一、先進航空發(fā)動機渦輪盤合金及渦輪盤制造（論文文獻綜述）
李毅[1]（2021）在《電子束精煉制備FGH4096母合金的脫氮行為研究》文中提出航空發(fā)動機的發(fā)展水平?jīng)Q定著飛機的使用性能,目前已經(jīng)成為衡量一個國家科技水平和綜合國力的重要指標之一。渦輪盤作為航空發(fā)動機的核心熱端部件,工作條件極為惡劣,失效形式十分復雜,直接決定著航空發(fā)動機能否安全服役。因此要求渦輪盤材料在其使用溫度范圍內(nèi)要有盡可能高的疲勞、持久性能以及良好的抗蠕變能力。以FGH4096合金為代表的粉末高溫合金,解決了渦輪盤高合金化造成的凝固偏析和變形困難的問題,顯著提高了渦輪盤的力學性能和熱工藝性能,因此成為當前先進航空發(fā)動機渦輪盤的首選材料。然而,粉末高溫合金中的夾雜物缺陷遺傳問題已經(jīng)成為制約其性能提升的一項重大挑戰(zhàn)。為提高粉末高溫合金原材料的純凈度,國內(nèi)外開展了大量研究。當前,真空感應熔煉技術(shù)、電渣重熔技術(shù)以及真空自耗熔煉技術(shù)是制備高純凈粉末高溫合金母材的主要工藝。然而,受到溫度、真空度以及反應平衡的限制,傳統(tǒng)熔煉工藝對于粉末高溫合金母合金中的微量雜質(zhì)元素及其夾雜物的去除已趨極限。本研究針對傳統(tǒng)熔煉方法雜質(zhì)深度去除的瓶頸問題,創(chuàng)新性地提出采用電子束精煉技術(shù)制備高純凈FGH4096母合金的新工藝,研究了真空度、精煉功率和精煉時間等電子束精煉參數(shù)對FGH4096母合金脫氮行為的影響。同時針對電子束精煉過程中微量雜質(zhì)元素及其夾雜物去除機制,運用冶金熱力學及動力學的理論,解析了電子束精煉FGH4096母合金過程中的脫氮熱力學及動力學機理。研究結(jié)果表明,電子束精煉之后,FGH4096母合金中的氮含量可以從原料中的17ppmw降低到1 ppmw以下,增加電子束精煉功率或延長精煉時間都將促進氮的去除。氮在FGH4096合金熔體中的固溶度隨著真空度的增加而逐漸降低,隨著熔池溫度的增加而逐漸增加,但其受真空度的影響更為顯著。熔體近表面區(qū)的夾雜物可通過熔解的方式去除,上浮至熔體液面以上的夾雜顆粒在電子束轟擊作用下以高溫分解方式去除。提升精煉溫度有助于促進氮的擴散和蒸發(fā)脫除,但到達一定值以后,促進效應減弱。精煉功率為9 k W、12 k W和15 k W時,氮的蒸發(fā)脫除分別傾向于二級反應、一級反應和1.5級反應。在9 k W時,脫氮速率常數(shù)隨著時間的延長而逐漸降低,然而在12 k W和15k W時,脫氮速率常數(shù)在電子束精煉初期逐漸降低,在精煉后期卻有所上升,這應該與表面活性元素氧和硫的含量有關(guān),當其含量增多時將有利于提升脫氮速率。
張峰[2]（2021）在《熔體過熱對FGH4096合金偏析和純凈化行為的影響研究》文中指出FGH4096粉末高溫合金是我國上世紀八十年代開始研發(fā)的用于制作高性能航空發(fā)動機高溫部件的關(guān)鍵材料。由于其在700℃下具有較低的裂紋擴展速率、較好的綜合力學性能以及良好的抗疲勞、長壽命以及抗腐蝕性能,已被應用于國內(nèi)外先進航空發(fā)動機渦輪盤的制造中。我國的FGH4096合金與國外同類粉末高溫合金（René88DT）相比尚存在不小的差距,具體表現(xiàn)為承溫能力低、使用壽命短、使役穩(wěn)定性差,這與合金中的O、N雜質(zhì)及其形成的夾雜物有密切關(guān)聯(lián)。因此,如何控制合金中的O、N含量及形成的夾雜物尺寸、進一步提高合金的純凈度至關(guān)重要。目前,我國FGH4096母合金多采用真空感應熔煉制備。隨著合金制備技術(shù)的進步,高溫合金中O、N的含量的控制要求與指標越來越嚴格。如航材院明確要求FGH4096合金中O含量不大于50ppmw,N含量不大于30ppmw。盡管如此,我國粉末高溫合金中雜質(zhì)及夾雜物冶煉控制技術(shù)仍未完全突破,制約著航空發(fā)動機性能的進一步提升。近年來,熔體過熱處理逐漸成為一種提高合金純凈度、改善凝固組織的重要手段。通過將合金熔體在高于其熔點一定溫度下保溫一定的時間進而快速冷卻,可以使合金在過熱溫度較高時獲得的有利于合金性能的組織很好地保留下來。基于該思路,如果能對FGH4096合金進行熔體過熱處理,通過在較高溫度下充分發(fā)生精煉反應,使得其中的雜質(zhì)及夾雜物有效脫除,并通過快速冷卻將其良好的組織狀態(tài)保留到室溫,則可以獲得冶金質(zhì)量優(yōu)良的FGH4096合金鑄錠。因此,本研究以FGH4096合金為研究對象,通過對合金開展不同過熱溫度（85℃、133℃、193℃）及過熱時間（10min、20min、30min）下的熔體過熱實驗,揭示了過熱參數(shù)對合金成成分、元素蒸發(fā)速率以及純凈化行為及組織的影響規(guī)律及作用機理。研究表明,隨著過熱溫度的提高,熔煉后鑄錠的質(zhì)量損失率逐漸增加。熔體過熱處理可以使熔體微結(jié)構(gòu)發(fā)生改變,其影響合金的偏析行為、析出相以及MC碳化物等,此外,熔體過熱處理對合金的純凈化有一定的作用。當合金的過熱溫度增加時,合金成分的損失率逐漸增加,這主要由Cr元素的蒸發(fā)損失導致。當過熱度為85℃和133℃時,合金中O、N雜質(zhì)元素含量較低,隨著過熱度的增加,O、N雜質(zhì)元素含量有反彈現(xiàn)象,并分析了影響O、N含量的熱力學機制。此外,熔體的過熱會降低合金成分偏析,細化枝晶,這與較高過熱度下原子基團溶解、形核核心減少導致的較大過冷度下均勻形核有關(guān)。
江河,董建新,張麥倉,姚志浩[3]（2021）在《800℃以上服役渦輪盤用難變形鎳基高溫合金研究進展》文中研究指明大推重比航空發(fā)動機渦輪盤需在更高溫度下服役,為滿足更高溫度服役航空發(fā)動機渦輪盤材料的需求,在新合金的發(fā)展過程中合金化程度和γ′相含量逐漸提高。其中GH4151、GH4175和GH4975合金是800℃以上服役變形高溫合金的典型代表。對難變形高溫合金國內(nèi)外的發(fā)展趨勢、3種典型合金的特征和發(fā)展過程進行了概述,并對難變形高溫合金制備過程中開坯工藝和超塑性等問題進行了探討。為充分發(fā)揮800℃以上服役高相含量難變形高溫合金的優(yōu)勢和作用,需對合金成分設(shè)計特點、組織特性、熱變形和超塑性變形過程中相的作用機制等方面開展相應的理論研究工作。
