| 3.2 性能测试方法 |
| 3.2.1 拉伸测试 |
| 3.2.2 硬度测试 |
| 3.2.3 疲劳测试 |
| 3.3 有限元模拟 |
| 3.3.1 边界条件与控制方程 |
| 3.3.2 高斯热源与生死单元 |
| 4 热处理对SLM 15-5PH组织结构和力学性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 样品制备 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 SLM设备 |
| 4.2.3 热处理工艺 |
| 4.3 组织结构分析 |
| 4.3.1 宏观结构分析 |
| 4.3.2 微观结构分析 |
| 4.3.3 氧化物团簇与Cu强化相分析 |
| 4.4 力学性能与强化分析 |
| 4.4.1 拉伸性能与硬度 |
| 4.4.2 强化分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 扫描策略对SLM 15-5PH致密度、微观结构、织构和力学性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 样品制备 |
| 5.2.1 实验设备和实验材料 |
| 5.2.2 工艺参数 |
| 5.2.3 扫描策略 |
| 5.3 表面质量、致密度与组织结构分析 |
| 5.3.1 表面形貌分析 |
| 5.3.2 致密度、缺陷和熔池分析 |
| 5.3.3 晶粒结构分析 |
| 5.3.4 相分析 |
| 5.4 织构与残余应力分析 |
| 5.4.1 XRD织构分析 |
| 5.4.2 EBSD织构分析 |
| 5.4.3 残余应力分析 |
| 5.5 力学性能 |
| 5.5.1 拉伸性能 |
| 5.5.2 断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 SLM 15-5PH成形方向、热处理和热等静压对疲劳性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 样品制备 |
| 6.2.2 后处理工艺 |
| 6.3 微观结构分析 |
| 6.3.1 缺陷分析 |
| 6.3.2 相分析 |
| 6.3.3 晶粒结构分析 |
| 6.4 力学性能 |
| 6.4.1 拉伸性能 |
| 6.4.2 疲劳性能 |
| 6.4.3 疲劳断口分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 DED 15-5PH微观结构与力学性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 DED样品制备 |
| 7.2.1 DED实验材料 |
| 7.2.2 DED设备 |
| 7.3 DED成形研究 |
| 7.3.1 单道沉积工艺研究 |
| 7.3.2 界面组织结构分析 |
| 7.3.3 块体成形 |
| 7.4 微观结构分析 |
| 7.4.1 相分析 |
| 7.4.2 金相分析 |
| 7.4.3 晶粒尺寸和形态分析 |
| 7.4.4 氧化物团簇分析 |
| 7.5 力学性能 |
| 7.5.1 拉伸性能与硬度分析 |
| 7.5.2 断口分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论与创新性 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新性 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 引言 |
| 1.1 γ-TiAl金属间化合物简介 |
| 1.1.1 γ-TiAl合金的结构组成及特点 |
| 1.1.2 γ-TiAl合金的发展概况 |
| 1.1.3 γ-TiAl合金的组织及力学性能 |
| 1.1.4 γ-TiAl合金的应用和面临的挑战 |
| 1.2 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料 |
| 1.2.1 SiC纤维 |
| 1.2.2 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的界面研究 |
| 1.2.4 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的国内外研究进展 |
| 1.3 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料目前所面临的问题 |
| 1.4 真空吸铸法 |
| 1.3.1 真空吸铸法简介 |
| 1.3.2 真空吸铸法制备γ-TiAl合金 |
| 1.5 本文研究意义和内容 |
| 第2章 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备与测试表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体合金 |
| 2.1.2 SiC纤维增强体 |
| 2.2 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备流程 |
| 2.2.1 模具设计及纤维固定 |
| 2.2.2 真空吸铸复合材料成型过程 |
| 2.4 显微组织以及元素扩散表征 |
| 2.5 界面反应产物分析 |
| 2.6 热处理及热暴露实验 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 拉伸测试 |
| 2.7.2 蠕变测试 |
| 第3章 SiC_f/γ-TiAl复合材料界面反应和热稳定性研究 |
