一、适用于Ni_3Al基合金IC6的NiCoCrAlY涂层研究（论文文献综述）
甄珍[1]（2021）在《几种金属间化合物中超位错偶演化的原子尺度模拟》文中指出金属间化合物具有众多优异性能,有望成为航空、航天等领域的多用途结构材料。位错是影响金属间化合物材料力学性能的主要因素之一。材料在疲劳等力学过程中,位错的增殖和湮灭及其与其它缺陷的相互作用决定材料中的有效位错密度,从而极大地影响材料的力学性能。这个过程中偶极型位错（以下简称位错偶）的形成演化起到关键作用,但受电镜分辨率等条件限制,针对位错偶,尤其是超位错偶的原子尺度实验研究相对较少,且多数模拟研究的模型设置并不能对应实际变形过程,所得到的位错偶构型失真并且与后续点缺陷扩散缺少联系。目前对于超位错偶的稳定形态、湮灭条件和产物及其对后续变形的影响还没有令人满意的回答。为此,基于原子模拟,本文系统探究了超位错偶影响材料塑性变形的微观机理。首先,考虑到γ-TiAl合金应用状态往往涉及高温、高应力的循环载荷,针对其中超位错偶在不同温度下的演化进行分子动力学模拟,分析其演化产物的结构状态,以期为后续研究材料塑性变形中所涉及到的蠕变和疲劳现象提供理论基础。通过计算模拟,在低温下超位错偶演化构型结果表明,非螺型超位错偶在低温下可转化为局部稳定的位错偶或重构核,而在高温下可通过短程扩散转化为孤立或相连的点缺陷团簇和层错四面体。γ-TiAl和α2-Ti3Al中的非螺型超位错偶分别表现出类似FCC和HCP金属的特征。在扩散明显的长程退火过程中,γ-TiAl中的60°超位错偶是稳定的,而α2-Ti3Al中的超位错偶的稳定性随超位错偶高度和取向角的增大而增大。其次,为了全面揭示超位错在演化时所产生的产物结构,采用分子动力学方法对Al基金属间化合物Ni3Al、Fe3Al和Cu3Al中超位错偶间自相互作用进行模拟计算。研究表明在低温下,超位错偶相互作用后的演化产物与超位错偶的高度和角度密切相关,形成空腔、重构偶极子和层错偶极子等复杂的结构,如果超位错偶高度较高,会形成经典的线性结构。高温下,高度为1d的超位错偶在Cu3Al中容易演化为点缺陷构型,而在Ni3Al、Fe3Al中则相对稳定。三个体系中非螺型超位错在高温和低温下演化结果相似,但在Ni3Al、Fe3Al中相对比较稳定;Ni3Al、Fe3Al和Cu3Al体系中超位错偶的稳定性随着位错偶高度的增加而增加。最后,γ-TiAl、α2-Ti3Al、Ni3Al、Fe3Al和Cu3Al体系中超位错偶向点缺陷的演化过程不但存在大量较低激活能的演化路径,而且存在少量激活能极低的奇特演化路径。将上述超位错演化构型结果集成到中尺度或本构模型中,可以很好地评价其对力学性能的影响。
李叶凡[2]（2020）在《Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为》文中提出Ni3Al基高温合金凝固组织复杂,其最终使用性能与其凝固组织形成与演化过程密切相关,系统阐明宽冷却速度范围组织演变和相变行为,对理解Ni3Al基合金凝固行为,以及非平衡凝固工艺的开发具有重要的理论意义和实用价值。本文选用Ni3Al基合金作为实验材料,采用具有较低凝固速率的常规凝固工艺与真空铜模喷铸急冷凝固和雾化快速凝固技术,对比研究了该合金从较低冷却速度凝固到快速凝固过程的合金组织演变行为及相变机制。并在此基础上,通过喷铸合金与常规凝固合金的对比研究,探索快速凝固造成的原始组织差异对合金在热暴露过程中相变行为、组织演变规律以及高温氧化行为的影响。快速凝固使Ni3Al基合金组织中枝晶干γ′相尺寸由双峰分布（常规凝固）转为单峰分布,二次γ’相消失;枝晶间界面处γ′相包覆层消失;枝晶间β相发生马氏体相变,α-Cr析出相与马氏体基体相界面处的共格应力促进了{111}原子面上位错向层错和孪晶的转变,形成具有高密度层错与微孪晶亚结构的马氏体。在快速凝固条件下,Ni3Al基合金枝晶间组织体积分数随冷却速度的增加而增加,二次枝晶间距、枝晶干γ′相尺寸以及碳化物数量降低。Ni3Al基合金中Cr、Fe在枝晶干γ相偏聚,快速凝固提高了Cr、Fe原子在γ′相中的溶解度,并优先替代γ’相中的Al原子,使得枝晶干γ相和γ′相的晶格常数减小,两相晶格错配程度增大,从而导致在γ/γ′相界面处形成刃型位错。600℃热暴露时,常规凝固Ni3Al基合金组织中γ’相包覆层发生明显宽化,枝晶间β相内析出大量板块状γ’相和近球形或棒状α-Cr相;γ′相包覆层内初生Cr7C3碳化物分解,生成二次Cr23C6碳化物和γ′相。快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体板条直接转变为具有高密度微孪晶亚结构的γ′相。900℃热暴露时,常规凝固合金枝晶间β相内γ’相和α-Cr颗粒数量明显减少,快速凝固Ni3Al基合金枝晶间孪晶马氏体首先完全转变成有序B2-β相,而后析出无明显位错和孪晶的γ′相。600℃等温氧化时,Ni3Al基合金氧化膜主要由NiO、Al2O3、Cr2O3和NiFe2O4组成。常规凝固合金组织中,γ′相包覆层优先发生氧化,形成显着凸起的NiO和NiFe2O4胞状混合物。快速凝固Ni3Al基合金组织中,由于不存在γ′相包覆层,避免了枝晶间界面处的优先氧化。
史记[3]（2020）在《感应辅助自蔓延合成Ti-Al系涂层的制备及性能研究》文中提出近年来Ti-Al系金属间化合物由于具有低密度、高比强度以及良好的高温性能等优点,是潜在的航天材料,拥有可观的发展前景。但由于TiAl本身的室温脆性,对于Ti-Al系金属间化合物的研究多偏向于合金材料的制备,涂层方面并不多见。本文采用感应辅助自蔓延高温合成技术,在5CrNiMo钢表面制备了Ti-Al系金属间化合物双相涂层。对涂层进行了相关的热力学计算,并对压坯-基体的温度场分布进行了模拟。利用SEM等检测技术分析了涂层的组成结构,最后对涂层的抗氧化性能和抗Al熔损性能进行了探究。本文得出的主要结论如下:（1）TiAl和TiAl3的反应吉布斯自由能在300-1400 K的温度范围下都是小于0的,且TiAl3的反应吉布斯自由能更小,因此TiAl3更易生成。TiAl化合物的理论绝热温度为1518 K,当预热温度为605 K时,自蔓延反应可持续进行。随着预热温度的升高,TiAl化合物的理论绝热温度先升高至TiAl熔点1733 K,因TiAl熔化吸热,在TiAl完全熔化前,绝热温度不会继续上升,故而出现平台。在TiAl完全熔化后,TiAl绝热温度又会随着预热温度的上升而升高。（2）通过Deform软件对反应过程进行模拟。通过对18组正交试验的模拟结果综合分析可知,影响温差的因素感应电流最大、上柱头材料次之,制坯压力第三,交互作用的影响均小于单因素。根据最小试验目标（温差）的最优参数组合,初步确定最优工艺为电流大小300 A,制坯压力为100 MPa,石墨上柱头。（3）确定了制备双相Ti3Al（α2）+TiAl（γ）涂层的Ti粉、Al粉比例为1:1,Ti、Al比例为1:1时,涂层组织结构致密,有少量孔洞和裂痕存在。孔洞的形成主要是由于宏观物理成孔机制所造成的。涂层与基体呈冶金结合,且结合良好。涂层断面的平均硬度为377.18 HV0.2,基体平均硬度为508.57 HV0.2,交界处平均硬度为454.54 HV0.2。涂层表面平均硬度为352.67 HV0.2。涂层形成机理呈球核模型,从内到外分别为未完全反应的Ti核,Ti3Al相、TiAl相和TiAl2相。（4）Ti:Al比例为1:1时,涂层抗氧化级别为抗氧化级别,氧化层出现明显分层现象,由表层向内部依次为:TiO2层、Al2O3薄层、TiO2和Al2O3的混合物层以及氮化物层。涂层和铝合金溶液熔损界面存在扩散溶解区,扩散溶解区的厚度随熔蚀时间的增加而增加,且增长趋势符合抛物线规律。扩散溶解区的主要组成成分为TiAl3。扩散溶解区的形成符合溶解-析出机制。