張勇,李鑫旭,韋康,萬志鵬,賈崇林,王濤,李釗,孫宇,梁紅艷[4]（2020）在《850℃渦輪盤用新型變形高溫合金GH4975擠壓棒材熱變形規(guī)律研究》文中提出采用真空感應熔煉+真空自耗重熔工藝制備鑄錠,通過擠壓開坯方法制備出了GH4975合金細晶棒材。利用Gleeble 1500熱模擬試驗機研究了GH4975合金在變形溫度為1070～1220℃、應變速率為0.001～1 s-1條件下的熱變形行為。結(jié)果表明,GH4975合金的應力-應變曲線具有典型的動態(tài)再結(jié)晶特征,存在應變硬化、流變軟化和穩(wěn)態(tài)流變3個階段?；贕H4975合金擠壓棒材的應力-應變曲線,建立了熱變形參數(shù)本構(gòu)方程,其熱變形激活能（Q）為664587 J/mol;根據(jù)動態(tài)材料模型,構(gòu)建了合金擠壓棒材的熱加工圖,結(jié)合微觀組織分析,確定了合金合適的熱加工工藝范圍。GH4975合金在1100～1130℃溫度條件下易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,其再結(jié)晶機制為應變誘導晶界形核。
樊璐璐,劉曉飛,翟月雯,吳進軍,金泉林[5]（2020）在《盤件無模碾壓技術(shù)進展及產(chǎn)業(yè)化分析》文中研究說明無模碾壓技術(shù)在發(fā)動機用雙性能渦輪盤成形方面具有特色優(yōu)勢,并廣泛應用于高溫合金、鈦合金、輕合金和鋼類等大型復雜盤件的加工成形。通過詳細剖析無模碾壓技術(shù)及設(shè)備研究現(xiàn)狀,分析并探討了現(xiàn)有設(shè)備樣機存在的問題及實現(xiàn)無模碾壓技術(shù)產(chǎn)業(yè)化應用的主要途徑。研究結(jié)果表明,目前僅有俄羅斯和美國GE掌握無模碾壓成形工藝和裝備,國內(nèi)仍處于基礎(chǔ)研究階段;現(xiàn)有樣機設(shè)備剛度和強度不足,在框架結(jié)構(gòu)、加熱系統(tǒng)、成形工藝及模擬仿真方面還存在一些問題,尚不能滿足高溫合金渦輪盤樣件的成形需求,亟需開發(fā)新一代無模碾壓成形設(shè)備;基于前期在電阻爐加熱系統(tǒng)、碾壓頭設(shè)計、工藝計算軟件和工藝數(shù)控執(zhí)行系統(tǒng)的研究成果,依托現(xiàn)有成熟的臥式數(shù)控輾環(huán)機并在其基礎(chǔ)上改造升級,是無模碾壓技術(shù)快速實現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化的最佳途徑。
田甜[6]（2020）在《噴射成形制備新型第三代粉末高溫合金的組織和性能》文中研究指明噴射成形技術(shù)是一種近凈成形的快速凝固技術(shù),相比傳統(tǒng)鑄造&鍛造和粉末冶金工藝具有其獨特的優(yōu)勢。本文采用噴射成形（Spray Forming,SF）+熱等靜壓（Hot-isostatic pressing,HIP）+等溫鍛造（Isothermal Forging,IF）+熱處理（Heat Treatment,HT）工藝制備了渦輪盤用新型第三代粉末高溫合金 FGH100L。研究了在 SF、SF+HIP+HT 和 SF+HIP+IF+HT 三種工藝下,FGH100L 合金的組織與性能特征,下文簡稱為SF沉積態(tài)、HIP和IF FGH100L合金。結(jié)果表明:這三種工藝態(tài)FGH100L合金的晶粒尺寸依次是先增大后減小,晶粒的形貌發(fā)生了近球形-多邊形-近球形的轉(zhuǎn)變;三種工藝態(tài)FGH100L合金的室/高溫強度逐漸增大,塑性稍有下降,其中SF沉積態(tài)塑性最好。IF FGH100L合金的室/高溫拉伸屈服強度、斷裂強度和延伸率比LSHR合金分別高165MPa/2.3MPa、82MPa/63.1MPa和6.5%/8.5%;FGH100L合金的低周疲勞壽命是LSHR合金的4.4倍。研究了固溶熱處理溫度對不同工藝下FGH100L合金的組織和性能的影響。結(jié)果表明:經(jīng)不同固溶溫度+雙級時效熱處理后,隨固溶溫度的升高（1110-1170℃）,HIP 和 IF FGH100L 合金的晶粒尺寸逐漸增大,HIP FGH100L合金在1130℃亞固溶處理時,合金內(nèi)獲得3種尺寸數(shù)量平衡匹配較為合理的γ’析出相:一次γ’相呈鏈狀分布于晶界,尺寸范圍在0.73-3.55μm,呈不規(guī)則形狀;大部分二次γ’相正在分裂呈立方形分布在晶內(nèi),尺寸范圍在0.27-0.92μm;大量球形三次γ’相分布在一次γ’相、二次γ’相和基體的相邊界區(qū)域,尺寸范圍在≤0.17μm;在1170℃過固溶處理時,合金內(nèi)只存在一種單模分布的三次γ’相。在固溶溫度為1130℃時,IF FGH100L合金的室/高溫拉伸強度和塑性均最好。研究了長時時效對亞/過固溶（Sub-solvus/Super-solvus）熱處理態(tài)HIP和IF FGH100L合金組織與性能的穩(wěn)定性影響。結(jié)果表明:在760℃隨著時效時間的延長（500-2000h）,HIP和IF FGH100L合金的晶粒尺寸均變化不大。當時效2000h時,Sub-solvus IF合金的室/高溫拉伸屈服強度和斷裂強度較長時時效前降低了 229MPa、228MPa和198MPa、230 MPa,延伸率分別降低12.9%和4.35%;當時效1000h時,Sub-solvus IF合金的高溫拉伸強度和塑性均較Super-solvus IF合金高,且亞/過固溶態(tài)IF FGH100L合金內(nèi)γ’相之間均存在大量的位錯,同時大量位錯在γ’相之間塞積。層錯切割γ’相,并通過寬度的增加形成連續(xù)層錯是Sub-solvus IF合金的另一變形機制。Super-solvus IF合金內(nèi)部并未出現(xiàn)大量層錯切割γ’相的現(xiàn)象,只有少量的超位錯切入γ’相內(nèi)部。研究了不同工藝下FGH100L合金的蠕變性能和溫度與應力作用對合金蠕變行為的影響。結(jié)果表明:在705℃和897MPa條件下,HIP和IF FGH100L合金的蠕變斷裂時間和應變分別為56.96h/81.54h和16%/21.9%。HIP和IF FGH100L合金的蠕變變形機制主要是位錯、層錯以切割方式通過γ’相,促使全位錯更容易分解,合金中出現(xiàn)貫穿γ基體和γ’相的連續(xù)的較寬層錯。在蠕變后期,隨著位錯數(shù)量的進一步增加,導致位錯在鋸齒晶界和碳化物附近大量塞積,阻礙位錯運動。在897MPa、650-750℃下,隨著溫度的增高,IF FGH100L合金取向差值逐漸降低,說明合金在不同溫度下所能承受的應變集中不同,溫度越高合金承受應變相對較低,且蠕變壽命就越低。在750℃、450-897MPa下,隨著應力的增高,IF FGH100L合金取向差值逐漸降低,應力越高蠕變壽命越低,但合金內(nèi)應變主要分布于晶界附近,此溫度下合金晶界是薄弱位置。
