一、GH4169合金“等温锻造+直接时效”工艺探讨（论文文献综述）
蔺永诚,陈小敏,陈明松[1]（2021）在《镍基合金的热变形行为及智能热加工技术研究进展》文中认为镍基合金具有优异的高温强度,良好的抗疲劳、抗氧化和抗腐蚀性能,是目前航空航天领域内应用最为广泛的金属材料之一,已成为航空发动机热端部件不可替代的关键材料。镍基合金的高温变形抗力大、成形温度范围窄、微观组织演变复杂,给镍基合金零件的成形制造带来了巨大挑战。综述了近年来镍基合金的高温流变规律及建模、微观组织演变规律与建模、热加工工艺优化、热处理调优等方面的研究进展,讨论了镍基合金零件的智能加工技术发展现状,并展望了镍基合金及其零部件成形技术的发展趋势。获得如下重要结论:镍基合金的高温流变行为表征模型主要有唯象学本构模型、基于物理机制的本构模型和智能本构模型;镍基合金在塑性变形过程中的微观组织演变主要包括动态再结晶、亚动态再结晶、静态再结晶和晶粒长大行为;通过优化的锻后热处理工艺,可以减小组织的混晶程度;在镍基合金高温流变行为的本构描述与微观组织预测建模方面,还需深度挖掘成形工艺-微观组织-性能之间的映射规律,为镍基合金零件的高温成形工艺优化提供理论依据。
张杰[2]（2020）在《激光增材再制造Inconel 718合金的组织与性能研究》文中提出Inconel 718高温合金具有良好的抗腐蚀、抗氧化、抗疲劳和抗蠕变等性能,是能源动力、航空航天、石油化工和核电等工业领域不可或缺的重要结构材料。由于Inconel 718合金的服役环境较为恶劣,不可避免由于各种原因造成损伤,带来巨大的能源和经济损失。激光增材再制造技术由于具有能量输入可控、变形量小以及工艺可靠性高等特点,在解决高价值零部件的再制造问题上表现出良好的应用前景。因此,本论文以Inconel 718合金高温部件服役损伤后的快速响应高性能修复需求为研究背景,针对激光增材再制造Inconel 718合金的修复成形规律、热处理机制、界面热影响区控制以及后续热腐蚀机制展开研究,为Inconel718合金零件的高性能修复提供理论基础。本研究工作主要围绕以下几个方面开展:一是激光增材再制造修复层特征尺寸的模型预测和参数优化,获得工艺参数与修复层几何特征的关系模型;二是激光增材再制造Inconel 718合金组织特征及热处理强化机制,着重分析Laves相的溶解机制和δ相的转变机制;三是Inconel 718合金激光增材再制造修复界面特征及力学性能分析,揭示能量输入以及热处理制度对修复界面组织和性能的影响规律;四是激光增材再制造Inconel 718合金高温热腐蚀机制及修复件在模拟熔盐中的力学演变行为研究。本文取得的主要结论如下:（1）利用响应面法构建了再制造工艺参数与修复层特征尺寸之间的回归模型,可快速预测激光增材再制造Inconel 718合金的成形尺寸,最大误差小于8.46%。基于此模型,以稀释率最小和宽高比大于5为目标进行工艺优化,获得激光增材再制造Inconel 718合金的优化工艺参数。（2）通过对修复层组织进行不同热处理工艺研究,获得了激光增材再制造Inconel 718合金热处理过程中的组织变化和沉淀相的析出/溶解机制。固溶处理后修复态试样发生再结晶现象,晶粒细化,但是存在不均匀现象。同时,枝晶间的Laves相逐渐消除,且固溶温度越高,溶解速度越快,越有利于后期时效过程中γ"和γ′强化相的均匀析出。在800℃进行δ时效处理过程中,母材和修复区中的δ相析出形貌和规律有所差别,修复层中的δ相主要通过切变方式在Laves相周围γ"相密排面层错的基础上形核,并沿着γ"的密排方向不断长大,呈细针状析出;而母材中的δ相优先在晶界部分发生形核长大,最终在晶粒内平行式生长。虽然时效处理能够有效提高修复区和母材的显微硬度及抗拉强度,但是随着时效时间的持续增加,硬度及力学性能均呈现下降趋势;此外,不同时效处理后修复件的拉伸断裂部位均位于修复区,断口整齐,呈典型的脆性断裂。（3）根据实际需要,修复件可选用直接时效处理和低温固溶时效热处理用于后续强化。直接时效处理后,其显微组织与修复态组织相似,Laves相少量溶解且周围析出大量γ"和γ′强化相,而低温固溶时效处理后,其组织明显细化,除析出γ"和γ′强化相外,晶界处也析出少量δ相。垂直扫描方式修复条件下,修复态修复件的室温拉伸强度为762.03 MPa,经过直接时效处理和低温固溶时效热处理后,修复件的室温拉伸强度分别可达到1076.85 MPa和1174.10 MPa,分别提高了41.3%和54.1%。（4）修复区与母材过渡区的组织与性能研究表明,修复区到母材之间的元素分布均匀,不存在宏观偏析,但是显微硬度存在明显过渡;修复界面热影响区内晶粒明显粗化同时部分析出相发生溶解,且热输入量越大该区域面积越大。与修复态和直接时效态相比,经过低温固溶时效热处理后的修复界面发生部分再结晶现象,同时热影响区晶粒有所长大;直接时效和低温固溶时效能够有效改善修复区界面处的显微硬度分布,使得热影响区的显微硬度与母材相当;修复态试样、直接时效态试样以及低温固溶时效态试样的平均界面剪切强度分别为608.87MPa、893.27 MPa和948.82 MPa。（5）在650℃情况下,对Inconel 718合金进行高温循环热腐蚀性能测试。热腐蚀试样横截面的分析结果表明,Inconel 718合金的热腐蚀产物有两层,最外层主要由Ni Cr2O4、Ni V2O6、Fe3O4、Cr2O3等氧化物组成,内层主要由Ni3S2组成。不同热处理状态下Inconel 718合金的热腐蚀性不同,高温固溶时效态试样的热腐蚀性能优于直接时效态试样,而直接时效态试样的热腐蚀性能优于修复态试样。根据热腐蚀试验结果分析,不同热处理状态的Inconel 718合金在熔融盐中的热腐蚀机制属于硫化氧化型,这与S和O元素的扩散行为有关。
孙昊昉[3]（2020）在《镍基合金中相的稳定性及第一性原理研究》文中进行了进一步梳理本文采用第一性原理和特殊准随机结构方法,开展了《镍基合金中相的稳定性及力学性质》研究工作。通过建立γ’-Ni3Al、γ"-Ni3（Al/Nb）、δ-Ni3Nb和α-Cr相模型,计算Nb、Fe、Mo掺杂不同模型的晶格常数、体系总能量、形成热、结合能、态密度、电子布居、及与力学性质相关的参数,研究了 Nb掺杂对γ’、γ"和δ相稳定性及力学性质的影响。通过计算γ"、δ两相的体系总能、熵、吉布斯自由能、声子性质等热力学参数,研究了 γ"-Ni3Nb→δ-Ni3Nb相转变的性质及影响因素。通过对掺杂α-Cr相进行超胞建模,计算出模型的总能、电子和力学性质,研究了 Fe、Mo掺杂对α-Cr相力学性质的影响。计算结果表明,使用GGA-PW91泛函理论计算的数据与实测值最为相近。γ’→γ"相变过程与体系的Nb掺杂浓度有关,掺杂Nb浓度低于15.625 at%,体系中γ’-Ni3A1相稳定性较好,Nb含量超过18.75 at%,γ"-Ni3Nb相可稳定存在。Nb含量位于15.625 at%～18.75 at%,γ"-Ni3Al相的稳定性略高于γ’-Ni3Al相,两相可共存,并发生γ’→γ"相转变,其中,γ’、γ"两相晶格常数相近是发生γ’→γ"共格相变的必要条件。随热处理时间延长,γ基体中析出Nb,使γ"-Ni3Nb相长大和γ’-Ni3Al相分解,是合金中γ"-Ni3Nb相数量增加和γ’-Ni3Al相数量减少的主要原因。计算出γ"、δ两相有相近的德拜温度、热容、格林艾森函数等热力学性质,归因于两相有相近的能量-体积关系,γ"、δ两相均具有力学、动力学和热力学稳定性,是γ"、δ两相可平衡共存的主要原因。特别是等温等压发生γ’→γ"相转变时,两相的化学势一阶导数连续变化,化学势二阶导数（等温压缩率、等压热容和线膨胀系数）发生突变,是确定γ"→δ为二级相变的热力学依据,且γ"、δ两相具有子群和母群关系,符合二级相变路径。计算出γ’、γ"、δ和α-Cr相的力学参数表明,各相均为韧性相,且γ"-Ni3Nb相有更高的体积弹性模量和剪切弹性模量,并表现出较强的共格应变强化效应。其中,γ"相是合金的主要强化相,δ相和γ’相次之,与δ相比,γ"相处于亚稳态。合金析出α-Cr相中含有Fe、Mo元素,通过考察α-Cr相中掺杂Fe、Mo元素的单独和协同掺杂行为表明,Fe掺杂可使α-Cr相晶格常数减小,Mo掺杂使α-Cr相晶格常数增加,Mo掺杂α-Cr相的稳定性高于Fe掺杂。其中,Fe掺杂可强化α-Cr相,而Mo掺杂α-Cr.相的强化作用较弱,掺杂的α-Cr相在合金中均有一定的强化作用。