卢睿智[4]（2020）在《Re对Ni3Al金属间化合物结构及力学性能影响研究》文中提出航空发动机为了达到超高速、大升限、远航程等要求,引起了其燃烧室温度较高等一些问题,因此发动机热端部件的材料研发成为一个新的研究方向。Ni3Al金属间化合物作为镍基高温合金的强化相（?’相）,具有良好的高温强度和蠕变强度,其熔点高、密度小等特点使其能够在航空热端部件上得以应用。而Re元素的加入使得高温合金的强度和耐高温能力提高,单晶合金的组织性能也能够得到极大改善。因此本工作基于密度泛函理论的第一原理方法,使用Vienna Ab-initio Simulation Package（VASP）软件探究Re元素掺杂镍铝合金中的?’相Ni3Al后微观结构和力学性能的变化。关于Re对Ni3Al微观结构的影响,通过比较Re在Ni3Al中可能掺杂的三种位置的溶解能,发现Re原子在Ni3Al中易于替代Al位。Re的掺杂引起Ni3Al晶格常数小幅度的增大,不会引起严重的晶格畸变。Re主要与近邻Ni原子成键,并使周围Ni-Al键键能降低。通过差分电荷密度图和态密度图分析,Re与近邻的Ni、Al原子存在轨道相互作用,其中与Ni原子的轨道相互作用较大,这是引起Ni3Al力学性能变化的内在原因。关于Re对Ni3Al力学性能的影响,利用晶胞应变能与弹性常数之间的关系,计算纯Ni3Al和掺Re后Ni3Al的弹性常数和弹性模量,发现Re的掺杂使得Ni3Al刚性、硬度增强,利用经验判据得出Re能够改善Ni3Al的韧性。随着掺杂浓度的增加,Ni3Al晶格常数、刚性和硬度随之增大,但其韧性有降低的趋势。通过建立掺Re前后Ni3Al的滑移模型和断裂模型,计算了Ni3Al[11-2]（111）和[11-0]（111）两个滑移系下的广义堆垛层错能和断裂能,表明Re的掺杂使得Ni3Al滑移系不易开动,使得Ni3Al不易断裂,即强度有所增加。另外计算了Ni3Al和Ni3Al-1Re两种体系的热力学性质,表明Re的掺杂使得Ni3Al晶胞的熵略微增加,自由能略微降低,并且大幅度地增加Ni3Al在高温下的体弹性模量,同时降低其在高温下的热膨胀系数。此研究将为提高航空发动机涡轮单晶叶片的力学性能提供理论依据。
刘贺[5]（2020）在《单晶高温合金用低扩散铂铝涂层的制备及性能研究》文中进行了进一步梳理因同时具有优异抗氧化和抗热腐蚀综合性能,β-（Ni,Pt）Al涂层被广泛应用于先进航空发动机和燃气涡轮发动机关键热端部件（如单晶涡轮转子和导向叶片）的表面防护。由于（Ni,Pt）Al涂层Al含量高,在高温环境下涂层会与单晶合金基体发生严重的元素互扩散,这种元素互扩散将导致涂层发生快速退化进而失去抵抗高温氧化能力,同时在基体侧生成含有针尖状TCP相的二次反应区（SRZ）。二次反应区的形成会破坏单晶基体中的γ/γ’共格结构,使得单晶基体的高温力学性能（尤其高温蠕变和疲劳）发生明显下降。为了解决（Ni,Pt）Al涂层与单晶的元素互扩散问题,本文将采取两种方法减少β-（Ni,Pt）Al涂层与基体的元素扩散:一是采用预镀Ni层的方式制备β-（Ni,Pt）Al/Ni复合涂层,使形成（Ni,Pt）Al涂层所需的Ni源来自预镀的Ni层,在延缓TCP相析出的同时拥有良好的抗氧化性能;二是引入Ni-Re层作为β-（Ni,Pt）Al涂层和单晶高温合金之间的扩散障前驱体,制备低扩散NiRePtAl涂层,使其在更长时间和更高温度下拥有更好的抗氧化性能。主要研究内容以及成果如下所示:为使涂层具有良好抗氧化性能的同时又能抑制涂层与基体之间的元素互扩散,在（Ni,Pt）Al涂层与N5基体间预先电镀Ni层,制备（Ni,Pt）Al/Ni复合涂层。将（Ni,Pt）Al/Ni与普通（Ni,Pt）Al两种涂层于1 100℃条件下进行恒温氧化测试,结果表明:（Ni,Pt）Al/Ni复合涂层在渗铝过程中并没有形成IDZ,且复合涂层下方的SRZ推迟到氧化100 h后才形成,预镀Ni层起到了明显的减缓SRZ生成作用;两种涂层均表现出良好的抗高温氧化性能,其中（Ni,Pt）Al/Ni复合涂层与单晶高温合金基体之间的元素互扩散得到了极大缓解,基体侧SRZ厚度变薄,同时针尖状TCP析出量显着降低。采用两步法制备具有Re基扩散障（DB）的β-（Ni,Pt）Al涂层。首先在镍基单晶高温合金N5表面电镀5 μm Ni-Re层作为扩散障前驱体,然后电镀Pt层并经过气相渗铝处理,制备出带有Re基扩散障的β-（Ni,Pt）Al涂层。为了研究含有Re基扩散障的β-（Ni,Pt）Al涂层的抗高温氧化性能,与普通（Ni,Pt）Al涂层对比,在1100℃环境下进行了循环氧化和恒温氧化测试,结果表明:Re基扩散障组成相主要为高稳定的σ-Re（Cr）相,含Re基扩散障的β-（Ni,Pt）Al涂层具有更良好的抗高温氧化性能,涂层与基体之间的互扩散程度比普通β-（Ni,Pt）Al涂层小,且SRZ厚度减少了约一半（49%）,说明Re基扩散障起到了有效的扩散阻挡作用;在恒温氧化期间,Re基扩散障层的厚度和形态几乎没有变化,仍然保持σ-Re（Cr）相结构,表明Re基扩散障在Ni基单晶合金基体中具有良好的高温稳定性。上述Re基扩散障同样可应用于承温能力更强的Ni3Al基单晶金属间化合物,通过在Ni3Al基单晶高温合金表面进行电镀和气相渗铝（CVD）处理（其电镀工艺包括Ni-Re复合电镀和电镀Pt层）,制备一种低扩散率NiRePtAl涂层（β-（Ni,Pt）Al外层+Re基阻扩散层）。与传统的NiAl和（Ni,Pt）Al涂层进行性能对比,将低扩散率NiRePtAl涂层在1100和1150℃下进行循环氧化性能评估,同时在1 100与1200℃下进行恒温氧化性能评测,结果表明:低扩散率NiRePtAl涂层在长期氧化后保持了更多残余β-NiAl相,表面氧化铝膜完整性和粘附性明显优于普通（Ni,Pt）Al涂层,并且Re基扩散障有效减缓了涂层与基体之间的互扩散以及基体中Mo元素向涂层的外扩散,基体中的SRZ析出厚度减少25%。这说明NiRePtAl涂层具有更优异的抗氧化性能,同时有效降低了涂层与单晶基体的元素互扩散。
王成旭[6]（2020）在《熔融氟盐环境中Ni/GH3535体系的扩散障设计研究》文中研究表明熔盐堆作为第四代核反应堆中唯一的液体燃料反应堆,以熔融氟盐作为核燃料载体和冷却剂,具有核燃料可持续利用、固有安全性高、热转化效率高、核废料少等诸多优点。然而,熔融氟盐在高温下对堆中回路管道和堆芯容器等结构材料具有极强的腐蚀性,制约了熔盐堆的发展。镍基合金作为候选堆结构材料之一,具有较好的耐熔盐腐蚀性能,但仍未满足熔盐堆的使用要求,其抗高温熔盐腐蚀性能需要进一步优化。本文采用电镀技术在GH3535合金表面制备了纯Ni涂层作为合金的耐蚀涂层,并研究了GH3535合金和Ni/GH3535体系在700℃共晶（Li,Na,K）F熔盐中的腐蚀行为。此外,制备了 CrN、TiN、AlN、金属Ta、双金属Ni8Ta以及Ni-Re中间层,并考察了它们作为扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响。取得的研究成果如下:1、GH3535合金在700℃熔融（Li,Na,K）F中的主要腐蚀方式为Cr和Mo的快速选择性溶蚀。在合金表面施加纯Ni涂层,可以显着提高合金的耐熔盐腐蚀性能。但在长期服役过程中,合金中的Cr和Fe可以扩散穿透至镍层表面,并溶解在熔盐中,导致合金发生腐蚀。此外,涂层和基体间的互扩散行为导致在两者界面处形成了大量的Kirkendall孔洞,从而劣化了涂层的防护性能。2、CrN、AlN和TiN陶瓷扩散障在Ni/GH3535体系中均具有优异的热稳定性,可以有效抑制合金基体中Cr和Fe的外扩散。在加入氮化物陶瓷扩散障后,复合涂层的耐蚀性能进一步提高。镍层和AlN涂层间机械联锁的附着方式可以显着提高两者的界面结合强度。同时,金属Ni向AlN涂层内的渗入提高了 AlN涂层的延展性,有效地阻止了涂层因热膨胀失配导致的开裂。以上研究结果表明,AlN涂层在三种氮化物陶瓷扩散障中具有最优的综合性能。3、难熔金属Ta扩散障可以有效抑制合金中Cr和Fe的外扩散,原因为Ta与镍涂层及基体合金中的Ni发生反应形成了具有阻扩散性能的Ni-Ta金属间化合物。但Ni-Ta金属间化合物并不能抑制基体合金中Ni元素的外扩散,从而导致在涂层/基体界面处形成孔洞区（贫Ni区）,降低了涂层的抗剥落能力。而Ni8Ta扩散障可以有效抑制合金元素的外扩散,且不会在涂层/基体界面处形成孔洞区。4、电镀Ni-Re扩散障的热稳定性较差,不能有效抑制GH3535合金中Cr和Fe的外扩散。
赵向东[7]（2019）在《激光熔覆Ni3Al/Cr3C2复合材料组织特征和耐磨性能的研究》文中指出本文通过制备添加Cr3C2颗粒增强的Ni3Al基复合材料,获得综合性能优良的高温耐磨材料涂层,以期提升柴油发动机关键零部件的耐磨性能。利用激光熔覆技术在304不锈钢基底表面制备了Ni3Al合金和Ni3Al/Cr3C2复合材料耐磨涂层。通过对激光光斑类型及激光功率和扫描速度关系的研究,确定了适用于激光熔覆Ni3Al/Cr3C2复合材料的工艺参数范围。对激光熔覆Ni3Al合金和Ni3Al/Cr3C2复合材料耐磨涂层的显微组织和力学性能及室温、高温摩擦磨损性能进行了研究。基于上述研究内容,得出以下结果:（1）本文选定5 mm×5 mm矩形光斑作为试验光斑模式,激光功率为1.6 k W、扫描速度0.24 m/min,送粉速率为0.87 kg/h、1.18 kg/h、1.43 kg/h。随着送粉速率增加,熔覆层厚度逐渐增加,基底材料稀释率逐渐减小。当送粉速率为1.43 kg/h时,熔覆层的平均厚度约1.5 mm。当送粉速率达到1.18 kg/h以上时,基底稀释率低于10%。（2）激光熔覆Ni3Al/Cr3C2复合材料耐磨涂层由基体γ’-Ni3Al相和原位自生弥散分布的细小M7C3（M=Fe,Cr）型碳化物组成。碳化物尺寸随着送粉速率和Cr3C2添加量的增加而增大,当送粉速率为1.43kg/h,Cr3C2添加量达到45wt.%时,熔覆层中出现粗大的Cr3C2碳化物。熔覆层显微硬度随着送粉速率和Cr3C2添加量的增加而增大。（3）室温下相同送粉速率,随着Cr3C2添加量的增加,熔覆层磨损量呈现先降低后缓慢上升的趋势。其中,当送粉速率为1.43kg/h、25wt.%Cr3C2添加量时磨损量最低。高温条件下,随着温度升高,熔覆层磨损量减小。650℃时,Ni3Al-25%Cr3C2复合材料的磨损量、摩擦系数最小。（4）室温条件下,Ni3Al合金熔覆层的磨损机制主要是粘着磨损和磨粒磨损。而随着Cr3C2的添加,Ni3Al/Cr3C2复合材料熔覆层的磨损机制以磨粒磨损为主。高温条件下,Ni3Al合金熔覆层的磨损机制主要是粘着磨损和磨粒磨损以及氧化磨损,Ni3Al-25wt.%Cr3C2复合材料熔覆层的磨损机制为磨粒磨损和氧化磨损。（5）模拟整机条件下摩擦磨损试验结果表明,与原机排气阀相比较,激光熔覆Ni3Al-25%Cr3C2复合材料耐磨涂层的排气阀-座圈总下沉量降低了约45%。