郝志博[7]（2020）在《選區(qū)激光熔化鎳基粉末高溫合金組織與性能》文中提出選區(qū)激光熔化技術(shù)具有較高的復雜形狀零件近凈成形能力,應用該技術(shù)制備高溫合金零部件,能夠?qū)崿F(xiàn)結(jié)構(gòu)簡化和減重,提高航空發(fā)動機的推重比。目前選區(qū)激光熔化制備鎳基高溫合金的研究尚屬早期階段,相關(guān)的實驗數(shù)據(jù)較為缺乏?；诖?本文以FGH4096鎳基粉末高溫合金為研究對象,開展研究工作。論文主要內(nèi)容和結(jié)論如下:文中研究了激光功率、掃描速度和重熔率對選區(qū)激光熔化FGH4096合金的影響,進而獲得較優(yōu)制備工藝參數(shù),即激光功率95W,掃描速度1200mm/s,重熔率30%。并通過計算獲得較優(yōu)輸入線能量為2.64 J/mm2,較優(yōu)輸入單位體積能量為105.56 J/mm3。在此基礎(chǔ)上,對沉積態(tài)合金組織與性能進行了表征,沉積態(tài)合金以奧氏體基體γ相為主,少量且尺寸低于100nm的γ’相和碳化物分布于合金內(nèi)部,因而合金具有較高的延伸率,在成形方向上高達25.9%,但合金強度相對較低,近1204.13MPa。合金內(nèi)以柱狀晶為主,晶內(nèi)規(guī)則排列著精細的樹枝結(jié)構(gòu)和等軸結(jié)構(gòu),平均寬度約為0.5μm。樹枝結(jié)構(gòu)和等軸結(jié)構(gòu)邊界處存在大量位錯,因而沉積態(tài)合金內(nèi)存在較大應變。通過合金熱處理的研究發(fā)現(xiàn),在成形方向上直接時效態(tài)合金具有較高的室溫拉伸強度,斷裂強度高達1595.56MPa,屈服強度高達1459.46MPa。直接時效態(tài)合金仍保持了沉積態(tài)晶粒形貌,當固溶溫度在1010℃-1090℃,合金保持柱狀晶組織,合金內(nèi)二次γ’相沿樹枝結(jié)構(gòu)生長方向排列析出,當固溶溫度為1110℃時,達到合金的回復和再結(jié)晶溫度,樹枝結(jié)構(gòu)和等軸結(jié)構(gòu)消失,合金晶粒趨于等軸化,在1100℃以上時,合金接近或處于過飽和狀態(tài),在后續(xù)時效過程中合金強化元素以三次γ’相形式均勻析出,固溶溫度越高,晶粒取向越趨于隨機狀態(tài)。為使合金晶粒趨于等軸化,降低合金織構(gòu),同時形成多尺寸分布γ’相形態(tài),采用雙重固溶+時效處理的方式,優(yōu)化合金組織結(jié)構(gòu),增加晶界強度,此過程中觀察到大尺寸γ’相吸收小尺寸γ’相方式和相近尺寸γ’相融合方式促進γ’相長大的機制。為進一步提高合金的性能,研究了三種不同溫度熱等靜壓對組織結(jié)構(gòu)的影響,進而研究了不同熱處理制度對1130℃熱等靜壓合金組織的影響,以此為基礎(chǔ),進一步研究了不同溫度熱等靜壓合金經(jīng)熱處理后的組織與性能。通過對比研究發(fā)現(xiàn)1130℃熱等靜壓合金經(jīng)1130℃固溶+時效處理后室溫、高溫性能相對較高,其斷裂強度分別為1523.11MPa和1420.36MPa,屈服強度分別為1053.12MPa和1098.24MPa,斷裂延伸率為17.34%和16.92%。合金經(jīng)過熱等靜壓和熱處理后晶粒尺寸在成形方向減小,趨于等軸晶,且呈不規(guī)則形狀,樹枝結(jié)構(gòu)和等軸結(jié)構(gòu)基本消失。對1130℃熱等靜壓,后經(jīng)1130℃固溶+時效處理的合金進行蠕變性能研究,在650℃/690MPa下,合金蠕變壽命達900h,斷裂延伸率22%,同時在該條件下研究了不同階段的蠕變行為,發(fā)現(xiàn)蠕變變形機制為初期以位錯增殖后發(fā)展為位錯切割γ’相,進而后期大量堆垛層錯切割γ’相。通過研究不同溫度對蠕變性能的影響,計算出合金蠕變激活能為330.90kJ/mol,發(fā)現(xiàn)合金失效機制為沿晶裂紋的萌生和擴展。
張國慶,劉娜,李周[8]（2020）在《高性能金屬材料霧化與成形技術(shù)研究進展》文中研究表明本文綜述北京航空材料研究院在高溫合金氣體霧化粉末、噴射成形高溫合金、粉末冶金TiAl合金以及噴射成形高速鋼等高性能金屬材料霧化與成形技術(shù)研究領(lǐng)域的主要研究成果。北京航空材料研究院開發(fā)了高溫合金粉末氬氣霧化和負壓霧化制備技術(shù)和裝置,突破粉末氧含量、粒度和非金屬夾雜物控制等技術(shù)瓶頸,制備出多種高純、細顆粒、球狀高品質(zhì)的高溫合金粉末,已用于先進航空發(fā)動機渦輪盤等核心熱端部件的研制和生產(chǎn);發(fā)展難變形合金噴射成形技術(shù),解決霧化沉積、致密度控制、形狀控制、熱加工等關(guān)鍵技術(shù)難題,研制的高溫合金和高速鋼沉積坯致密度達到99.0%以上,開發(fā)出低成本高性能噴射成形高溫合金和高速鋼材料;通過氬氣霧化TiAl合金粉末制備及熱成形技術(shù)研究,獲得了高純低氧球形氣霧化粉末和高性能粉末冶金板材。