| 3.1 制备态SiC(C)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.1.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.1.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.2 800℃热暴露过程SiC(C)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.3 SiC(C)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.4 制备态SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.4.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.4.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.5 800℃热暴露过程SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.6 SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.7 两种复合材料界面反应层随温度变化规律 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能及断裂行为研究 |
| 4.1 制备态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.2 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料理论强度估算 |
| 4.3 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料室温拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.4 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.5 热等静压态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.6 热等静压态SiC_f/γ-TiAl复合材料室、高温断口形貌及断裂过程 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃蠕变性能研究 |
| 5.1 真空吸铸法制备γ-TiAl合金及其复合材料800℃蠕变性能 |
| 5.2 蠕变速率及应力指数 |
| 5.3 蠕变断口分析 |
| 5.4 蠕变断裂过程分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文和取得的其他研究成果 |
（4）铸造高强耐热GW63K镁合金组织性能、疏松缺陷表征与调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 铸造镁合金概述 |
| 1.1.1 商业铸造镁合金及其性能特点 |
| 1.1.2 新型高强耐热铸造镁合金 |
| 1.2 铸造Mg-Gd-Y-Zr合金的研究现状 |
| 1.2.1 力学性能 |
| 1.2.2 强化机制 |
| 1.2.3 时效析出序列 |
| 1.2.4 铸造成型工艺与热处理制度 |
| 1.3 铸造镁合金中的疏松缺陷及预测 |
| 1.3.1 疏松的表征方法 |
| 1.3.2 疏松对力学性能的影响 |
| 1.3.3 疏松的预测 |
| 1.4 热等静压工艺及其在铸件致密化中的应用 |
| 1.4.1 热等静压工艺简介 |
| 1.4.2 热等静压对铸件组织与力学性能的影响 |
| 1.4.3 热等静压过程中铸件的致密化机理 |
| 1.5 本文研究背景、意义和研究内容 |
| 1.5.1 研究背景和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 重力与低压铸造GW63K镁合金中的疏松预测 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 显微组织观察 |
| 2.2.3 密度测量 |
| 2.2.4 力学性能测试 |
| 2.2.5 冷却曲线热分析 |
| 2.2.6 铸造过程数值模拟与疏松缺陷预测 |
| 2.3 显微组织与拉伸力学性能 |
| 2.3.1 金相显微组织 |
| 2.3.2 室温拉伸力学性能 |
| 2.4 铸件凝固和补缩过程的热力学分析 |
| 2.5 模拟计算结果分析 |
| 2.5.1 Niyama判据的计算条件优化 |
| 2.5.2 无量纲Niyama判据的适用性 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 疏松缺陷表征及其对力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 疏松缺陷的形貌特征 |
| 3.4 断口处疏松缺陷的形貌 |
| 3.5 疏松缺陷含量与拉伸力学性能的关系 |
| 3.5.1 拉伸力学性能与疏松级别的关系 |
| 3.5.2 拉伸力学性能与疏松含量的定量关系 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 热等静压对镁合金组织与力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 材料制备 |
| 4.2.2 显微组织观察 |
| 4.2.3 拉伸力学性能测试 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 热等静压处理对显微组织的影响 |
| 4.3.2 热等静压处理对室温拉伸力学性能的影响 |
| 4.4 分析和讨论 |
| 4.4.1 疏松闭合机制 |
| 4.4.2 拉伸力学性能提高的机理 |
| 4.4.3 热等静压的有效性分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热处理对GW63K镁合金显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 铸态组织 |
| 5.4 热处理对GW63K合金组织与力学性能的影响 |
| 5.4.1 固溶态组织 |
| 5.4.2 时效硬化行为 |
| 5.4.3 固溶处理对力学性能的影响 |
| 5.4.4 时效处理对力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 总结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间学术成果及获得奖励 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）热等静压技术在镍基铸造高温合金领域的应用研究（论文提纲范文）