姜珊[8]（2019）在《Ni3Al基高温合金双相区和共晶区界面γ′相的析出与循环氧化行为研究》文中提出航空发动机热端部件的服役环境极为苛刻,所选用的结构材料必须具有优异的组织稳定性和抗氧化性能。Ni3Al基高温合金由于具有优异的综合性能而被广泛地应用在航空发动机耐热结构件。随着发动机推重比的不断提高,对航空结构材料的要求也越来越高,特别是在高温条件下的组织稳定性和抗氧化性能。典型的多晶Ni3Al基高温合金由双相区（γ+γ’）和共晶区（γ-γ’）组成,界面区（（γ+γ’）/（γ-γ’）界面）代表了合金的典型结构。针对多晶Ni3Al基高温合金的研究主要集中在合金的变形、蠕变性能以及双相区（γ+γ’）中γ’相的形貌演变等。界面区属于合金的变形不稳定区,目前对于界面区强化相在服役条件下的析出长大行为以及高温抗氧化性能的研究较少,限制了其在高温结构材料中的应用。基于以上原因,本课题主要研究了多晶Ni3Al基高温合金界面区强化相的析出、长大行为和界面区的循环氧化行为。研究结果表明:铸态合金经过短期循环热处理后,在界面区均匀析出了尺寸较大的蘑菇状γ’相,这主要是因为短期循环热处理在界面区产生了大量的空位及位错等缺陷,为γ’相的析出提供了形核质点。同时共晶区（γ-γ’）与双相区（γ+γ’）间存在较大的Al元素浓度梯度促进了蘑菇状γ’相的方向性生长;固溶处理后的合金经过长期循环热处理后,在界面区析出了少量纳米尺寸的块状γ’相,这主要是因为固溶处理后的快速冷却过程导致合金界面区产生了位错,位错的存在促进了界面区γ’相的形核,在长期循环热处理过程中,共晶区（γ-γ’）少量Al原子向界面区扩散导致纳米级γ’相的形成,共晶区（γ-γ’）与双相区（γ+γ’）间Al原子浓度梯度的降低抑制了纳米尺寸γ’相的方向性生长。在短期循环氧化过程中,铸态合金首先在界面区生成了明显的Ni O,而固溶处理后的合金在界面区生成了少量的Al2O3和Ni O的混合物,这主要是因为:铸态合金在短期循环氧化过程中氧化性较强的Ni元素优先沿界面区扩散到合金表面而被氧化成Ni O,而固溶处理后界面区Al元素含量的增加导致氧化过程中形成Al2O3。在长期循环氧化过程中,固溶处理合金存在较厚的Al2O3氧化层,而在合金表面只观察到少量的Ni O外氧化层,原因是在此过程中O原子不断沿氧化物孔隙向基体扩散,并迅速捕捉到Al而生成Al2O3,使得Al2O3氧化层的厚度逐渐增加,此外Al2O3氧化层的增厚阻碍了Ni原子的向外扩散。
卢孔汉[9]（2018）在《镍基金属间化合物材料的疲劳行为及循环塑性本构模型研究》文中研究指明IC10合金作为我国自主研制的Ni3Al基金属间化合物之一,已经被逐渐地应用于航空发动机高温部件中,而高温疲劳是高温部件失效的主要形式之一,材料的高温疲劳行为又与本构关系密切相关。因此,本文在IC10合金单轴拉伸的研究基础上,对其开展高温低周疲劳行为研究及循环塑性本构模型研究。本文的研究工作和主要结论如下:1.研究获得IC10合金600℃不同应变率单轴拉伸试验结果,分析获得不同应变率对其力学行为的影响,以及在不同残余塑性应变下,屈服应力随应变率的变化规律。分析结果表明:三种应变率的单轴拉伸曲线趋势相近,弹性阶段基本重合,且均只含有应变硬化阶段;在该温度环境下,IC10合金屈服应力对应变率的变化不敏感;2.对IC10合金开展600℃温度环境下,应变水平为0.65%、0.75%、0.85%和1.0%的高温低周疲劳试验研究,获得材料循环应力—应变曲线、循环应力响应曲线以及疲劳寿命。分析结果表明:在600℃时,IC10合金疲劳寿命随应变水平的提高而减少;当应变水平高于0.65%时,材料存在明显循环迟滞特征,且初始循环硬化特征均较为明显;循环迟滞回线基本关于原点对称,应力与应变保持着良好的单调变化关系;四种应变水平下的循环应力响应特征基本一致,均表现为初始循环硬化,随后达到循环稳定,最后发生断裂;3.基于Bodner-Partom（B-P）粘塑性统一本构理论,引入各向异性特征四阶张量建立宏观循环塑性本构模型,结合有限元方法并利用ABAQUS软件开发相应数值模拟技术,仿真分析IC10合金600℃不同载荷条件下的高温疲劳力学行为。分析结果表明:单轴拉伸计算曲线与试验曲线在弹性阶段非常吻合,在屈服阶段以及大塑性变形区均保持良好的一致性;不同应变水平下的循环疲劳计算曲线与试验曲线在弹性加载、卸载阶段、屈服阶段以及循环顶点均具有较高的吻合程度,验证了考虑各向异性B-P本构模型的可行性以及数值模拟技术的有效性;4.基于晶体塑性理论,以均匀化单胞模型（Unit Cell）为对象建立细观循环塑性本构模型,利用ABAQUS有限元软件开发相应数值模拟技术,仿真分析IC10合金600℃不同载荷条件下的高温疲劳力学行为。分析结果表明:单轴拉伸计算曲线与试验曲线基本重合,而不同应变水平下的循环疲劳计算曲线与试验曲线均具有较好的一致性,说明细观循环塑性本构模型能够较好地描述IC10合金的高温疲劳非弹性响应力学行为。
傅丽华[10]（2017）在《热等静压Cr3C2/Ni3Al复合材料的组织及其磨损性能研究》文中指出内燃机零部件的主要失效机制是摩擦磨损,而内燃机组件耐磨性能的好坏直接关系到内燃机的使用和运行,因此开发具有优异综合性能的耐磨材料,提高内燃机的使用寿命和工作效率是亟需解决的科学问题。Cr3C2增强的Ni3Al基复合材料,具备优良的高温力学性能和耐磨性能,是一种潜在的新型耐磨材料。因此,本文利用热等静压技术制备了 Cr3C2含量不同的Cr3C2/Ni3Al复合材料,借助扫描电子显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）、X射线衍射仪（XRD）、透射电子显微镜（TEM）、纳米压痕、洛氏硬度仪、拉伸试验机、摩擦磨损实验仪及白光干涉等相关分析手段,对Cr3C2/Ni3Al复合材料的微观组织、力学性能、室温和高温下的摩擦磨损行为及磨损机制进行了研究,以期为Cr3C2/Ni3Al复合材料在内燃机耐磨组件中的应用提供一定的指导意义和参考价值。本论文的主要研究成果如下:（1）通过分析热等静压Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料的微观组织和相组成表明,Ni3Al合金主要由γ’-Ni3Al和γ-Ni固溶体组成,Cr3C2/Ni3Al复合材料主要由Ni3Al基体相、M7C3（M=Cr,Fe或Ni）扩散相及Cr3C2硬芯相组成。在热等静压过程中,复合材料中Cr3C2颗粒与Ni3Al粉末之间发生了元素的互扩散作用,且Cr3C2颗粒由于剧烈扩散作用发生了部分分解,而碳化物分解的区域在降温过程中再发生反应,形成了稳定的M7C3（M=Cr,Fe或Ni）结构。（2）Cr3C2含量对热等静压Cr3C2/Ni3Al复合材料的微观组织组成类别影响不大,但显着影响了材料的硬度:随着Cr3C2含量的增加,材料的宏观硬度及基材的纳米硬度都显着提高。另一方面,随Cr3C2含量的增加,材料的断裂强度是先增大后减小,断裂形式由韧性断裂转变为脆性断裂,断口形貌由颗粒间剥离断裂转变为脆断特征。（3）Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料的室温磨损机制表明:Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料在磨损过程中,首先在磨损表面下形成一定厚度的加工硬化层,该加工硬化层断裂、脱落后,作为磨粒对材料进行切削,造成材料的流失。其中,复合材料中的碳化物强化相能起到隔离摩擦副、阻断切削、减小加工硬化层厚度的作用,因此当Cr3C2含量在一定范围内时,复合材料的室温耐磨性随Cr3C2含量的增多而提高,但当Cr3C2含量过量时,复合材料的耐磨性又降低。此外,随着复合材料中Cr3C2含量的增多,其对对磨灰铸铁的磨损减弱,使对磨灰铸铁的体积磨损量随着复合材料Cr3C2含量的增多而减少。（4）200℃时,Cr3C2/Ni3Al复合材料的磨损机制是磨粒磨损和氧化磨损共存,该条件下复合材料中Cr3C2的最佳添加量为12 vol.%:当Cr3C2添加量不超过12 vol.%时,材料的耐磨性能随Cr3C2含量的增多而提高;当Cr3C2添加量超过12 vol.%时,材料的耐磨性能随Cr3C2含量的增多而降低。350℃时,Cr3C2/Ni3Al复合材料的主要磨损机制是氧化磨损机制,该条件下受到对磨灰铸铁高温力学性能的影响,复合材料的体积磨损量随Cr3C2含量的增多而增大。200℃和350℃时,随着复合材料中Cr3C2含量的增多,对对磨灰铸铁都有利。另外,当温度从室温升到350℃时,Cr3C2/Ni3Al复合材料的耐磨性整体上是提高的,而对磨灰铸铁由于力学性能的降低,其耐磨性能变差。