黃海亮[9]（2020）在《先進PM高溫合金FGH98制備和性能表征相關(guān)基礎(chǔ)問題的研究》文中研究表明鎳基高溫合金具有優(yōu)良的高溫力學性能、組織穩(wěn)定性和抗腐蝕性能,是先進航空發(fā)動機渦輪盤等關(guān)鍵部件的首選材料。FGH98合金是我國正在研制的先進航空發(fā)動機渦輪盤用第三代鎳基粉末高溫合金,其航空發(fā)動機渦輪盤制備工藝路線為:氬氣霧化制粉+熱等靜壓+熱擠壓+等溫鍛造+雙性能熱處理,其中與熱變形和熱處理等制備工藝、微觀組織、性能表征、化學成分優(yōu)化設(shè)計等密切相關(guān)的若干問題,亟待進一步的深入研究。本論文有針對性地重點研究了熱擠壓態(tài)FGH98合金的熱變形行為及其對后續(xù)熱處理態(tài)組織演變的影響特點與規(guī)律、加熱-保溫-冷卻過程中γ’相溶解與析出行為及規(guī)律、拉伸和蠕變性能表征及拉伸變形機制與蠕變變形機制,以及FGH98合金化學成分評估與可能的優(yōu)化方向等內(nèi)容。本文首先采用熱模擬技術(shù)研究了熱擠壓態(tài)FGH98合金的熱變形行為及其對后續(xù)熱處理態(tài)組織的影響,采用的變形溫度、應變速率和真應變分別為1060～1165℃、0.005～10 s-1 和 0.7。發(fā)現(xiàn) 1060～1130℃,應變速率 0.005～0.02 s-1是其最佳等溫鍛造熱變形工藝窗口,此范圍內(nèi)變形,合金可發(fā)生超塑性變形或完成完全動態(tài)再結(jié)晶,并獲得均勻細小的等軸晶粒組織（1.8～4.3 μm）,后續(xù)在1140℃亞固溶處理20 min后進而獲得尺寸為4.1～6.2 μm的細小均勻的等軸晶組織,在1180℃過固溶處理20 min后則獲得尺寸為20.3～28.4 μm的均勻等軸晶組織。而在高溫低應變速率下,合金會發(fā)生應變硬化,形成不規(guī)則、不均勻的晶粒組織并在后續(xù)熱處理中遺傳下來。在過固溶處理過程中,未完成完全動態(tài)再結(jié)晶的變形試樣中已完成動態(tài)再結(jié)晶的晶粒直接長大,而未完成動態(tài)再結(jié)晶的晶粒發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶,形成細小晶粒,從而造成晶粒尺寸不均勻。采用中斷加熱和中斷冷卻實驗研究了等溫鍛造態(tài)FGH98合金加熱（10℃/min）和冷卻（40℃/min）過程中γ’相溶解和析出相行為,并采用快速加熱（200℃/s）的方式將試樣加熱至1109、1140和1172℃保溫不同時間,研究保溫過程中γ’相的溶解行為。發(fā)現(xiàn)γ’相溶解行為受γ’相成分、尺寸、γ/γ’界面共格應力以及基體位錯含量影響。利用JMAK方程建立了保溫過程中γ’相的溶解動力學方程。擬合得到了二次γ’相平均尺寸和面積分數(shù)在40 ℃/min冷卻速率下隨溫度變化的關(guān)系式。采用三維原子探針分析了冷卻析出的二次和三次γ’相與周圍基體的成分分布,發(fā)現(xiàn)在二次γ’相周圍存在Al、Ti等γ’相形成元素的貧化區(qū),而三次γ’相周圍沒有,實驗驗證了連續(xù)冷卻過程中γ’相析出行為受合金元素過飽和度和γ/γ’相之間元素再分配的共同控制。采用掃描電鏡和透射電鏡研究了過固溶處理FGH98合金室溫和高溫（650/750/815℃）拉伸變形行為和變形機制,發(fā)現(xiàn)隨著變形溫度的升高,合金層錯能降低,主要拉伸變形機制從a/3<112>不全位錯剪切形成層錯機制向形變孿生機制轉(zhuǎn)變。提出了 a/3<112>不全位錯剪切γ’相形成層錯與微孿晶共存的高溫拉伸變形機制。解釋了層錯剪切的強化機理,和形變孿生的強韌化機理。另外研究發(fā)現(xiàn)γ’相尺寸增大促進了合金750℃拉伸變形機制由層錯向形變孿生轉(zhuǎn)變,提高合金塑性。研究了過固溶和亞固溶處理后合金的蠕變性能和蠕變機制,發(fā)現(xiàn)750℃/570 MPa下粗晶組織抗蠕變性能優(yōu)于細晶組織,在低溫高應力（650℃/870MPa）作用下,Orowan繞過和層錯是主要蠕變機制;在中溫中應力（750℃/570MPa）作用下,層錯和形變孿生是主要蠕變機制;在高溫低應力（815℃/400MPa）作用下,位錯攀滑移是主要蠕變機制,蠕變機制主要受變形溫度控制。最后,利用Thermo-Calc熱力學軟件和TTNi8數(shù)據(jù)庫,以及經(jīng)驗公式,分析了單個合金元素以及特定合金元素組合對FGH98合金的相組成和性能的影響。在評估FGH98現(xiàn)有合金成分合理性基礎(chǔ)上,提出了可考慮在Mo和W總含量不變的情況下,適當?shù)卦黾覹含量,降低Mo含量,以進一步提高合金的組織穩(wěn)定性和合金的固溶強化。
張國慶,張義文,鄭亮,彭子超[10]（2019）在《航空發(fā)動機用粉末高溫合金及制備技術(shù)研究進展》文中研究說明本文概述了我國粉末高溫合金及制備技術(shù)的研究進展。在粉末制備方面,重點介紹了Ar氣霧化制粉技術(shù)關(guān)鍵因素,包括設(shè)備、霧化過程、粒度控制、O含量控制、粉末形貌控制和夾雜控制等。針對渦輪盤件制備技術(shù),總結(jié)了雙性能渦輪盤、雙合金整體葉盤技術(shù)和等溫鍛造模具用材料的研究進展。此外,還介紹了在粉末高溫合金高通量實驗和表征以及蠕變行為等方面的研究進展。結(jié)合當前航空發(fā)動機、3D打印等高端工程用材料重大需求,對我國粉末高溫合金制備技術(shù)和發(fā)展方向進行了展望。
二、先進航空發(fā)動機渦輪盤合金及渦輪盤制造（論文開題報告）
（1）論文研究背景及目的
此處內(nèi)容要求：
首先簡單簡介論文所研究問題的基本概念和背景，再而簡單明了地指出論文所要研究解決的具體問題，并提出你的論文準備的觀點或解決方法。
寫法范例：
本文主要提出一款精簡64位RISC處理器存儲管理單元結(jié)構(gòu)并詳細分析其設(shè)計過程。在該MMU結(jié)構(gòu)中,TLB采用叁個分離的TLB,TLB采用基于內(nèi)容查找的相聯(lián)存儲器并行查找,支持粗粒度為64KB和細粒度為4KB兩種頁面大小,采用多級分層頁表結(jié)構(gòu)映射地址空間,并詳細論述了四級頁表轉(zhuǎn)換過程,TLB結(jié)構(gòu)組織等。該MMU結(jié)構(gòu)將作為該處理器存儲系統(tǒng)實現(xiàn)的一個重要組成部分。
（2）本文研究方法
調(diào)查法：該方法是有目的、有系統(tǒng)的搜集有關(guān)研究對象的具體信息。
觀察法：用自己的感官和輔助工具直接觀察研究對象從而得到有關(guān)信息。
實驗法：通過主支變革、控制研究對象來發(fā)現(xiàn)與確認事物間的因果關(guān)系。
文獻研究法：通過調(diào)查文獻來獲得資料，從而全面的、正確的了解掌握研究方法。
實證研究法：依據(jù)現(xiàn)有的科學理論和實踐的需要提出設(shè)計。
定性分析法：對研究對象進行“質(zhì)”的方面的研究，這個方法需要計算的數(shù)據(jù)較少。