| 1 热等静压对镍基铸造高温合金的致密化机理 |
| 2 热等静压在镍基等轴多晶、定向凝固高温合金领域的应用 |
| 3 热等静压在镍基单晶高温合金领域的应用 |
| 3.1 热等静压参数对镍基单晶高温合金显微组织的影响 |
| 3.2 热等静压对镍基单晶高温合金力学性能的影响 |
| 4 热等静压对长期服役镍基铸造高温合金组织修复 |
| 5 热等静压在镍基铸造高温合金扩散连接领域的应用 |
| 6 结束语 |
（6）一种细晶铸造K465合金低压涡轮叶片组织和力学性能（论文提纲范文）
| 1?试验材料与方法 |
| 2?试验结果与分析讨论 |
| 2.1?晶粒度 |
| 2.2?显微疏松 |
| 2.3?显微组织 |
| 2.4?力学性能 |
| 2.5?极限疲劳强度 |
| 3?结论 |
（7）AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 镁合金概述 |
| 2.2 镁合金分类 |
| 2.3 镁合金的应用 |
| 2.4 增材制造技术 |
| 2.4.1 增材制造技术特点 |
| 2.4.2 选择性激光熔化技术 |
| 2.5 选择性激光熔化镁合金的研究进展 |
| 2.5.1 选择性激光熔化技术成型质量研究进展 |
| 2.5.2 选择性激光熔化镁合金相对密度的研究进展 |
| 2.5.3 选择性激光熔化成型显微硬度的研究进展 |
| 2.5.4 选择性激光熔化镁合金力学性能的研究进展 |
| 2.5.5 选择性激光熔化成型显微结构的研究进展 |
| 2.6 选择性激光熔化镁合金强化机理研究进展 |
| 2.6.1 选择性激光熔化镁合金合金化的研究进展 |
| 2.6.2 选择性激光熔化镁合金热处理的研究进展 |
| 2.7 选择性激光熔化技术关键问题 |
| 2.7.1 氧化问题 |
| 2.7.2 球化现象 |
| 2.7.3 尺寸精度 |
| 2.8 文献综述总结 |
| 2.9 研究内容 |
| 2.10 技术路线 |
| 3 选择性激光熔化成型AZ61镁合金工艺参数研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验内容及设备 |
| 3.3 选择性激光熔化AZ61镁合金成型质量影响因素探究 |
| 3.3.1 基板对成型的影响 |
| 3.3.2 工艺参数选取 |
| 3.3.3 扫描速度对SLM AZ61镁合金成型质量的影响 |
| 3.3.4 扫描间距对SLM AZ61镁合金成型质量的影响 |
| 3.4 工艺参数与能量密度对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.4.1 工艺参数对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.4.2 能量密度对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.5 熔池球化与铺展凝固动力学模型 |
| 3.5.1 球化润湿性分析 |
| 3.5.2 液体圆柱体不稳定性分析 |
| 3.5.3 金属液滴完全铺展凝固动力学模型 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 选择性激光熔化成型AZ61镁合金组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验内容及设备 |
| 4.3 选择性激光熔化对AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.3.1 扫描速度对SLM AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.3.2 扫描间距对SLM AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.4 选择性激光熔化对AZ61镁合金相组成的影响 |
| 4.4.1 选择性激光熔化AZ61镁合金的相组成 |
| 4.4.2 选择性激光熔化AZ61镁合金凝固路径 |
| 4.4.3 选择性激光熔化对AZ61固溶及相对密度的影响 |
| 4.4.4 相组成对SLM AZ61镁合金表面粗糙度的影响 |
| 4.5 选择性激光熔化对AZ61镁合金显微组织的影响 |
| 4.5.1 选择性激光熔化AZ61镁合金的组织演变规律 |
| 4.5.2 选择性激光熔化对AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 4.6 选择性激光熔化对AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 4.6.1 选择性激光熔化对AZ61镁合金强度的影响 |
| 4.6.2 选择性激光熔化对AZ61镁合金塑性的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 选择性激光熔化AZ61镁合金热等静压工艺与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验内容及设备 |
| 5.3 热等静压工艺(HIP)参数选取 |
| 5.4 热等静压下SLM AZ61镁合金显微组织与演变规律 |
| 5.4.1 热等静压工艺对AZ61镁合金相组成的影响 |
| 5.4.2 热等静压下AZ61镁合金的显微组织演变规律 |
| 5.4.3 热等静压工艺对AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 5.4.4 热等静压工艺对AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 5.5 热等静压对SLM AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 5.5.1 热等静压对SLM AZ61镁合金显微硬度的影响 |
| 5.5.2 热等静压对SLM AZ61镁合金拉伸性能的影响 |
| 5.5.3 热等静压对SLM AZ61镁合金断口形貌的影响 |