二、适用于Ni_3Al基合金IC6的NiCoCrAlY涂层研究（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、适用于Ni_3Al基合金IC6的NiCoCrAlY涂层研究（论文提纲范文）
（1）几种金属间化合物中超位错偶演化的原子尺度模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 金属间化合物 |
| 1.1.1 TiAl金属间化合物 |
| 1.1.2 X_3Al基金属间化合物 |
| 1.2 位错对金属间化合物性能影响 |
| 1.2.1 位错研究的发展 |
| 1.2.2 位错对加工硬化的影响 |
| 1.2.3 位错对材料蠕变的影响 |
| 1.2.4 位错对材料断裂的影响 |
| 1.2.5 位错对疲劳过程的影响 |
| 1.3 位错偶 |
| 1.3.1 位错偶的定义 |
| 1.3.2 关于位错偶的早期研究 |
| 1.4 本文研究的内容、目的和意义 |
| 第2章 计算模拟方法 |
| 2.1 材料力学行为的多尺度模拟 |
| 2.1.1 多尺度模型 |
| 2.1.2 多尺度模拟中原子模拟的重要性 |
| 2.2 分子动力学方法 |
| 2.2.1 分子动力学原理及发展 |
| 2.2.2 原子间作用势 |
| 2.3 有限差分算法 |
| 2.3.1 Verlet算法 |
| 2.3.2 速度Verlet算法 |
| 2.3.3 蛙跳算法 |
| 2.3.4 预测-校正算法 |
| 2.4 激发弛豫方法 |
| 2.4.1 激发弛豫方法的基本原理及算法 |
| 2.4.2 激发弛豫方法的改进 |
| 2.5 长时间模拟方法 |
| 2.6 边界条件 |
| 2.7 模拟结果分析 |
| 第3章 TiAl合金中超位错的自相互作用 |
| 3.1 研究背景 |
| 3.2 模拟设置 |
| 3.2.1 超位错偶构建 |
| 3.2.2 晶胞尺寸 |
| 3.2.3 温度与势函数 |
| 3.2.4 激发弛豫(ART)方法 |
| 3.3 超位错偶的低温演化 |
| 3.3.1 低温下的亚稳和稳定构型 |
| 3.3.2 超位错偶的低温稳定性 |
| 3.3.3 低温时超位错偶与材料平衡构型的关系 |
| 3.4 超位错偶的高温演化 |
| 3.4.1 高温演化构型 |
| 3.4.2 高温演化路径 |
| 3.5 超位错偶能量及演化过程 |
| 3.5.1 超位错偶的单空位形成能 |
| 3.5.2 超位错偶高温演化过程 |
| 3.5.3 演化产物 |
| 3.5.4 超位错偶的演化路径 |
| 3.6 模拟结果验证 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 X_3Al合金中超位错的自相互作用 |
| 4.1 研究背景 |
| 4.2 模拟设置 |
| 4.2.1 晶胞尺寸 |
| 4.2.2 超位错偶构建 |
| 4.2.3 模拟设置 |
| 4.3 X_3Al超位错偶的低温演化 |
| 4.3.1 低温下稳定性 |
| 4.3.2 超位错偶的形成能 |
| 4.4 超位错偶的高温演化 |
| 4.5 超位错偶能量及演化过程 |
| 4.5.1 单空位形成能 |
| 4.5.2 超位错偶高温演化过程 |
| 4.6 超位错偶的演化路径 |
| 4.7 对材料力学性能的影响 |
| 4.8 小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（2）Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 Ni_3Al 基合金概述 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 Ni_3Al基合金 |
| 1.2.3 Ni_3Al基合金国内外发展现状 |
| 1.3 Ni_3Al基合金制备 |
| 1.3.1 熔炼工艺 |
| 1.3.2 凝固特征 |
| 1.3.3 凝固组织控制 |
| 1.4 Ni_3Al基合金的相组成与特点 |
| 1.4.1 γ和γ′相 |
| 1.4.2 β相 |
| 1.4.3 碳化物和α-Cr等其他析出相 |
| 1.5 Ni_3Al基合金氧化行为 |
| 1.5.1 合金高温氧化 |
| 1.5.2 Ni-Al合金氧化 |
| 1.5.3 γ′-Ni_3Al氧化机制 |
| 1.5.4 Ni_3Al基合金氧化研究进展 |
| 1.6 本文主要研究内容和思路 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 母合金熔炼 |
| 2.1.2 常规凝固Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.3 铜模喷铸Ni_3Al基合金样品制备 |
| 2.1.4 雾化Ni_3Al基合金粉末样品制备 |
| 2.2 样品分析测试方法 |
| 2.2.1 组织形貌观察与分析 |
| 2.2.2 差示扫描量热分析 |
| 2.2.3 γ、γ′相物相检测及晶体学分析 |
| 2.2.4 合金元素在γ、γ′相的分配及占位行为分析 |
| 2.2.5 力学性能表征 |
| 2.2.6 氧化产物分析 |
| 第3章 Ni_3Al基合金凝固组织演变与相变行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 常规凝固Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.2.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.2.2 枝晶间组织 |
| 3.2.3 碳化物 |
| 3.2.4 凝固过程分析 |
| 3.3 喷铸Ni_3Al基合金组织分析 |
| 3.3.1 枝晶干(γ+γ′) |
| 3.3.2 碳化物 |
| 3.3.3 枝晶间组织 |
| 3.3.4 枝晶间马氏体转变机制 |
| 3.4 雾化Ni_3Al基合金典型凝固组织形貌分析 |
| 3.4.1 雾化合金冷却速度估算 |
| 3.4.2 冷却速度对枝晶特征的影响 |
| 3.4.3 冷却速度对枝晶干γ′相和枝晶间组织的影响 |
| 3.4.4 冷却速度对合金粉末微观硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ni_3Al基合金γ、γ′相元素分配及γ/γ′相界面特征研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为 |
| 4.2.1 合金元素在γ和γ′相的分配行为的实验研究 |
| 4.2.2 合金元素在γ和γ′相的分配行为的第一性原理研究 |
| 4.3 γ/γ′相界面特征及错配度 |
| 4.4 枝晶干(γ+γ′)两相组织的力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni_3Al基合金热暴露时组织演变及相变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶干(γ+γ′)两相组织演变 |
| 5.4 热暴露时Ni_3Al基合金碳化物演变 |
| 5.5 热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变及机理 |
| 5.5.1 600℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.5.2 900℃热暴露时Ni_3Al基合金枝晶间组织演变 |