定量分析法：通過具體的數(shù)字，使人們對研究對象的認識進一步精確化。
跨學科研究法：運用多學科的理論、方法和成果從整體上對某一課題進行研究。
功能分析法：這是社會科學用來分析社會現(xiàn)象的一種方法，從某一功能出發(fā)研究多個方面的影響。
模擬法：通過創(chuàng)設(shè)一個與原型相似的模型來間接研究原型某種特性的一種形容方法。
三、先進航空發(fā)動機渦輪盤合金及渦輪盤制造（論文提綱范文）
（1）電子束精煉制備FGH4096母合金的脫氮行為研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 緒論 |
| 1.1 粉末高溫合金的應用與發(fā)展 |
| 1.1.1 航空發(fā)動機渦輪盤 |
| 1.1.2 粉末高溫合金在渦輪盤中的應用與發(fā)展 |
| 1.2 粉末高溫合金中的微量雜質(zhì)及危害 |
| 1.2.1 粉末高溫合金中的微量雜質(zhì)元素及其夾雜物 |
| 1.2.2 氮雜質(zhì)及其夾雜物對粉末高溫合金性能的影響 |
| 1.3 粉末高溫合金母合金的制備工藝現(xiàn)狀 |
| 1.3.1 粉末高溫合金母合金的冶煉工藝 |
| 1.3.2 國內(nèi)外粉末高溫合金母合金的冶煉工藝對比 |
| 1.4 電子束精煉技術(shù)及其應用 |
| 1.4.1 電子束精煉技術(shù)的特點 |
| 1.4.2 電子束精煉技術(shù)的應用 |
| 1.5 本論文的研究目標及內(nèi)容 |
| 2 實驗設(shè)備與實驗方法 |
| 2.1 實驗設(shè)備 |
| 2.1.1 電子束精煉設(shè)備 |
| 2.1.2 其他設(shè)備 |
| 2.2 實驗材料 |
| 2.3 實驗過程 |
| 2.4 實驗檢測與表征方法 |
| 2.4.1 合金成分分析 |
| 2.4.2 雜質(zhì)含量檢測 |
| 2.4.3 組織形貌觀察 |
| 3 電子束精煉參數(shù)對提純FGH4096母合金的影響 |
| 3.1 電子束精煉制備FGH4096母合金鑄錠的組織形貌 |
| 3.2 電子束精煉制備FGH4096母合金鑄錠中的氮含量 |
| 3.3 電子束精煉制備FGH4096母合金鑄錠中氧和硫的含量 |
| 3.4 本章小結(jié) |
| 4 電子束精煉制備FGH4096母合金的脫氮熱力學 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同電子束精煉功率下的熔池溫度分布 |
| 4.3 氮在FGH4096 母合金熔體中的固溶度 |
| 4.4 氮化物的熔解及分解機制 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 5 電子束精煉制備FGH4096母合金的脫氮動力學 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 脫氮反應速率與精煉功率的關(guān)系 |
| 5.3 脫氮反應速率與精煉時間的關(guān)系 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 攻讀碩士學位期間發(fā)表學術(shù)論文及申請專利情況 |
| 致謝 |
（2）熔體過熱對FGH4096合金偏析和純凈化行為的影響研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 高溫合金概述 |
| 1.1.1 高溫合金及其類別 |
| 1.1.2 鎳基高溫合金中合金元素的作用 |
| 1.1.3 鎳基高溫合金的相組成及其對合金性能的影響 |
| 1.2 粉末高溫合金 |
| 1.2.1 鎳基粉末高溫合金的發(fā)展 |
| 1.2.2 鎳基粉末高溫合金的成形工藝及組織優(yōu)化 |
| 1.2.3 FGH4096 粉末高溫合金及其制備 |
| 1.3 熔體過熱處理技術(shù)及其應用 |
| 1.3.1 熔體過熱處理技術(shù)(HTTM) |
| 1.3.2 熔體過熱處理技術(shù)對合金組織和結(jié)構(gòu)的影響 |
| 1.3.3 熔體過熱處理技術(shù)在高溫合金中的應用 |
| 1.4 本論文的研究目的和主要內(nèi)容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 主要內(nèi)容 |
| 2 實驗路線及方案 |
| 2.1 實驗路線 |
| 2.2 實驗材料 |
| 2.3 實驗設(shè)備 |
| 2.3.1 MTQZ-15-60 真空感應熔煉爐 |
| 2.3.2 實驗過程中其余設(shè)備及材料 |
| 2.4 實驗參數(shù)設(shè)計 |
| 2.4.1 真空感應過熱FGH4096 高溫合金 |
| 2.5 實驗過程 |
| 2.5.1 真空感應熔體過熱 |
| 2.6 FGH4096 高溫合金過熱處理的顯微組織與純凈度分析 |
| 2.6.1 合金成分檢測 |
| 2.6.2 金相觀察 |
| 2.6.3 氧氮元素雜質(zhì)含量檢測 |
| 2.6.4 合金的元素偏析系數(shù)檢測 |
| 3 FGH4096 合金熔體過熱過程中合金元素的蒸發(fā)行為研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金元素的蒸發(fā)規(guī)律 |
| 3.3 合金元素的蒸發(fā)熱力學 |
| 3.4 本章小結(jié) |
| 4 熔體過熱對FGH4096 合金顯微組織的影響 |
| 4.1 熔體過熱對碳化物的影響 |
| 4.2 熔體過熱對合金中枝晶的影響 |
| 4.2.1 枝晶生長方向 |
| 4.2.2 二次枝晶間距 |
| 4.3 熔體過熱對元素偏析的影響 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 5 熔體過熱對FGH4096 合金純凈度的影響 |
| 5.1 熔體過熱對合金氧元素含量的影響 |
| 5.2 熔體過熱對合金氮元素含量的影響 |
| 5.3 本章小結(jié) |
| 6 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 攻讀碩士期間發(fā)表學術(shù)論文情況 |
| 致謝 |
（3）800℃以上服役渦輪盤用難變形鎳基高溫合金研究進展（論文提綱范文）