| 5.5.4 SLM AZ61镁合金的强化机理分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 选择性激光熔化AZ61镁合金热处理工艺研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验内容及设备 |
| 6.3 热处理制度对SLM AZ61镁合金的影响 |
| 6.4 固溶热处理对SLM AZ61镁合金显微组织及晶粒尺寸的影响 |
| 6.4.1 固溶热处理对SLM AZ61镁合金显微组织的影响 |
| 6.4.2 固溶热处理对SLM AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 6.5 固溶热处理对SLM AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 6.5.1 固溶热处理对SLM AZ61镁合金拉伸性能影响 |
| 6.5.2 固溶热处理对SLM AZ61镁合金断口形貌的影响 |
| 6.6 最佳固溶制度下SLM AZ61镁合金中第二相分解动力学 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 基于QGA-SVR预测模型优化SLM AZ61的工艺参数 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 SLM AZ61镁合金工艺参数选取与实验 |
| 7.2.1 工艺参数分析 |
| 7.2.2 工艺参数选取 |
| 7.2.3 正交实验设计 |
| 7.2.4 实验结果 |
| 7.3 SLM AZ61镁合金表面粗糙度预测模型性能初步对比 |
| 7.4 基于QGA-SVR建立SLM AZ61表面粗糙度预测模型及优化 |
| 7.4.1 支持向量机工作原理 |
| 7.4.2 量子遗传算法工作原理 |
| 7.5 QGA-SVR预测模型建立 |
| 7.5.1 算法策略选择 |
| 7.5.2 表面粗糙度预测结果 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 选择性激光熔化AZ61镁合金工程应用设计与成型研究 |
| 8.1 零件成型及建模 |
| 8.2 加工方式对比 |
| 8.3 效益分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 9.3 下一步工作内容及展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）粉末高速钢的制备及组织性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高速钢 |
| 2.1.1 高速钢的发展 |
| 2.1.2 高速钢的生产工艺 |
| 2.1.3 高速钢中的合金元素及碳化物 |
| 2.2 粉末高速钢 |
| 2.2.1 制粉工艺 |
| 2.2.2 成形工艺 |
| 2.2.3 烧结工艺 |
| 2.3 选题意义及研究内容 |
| 2.3.1 课题来源 |
| 2.3.2 选题意义 |
| 2.3.3 主要研究内容 |
| 3 研究方案及检测方法 |
| 3.1 研究方案 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 化学成分定性及定量分析 |
| 3.2.2 粒度分析 |
| 3.2.3 粉末的流动性 |
| 3.2.4 粉末的松装密度 |
| 3.2.5 粉末的振实密度 |
| 3.2.6 物相分析 |
| 3.2.7 密度测量 |
| 3.2.8 显微形貌观察与分析 |
| 3.2.9 第一性原理计算方法 |
| 3.2.10 力学性能测试 |
| 4 气雾化粉末的烧结特性及工艺研究 |
| 4.1 试验材料和方法 |
| 4.2 粉末性能及组织研究 |
| 4.2.1 粉末形貌和性能 |
| 4.2.2 粉末的压制性 |
| 4.2.3 粉末的组织 |
| 4.3 碳化物的析出长大规律 |
| 4.4 气雾化粉末的包套热等静压组织 |
| 4.5 烧结工艺和粉末处理对气雾化粉末烧结组织和密度的影响 |
| 4.5.1 气雾化粉末的气氛烧结组织及特性 |
| 4.5.2 气雾化粉末的真空烧结组织及特性 |
| 4.5.3 粉末粒径对组织和密度的影响 |
| 4.5.4 粉末处理对组织和密度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 微细高速钢粉末的烧结特性和组织研究 |
| 5.1 试验材料和方法 |
| 5.2 粉末性能及组织研究 |
| 5.2.1 粉末形貌和性能 |
| 5.2.2 粉末的压制性 |
| 5.2.3 粉末的组织 |
| 5.3 碳化物的析出长大规律 |
| 5.4 微细高速钢粉末在烧结过程中的氧分析 |
| 5.5 微细高速钢粉末的包套热等静压组织 |
| 5.6 烧结工艺对微细高速钢粉末的烧结组织和密度的影响 |
| 5.6.1 气氛烧结 |
| 5.6.2 真空烧结 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 粉末高速钢的组织及性能研究 |
| 6.1 试验材料和方法 |
| 6.2 热处理工艺及对粉末高速钢组织和硬度的影响 |
| 6.2.1 淬火工艺及组织 |
| 6.2.2 回火组织及硬度 |
| 6.3 粉末高速钢的性能对比 |
| 6.4 化学添加对组织和性能的影响 |
| 6.4.1 碳含量对组织和性能的影响 |
| 6.4.2 添加Ti对组织和强度的影响 |
| 6.5 强化致密化对粉末高速钢组织和性能的影响 |
| 6.5.1 无包套热等静压处理对组织和密度的影响 |
| 6.5.2 锻造处理对组织和密度的影响 |
| 6.5.3 性能 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 氮化物强化粉末高速钢的组织性能及机理研究 |
| 7.1 试验材料和方法 |
| 7.2 氮气反应烧结机理分析 |
| 7.2.1 反应吉布斯自由能计算 |
| 7.2.2 相形成能计算 |
| 7.3 组织及性能分析 |
| 7.3.1 烧结密度 |
| 7.3.2 显微组织 |
| 7.3.3 相分析 |
| 7.3.4 力学性能 |
| 7.4 强化机理分析 |