| 5.6 热暴露对Ni_3Al基合金维氏硬度的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 不同冷却速度凝固Ni_3Al基合金氧化行为对比 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 常规凝固Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.4 喷铸Ni_3Al基合金表面氧化物演变 |
| 6.5 Ni_3Al基合金在600℃下氧化行为 |
| 6.5.1 枝晶干/枝晶间界面处氧化行为 |
| 6.5.2 枝晶干和枝晶间区域氧化行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 全文结论和创新点 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（3）感应辅助自蔓延合成Ti-Al系涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 金属间化合物概述 |
| 1.2.1 金属间化合物的发展历程 |
| 1.2.2 金属间化合物的分类 |
| 1.3 Ti-Al系金属间化合物涂层的发展概况 |
| 1.3.1 金属间化合物涂层的制备方法 |
| 1.3.2 Ti-Al系金属间化合物涂层的国内外研究现状 |
| 1.4 自蔓延高温合成技术(SHS) |
| 1.4.1 自蔓延高温合成简介及发展概述 |
| 1.4.2 自蔓延高温合成热力学条件 |
| 1.5 研究目标及内容 |
| 第2章 Ti-Al系金属间化合物涂层制备的热力学分析 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Ti-Al体系标准反应吉布斯自由能的计算 |
| 2.3 Ti-Al体系金属间化合物绝热温度的计算 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 实验材料及研究方法 |
| 3.1 实验材料的选择 |
| 3.2 实验设备 |
| 3.3 实验方法 |
| 3.3.1 技术路线 |
| 3.3.2 涂层的制备方法 |
| 3.4 涂层形貌组织、微观结构和性能的检测 |
| 3.4.1 涂层硬度的测定 |
| 3.4.2 涂层表面物相分析 |
| 3.4.3 涂层微观形貌和组织的分析 |
| 3.4.4 涂层的抗氧化性能分析 |
| 3.4.5 涂层的熔损性能分析 |
| 第4章 基于 Deform 软件和正交试验对感应加热过程中的温度场进行模拟并分析优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Deform软件介绍 |
| 4.2.1 Deform软件特点 |
| 4.2.2 Deform模拟步骤 |
| 4.3 感应加热模拟 |
| 4.3.1 模型的建立 |
| 4.3.2 正交试验设计 |
| 4.3.3 参数的设定 |
| 4.4 温度场模拟分析 |
| 4.5 正交试验结果分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Ti-Al系金属间化合物涂层组织结构研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti-Al系金属间化合物涂层的组织结构分析 |
| 5.2.1 不同Ti、Al比例所制备的涂层的断面形貌与组织分析 |
| 5.2.2 不同Ti、Al比例所制备的涂层的XRD物相分析 |
| 5.2.3 Ti、Al比例1:1的Ti-Al涂层表面形貌与组织分析 |
| 5.2.4 Ti、Al比例1:1的Ti-Al涂层截面形貌与组织分析 |
| 5.3 涂层硬度测量 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Ti-Al系金属间化合物涂层性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti-Al涂层抗氧化性能分析 |
| 6.2.1 不同比例所制备涂层的氧化层宏观形貌及物相分析 |
| 6.2.2 不同比例所制备涂层的氧化增重曲线 |
| 6.2.3 Ti:Al=1:1所制备涂层的氧化层微观组织及形成过程 |
| 6.2.4 氧化膜形成过程机理分析 |
| 6.3 Ti-Al涂层耐铝合金溶液熔损性能分析 |
| 6.3.1 熔损后的Ti-Al涂层表面XRD分析 |
| 6.3.2 熔损后涂层断面的微观形貌组织分析 |
| 6.3.3 扩散溶解区厚度与时间的关系 |
| 6.3.4 熔损过程机理分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的学术成果 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（4）Re对Ni3Al金属间化合物结构及力学性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Ni_3Al金属间化合物的研究背景及意义 |
| 1.2 Ni_3Al基本性能简介 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 改善Ni_3Al屈服强度的主要途径 |
| 1.3.2 合金化元素对Ni_3Al影响的相关研究 |
| 1.3.3 Re元素对Ni_3Al影响的相关研究 |
| 1.4 研究的主要内容 |
| 第二章 计算方法及相关计算软件 |
| 2.1 计算材料学简介 |
| 2.2 第一原理计算方法 |
| 2.3 计算软件介绍 |
| 2.3.1 VASP |
| 2.3.2 VESTA |
| 2.3.3 WebLab Viewer |
| 2.3.4 P4VASP |
| 2.3.5 Phonopy |
| 第三章 Re对 Ni_3Al结构的影响 |
| 3.1 Re在 Ni_3Al中的能量稳定位置 |
| 3.2 Re对 Ni_3Al晶胞结构的影响 |
| 3.2.1 晶格常数 |
| 3.2.2 化学键 |
| 3.3 Re对 Ni_3Al电荷密度的影响 |
| 3.4 Re对 Ni_3Al态密度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Re对 Ni_3Al力学性能的影响 |
| 4.1 Re对 Ni_3Al弹性模量的影响 |
| 4.1.1 弹性常数计算方法 |
| 4.1.2 弹性常数和模量的结果分析 |
| 4.2 Re对 Ni_3Al滑移和断裂性能的影响 |
| 4.2.1 建立计算模型 |
| 4.2.2 计算结果及分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 Re对 Ni_3Al热力学性质的影响 |
| 5.1 声子谱理论简介 |
| 5.2 Phonopy计算流程 |
| 5.3 定体计算结果—熵、自由能和定体热容 |
| 5.4 非定体声子计算结果—体弹性模量和热膨胀系数 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
（5）单晶高温合金用低扩散铂铝涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高温合金的发展 |
| 1.3 高温防护涂层及其制备工艺 |
| 1.3.1 典型高温防护涂层 |
| 1.3.2 高温防护涂层制备技术 |
| 1.4 铂铝涂层及其发展 |
| 1.4.1 国内外研究进展 |
| 1.4.2 铂铝涂层应用存在的问题 |
| 1.5 高温防护涂层元素互扩散及解决方法 |
| 1.5.1 元素互扩散的危害 |
| 1.5.2 元素互扩散解决方法 |
| 1.6 研究目的与内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料及分析方法 |
| 2.1 样品制备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 电镀纯Pt工艺 |
| 2.1.3 电镀Ni及Ni-Re层工艺 |
| 2.1.4 退火工艺 |
| 2.1.5 渗铝工艺 |
| 2.2 高温氧化实验 |
| 2.2.1 恒温氧化实验 |
| 2.2.2 循环氧化实验 |
| 2.3 分析测试技术 |
| 2.3.1 X射线衍射(XRD) |
| 2.3.2 聚焦离子束(FIB) |