乔湛[4]（2019）在《Al、Ti组元对Inconel 718合金微观组织的影响》文中进行了进一步梳理Inconel 718合金作为目前应用最广泛的镍基高温合金之一,广泛用于燃气轮机、航空发动机、涡轮盘、叶片、螺栓、导向器、压气机盘等零部件的制造。然而当服役温度超过650°C时,合金中的γ″相会发生快速粗化并向δ相转变,这就限制了合金在更高温度服役部件中的应用。一直以来,研究者们都在试图通过调整合金成分,在保留其可锻性、可焊性和低成本的优势下,进一步提高Inconel718合金的服役温度和组织稳定性。因此,研究合金元素对微观组织的影响对合金的成分优化以及性能提高具有重要的指导意义。基于此,本文通过调整Al、Ti两种强化相形成元素,制备了四种不同Al、Ti含量的试样,研究Al、Ti含量对改型Inconel 718高温合金析出相类型、组织形貌及稳定性的影响,以期为合金微观组织调控提供一定的指导。在大量实验和组织观察的基础上,得到的主要结论如下:（1）通过调节Al/Ti质量比得到了四种不同的析出相构型:在Al:Ti=1:3（wt.%）合金中得到分开析出的γ′相和γ″相;在Al:Ti=1:1（wt.%）合金中得到γ″/γ′/γ″和γ′/γ″两种复合结构;在Al:Ti=2:1（wt.%）合金中得到单一的球状γ′相;在Al:Ti=3:1（wt.%）合金中得到γ′/γ″/γ′复合结构。Al/Ti质量比对析出相结构有显着影响。（2）随着Al/Ti质量比增大,γ″相析出数量减少,γ′相析出数量增多;晶界析出相有从针状向短棒状,再向颗粒状转变的趋势。（3）在700°C时效100 h,复合结构和单一γ′相均表现出良好的稳定性。在700°C时效1000 h后,Al:Ti=1:1（wt.%）合金中析出的γ″/γ′/γ″和γ′/γ″两种类型复合结构发生分解,成为独立的γ″相和γ′相。（4）在800°C长期时效后,单一γ′相和γ′/γ″/γ′复合结构均可稳定存在。但Al:Ti=3:1（wt.%）合金中γ′/γ″/γ′复合结构具有更高强度和优异的高温稳定性。随着Al/Ti质量比值的增大,合金硬度值提高。（5）γ″相、γ′相和γ′/γ″/γ′复合结构的粗化动力学过程均符合LSW理论预测。
张宏军[5]（2019）在《Inconel 718合金加工、服役过程析出相演变及对力学行为影响》文中研究说明Inconel 718是世界范围内广泛应用的镍基变形高温合金,可用于制造涡轮盘、机匣、紧固螺栓等航空发动机旋转、静载部件。本文对Inconel 718合金在不同加工、服役过程中的析出相演变及相关高温力学行为进行了系统的研究。对不同高温变形过程中的δ、γ″、γ′相析出行为进行了表征,揭示了冷加工导致合金热塑性降低的作用机理及不同δ相形态对650℃拉伸性能的影响,研究了不同γ″、δ相析出特征与晶粒形态控制下的650℃蠕变行为,阐明了由初始组织结构决定的长期静载服役过程组织-性能变化规律。所得主要结论如下:（1）δ相的析出受动态再结晶程度的影响,在DP锻造工艺中,降低初始变形时的再结晶程度可促进针状δ相的析出。高温变形改变了γ″、δ相的析出动力学,快速冷却至δ相析出峰温度以下可减少涡轮盘锻造结束后δ相的析出。等温变形时,γ基体表现出孪晶和位错平面滑移的塑性变形特征。γ″相可在γ″/γ界面处形核,相连的γ″相之间具有平行的位向关系;球状γ′相晶格变形各向异性,变形时被成对滑移的{100}a/2<1—10>位错剪切,发挥反相畴界型有序强化作用。（2）冷变形会降低组织稳定性,并促进颈缩的产生从而恶化了合金的高温拉伸塑性。δ相对高温拉伸行为的影响与其析出形态有关:沿晶界析出的针状δ相可提高合金强度但同时会导致塑性的降低;在晶界和晶内析出的粒状δ相则起到提高塑性、降低强度的作用。（3）γ″相形态由垂直交叉析出的盘状变为沿单一取向析出的细小椭球状,使得650℃/650～700 MPa条件下的蠕变断裂时间由1217 h延长至2539 h,稳态蠕变速率由4.19×10-4%/h降低至2.74×10-4%/h,显着提高了合金的蠕变抗力。晶界δ相和混晶组织对蠕变性能不利,直接时效工艺在保留细晶组织形态的同时,避免了晶界δ相的析出,使锻造Inconel 718合金具有更优的650℃蠕变性能。（4）Inconel 718合金的长期静载服役性能主要受晶粒形态和晶界析出相的影响。细晶（14.7±2.9μm）组织使合金具有高的缺口敏感性,晶界δ和α-Cr相的析出导致强度降低、塑性升高。增加晶粒尺寸（17.4±3.8μm）和晶界δ相析出量可有效改善合金塑性并消除缺口敏感性,提高力学性能稳定性。沿晶界析出的针状δ相会使得混晶组织（24.2～130.6μm）的塑性急剧降低。采用适当的亚固溶+时效热处理制度可使锻造Inconel 718合金具有最佳的静载服役性能。
胡鑫[6]（2019）在《δ相对IN718合金DP工艺中热变形行为及组织性能的影响》文中指出IN718合金是一种典型的镍-铬-铁基变形高温合金,目前该材料已经成为各个国家国防领域的首选材料。目前复杂IN718合金零部件的成形工艺多采用Delta Process（DP）工艺,并且这种工艺在工业应用中取得了良好的成果。传统的DP工艺是采用δ相峰值温度直接保温,造成δ相的不均匀析出。本文通过改变DP工艺中δ相的析出热处理方式,命名为Advanced Delta Process（ADP）工艺,系统的研究了DP工艺与ADP工艺。首先,对IN718合金采用不同的δ相析出热处理方式。传统析出方式:900℃保温,改进析出方式:720℃保温8h+900℃保温。通过光学显微镜（OM）和扫面电镜（SEM）观察到两种析出方式下δ相形貌不同。传统析出方式下,针状的δ相沿晶界和孪晶界聚集析出,晶内为颗粒状;而改进的析出方式下,δ相在晶界和晶内均匀析出,由颗粒状长大为长针状。通过TEM对间接析出方式保温1h和8h的微观组织研究发现,颗粒状的δ相是由,,相转化而来。并且通过EPMA研究,改进后的析出方式,消除了Nb、Cr元素的偏聚缺陷。其次,δ相传统析出方式下保温后的合金称为时效态合金,改进后的析出方式下的合金称为双时效态合金。通过对时效态合金和双时效态合金热变形过程中不同变形条件下的应力应变曲线分析,研究了δ相形貌对流变应力及变形激活能的影响,结果表明,双时效合金的流变应力低于时效态合金的流变应力,并且双时效态合金的变形激活能大于时效态合金的变形激活能。通过对实验数据回归得到两种合金的流变应力方程,与实际的实验结果高度相关。然后,通过对不同变形条件下时效态和双时效态合金的微观组织演变规律研究,结果发现:在中低温变形时,双时效态合金中的δ相钉扎在晶界处,而时效态合金的δ相以变形为主,所以双时效态合金的晶粒尺寸小于时效态合金;两种合金的再结晶位置也不同,时效态合金主要沿原始晶界,双时效态合金在晶界和晶内同时发生,所以双时效态合金的再结晶更充分,这和δ相的演变有关。当变形温度升高到高温变形,由于δ相的大量溶解,两种合金的微观组织几乎没有差别。最后,通过室温拉伸试验检测采用ADP工艺和DP工艺成形后的IN718合金的力学性能,结果表明采用ADP成形后的锻件力学性能更优。通过对拉伸曲线分析,拉伸过程为弹塑性变形,通过对拉伸数据拟合得到两种合金加工硬化指数几乎无差别。通过观察断口形貌,发现两种合金的断裂机制为微孔聚集型。DP工艺成形后的合金中韧窝数量多、尺寸大,在韧窝中存在大颗粒的NbC,ADP工艺成形后的合金中韧窝数量少,没有大颗粒状的碳化物。
游小刚[7]（2018）在《电子束精炼制备Inconel 718合金及其性能研究》文中认为镍基高温合金所含合金元素众多,成分控制难度大,为了保证高温长期服役时的性能要求,对合金中的微量杂质元素含量及夹杂的控制也有严格的要求。目前国内高温合金多采用双联或三联的熔炼工艺制备,但仍存在微量杂质含量高、合金元素偏析大、流程长等问题。电子束精炼是利用高能量密度的电子束轰击材料的表面使其熔化并提纯的工艺,由于突破了传统冶金过程中液固界面处杂质元素迁移驱动力减弱的问题,其在杂质元素和夹杂物的去除方面有着独到的优势,可实现超纯净、低偏析高温合金的制备。然而,电子束精炼制备高温合金的一些基本问题还未彻底解决,如伴随着杂质元素及非金属夹杂物的去除,合金元素也存在不同程度的挥发损失,此外,制备得到的高纯高温合金的组织特点及其与性能之间的关系尚未明确。这些问题的明晰有利于实现高温合金的组织控制从而提高其使用性能,对电子束精炼高温合金的产业化具有重要意义。本研究从Inconel 718合金的电子束高纯化制备出发,研究电子束精炼过程中元素的挥发行为,根据各元素的挥发损失规律指导电子束的精炼,以实现合金成分的精确控制。同时,探讨电子束精炼制备的Inconel 718（EBS 718）合金不同热处理状态下的组织特点及力学性能,以建立组织及析出行为与力学性能的关系。在此基础上,讨论EBS 718合金中γ’/γ’’析出相的强化机制,获得合金析出行为与强化效果的定量关系,为优化EBS 718合金组织及力学性能提供理论支撑。