| 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 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）枝晶组织调控激光增材制造Inconel 718抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 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 |
（10）粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 TiAl合金的研究进展及现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的研究历史 |
| 1.2.2 TiAl合金的基本相组成和晶体结构 |
| 1.2.3 TiAl合金的典型组织与性能 |
| 1.2.4 TiAl合金的室温脆性 |
| 1.2.5 TiAl合金的高温变形机制及热加工图 |
| 1.2.6 Y元素对TiAl合金的影响 |
| 1.2.7 TiAl合金面临的问题 |
| 1.3 TiAl合金板材的加工方法 |
| 1.3.1 铸锭冶金法(Ingot metallurgy,IM) |
| 1.3.2 粉末冶金法(Powder metallurgy,PM) |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 热等静压 |
| 2.1.2 包套热轧 |
| 2.1.3 热处理 |
| 2.2 实验结果的分析与测试方法 |
| 2.2.1 热压缩模拟 |
| 2.2.2 显微组织观察及相分析 |
| 2.3 室温和高温拉伸性能测试 |
| 第三章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结及热处理过程中的组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti43Al9V0.3Y合金粉末的形貌和组织 |
| 3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织与力学性能 |
| 3.3.1 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织 |
| 3.3.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的拉伸性能 |
| 3.3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结材料的断裂和拉伸变形行为 |
| 3.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的热处理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的等温变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的流变形为 |
| 4.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热激活能 |
| 4.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热加工图 |
| 4.5 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金等温变形组织 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 不同轧制温度下TiAl合金板材组织演变及性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 轧制温度对TiAl合金板材轧制成形性能的影响 |
| 5.3 不同轧制温度下TiAl合金板材的组织演变 |
| 5.4 不同轧制温度下TiAl合金板材的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 不同变形条件下的TiAl合金板材组织及性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同变形条件下TiAl合金板材的成形性能 |
| 6.3 不同变形条件下TiAl合金板材的组织 |
| 6.4 不同变形条件下TiAl合金板材的力学性能 |
| 6.5 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 |
四、细晶铸造K403合金热等静压及热处理工艺研究（论文参考文献）
- [1]UNS S32707特超级双相不锈钢零部件粉末近净成形技术及组织性能调控[D]. 尚峰. 北京科技大学, 2021
- [2]增材制造15-5PH不锈钢的组织与力学性能研究[D]. 农晓东. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究[D]. 沈莹莹. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]铸造高强耐热GW63K镁合金组织性能、疏松缺陷表征与调控[D]. 周波. 中国科学技术大学, 2021(06)
- [5]热等静压技术在镍基铸造高温合金领域的应用研究[J]. 宋富阳,张剑,郭会明,张迈,赵云松,沙江波. 材料工程, 2021(01)
- [6]一种细晶铸造K465合金低压涡轮叶片组织和力学性能[J]. 尹湘蓉,黄中荣,龙阅文,佘玉良,龚晓宁,郭志飞. 铸造, 2021(01)
- [7]AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究[D]. 刘帅. 北京科技大学, 2020(02)
- [8]粉末高速钢的制备及组织性能的研究[D]. 孙海霞. 北京科技大学, 2021(02)
- [9]枝晶组织调控激光增材制造Inconel 718抗氧化性能研究[D]. 罗国云. 湖南大学, 2020(02)
- [10]粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究[D]. 张冬冬. 哈尔滨工业大学, 2020