| 難變形高溫合金的發(fā)展 |
| 1國內(nèi)外發(fā)展趨勢 |
| 2難變形高溫合金的發(fā)展難點 |
| 3典型難變形高溫合金 |
| 4高合金化難變形高溫合金成分設(shè)計特點 |
| 3種典型難變形高溫合金 |
| 1 GH4151合金 |
| 2 GH4175合金 |
| 3 GH4975合金 |
| 難變形高溫合金開坯工藝特征 |
| 難變形高溫合金的超塑性變形 |
| 結(jié)論 |
（4）850℃渦輪盤用新型變形高溫合金GH4975擠壓棒材熱變形規(guī)律研究（論文提綱范文）
| 1 實驗方法 |
| 2 結(jié)果與討論 |
| 2.1 擠壓態(tài)棒材組織 |
| 2.2 不同溫度下的應力-應變分析 |
| 2.3 熱變形本構(gòu)模型 |
| 2.4 熱加工圖及對應微觀組織分析 |
| 2.5 熱變形過程中組織演變 |
| 3 結(jié)論 |
（5）盤件無模碾壓技術(shù)進展及產(chǎn)業(yè)化分析（論文提綱范文）
| 0前言 |
| 1 無模碾壓設(shè)備的框架結(jié)構(gòu)設(shè)計 |
| 1.1 目前設(shè)備的框架結(jié)構(gòu) |
| 1.2 設(shè)備其他結(jié)構(gòu)的設(shè)計探索 |
| 1.3 基于輾環(huán)機結(jié)構(gòu)的臥式碾壓設(shè)備設(shè)計模型 |
| 2 設(shè)備的加熱系統(tǒng)設(shè)計 |
| 2.1 感應加熱系統(tǒng) |
| 2.2 電阻爐加熱系統(tǒng) |
| 2.3 隔熱、冷卻及防氧化設(shè)施設(shè)計 |
| 3 碾壓頭的設(shè)計及選材 |
| 4 碾壓工藝的數(shù)值模擬及數(shù)控實現(xiàn) |
| 4.1 碾壓工藝的工步計算 |
| 4.2 工藝數(shù)值模擬的技術(shù)難點 |
| 4.3 工藝數(shù)控實現(xiàn)的關(guān)鍵要點 |
| 5 我國盤件無模碾壓技術(shù)產(chǎn)業(yè)化分析 |
| 5.1 渦輪盤制造設(shè)備及工藝狀況 |
| 5.2 碾壓工藝實現(xiàn)雙性能渦輪盤的可行性 |
| 5.3 無模碾壓設(shè)備的產(chǎn)業(yè)化可能性分析 |
| 6 結(jié)論 |
（6）噴射成形制備新型第三代粉末高溫合金的組織和性能（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文獻綜述 |
| 2.1 粉末高溫合金的研究進展 |
| 2.1.1 國外粉末高溫合金的發(fā)展概況 |
| 2.1.2 國內(nèi)粉末高溫合金的發(fā)展概況 |
| 2.1.3 粉末高溫合金的生產(chǎn)工藝 |
| 2.1.4 粉末高溫合金的缺陷問題 |
| 2.2 噴射成形技術(shù) |
| 2.2.1 噴射成形技術(shù)原理及特點 |
| 2.2.2 噴射成形技術(shù)的應用 |
| 2.2.3 噴射成形制備高溫合金的研究進展 |
| 2.3 粉末高溫合金熱工藝的應用研究 |
| 2.3.1 熱等靜壓工藝的應用研究 |
| 2.3.2 等溫鍛造工藝的應用研究 |
| 2.3.3 熱處理工藝的應用研究 |
| 2.4 材料的蠕變行為和變形機理研究 |
| 2.5 主要研究內(nèi)容和方案 |
| 3 實驗原料及分析方法 |
| 3.1 實驗原料及制備方法 |
| 3.2 分析方法及檢測設(shè)備 |
| 3.2.1 元素成分分析與密度測量 |
| 3.2.2 物相及顯微組織結(jié)構(gòu)分析 |
| 3.2.3 力學性能測試分析 |
| 4 不同工藝態(tài)FGH100L合金的顯微組織與力學性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 實驗原料及方法 |
| 4.3 結(jié)果與分析 |
| 4.3.1 FGH100L合金析出相的熱力學計算 |
| 4.3.2 不同工藝態(tài)FGH100L合金的顯微組織 |
| 4.3.3 不同工藝態(tài)FGH100L合金的力學性能 |
| 4.3.4 綜合討論 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 5 固溶溫度對不同工藝態(tài)FGH100L合金的顯微組織與力學性能影響 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 實驗原料及方法 |
| 5.3 結(jié)果與分析 |
| 5.3.1 固溶熱處理溫度對HIP FGH100L合金的顯微組織影響 |
| 5.3.2 固溶熱處理溫度對IF FGH100L合金的顯微組織影響 |
| 5.3.3 不同固溶熱處理溫度對FGH100L合金的力學性能影響 |
| 5.3.4 綜合討論 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 6 長時時效對不同工藝態(tài)FGH100L合金組織與性能的穩(wěn)定性影響 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 實驗原料及方法 |
| 6.3 結(jié)果與分析 |
| 6.3.1 長時時效對HIP FGH100L合金的顯微組織影響 |
| 6.3.2 長時時效對IF FGH100L合金的顯微組織影響 |
| 6.3.3 長時時效對IF FGH100L合金的力學性能影響 |
| 6.3.4 綜合討論 |
| 6.4 本章小結(jié) |
| 7 不同工藝對FGH100L合金的蠕變行為影響 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 實驗原料及方法 |
| 7.3 結(jié)果與分析 |
| 7.3.1 不同工藝對FGH100L合金蠕變持久性能的影響 |
| 7.3.2 不同工藝態(tài)FGH100L合金的蠕變持久組織特征 |
| 7.3.3 不同工藝態(tài)FGH100L合金的蠕變持久斷裂特征 |
| 7.3.4 不同工藝態(tài)FGH100L合金的位錯組織和變形機制 |
| 7.3.5 綜合討論 |
| 7.4 本章小結(jié) |