此外,对EBS 718合金抗腐蚀性能进行分析,探索影响EBS 718合金电化学腐蚀性能的关键因素。研究结果表明,利用Miedema模型计算Inconel 718合金中Fe、Ni及Cr元素的活度及活度系数是可行的,并由实际挥发速率与理论挥发速率的关系计算得到Al元素活度系数补偿因子ωA1的大小为0.0023。随着精炼温度及精炼时间的增加,Ni、Ti、Nb、Mo、Fe元素的质量分数有所增加,而Cr元素与Al元素的含量有所降低,随着母材质量的增加,Ni、Nb、Mo、Ti、Fe元素的质量分数先降低而后保持稳定,而Cr、Al元素的质量分数则先增加后保持稳定。经过工艺参数优化后,合金成分能够实现精确控制,其中最易挥发的Cr及Al元素的质量分数仅降低0.42%及0.01%。EBS 718合金铸态组织中的二次枝晶间距约为28 μm,其凝固末期的冷却速率约为279.2 ℃/min。经过标准热处理后,合金中主要析出相为12～15 nm大小的片状γ’’相,其中γ"与γ’析出相含量的比值为2.92。随着固溶温度的增加,EBS 718合金中δ相含量呈指数规律降低,较低的固溶温度有利于γ丫’相的析出,而较高的固溶温度有利于γ’相的析出;当固溶温度为1150 ℃时,γ’均匀分布在基体中,其粒径约为8.43 nm,此时析出相与基体具有最小的错配度。EBS 718合金经过锻造处理后,在基体中弥散分布着细小的（Nb,Ti）C碳化物,基体中δ相基本消失。经过标准固溶处理后,合金发生了再结晶及晶粒生长,时效处理后晶界棒状δ相尺寸约为1.5 μm。随着固溶温度的升高,锻造的EBS 718合金晶粒尺寸增加,而沿晶界分布的δ相减少,当固溶温度高于980 ℃时,只观察到弥散分布的MC碳化物。EBS 718合金标准热处理后的维氏硬度约为418（HV0.1）,压缩强度与抗拉强度分别为1169.5 MPa及981.9 MPa,其在680 ℃/500 MPa下的蠕变寿命为327.3 h,最小蠕变速率为3.90×10-5/h;随着固溶温度的升高,时效态EBS718合金的维氏硬度、抗拉强度及压缩强度均有所增加。蠕变结果表明,1150 ℃固溶并时效后的EBS 718合金相对于标准热处理的合金具有更低的稳态蠕变速率及较高的蠕变抗力;锻造的EBS 718合金标准热处理后,其维氏硬度值为458（HV0.1）,压缩强度为1434.6 MPa,高于传统细晶锻造Inconel 718合金,其在680 ℃/500 MPa下的蠕变寿命为1266.2 h,为传统锻造Inconel 718合金的2.71倍,其最小蠕变速率约为7.50×10-7/h,约为传统锻造Inconel 718合金的1/20,表现出优异的抗蠕变性能;随固溶温度的增加,时效态合金的压缩强度及维氏硬度逐渐降低,对于高温压缩具有相似的规律。当固溶温度为1150 ℃时,锻造的EBS 718合金的蠕变寿命及最小蠕变速率分别为798.3 h及1.78×10-6,蠕变性能低于锻后标准热处理的EBS 718合金,但优于传统锻造Inconel 718合金。EBS 718合金中γ’析出相的主要强化机制为堆垛层错强化,对于γ’’析出相,模量强化及有序强化为主要的强化机制。EBS 718合金的强化效果由γ"及γ’析出强化共同组成,由析出强化引起的临界剪切应力可表示为γ’’及γ’析出行为相关的函数,其中γ’’及γ’析出强化指数因子q的值分别为1.9及1.8。理论计算的临界剪切应力与屈服强度及维氏硬度保持线性关系,γ’’及γ’双相强化模型能够较好地预测EBS 718合金的析出强化效果。EBS 718合金相对于传统的Inconel 718合金具有较高的自腐蚀电位和较低的自腐蚀电流密度,表现出优异的电化学腐蚀性能。EBS 718合金的点蚀电位随着固溶温度的增加而增加,固溶温度对电化学极化行为的影响主要表现为δ相的尺寸及体积分数随着固溶温度的增加而逐渐降低,因此降低了点蚀初始区的密度。时效处理后,合金中析出了γ及γ’’相,初始点蚀区密度增加的同时富Nb的γ"相引起的晶格错配导致合金的抗腐蚀性能降低。当固溶温度为1150 ℃时,时效态合金中均匀分布着尺寸约为10 nm的γ’相,合金的电化学活化激活能为52.86 kJ/mol,表现出较高的电化学腐蚀抗力。
王建国[8]（2018）在《GH4169合金锻件组织形成机制与热加工工艺窗口》文中研究表明GH4169合金作为航空发动机中最重要最典型的高温合金材料,其锻件质量稳定性直接决定了航空发动机的工作状态及寿命。由于GH4169合金的锻造加工窗口窄,组织性能对热加工参数敏感,导致锻件质量难以稳定。虽然国内外对于GH4169合金进行了大量的研究,但是针对以下几个方面的基础问题仍没有明确的阐述:非均匀组织的均匀化机制、晶界特征对δ相析出动力学的影响、初始状态对动态再结晶速率的影响机制、后动态过程中的组织演化机制及机制转变组织特征等。本文主要通过试验方法模拟锻件的实际锻造过程,研究GH4169合金锻件在热加工各工序中的组织形成机制,建立该合金在不同初始状态和设备条件下的热加工工艺窗口。对变形态显微组织为均匀粗晶、混晶和细晶状态的试样进行固溶热处理,获得了非均匀状态组织及均匀状态组织在固溶热处理中的演化特点和机制。将JMat pro热力学软件和试验研究相结合,分析了化学成分、亚结构、温度/时间等对δ相析出的影响,建立了δ相在弯曲界面析出的动力学模型。基于单道次热模拟压缩试验对不同状态GH4169合金的高温变形行为、热加工图和动态再结晶速率进行分析,确定了GH4169合金的变形机理图及不同状态的最佳变形Z参数范围,分析了动态再结晶速率的转变机制。对固溶态GH4169合金进行多道次热模拟压缩试验,确定了该合金锻件在冷却及变形间歇阶段的显微组织演化机制及机制转变的临界组织特征。最后,采用双锥试样压缩试验建立了不同初始状态合金的热加工工艺窗口,并通过全尺寸锻件成形试验验证了加工窗口的可靠性。主要研究内容与成果如下:对变形态均匀粗晶、混晶和细晶状态试样的固溶热处理显微组织进行分析,发现随温度的升高和时间的延长,试样中的小角度晶界含量逐渐降低,大角度晶界逐渐增加,晶粒尺寸先保持稳定后增加。但是变形等轴亚晶及变形拉长晶粒在加热过程中演化机制存在明显差异,随温度的升高和时间的延长,变形态等轴晶粒仅发生晶粒长大,而变形拉长晶粒先发生连续静态再结晶后发生晶粒长大。对于组织状态不均匀的GH4169合金锻件,在990℃1010℃进行固溶热处理可获得相对均匀的组织,降低小角度晶界的含量,提高特殊结构晶界的比例,同时避免晶粒的快速长大。电解萃取的δ相在高分辨SEM下呈现三维立体形貌为片层状,针状和板条状。热力学计算结果显示Nb、C元素含量分别为Nb5.30%-C0.03%时,合金中δ相析出峰值温度与溶解温度之间的差值最高。随时效温度的升高,δ相含量先升高后降低;随时间的延长,其含量先增加后保持稳定。建立了弯曲界面附近δ相形核的动力学模型,分析表明:晶界曲率半径越小,δ相形核的临界半径越小,势垒越低。δ相在晶界及晶内析出动力学主要受晶界曲率和晶内亚结构的影响。通过单道次热模拟压缩试验对不同初始状态试样的变形行为和热加工图进行分析,获得了均匀粗晶、混晶和均匀细晶状态GH4169合金的变形激活能分别为495.497kJ/mol,421.703 kJ/mol,401.111 kJ/mol;建议的热加工参数(温度为980℃1020℃,应变速率为0.01 s-11s-1)能够有效降低初始状态对热加工过程的影响,避免动态再结晶晶粒的长大。对不同初始状态试样的动态再结晶速率分析表明,动态再结晶速率随变形量增加先增加后降低。再结晶体积分数达到50%时,动态再结晶速率达到峰值,同时确定了不同初始状态试样最佳的变形Z参数范围。对不同变形量的组织分析结果表明,当变形量小于速率峰值应变时,合金形核机制包括非连续动态再结晶、连续动态再结晶、孪晶诱导形核和颗粒诱导形核;当变形量大于速率峰值应变时,合金的形核机制为连续动态再结晶和非连续动态再结晶。采用多道次间歇变形热模拟压缩试验,分析了变形温度、应变速率、间歇保温时间及初始道次变形量等对GH4169合金双道次变形行为的影响。结果表明,GH4169合金的间歇变形行为主要受应变速率和间歇保温时间的影响。提出了一种基于初始应力的后动态软化分数计算方法,后动态软化分数随应变速率和间歇保温时间的增加而增加。显微组织分析结果表明:合金在后动态过程中显微组织的演化机制分别为静态再结晶,再结晶晶粒吞噬原始晶粒长大以及再结晶晶粒合并长大。后动态过程显微组织演化机制转变的临界组织特征为形成单层或多层动态再结晶晶粒。通过对均匀粗晶、混晶和均匀细晶双锥形试样在普通液压机和螺旋压力机的双锥试样压缩试验,提出了包含再结晶体积分数和平均晶粒尺寸的热加工窗口表征方法。结果表明:在液压机上采用低温大变形+高温小变形方法和螺旋压力机上采用低温+中等变形+多道/锤次的成形方法可获得显微组织均匀的锻件。对两种方法进行了工程化应用,成功获得了显微组织均匀的GH4169合金锻件。