| 2.3.3 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.3.4 扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS) |
| 2.3.5 电子探针(EPMA) |
| 2.3.6 粗糙度测试 |
| 第3章 (Ni,Pt)Al/Ni复合涂层的高温氧化及互扩散行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 沉积态涂层组织与结构 |
| 3.3.2 恒温氧化行为 |
| 3.3.3 互扩散区演变形貌 |
| 3.3.4 氧化500 h后元素分布 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 预镀Ni层对氧化行为的影响 |
| 3.4.2 预镀Ni层对形成SRZ的影响 |
| 3.4.3 SRZ的生长机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 含Re扩散障的Pt改性铝化物涂层在Ni基单晶高温合金上的氧化行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 材料 |
| 4.2.2 涂层沉积过程 |
| 4.2.3 氧化测试 |
| 4.2.4 表征方法 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 沉积态涂层组织与结构 |
| 4.3.2 循环氧化行为 |
| 4.3.3 恒温氧化行为 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 Re基扩散障抑制元素互扩散的机理 |
| 4.4.2 Re扩散障的作用 |
| 4.5 结论 |
| 第5章 低扩散率(Ni,Pt)Al涂层在Ni_3Al基单晶合金上的氧化行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.2.1 材料 |
| 5.2.2 涂层制备 |
| 5.2.3 氧化测试及检测技术 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 沉积态涂层组织与结构 |
| 5.3.2 1100 ℃循环氧化动力学及组织结构演变 |
| 5.3.3 1150 ℃循环氧化动力学及组织结构演变 |
| 5.3.4 1100 ℃恒温氧化动力学及组织结构演变 |
| 5.3.5 1200 ℃恒温氧化动力学及组织结构演变 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 缓解Mo向外扩散的机理 |
| 5.4.2 提高氧化性能和抑制SRZ形成的机理 |
| 5.5 结论 |
| 第6章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（6）熔融氟盐环境中Ni/GH3535体系的扩散障设计研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 熔盐堆用结构材料的选择 |
| 1.3 候选镍基高温合金的高温腐蚀性能研究现状 |
| 1.4 镍基合金耐熔盐腐蚀性能优化方法研究 |
| 1.4.1 W元素对镍基合金耐熔盐腐蚀性能的影响 |
| 1.4.2 稀土元素对镍基合金耐熔盐腐蚀性能的影响 |
| 1.4.3 镍基合金耐蚀涂层研究 |
| 1.5 镍基高温合金扩散障研究进展 |
| 1.5.1 陶瓷扩散障 |
| 1.5.2 金属扩散障 |
| 1.6 本课题的研究意义、内容及创新性 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 本课题的创新性 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.2.1 氮化物陶瓷扩散障的制备 |
| 2.2.2 Ta和Ni-Ta扩散障的制备 |
| 2.2.3 Ni-Re扩散障的制备 |
| 2.2.4 纯Ni涂层的制备 |
| 2.3 涂层样品的热处理实验 |
| 2.4 熔盐腐蚀试验 |
| 2.5 分析测试技术及设备 |
| 2.5.1 扫描电子显微镜及X射线能谱仪 |
| 2.5.2 原子力显微镜 |
| 2.5.3 透射电子显微镜 |
| 2.5.4 X射线衍射分析 |
| 2.5.5 电子探针分析 |
| 2.5.6 结合力测试 |
| 2.5.7 热膨胀系数测试 |
| 第3章 Ni/GH3535体系在共晶(Li,Na,K)F熔盐中的腐蚀行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验内容及方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 GH3535合金电势差分析 |
| 3.3.2 GH3535合金的腐蚀行为 |
| 3.3.3 沉积态Ni/GH3535体系的微观结构 |
| 3.3.4 热处理后Ni/GH3535体系的微观结构 |
| 3.3.5 Ni/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 氮化物陶瓷扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.1 CrN扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.1.1 引言 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.1.3 沉积态CrN涂层的微观结构 |
| 4.1.4 Ni/CrN/GH3535体系热处理后的微观结构 |
| 4.1.5 Ni/CrN/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 4.1.6 小结 |
| 4.2 AlN扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.2.1 引言 |
| 4.2.2 实验方法 |
| 4.2.3 沉积态AlN涂层的微观结构 |
| 4.2.4 AlN涂层刻蚀后的微观结构 |
| 4.2.5 涂层界面微观结构和结合力测试 |
| 4.2.6 AN/GH3535和AEN/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 4.2.7 小结 |
| 4.3 TiN扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.3.1 引言 |
| 4.3.2 实验方法 |
| 4.3.3 沉积态TiN涂层的微观结构 |
| 4.3.4 Ni/TiN/GH3535样品热处理后的微观结构 |
| 4.3.5 Ni/TiN/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 4.3.6 TiN涂层阻扩散性能研究 |
| 4.3.7 小结 |
| 4.4 涂层的开裂行为 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 金属扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.1 Ta扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.1.1 引言 |
| 5.1.2 实验内容及方法 |
| 5.1.3 涂层沉积态微观结构 |
| 5.1.4 Ni/Ta/GH3535体系的互扩散行为 |
| 5.1.5 Ni/Ta/GH3535体系的互扩散机制 |
| 5.1.6 小结 |
| 5.2 Ni_8Ta扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.2.1 引言 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.2.3 沉积态涂层表征 |
| 5.2.4 Ni/Ni_8Ta/GH3535体系的互扩散行为 |
| 5.2.5 小结 |
| 5.3 Ni-Re扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.3.1 引言 |
| 5.3.2 实验方法 |
| 5.3.3 沉积态涂层微观形貌 |
| 5.3.4 Ni/Ni-Re/GH3535体系的互扩散行为 |