| 8 SF+HIP+IF+HT工藝制備FGH100L合金的蠕變行為 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 實驗原料及方法 |
| 8.3 結(jié)果與分析 |
| 8.3.1 應力和溫度因素對FGH100L合金蠕變性能的影響 |
| 8.3.2 FGH100L合金的蠕變持久損傷與壽命預測 |
| 8.3.3 FGH100L合金在應力和溫度作用下的蠕變斷裂特征 |
| 8.3.4 溫度和應力作用下FGH100L合金的蠕變變形機制 |
| 8.3.5 綜合討論 |
| 8.4 本章小結(jié) |
| 9 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 作者簡歷及在學研究成果 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
（7）選區(qū)激光熔化鎳基粉末高溫合金組織與性能（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文獻綜述 |
| 2.1 粉末高溫合金的研究進展 |
| 2.1.1 國外粉末高溫合金的發(fā)展概況 |
| 2.1.2 國內(nèi)粉末高溫合金的發(fā)展概況 |
| 2.1.3 粉末高溫合金的生產(chǎn)工藝 |
| 2.1.4 粉末冶金的缺陷問題 |
| 2.2 FGH4096合金的簡介 |
| 2.3 金屬3D打印技術(shù) |
| 2.3.1 金屬3D打印特點 |
| 2.3.2 金屬激光3D打印技術(shù) |
| 2.3.3 SLM技術(shù)的應用 |
| 2.4 SLM成形鎳基高溫合金的研究進展 |
| 2.4.1 國外SLM成形高溫合金研究 |
| 2.4.2 國內(nèi)SLM成形高溫合金研究 |
| 2.5 本文主要研究內(nèi)容和方案 |
| 3 試驗工作方案 |
| 3.1 實驗材料 |
| 3.2 FGH4096制備及處理工藝 |
| 3.2.1 SLM成形工藝 |
| 3.2.2 熱處理工藝 |
| 3.2.3 熱等靜壓工藝 |
| 3.3 試樣表征及性能檢測分析 |
| 3.3.1 組織、結(jié)構(gòu)表征分析 |
| 3.3.2 材料性能檢測 |
| 4 SLM制備FGH4096工藝過程及參數(shù)優(yōu)化 |
| 4.1 激光功率對SLM制備FGH4096合金成型質(zhì)量的影響 |
| 4.2 激光掃描速度對SLM制備FGH4096合金的影響 |
| 4.3 激光重熔率對SLM制備FGH4096合金的影響 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 5 SLM沉積態(tài)FGH4096合金組織結(jié)構(gòu)與性能 |
| 5.1 SLM FGH4096合金組織結(jié)構(gòu) |
| 5.2 SLM FGH4096合金性能 |
| 5.3 SLM FGH4096各向異性討論 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 6 熱處理對合金組織和性能的影響 |
| 6.1 SLM+HT FGH4096組織形貌 |
| 6.2 SLM+HT FGH4096水平截面組織結(jié)構(gòu) |
| 6.3 SLM+HT FGH4096豎直截面組織結(jié)構(gòu) |
| 6.4 SLM+HT FGH4096力學性能 |
| 6.4.1 SLM+HT FGH4096室溫力學性能 |
| 6.4.2 SLM+HT FGH4096室溫拉伸斷口 |
| 6.4.3 HT對SLM FGH4096室溫力學性能的影響 |
| 6.4.4 SLM+HT FGH4096高溫拉伸性能 |
| 6.4.5 討論 |
| 6.5 本章小結(jié) |
| 7 熱等靜壓對合金組織和性能的影響 |
| 7.1 HIP對SLM FGH4096合金組織的影響 |
| 7.2 SLM+HIP+HT FGH4096合金組織 |
| 7.2.1 HT對SLM+HIP FGH4096合金組織的影響 |
| 7.2.2 不同熱等靜壓溫度SLM+HIP+HT FGH4096合金組織 |
| 7.3 SLM+HIP+HT FGH4096合金性能 |
| 7.3.1 不同熱等靜壓溫度SLM+HIP+HT FGH4096合金性能 |
| 7.3.2 SLM+HIP+HT FGH4096合金組織與性能分析 |
| 7.4 本章小結(jié) |
| 8 SLM+HIP+HT FGH4096合金蠕變性能的研究 |
| 8.1 蠕變時間對合金組織的影響 |
| 8.2 不同溫度對SLM+HIP+HT FGH4096合金蠕變性能的影響 |
| 8.3 本章小結(jié) |
| 9 結(jié)論 |
| 9.1 結(jié)論 |
| 9.2 本文主要創(chuàng)新性成果 |
| 9.3 展望 |
| 參考文獻 |
| 作者簡歷及在學研究成果 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
（9）先進PM高溫合金FGH98制備和性能表征相關(guān)基礎(chǔ)問題的研究（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文獻綜述 |
| 2.1 鎳基粉末高溫合金發(fā)展現(xiàn)狀 |
| 2.2 鎳基粉末高溫合金渦輪盤制備工藝 |
| 2.2.1 母合金冶煉工藝 |
| 2.2.2 粉末制備與粉末預處理工藝 |
| 2.2.3 粉末熱固結(jié)工藝 |
| 2.2.4 渦輪盤成形工藝 |
| 2.2.5 熱處理工藝 |
| 2.3 鎳基粉末高溫合金成分特征 |
| 2.4 鎳基粉末高溫合金組織特征 |
| 2.4.1 γ'相 |
| 2.4.2 碳化物、硼化物 |
| 2.5 鎳基粉末高溫合金組織調(diào)控研究進展 |
| 2.6 鎳基粉末高溫合金性能研究進展 |
| 2.7 研究意義與內(nèi)容 |
| 3 FGH98合金熱變形行為及其對后續(xù)熱處理態(tài)組織影響 |
| 3.1 實驗材料與方法 |
| 3.2 熱擠壓態(tài)FGH98合金顯微組織 |
| 3.3 熱擠壓態(tài)FGH98合金熱變形行為特征 |
| 3.4 熱擠壓態(tài)FGH98合金本構(gòu)模型的構(gòu)建 |