刘臣,田素贵,王欣,吴静,梁爽[9]（2017）在《一种GH4169镍基合金的组织结构与蠕变性能》文中研究说明通过对一种等温锻造GH4169镍基合金进行直接时效处理,蠕变性能测试及组织形貌观察,研究了该合金的组织结构与蠕变行为。结果表明,GH4169合金的组织结构由γ基体,γ′相、γ″相和δ相组成,且各相之间保持共格界面。测定出合金在660℃/700MPa条件下的蠕变寿命为123h。合金在680℃/700MPa的蠕变寿命为39h,在实验温度和应力范围内,计算出直接时效合金的蠕变激活能为588.0kJ/mol。合金在蠕变期间的变形机制是位错滑移和孪晶变形,其中,沿晶界析出的粒状碳化物,可抑制晶界滑移,是使合金具有较好蠕变抗力的主要原因。随蠕变进行,开动的滑移系中位错运动至晶界受阻,并塞积于该区域引起应力集中,当应力集中值大于晶界的结合强度时,可促使其在与应力轴垂直的晶界处发生裂纹的萌生与扩展,直至断裂,是合金在蠕变期间的断裂机制。
王博[10]（2014）在《粉末冶金FGH4169高温合金的制备、组织、力学性能及热加工性能研究》文中进行了进一步梳理GH4169合金具有强度高、抗氧化、抗辐照、热加工性能及焊接性能良好等特点,是航空、航天及核能、石油领域大量应用的关键材料。采用粉末冶金方法制备高温合金具有减少宏观偏析的优势。本文利用粉末冶金工艺的优势,以FGH4169镍基高温合金为研究对象,对等离子旋转电极雾化法制备的母合金粉末进行热等静压成型,制备粉末冶金FGH4169高温合金。借助金相显微镜、扫描电子显微镜、显微硬度计、电子万能试验机、蠕变试验机等设备,讨论了δ相在固溶处理过程中的析出行为及其对FGH4169合金性能的影响；通过热模拟实验,对FGH4169合金的高温变形行为的组织演变及力学行为进行了分析,建立了该合金的本构方程及热加工图。得出以下结论：（1）等离子旋转电极雾化法制备的FGH4169合金粉末,粒度在125μm以下的氧含量达到0.011%,远高于未经筛分的母合金粉末（0.0014%）,但因粉末粒度主要集中在190μmm（中位径）,粒度在125μm以下的粉末较少,因此热等静压态FGH4169合金的粉末颗粒边界（PPB）问题并不显着。（2）热等静压态FGH4169合金在940～1000℃范围固溶处理,随温度的升高,δ相的析出量逐渐减少,并由在晶内和晶界同时析出转变为主要在晶界析出。合金室温、高温（650℃）强度随着δ相的减少而逐渐增加,伸长率的变化并不明显。（3）标准热处理态（STD）FGH4169合金的室温屈服强度和抗拉强度分别为964MPa和1125MPa,均低于直接时效（DA）态的样品的1130MPa和1312MPa。在塑性方面,STD态样品的伸长率为22.6%,显示出良好的塑性,而相比之下DA态样品的伸长率只有14.7%。650℃高温拉伸性能表现出相同的规律。STD态样品在650℃的屈服强度与抗拉强度分别为923MPa和1116MPa,均低于DA态的样品的1093MPa和1245MPa。在塑性方面,STD态样品的伸长率为21.5%,显示出良好的塑性,而DA态样品的伸长率只有10.8%。STD态合金在650℃、690MPa下的持久寿命高于DA态合金,同时,后者表现出缺口敏感性。（4）在高温变形过程中,热等静压态FGH4169合金在变形温度较低（950℃）、应变速率较高（10s-1）条件下变形时,原始晶粒沿变形方向被严重拉长,沿原始晶界有少量动态再结晶晶粒形成,形成“项链”组织；随着变形温度升高、变形速率降低,变形大晶粒逐渐减少,动态再结晶趋于完全,晶粒明显长大。（5）热等静压态FGH4169合金峰值流变应力和变形速率的关系可用如下本构方程描述：其中（6）热等静压态FGH4169合金适合的热加工工艺为：变形温度为1010～1050℃、应变速率为0.01-0.1s-1范围以及变形温度为980℃、应变速率为0.004～0.01s-1范围。
二、GH4169合金“等温锻造+直接时效”工艺探讨（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、GH4169合金“等温锻造+直接时效”工艺探讨（论文提纲范文）
（1）镍基合金的热变形行为及智能热加工技术研究进展（论文提纲范文）
| 1 镍基合金的高温流变行为与本构描述 |
| 1.1 镍基合金的高温流变行为 |
| 1.2 高温流变本构模型 |
| 2 镍基合金的微观组织演变规律及描述 |
| 2.1 高温变形过程中的微观组织演变规律 |
| 2.2 微观组织的数值描述 |
| 3 热变形工艺的优化 |
| 4 锻造混晶组织均匀细化的热处理工艺 |
| 5 智能加工技术 |
| 6 总结与展望 |
（2）激光增材再制造Inconel 718合金的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 符号说明 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 镍基高温合金的修复概述 |
| 1.2.1 镍基高温合金Inconel718 的应用概述 |
| 1.2.2 镍基高温合金的失效形式 |
| 1.2.3 镍基高温合金的修复方法 |
| 1.3 镍基高温合金激光增材再制造技术研究现状 |
| 1.3.1 激光增材再制造技术概述 |
| 1.3.2 镍基高温合金激光增材再制造技术国内外应用现状 |
| 1.3.3 镍基高温合金激光增材再制造工艺及形状特征研究现状 |
| 1.3.4 镍基高温合金激光增材再制造组织和性能的研究进展 |
| 1.4 课题的提出 |
| 1.5 研究内容和技术路线 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 技术路线 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.2.1 母材 |
| 2.2.2 修复粉末 |
| 2.3 激光增材再制造设备 |
| 2.4 激光增材再制造工艺及方法 |
| 2.4.1 激光增材再制造工艺参数优化 |
| 2.4.2 激光增材再制造修复策略 |
| 2.4.3 热处理方法 |
| 2.5 激光增材再制造显微组织及性能分析方法 |
| 2.5.1 显微组织观察与物相分析 |
| 2.5.2 性能分析 |
| 2.6 数值模拟方法 |
| 2.6.1 模型基本假设 |
| 2.6.2 模型控制方程 |
| 2.6.3 模型修正与处理 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 基于响应面法的激光增材再制造修复层几何特征模型预测与参数优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光增材再制造修复层的模型建立及几何尺寸预测 |
| 3.2.1 激光增材再制造修复层几何特征及实验设计 |
| 3.2.2 激光增材再制造修复层数学模型建立和预测 |
| 3.2.3 激光增材再制造修复层模型实验验证 |
| 3.3 激光增材再制造工艺参数对修复层几何特征的影响分析 |
| 3.3.1 激光增材再制造工艺参数对熔宽、熔高及熔深的影响 |
| 3.3.2 激光增材再制造工艺参数对修复层稀释率和宽高比的影响 |
| 3.4 激光增材再制造工艺优化及修复区微观组织分析 |
| 3.4.1 再制造工艺参数优化 |
| 3.4.2 修复层微观组织及元素偏析分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 激光增材再制造Inconel718 合金组织特征及热处理强化机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 修复区组织及元素偏聚行为研究 |
| 4.2.1 修复区组织特征及相组成 |
| 4.2.2 修复区的元素偏聚行为 |
| 4.2.3 不同修复策略下的常温拉伸性能分析 |
| 4.3 Laves相的热处理消除机制 |
| 4.3.1 固溶温度对修复层组织演变和相析出行为的影响 |
| 4.3.2 Laves相的溶解机制 |
| 4.3.3 固溶温度对后续时效过程中相析出行为及显微硬度的影响 |
| 4.4 δ相的形核长大机制及对拉伸性能的影响 |
| 4.4.1 δ相的析出特征及形核长大机制 |
| 4.4.2 δ相析出对修复层及母材显微硬度的影响 |
| 4.4.3 δ相析出对修复件拉伸性能的影响 |