| 5.3.5 小结 |
| 5.4 本章结论 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（7）激光熔覆Ni3Al/Cr3C2复合材料组织特征和耐磨性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.1.1 课题背景 |
| 1.1.2 课题研究意义 |
| 1.2 Ni_3Al金属间化合物的研究现状 |
| 1.2.1 Ni_3Al金属间化合物的特点 |
| 1.2.2 Ni_3Al金属间化合物的研究现状 |
| 1.3 Ni_3Al/Cr_3C_2 复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 Ni_3Al基复合材料强化相的研究 |
| 1.3.2 Ni_3Al基复合材料的制备方法 |
| 1.4 激光熔覆技术 |
| 1.5 本文研究内容与目的 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 熔覆涂层材料 |
| 2.1.2 基底材料 |
| 2.2 熔覆层制备方法 |
| 2.3 熔覆层组织特征和性能 |
| 2.3.1 熔覆层致密度测量 |
| 2.3.2 熔覆层显微组织分析 |
| 2.3.3 熔覆层物相分析 |
| 2.3.4 硬度试验 |
| 2.3.5 剪切试验 |
| 2.3.6 摩擦磨损试验 |
| 第三章 激光熔覆工艺研究 |
| 3.1 激光熔覆光斑类型 |
| 3.2 激光熔覆工艺参数 |
| 3.3 激光熔覆工艺参数对熔覆层的影响 |
| 3.3.1 激光熔覆工艺参数对熔覆层厚度的影响 |
| 3.3.2 激光熔覆工艺参数对基底稀释率的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 熔覆层组织特征和性能研究 |
| 4.1 熔覆层组织特征 |
| 4.1.1 送粉速率对熔覆层显微组织的影响 |
| 4.1.2 Cr_3C_2添加量对熔覆层显微组织的影响 |
| 4.2 熔覆层力学性能 |
| 4.2.1 熔覆层硬度 |
| 4.2.2 熔覆层与基体的结合强度 |
| 4.3 熔覆层致密度 |
| 4.4 熔覆层磨损性能研究 |
| 4.4.1 熔覆层室温磨损性能 |
| 4.4.2 熔覆层高温磨损性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 工程化应用分析研究 |
| 5.1 气阀表面强化 |
| 5.2 模拟整机试验系统 |
| 5.3 气阀耐磨性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（8）Ni3Al基高温合金双相区和共晶区界面γ′相的析出与循环氧化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镍基高温合金简介 |
| 1.2.1 镍基高温合金的发展史 |
| 1.2.2 镍基高温合金的性质 |
| 1.3 Ni_3Al基高温合金概述 |
| 1.3.1 微观组织 |
| 1.3.2 国内外研究现状 |
| 1.4 Ni_3Al基高温合金氧化行为研究 |
| 1.4.1 氧化动力学和热力学 |
| 1.4.2 国内外研究现状 |
| 1.5 研究内容与意义 |
| 第二章 试样的制备及分析方法 |
| 2.1 原材料及实验设备 |
| 2.2 实验方案及过程 |
| 2.2.1 试样的选取与预处理 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.2.3 循环氧化过程 |
| 2.3 分析方法 |
| 2.3.1 金相组织观察 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.3.3 扫描电镜观察 |
| 2.3.4 透射电镜分析 |
| 第三章 短期循环热处理对Ni_3Al基高温合金微观组织的影响 |
| 3.1 铸态合金的微观组织 |
| 3.1.1 双相区(γ+γ′) |
| 3.1.2 共晶区(γ-γ′) |
| 3.1.3 (γ+γ′)/(γ-γ′)界面区 |
| 3.2 短期循环热处理后界面区的微观组织 |
| 3.3 蘑菇状γ′相析出及长大机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 长期循环热处理对Ni_3Al基高温合金微观组织的影响 |
| 4.1 共晶区与双相区界面的微观组织 |
| 4.1.1 固溶处理对界面区微观组织的影响 |
| 4.1.2 微观组织分析 |
| 4.2 块状γ′相的析出机理 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 Ni_3Al基高温合金循环氧化行为研究 |
| 5.1 短期循环氧化 |
| 5.1.1 氧化动力学分析 |
| 5.1.2 界面初期氧化行为 |
| 5.1.3 氧化皮的生长和剥落行为 |
| 5.2 长期循环氧化 |
| 5.2.1 氧化动力学分析 |
| 5.2.2 物相分析 |
| 5.2.3 氧化皮表面形貌及氧化层的分布 |
| 5.3 循环氧化机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 主要结论 |
| 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（9）镍基金属间化合物材料的疲劳行为及循环塑性本构模型研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景、目的及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 Ni_3Al基金属间化合物研究 |
| 1.2.2 Ni_3Al基金属间化合物疲劳行为研究 |
| 1.2.3 粘塑性统一本构理论研究 |
| 1.2.4 晶体塑性理论研究 |
| 1.3 目前存在的问题 |
| 1.4 本文研究的主要内容 |
| 第二章 IC10 合金高温低周疲劳试验研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 IC10 合金高温单轴拉伸及低周疲劳试验 |
| 2.3.1 高温单轴拉伸试验 |
| 2.3.2 高温低周疲劳试验 |
| 2.4 高温力学试验结果及分析 |
| 2.4.1 高温单轴拉伸试验结果及分析 |
| 2.4.2 高温低周疲劳试验结果及分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 IC10 合金宏观循环塑性本构模型研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 基于B-P理论的循环塑性本构模型建立 |
| 3.2.1 B-P理论 |
| 3.2.2 考虑各向异性的B-P本构模型 |
| 3.3 粘塑性统一本构模型的数值模拟技术研究 |
| 3.3.1 不同坐标系之间刚度矩阵的变换 |
| 3.3.2 自适应Euler积分算法 |
| 3.3.3 本构模型在ABAQUS程序中的实现 |
| 3.3.4 数值模拟的计算流程 |
| 3.4 本构模型参数的识别与优化 |
| 3.4.1 本构模型参数的识别 |
| 3.4.2 本构模型参数的优化 |
| 3.5 循环塑性本构模型的数值模拟与分析 |
| 3.5.1 高温单轴拉伸数值模拟与分析 |
| 3.5.2 高温低周疲劳数值模拟与分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 IC10 合金的细观循环塑性本构模型研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 细观本构模型的建立 |
| 4.2.1 晶体塑性理论 |
| 4.2.2 晶体塑性率相关本构关系 |
| 4.3 细观本构模型的数值模拟技术研究 |
| 4.3.1 各参数增量演化方程 |
| 4.3.2 瞬时弹性模量张量EMT和弹性刚度矩阵eD的关系 |
| 4.3.3 更新应力的具体步骤 |
| 4.3.4 有限元分析流程 |
| 4.3.5 本构模型参数的识别 |
| 4.4 基于单胞的数值模拟与分析 |
| 4.4.1 高温单轴拉伸数值模拟与分析 |
| 4.4.2 高温低周疲劳数值模拟与分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 后续工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