| 3.4.1 峰值應力本構(gòu)模型 |
| 3.4.2 應變補償本構(gòu)模型 |
| 3.5 熱變形組織與熱加工性能 |
| 3.5.1 變形溫度對變形組織的影響 |
| 3.5.2 應變速率對變形組織的影響 |
| 3.5.3 熱擠壓態(tài)FGH98合金熱加工性能 |
| 3.6 變形條件對過固溶處理顯微組織影響 |
| 3.6.1 變形溫度對過固溶熱處理顯微組織影響 |
| 3.6.2 應變速率對過固溶熱處理顯微組織影響 |
| 3.7 變形條件對亞固溶處理影響 |
| 3.7.1 變形溫度對亞固溶熱處理顯微組織影響 |
| 3.7.2 應變速率對亞固溶熱處理顯微組織影響 |
| 3.8 本章小結(jié) |
| 4 FGH98合金γ'相溶解與析出行為 |
| 4.1 實驗材料與方法 |
| 4.2 FGH98合金等溫鍛造態(tài)γ'相形貌 |
| 4.3 γ'相溶解行為 |
| 4.3.1 連續(xù)加熱過程中γ'相形貌變化 |
| 4.3.2 加熱時間對γ'相形貌的影響 |
| 4.3.3 γ'相溶解行為影響因素分析 |
| 4.3.4 γ'相溶解動力學分析 |
| 4.3.5 γ'相溶解過程中的團聚與粗化行為 |
| 4.4 γ'相的析出行為 |
| 4.4.1 冷卻過程中γ'相的演變 |
| 4.4.2 冷卻過程中γ'相析出機理與形貌演變規(guī)律 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 5 FGH98合金拉伸和蠕變變形行為與機制 |
| 5.1 實驗材料與方法 |
| 5.2 溫度對合金拉伸行為的影響 |
| 5.2.1 固溶處理顯微組織 |
| 5.2.2 不同溫度下的拉伸性能 |
| 5.2.3 拉伸變形后的顯微組織 |
| 5.3 γ'相尺寸對合金拉伸行為的影響 |
| 5.3.1 不同冷卻方式下時效后顯微組織 |
| 5.3.2 不同冷卻方式下合金750 ℃拉伸性能 |
| 5.3.3 拉伸變形后顯微組織 |
| 5.4 合金拉伸變形行為與機制 |
| 5.4.1 拉伸變形機制 |
| 5.4.2 溫度對拉伸變形行為的影響 |
| 5.4.3 γ'相尺寸對拉伸行為的影響 |
| 5.5 合金的蠕變變形行為與機制 |
| 5.5.1 熱處理后合金顯微組織 |
| 5.5.2 蠕變性能曲線 |
| 5.5.3 蠕變后顯微組織特征 |
| 5.5.4 顯微組織對蠕變的影響 |
| 5.5.5 蠕變變形機制 |
| 5.6 本章小結(jié) |
| 6 FGH98合金的化學成分評估分析 |
| 6.1 FGH98合金的相組成 |
| 6.2 合金元素對平衡相析出規(guī)律的影響 |
| 6.2.1 固溶強化元素的影響 |
| 6.2.2 析出強化元素的影響 |
| 6.2.3 特定合金元素組合比對合金平衡相的影響 |
| 6.2.4 晶界強化元素的影響 |
| 6.3 合金元素對性能影響 |
| 6.3.1 合金元素對抗蠕變性能的影響 |
| 6.3.2 合金元素對抗氧化性能的影響 |
| 6.4 本章小結(jié) |
| 7 結(jié)論 |
| 8 主要創(chuàng)新點 |
| 參考文獻 |
| 作者簡介及在學研究成果 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
（10）航空發(fā)動機用粉末高溫合金及制備技術(shù)研究進展（論文提綱范文）
| 1 粉末高溫合金的發(fā)展 |
| 1.1 歐美和我國粉末高溫合金的發(fā)展 |
| 1.2 俄系新合金研制 |
| 2 氣霧化高溫合金粉末制備技術(shù) |
| 2.1 合金霧化過程研究 |
| 2.1.1 單相氣流場模擬 |
| 2.1.2 熔體破碎模擬 |
| 2.1.3 粒子分散與分離模擬 |
| 2.2 Ar氣霧化制粉過程粒度控制 |
| 2.2.1 粒子圖像測速(PIV)實驗 |
| 2.2.2 高溫合金粉末粒度控制(水霧化物理模擬和粉末制備實驗驗證) |
| 2.3 粉末O含量控制技術(shù)研究 |
| 2.4 氣霧化高溫合金粉末形貌控制 |
| 2.4.1 粉末表面形貌對O含量的影響 |
| 2.4.2 高溫合金粉末形貌 |
| 2.5 粉末中非金屬夾雜物的控制 |
| 2.6 3D打印高溫合金粉末及其制備技術(shù) |
| 3 粉末高溫合金渦輪盤制備研究進展 |
| 3.1 雙性能渦輪盤研制 |
| 3.2 雙合金渦輪盤研制 |
| 3.3 等溫鍛造模具材料的研制 |
| 4 粉末高溫合金領(lǐng)域的基礎(chǔ)研究 |
| 4.1 粉末高溫合金蠕變機理研究 |
| 4.2 粉末-塊體合金轉(zhuǎn)變的高通量實驗與表征 |
| 5 結(jié)語與展望 |
四、先進航空發(fā)動機渦輪盤合金及渦輪盤制造（論文參考文獻）
- [1]電子束精煉制備FGH4096母合金的脫氮行為研究[D]. 李毅. 大連理工大學, 2021(01)
- [2]熔體過熱對FGH4096合金偏析和純凈化行為的影響研究[D]. 張峰. 大連理工大學, 2021(01)
- [3]800℃以上服役渦輪盤用難變形鎳基高溫合金研究進展[J]. 江河,董建新,張麥倉,姚志浩. 航空制造技術(shù), 2021(Z1)
- [4]850℃渦輪盤用新型變形高溫合金GH4975擠壓棒材熱變形規(guī)律研究[J]. 張勇,李鑫旭,韋康,萬志鵬,賈崇林,王濤,李釗,孫宇,梁紅艷. 金屬學報, 2020(10)
- [5]盤件無模碾壓技術(shù)進展及產(chǎn)業(yè)化分析[J]. 樊璐璐,劉曉飛,翟月雯,吳進軍,金泉林. 機械工程學報, 2020(14)
- [6]噴射成形制備新型第三代粉末高溫合金的組織和性能[D]. 田甜. 北京科技大學, 2020(01)
- [7]選區(qū)激光熔化鎳基粉末高溫合金組織與性能[D]. 郝志博. 北京科技大學, 2020(01)
- [8]高性能金屬材料霧化與成形技術(shù)研究進展[J]. 張國慶,劉娜,李周. 航空材料學報, 2020(03)
- [9]先進PM高溫合金FGH98制備和性能表征相關(guān)基礎(chǔ)問題的研究[D]. 黃海亮. 北京科技大學, 2020
- [10]航空發(fā)動機用粉末高溫合金及制備技術(shù)研究進展[J]. 張國慶,張義文,鄭亮,彭子超. 金屬學報, 2019(09)
標簽：航空發(fā)動機論文; 元素分析論文; 渦輪論文;