| 4.5 热处理制度对修复件组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 热处理制度对修复层组织和析出相的影响 |
| 4.5.2 热处理制度对修复层常/高温显微硬度的影响 |
| 4.5.3 热处理对激光增材再制造Inconel718 试样拉伸性能的影响 |
| 4.5.4 热处理制度对母材组织和性能的影响 |
| 4.6 激光增材再制造Inconel718 合金常/高温摩擦磨损性能的研究 |
| 4.6.1 温度对修复态Inconel718 合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.6.2 热处理对Inconel718 合金摩擦磨损性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 Inconel718 合金激光增材再制造修复区界面特征及力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 修复区界面组织特征及力学性能分析 |
| 5.2.1 修复区界面组织结构演变及机理分析 |
| 5.2.2 修复区界面组织元素扩散及相析出行为分析 |
| 5.2.3 修复区界面区域微观力学性能表征 |
| 5.3 热处理对修复界面组织及微观力学性能的影响 |
| 5.3.1 热处理对结合界面组织及析出相的影响 |
| 5.3.2 热处理对修复界面微区力学性能的影响 |
| 5.4 修复界面结合强度与断裂特性分析 |
| 5.4.1 修复界面剪切强度及动态过程分析 |
| 5.4.2 剪切断口微观组织形貌及断裂机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 激光增材再制造Inconel718 合金热腐蚀机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同热处理态Inconel718 合金高温循环热腐蚀机制研究 |
| 6.2.1 热腐蚀动力学分析 |
| 6.2.2 腐蚀产物及腐蚀元素渗入特征分析 |
| 6.2.3 热腐蚀机理分析 |
| 6.3 热腐蚀环境下激光增材再制造Inconel718 合金的力学性能分析 |
| 6.3.1 拉伸件表面热腐蚀行为分析 |
| 6.3.2 热腐蚀过程中组织演变分析 |
| 6.3.3 热腐蚀过程中显微硬度演变分析 |
| 6.3.4 热腐蚀对拉伸性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
| 1 作者简历 |
| 2 攻读博士/硕士学位期间发表的学术论文 |
| 3 参与的科研项目及获奖情况 |
| 4 发明专利 |
| 学位论文数据集 |
（3）镍基合金中相的稳定性及第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镍基高温合金概述 |
| 1.2 GH4169合金简介 |
| 1.3 GH4169合金的主要析出相 |
| 1.3.1 γ、γ'及γ"相 |
| 1.3.2 δ相的析出与溶解 |
| 1.3.3 α-Cr相 |
| 1.3.4 Ti、Al和Nb的含量对合金相的影响 |
| 1.3.5 析出相在高温变形期间的演变 |
| 1.4 GH4169合金的强化与特点 |
| 1.4.1 合金的强化分类 |
| 1.4.2 相的强化特点 |
| 1.5 金属间化合物及相变理论 |
| 1.5.1 掺杂对相稳定性的影响 |
| 1.5.2 相变热力学及相关理论 |
| 1.6 前期工作基础 |
| 1.6.1 热处理对组织稳定性的影响 |
| 1.6.2 热处理对晶格常数和错配度的影响 |
| 1.6.3 热处理对相组成的影响 |
| 1.6.4 蠕变期间α-Cr相的析出与表征 |
| 1.7 本课题的目的、意义及研究内容 |
| 第2章 理论基础与研究方法 |
| 2.1 密度泛函理论 |
| 2.1.1 量子力学三大近似 |
| 2.1.2 霍恩伯格-科恩定理 |
| 2.1.3 波函数与电荷密度函数 |
| 2.1.4 科恩-沈方程 |
| 2.1.5 交换关联泛函 |
| 2.2 截断能与赝势 |
| 2.2.1 截断能 |
| 2.2.2 赝势 |
| 2.3 状态方程与热力学性质 |
| 2.3.1 状态方程的拟合 |
| 2.3.2 准谐德拜模型 |
| 第3章 Nb掺杂对γ'→γ"相变及强化影响的第一性原理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 建立模型与计算方法 |
| 3.2.1 建立计算模型 |
| 3.2.2 计算方法 |
| 3.3 结果与分析 |
| 3.3.1 交换关联泛函的选择 |
| 3.3.2 Nb掺杂对总能和晶格常数的影响 |
| 3.3.3 形成热与结合能 |
| 3.3.4 态密度 |
| 3.3.5 平均成键电子数和电子布居分析 |
| 3.4 力学性质相关参数的计算与分析 |
| 3.4.1 计算方法 |
| 3.4.2 γ'-Ni_3Al相的弹性相关参数 |
| 3.4.3 γ"-Ni_3Nb相的相关参数 |
| 3.4.4 相关参数的比较 |
| 3.5 讨论 |
| 3.5.1 共格相变的临界浓度及相变特征 |
| 3.5.2 析出相的强化效应 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 γ"→δ相变热力学性质及相关参数 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 建立模型与计算方法 |
| 4.2.1 建立模型 |
| 4.2.2 计算方法 |
| 4.2.3 相的稳定性判据 |
| 4.2.4 相变性质与分类 |
| 4.2.5 晶体动力学稳定性判据及计算方法 |
| 4.3 物理参数及相互关系 |
| 4.3.1 选择交换关联泛函 |
| 4.3.2 γ"、δ两相的物理参数 |
| 4.3.3 等容热容 |
| 4.3.4 德拜温度 |
| 4.3.5 格林艾森常数 |
| 4.4 γ"、δ两相的稳定性与分析 |
| 4.4.1 相的动力学稳定性 |
| 4.4.2 相的热力学稳定性 |
| 4.4.3 相的力学稳定性 |
| 4.5 相变性质与分析 |
| 4.5.1 相变的熵、潜热及体积变化 |
| 4.5.2 等温压缩率、线膨胀系数和等压热容 |
| 4.5.3 相变特征分析 |
| 4.6 力学性质的相关参数 |
| 4.6.1 力学性能相关的参数 |
| 4.6.2 压强对力学性质的影响 |
| 4.6.3 晶体结构的对称性 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 α-Cr相的强化机制及力学性质 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 建立模型与计算方法 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 交换关联泛函的选择 |
| 5.3.2 计算模型的晶格常数与总能量 |
| 5.3.3 态密度 |
| 5.3.4 差分电荷密度 |
| 5.4 力学性质的相关参数 |
| 5.4.1 弹性常数 |
| 5.4.2 杨氏模量与各向异性特征 |
| 5.4.3 延展性指标 |
| 5.5 讨论 |
| 5.5.1 掺杂元素的强化效果 |
| 5.5.2 α-Cr相的强化效应 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（4）Al、Ti组元对Inconel 718合金微观组织的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Inconel 718 合金的发展概述 |
| 1.2.1 Inconel 718 合金的国内外发展概况 |
| 1.2.2 粉末Inconel 718 合金的研究现状 |
| 1.2.3 Inconel 718 合金的发展趋势 |
| 1.2.4 新型Inconel 718 合金的开发与研究 |
| 1.3 Inconel 718 合金的组织和性能 |
| 1.3.1 Inconel 718 合金的成分设计 |
| 1.3.2 Inconel 718 合金的析出相 |
| 1.3.3 Inconel 718 合金δ相的析出和溶解规律 |
| 1.3.4 Inconel 718 合金的组织稳定性 |