（10）热等静压Cr3C2/Ni3Al复合材料的组织及其磨损性能研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 摩擦磨损的概述 |
| 1.1.1 摩擦磨损的基本特征 |
| 1.1.2 摩擦磨损的主要机制 |
| 1.1.3 摩擦磨损的影响因素 |
| 1.1.4 提高材料耐磨性能的措施 |
| 1.2 Ni_3Al金属间化合物的研究现状 |
| 1.2.1 Ni_3Al金属间化合物的发展历程 |
| 1.2.2 合金元素对Ni_3Al性能的影响 |
| 1.2.3 Ni_3Al金属间化合物的研究现状 |
| 1.3 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的概况 |
| 1.3.1 Ni-3Al基复合材料中强化相的研究 |
| 1.3.2 Ni3_Al基复合材料的主要制备方法 |
| 1.3.3 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料微观组织的研究现状 |
| 1.3.4 Cr_3C-2/Ni_3Al复合材料磨损性能的研究现状 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第二章 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料微观组织研究 |
| 2.1 热等静压Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的制备 |
| 2.1.1 Ni_3Al粉体的制备 |
| 2.1.2 Cr_3C_2/Ni_3Al块体材料的制备 |
| 2.2 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的微观组织和相组成分析 |
| 2.2.1 实验方法 |
| 2.2.2 Cr_3C_2/Ni_3Al块体材料的微观组织及元素分布 |
| 2.2.3 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的物相分析 |
| 2.2.4 热等静压烧结过程中强化相的结构演化 |
| 2.2.5 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料中各组成相的纳米硬度分析 |
| 2.3 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料组织的相图分析 |
| 2.3.1 Ni_3Al合金和Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料中基材相的相图分析 |
| 2.3.2 强化相的Cr-C和Fe-Cr-C相图分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料力学性能分析 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.2 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料微观组织的影响 |
| 3.3 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料硬度的影响 |
| 3.3.1 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料宏观硬度的影响 |
| 3.3.2 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料基体相纳米硬度的影响 |
| 3.4 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料拉伸性能的影响 |
| 3.4.1 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料拉伸曲线的影响 |
| 3.4.2 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料断口形貌的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料室温磨损性能研究 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料室温摩擦磨损性能的影响 |
| 4.2.1 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料室温磨损量的影响 |
| 4.2.2 Cr_3C_2含量对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料室温磨损形貌的影响 |
| 4.2.3 Cr_3C_2含量对室温摩擦系数的影响 |
| 4.2.4 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料室温磨损机制分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料高温磨损性能研究 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 200℃时Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料摩擦磨损性能分析 |
| 5.2.1 200℃时Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的磨损量分析 |
| 5.2.2 200℃时Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的磨损形貌分析 |
| 5.2.3 200℃时体系摩擦系数分析 |
| 5.3 350℃时Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料摩擦磨损性能分析 |
| 5.3.1 350℃时Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的磨损量分析 |
| 5.3.2 350℃时Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的磨损形貌分析 |
| 5.3.3 350℃时体系摩擦系数分析 |
| 5.4 温度对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料摩擦磨损性能的影响规律分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 博士期间发表论文情况 |
| 致谢 |
四、适用于Ni_3Al基合金IC6的NiCoCrAlY涂层研究（论文参考文献）
- [1]几种金属间化合物中超位错偶演化的原子尺度模拟[D]. 甄珍. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [2]Ni3Al基合金凝固组织演变与氧化行为[D]. 李叶凡. 天津大学, 2020(01)
- [3]感应辅助自蔓延合成Ti-Al系涂层的制备及性能研究[D]. 史记. 武汉科技大学, 2020(01)
- [4]Re对Ni3Al金属间化合物结构及力学性能影响研究[D]. 卢睿智. 中国民航大学, 2020(01)
- [5]单晶高温合金用低扩散铂铝涂层的制备及性能研究[D]. 刘贺. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [6]熔融氟盐环境中Ni/GH3535体系的扩散障设计研究[D]. 王成旭. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [7]激光熔覆Ni3Al/Cr3C2复合材料组织特征和耐磨性能的研究[D]. 赵向东. 河北工业大学, 2019(06)
- [8]Ni3Al基高温合金双相区和共晶区界面γ′相的析出与循环氧化行为研究[D]. 姜珊. 河北工业大学, 2019
- [9]镍基金属间化合物材料的疲劳行为及循环塑性本构模型研究[D]. 卢孔汉. 南京航空航天大学, 2018(02)
- [10]热等静压Cr3C2/Ni3Al复合材料的组织及其磨损性能研究[D]. 傅丽华. 钢铁研究总院, 2017(11)