| 1.4 Inconel 718 合金的强化机制和热处理工艺 |
| 1.4.1 Inconel 718 合金的强化机制 |
| 1.4.2 Inconel 718 合金的热处理工艺 |
| 1.5 本文的主要研究内容及意义 |
| 第2章 实验内容及方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 粉末Inconel 718 合金的制备 |
| 2.2.1 球磨工艺 |
| 2.2.2 放电等离子体烧结 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.4 材料分析测试方法 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜 |
| 2.4.2 透射电子显微镜 |
| 2.4.3 显微硬度测试 |
| 2.4.4 析出相尺寸统计方法 |
| 第3章 Al、Ti含量对Inconel 718 合金热处理组织的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原始烧结态组织 |
| 3.3 Al、Ti含量对标准热处理试样微观组织的影响 |
| 3.4 Al、Ti含量对长期时效态试样微观组织的影响 |
| 3.5 析出相析出行为分析 |
| 3.6 不同热处理状态下改型Inconel 718 合金显微硬度 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Al、Ti含量对析出相稳定性的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al、Ti含量对长期时效试样组织稳定性的影响 |
| 4.3 析出相粗化行为分析 |
| 4.4 Al、Ti含量对长期时效试样析出相显微硬度的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（5）Inconel 718合金加工、服役过程析出相演变及对力学行为影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Inconel718 合金简介 |
| 1.2.1 发展概述 |
| 1.2.2 主要析出相 |
| 1.2.3 强化机制 |
| 1.3 Inconel718 合金在加工过程中的组织演变 |
| 1.3.1 锻造过程中的组织演变 |
| 1.3.2 冷加工对组织结构的影响 |
| 1.4 Inconel718 合金的高温服役行为 |
| 1.4.1 服役性能要求及其影响因素 |
| 1.4.2 γ″相的粗化 |
| 1.4.3 蠕变行为 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第2章 Inconel718 合金高温变形过程中的δ、γ″、γ′相演变 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 再结晶对δ相析出行为的影响 |
| 2.3.1 不同再结晶组织中的δ相析出形貌 |
| 2.3.2 δ相的形核过程 |
| 2.3.3 δ相的长大机制 |
| 2.3.4 再结晶程度对δ相析出的影响 |
| 2.4 高温变形对γ″、δ相析出动力学的影响 |
| 2.5 变形&等温过程中的析出行为 |
| 2.6 等温变形过程中的组织演变 |
| 2.6.1 基体变形特征与析出行为 |
| 2.6.2 γ″、γ′相的形核与长大机制 |
| 2.6.3 γ″、γ′相的位错剪切特征 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 冷加工及δ相形态对Inconel718 合金高温拉伸行为影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 不同组织下的650℃拉伸行为 |
| 3.4 拉伸变形过程中的析出相演变 |
| 3.5 拉伸断裂机制 |
| 3.6 冷加工变形对热塑性的影响机理分析 |
| 3.7 不同形态δ相对拉伸行为的影响 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 γ″、δ相析出特征与晶粒形态对Inconel718 合金高温蠕变行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 γ″相析出形态对蠕变行为的影响 |
| 4.3.1 基体应变对γ″相析出形态的影响 |
| 4.3.2 650℃蠕变性能 |
| 4.3.3 蠕变断裂机制 |
| 4.3.4 蠕变过程中的析出相演变 |
| 4.4 δ相与晶粒形态对蠕变行为的影响 |
| 4.4.1 热处理制度对锻造Inconel718 合金组织结构的影响 |
| 4.4.2 650℃蠕变性能 |
| 4.4.3 蠕变断裂机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 不同组织结构Inconel718 合金的高温静载服役行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 长期时效过程中的组织演变 |
| 5.3.1 晶粒形态 |
| 5.3.2 γ″、γ′相的粗化 |
| 5.3.3 晶界δ、α-Cr相的析出 |
| 5.4 长期时效过程中的拉伸性能变化 |
| 5.4.1 晶粒形态与δ相析出的影响 |
| 5.4.2 热处理制度的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文与参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（6）δ相对IN718合金DP工艺中热变形行为及组织性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 IN718 合金 |
| 1.2.1 IN718 合金简介 |
| 1.2.2 IN718 合金发展状况 |
| 1.2.3 IN718 合金塑性成形特点 |
| 1.3 IN718 合金中析出相和相变行为 |
| 1.4 IN718 合金的热加工工艺 |
| 1.5 IN718 合金的DP工艺 |
| 1.6 本课题研究背景、意义及内容 |
| 1.6.1 本课题研究的背景及意义 |
| 1.6.2 本课题研究的主要内容 |
| 第2章 δ相析出规律研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验方法 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 不同热处理方式下δ相的析出规律 |
| 2.3.2 不同热处理方式对δ相析出方式的影响 |
| 2.3.3 元素分布规律 |
| 2.4 IN718 合金δ相定量分析 |
| 2.4.1 δ 相定量分析 |
| 2.4.2 δ 相析出动力学 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 δ相对IN718 合金热变形行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 热变形实验方案 |
| 3.2.3 实验设备 |
| 3.3 IN718 合金热变形力学行为 |
| 3.3.1 IN718 合金的真应力-真应变曲线 |
| 3.3.2 热工艺参数对IN718 合金流变应力的影响 |
| 3.3.3 δ 相形貌对变形激活能的影响 |
| 3.3.4 Z参数流变应力方程 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 δ相对IN718 合金微观组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验方法 |
| 4.3 微观组织演变规律 |
| 4.3.3 δ 相形貌对动态再结晶百分数的影响 |
| 4.3.4 双时效态合金的再结晶机制 |
| 4.3.5 δ 相形貌对变形后晶粒尺寸的影响 |
| 4.4 δ相形貌对力学性能的影响 |
| 4.4.1 拉伸真应力-真应变曲线 |
| 4.4.2 力学性能分析 |
| 4.4.3 断口形貌分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（7）电子束精炼制备Inconel 718合金及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 Inconel 718合金概述 |
| 1.1.1 Inconel 718合金的应用 |
| 1.1.2 Inconel 718合金的析出相 |
| 1.1.3 Inconel 718合金的强化机制 |
| 1.1.4 Inconel 718合金的性能 |
| 1.2 Incone 718合金的制备方法 |
| 1.2.1 双联及多联熔炼的工艺 |
| 1.2.2 粉末冶金工艺 |
| 1.2.3 增材制造技术 |
| 1.3 电子束精炼制备Inconel 718合金 |
| 1.3.1 杂质元素的去除 |
| 1.3.2 非金属夹杂物的去除 |
| 1.3.3 偏析及凝固组织的控制 |
| 1.3.4 电子束精炼高温合金的产业化 |
| 1.4 论文的研究目的及内容 |
| 1.4.1 研究目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 Inconel 718合金的电子束精炼制备 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 电子束精炼设备及参数 |
| 2.2 合金成分及微量元素的测定 |
| 2.3 Inconel 718合金的热处理 |
| 2.4 显微组织及相组成分析 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 XRD衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电镜及EDS能谱分析 |
| 2.4.4 透射电镜及选区电子衍射 |
| 2.4.5 电子探针元素面扫描分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 合金的显微硬度 |
| 2.5.2 合金的拉伸实验 |
| 2.5.3 合金的压缩实验 |
| 2.5.4 合金高温蠕变 |
| 2.6 抗氧化及电化学腐蚀性能测试 |
| 2.6.1 抗氧化性能 |
| 2.6.2 电化学腐蚀性能 |
| 3 Inconel 718合金电子束精炼过程中合金元素的控制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Inconel 718合金电子束精炼过程中合金元素的挥发行为 |
| 3.2.1 元素的活度及活度系数 |
| 3.2.2 元素的挥发与温度的关系 |
| 3.2.3 元素的挥发与时间的关系 |
| 3.2.4 元素的挥发与母材质量的关系 |
| 3.3 Inconel 718合金电子束精炼过程中合金元素的控制 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 EBS 718合金的显微组织 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 EBS 718合金的显微组织及析出行为 |
| 4.2.1 EBS 718合金的显微组织 |
| 4.2.2 EBS 718合金的析出行为 |
| 4.3 热处理工艺对EBS 718合金显微组织及析出行为的影响 |
| 4.3.1 热处理工艺对EBS 718合金显微组织的影响 |
| 4.3.2 热处理工艺对EBS 718合金析出行为的影响 |
| 4.4 锻造EBS 718合金的显微组织 |
| 4.5 热处理工艺对锻造EBS 718合金显微组织的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 EBS 718合金的力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 EBS 718合金标准热处理状态的力学性能 |
| 5.2.1 EBS 718合金的维氏硬度 |
| 5.2.2 EBS 718合金的压缩性能 |
| 5.2.3 EBS 718合金的拉伸性能 |
| 5.2.4 EBS 718合金的蠕变性能 |
| 5.3 热处理工艺对EBS 718合金力学性能的影响 |
| 5.3.1 不同热处理工艺下EBS 718合金的维氏硬度 |
| 5.3.2 不同热处理工艺下EBS 718合金的拉伸性能 |
| 5.3.3 不同热处理工艺下EBS 718合金的压缩性能 |
| 5.3.4 不同热处理工艺下EBS 718合金的蠕变性能 |
| 5.4 锻造EBS 718合金的力学性能 |
| 5.5 热处理工艺对锻造EBS 718合金力学性能的影响 |
| 5.6 EBS 718合金的强化机制 |
| 5.6.1 γ'强化引起的临界剪切应力 |
| 5.6.2 γ"强化引起的临界剪切应力 |
| 5.6.3 γ'/γ"双相强化机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 EBS 718合金的抗氧化及电化学腐蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 EBS 718合金的电化学腐蚀性能 |
| 6.2.1 EBS 718合金的电化学腐蚀行为 |
| 6.2.2 EBS 718合金的腐蚀产物 |
| 6.3 固溶温度对EBS 718合金电化学腐蚀性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 附录内容名称 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）GH4169合金锻件组织形成机制与热加工工艺窗口（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 GH4169合金的显微组织特点 |
| 1.2.1 γ"相 |
| 1.2.2 δ相 |
| 1.3 GH4169合金的热加工工艺 |
| 1.4 GH4169合金的高温变形及组织预测模型 |
| 1.5 GH4169合金显微组织演化机理 |
| 1.5.1 晶粒长大与第二相钉扎作用 |
| 1.5.2 动态再结晶机制 |
| 1.5.3 后动态再结晶机制 |
| 1.6 GH4169合金的热加工工艺窗口 |
| 1.7 本文研究目的 |
| 1.8 主要研究内容 |
| 第2章 实验方案与理论基础 |
| 2.1 实验材料与方案 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 固溶与δ相时效实验 |
| 2.1.3 热模拟压缩实验 |
| 2.1.4 近等温锻造实验及加工窗口验证 |
| 2.2 显微组织分析方法 |
| 2.2.1 显微组织形貌分析 |
| 2.2.2 晶界类型及取向定量分析 |
| 2.2.3 位错组态及亚结构分析 |
| 2.3 理论基础 |
| 2.3.1 静态再结晶与晶粒长大 |
| 2.3.2 动态与后动态再结晶动力学 |
| 2.3.3 热加工图建立方法 |
| 第3章 组织均匀化及δ相析出机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 加热过程对组织演化过程的影响 |
| 3.2.1 加热温度对组织演化的影响 |
| 3.2.2 加热时间对非均匀组织的影响 |
| 3.2.3 非均匀组织的均匀化机理 |
| 3.3 δ相析出机理 |
| 3.3.1 δ 相的形貌 |
| 3.3.2 δ 相析出的影响因素 |
| 3.3.3 δ 相的析出机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 GH4169合金的高温变形行为及热加工图 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 流动应力的温度误差修正 |
| 4.3 GH4169合金的高温变形行为 |
| 4.3.1 GH4169合金高温压缩应力-应变曲线 |
| 4.3.2 应变速率的影响 |
| 4.3.3 变形温度的影响 |
| 4.3.4 GH4169合金的本构方程 |
| 4.4 初始状态对高温压缩变形行为的影响 |
| 4.4.1 峰值应力 |
| 4.4.2 峰值应变 |
| 4.4.3 应力指数 |
| 4.5 GH4169合金的热加工图 |
| 4.5.1 非均匀状态GH4169合金的热加工图 |
| 4.5.2 初始状态对功率耗散效率的影响 |
| 4.5.3 GH4169合金的变形机理图 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 GH4169合金的动态再结晶行为及机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 GH4169合金的再结晶动力学 |
| 5.2.1 变形温度的影响 |
| 5.2.2 应变速率的影响 |
| 5.3 初始状态对GH4169合金再结晶动力学的影响 |
| 5.3.1 高Z值的影响 |
| 5.3.2 中等Z值的影响 |
| 5.3.3 低Z值的影响 |
| 5.4 GH4169合金的动态再结晶速率转变机制 |
| 5.4.1 动态再结晶50%时的应变与速率峰值应变 |
| 5.4.2 动态再结晶速率峰值对应的组织特征 |
| 5.4.3 动态再结晶速率转变机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 GH4169合金间歇变形行为及后动态组织演化机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 GH4169合金间歇压缩的变形行为 |
| 6.2.1 变形温度的影响 |
| 6.2.2 应变速率的影响 |
| 6.2.3 变形量的影响 |
| 6.2.4 间歇保温时间的影响 |
| 6.3 GH4169合金间歇变形的静态软化行为 |
| 6.3.1 后动态过程静态软化的计算方法 |
| 6.3.2 变形温度的影响 |
| 6.3.3 应变速率的影响 |
| 6.3.4 变形量的影响 |
| 6.3.5 间歇保温时间的影响 |
| 6.4 GH4169合金后动态过程组织演化机制 |
| 6.4.1 变形量为10% |
| 6.4.2 变形量为30% |
| 6.4.3 变形量为50% |
| 6.4.4 后动态过程组织演化机制 |
| 6.5 GH4169合金后动态过程组织演化机制转变的临界参数 |
| 6.5.1 后动态过程组织演化机制转变的临界组织特征 |
| 6.5.2 后动态过程组织演化机制转变的临界变形量 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 GH4169合金热加工工艺窗口的建立与验证 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 GH4169合金双锥试样变形有限元模拟 |
| 7.2.1 双锥试样热力参数分布特征 |
| 7.2.2 变形温度对双锥试样变形热力参数分布的影响 |
| 7.2.3 变形设备对双锥试样变形热力参数的影响 |
| 7.3 GH4169合金热加工工艺窗口 |
| 7.3.1 热加工工艺窗口建立方法 |
| 7.3.2 低速变形时的热加工工艺窗口 |
| 7.3.3 高速变形时的热加工工艺窗口 |
| 7.4 GH4169合金热加工工艺窗口的验证 |
| 7.4.1 环件轧制成形验证 |
| 7.4.2 盘件螺旋压力机锻造成形验证 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（9）一种GH4169镍基合金的组织结构与蠕变性能（论文提纲范文）
| 1 实验材料与方法 |
| 2 实验结果与分析 |
| 2.1 合金的蠕变行为 |
| 2.2 蠕变期间的变形特征 |
| 2.3 蠕变后期的裂纹萌生与扩展 |
| 3 结论 |
（10）粉末冶金FGH4169高温合金的制备、组织、力学性能及热加工性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镍基粉末高温合金的研发现状 |
| 1.2.1 国外镍基粉末高温合金的发展现状 |
| 1.2.2 国内镍基粉末高温合金发展现状 |
| 1.3 镍基粉末高温合金的制备技术 |
| 1.3.1 合金粉末制备 |
| 1.3.2 粉末的成形 |
| 1.4 GH4169(Incone1718)合金的发展现状 |
| 1.4.1 国外Incone1718合金发展现状 |
| 1.4.2 我国GH4169合金发展现状 |
| 1.4.3 GH4169合金的发展趋势 |
| 1.5 GH4169合金成分及相组成 |
| 1.6 GH4169合金的高温变形行为 |
| 1.6.1 GH4169合金高温变形的力学行为 |
| 1.6.2 GH4169合金高温变形的组织演化 |
| 1.6.3 热加工图理论的应用 |
| 1.7 粉末Incone1718合金的研究现状 |
| 1.8 本文的研究目的及研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料及合金制备 |
| 2.3 热处理工艺方案 |
| 2.4 高温压缩变形试验 |
| 2.5 成分、微观组织分析 |
| 2.5.1 成分分析 |
| 2.5.2 金相组织分析 |
| 2.5.3 扫描电子显微分析 |
| 2.6 性能研究 |
| 2.6.1 粉末粒度分析 |
| 2.6.2 显微硬度测试 |
| 2.6.3 拉伸性能测试 |
| 2.6.4 高温缺口持久性能测试 |
| 第三章 不同热处理状态下FGH4169合金的组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 FGH4169合金粉末成分与形貌 |
| 3.2.1 FGH4169合金粉末的粒度分布 |
| 3.2.2 FGH4169合金粉末的成分分析 |
| 3.2.3 FGH4169合金的形貌及组织分析 |
| 3.3 热等静压态FGH4169合金的微观组织 |
| 3.4 不同固溶温度下δ相的析出行为 |
| 3.5 不同固溶温度对FGH4169合金力学性能的影响 |
| 3.5.1 硬度分析 |
| 3.5.2 拉伸性能分析 |
| 3.6 两种热处理状态FGH4169合金的微观组织 |
| 3.7 两种热处理状态FGH4169合金的力学性能 |
| 3.7.1 两种热处理状态FGH4169合金的拉伸性能 |
| 3.7.2 两种热处理状态FGH4169合金的高温缺口持久敏感性 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 FGH4169合金热变形行为 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 FGH4169合金的应力-应变曲线分析 |
| 4.3 FGH4169合金高温变形过程中的组织演化 |
| 4.4 FGH4169合金高温变形的力学行为 |
| 4.4.1 金属高温变形的力学行为理论 |
| 4.4.2 FGH4169合金高温塑性变形本构方程的建立 |
| 4.5 FGH4169合金的加工图及其应用 |
| 4.5.1 FGH4169合金功率耗散图的建立 |
| 4.5.2 FGH4169合金的流变失稳判据 |
| 4.5.3 FGH4169合金的热加工图 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要的研究成果 |
| 致谢 |
四、GH4169合金“等温锻造+直接时效”工艺探讨（论文参考文献）
- [1]镍基合金的热变形行为及智能热加工技术研究进展[J]. 蔺永诚,陈小敏,陈明松. 精密成形工程, 2021(01)
- [2]激光增材再制造Inconel 718合金的组织与性能研究[D]. 张杰. 浙江工业大学, 2020
- [3]镍基合金中相的稳定性及第一性原理研究[D]. 孙昊昉. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [4]Al、Ti组元对Inconel 718合金微观组织的影响[D]. 乔湛. 天津大学, 2019(01)
- [5]Inconel 718合金加工、服役过程析出相演变及对力学行为影响[D]. 张宏军. 天津大学, 2019(06)
- [6]δ相对IN718合金DP工艺中热变形行为及组织性能的影响[D]. 胡鑫. 燕山大学, 2019(05)
- [7]电子束精炼制备Inconel 718合金及其性能研究[D]. 游小刚. 大连理工大学, 2018(08)
- [8]GH4169合金锻件组织形成机制与热加工工艺窗口[D]. 王建国. 西北工业大学, 2018(02)
- [9]一种GH4169镍基合金的组织结构与蠕变性能[J]. 刘臣,田素贵,王欣,吴静,梁爽. 材料工程, 2017(06)
- [10]粉末冶金FGH4169高温合金的制备、组织、力学性能及热加工性能研究[D]. 王博. 中南大学, 2014(02)