一、Fe_3Al基合金拉伸和蠕变性能的改进(英文)（论文文献综述）
斯天斅[1]（2021）在《磷在镍基变形高温合金中的强化作用及偏聚行为》文中指出
陈灵芝[2]（2021）在《新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究》文中指出为解决能源紧缺和环境污染问题,必须开发利用清洁环保的新能源。核能作为一种可调度和大规模应用的清洁能源受到各国重视。铅冷快堆是重点发展的第四代反应堆之一。其使用液态铅或铅基合金（铅铋合金,LBE）作为主冷却剂,堆芯部件工作于高温、强中子辐照和强腐蚀环境中,对结构材料的高温力学性能和抗辐照性能,尤其是抵抗液态金属腐蚀的能力要求很高。具有较强抗氧化能力的含Al铁基合金是铅冷快堆包壳的重要候选材料,包括新型含Al奥氏体（Alumina forming austenitic,AFA）钢和含Al纳米氧化物弥散强化（Oxide dispersion strengthened,ODS）钢。当前对于这两类材料在液态铅中的腐蚀行为研究还不多。本论文针对铅冷快堆对耐腐蚀材料的迫切需求,研究了两类新型含Al铁基合金,即AFA钢和ODS钢在液态铅中的腐蚀行为。对比研究了液态金属氧含量、合金成分、温度等对合金腐蚀行为的影响。结果表明,Ni含量为18 wt.%、Al含量为3 wt.%,Cr含量为16 wt.%时,AFA钢具有奥氏体/铁素体双相组织。在550℃的铅铋合金中,随着液态金属中氧浓度从10-12 wt.%升高到10-6 wt.%,其抗腐蚀能力逐渐增强。氧浓度为10-12 wt.%时主要发生溶解腐蚀,在10-9 wt.%到10-8 wt.%区间,溶解腐蚀逐渐减轻,且铁素体相对于抗腐蚀能力起到积极作用;氧浓度为1 0-6 wt.%时,腐蚀模式转变为氧化为主,合金表面生成了保护性氧化膜。腐蚀初期Ni在液态金属中的溶解较少,双相中的奥氏体相发生轻微的铁素体化,B2-NiAl相先于氧化膜形成,其可作为Al的储蓄池,有助于富铝氧化膜的形成及长期稳定性的提高。所形成的氧化膜厚度小于200 nm,为复杂的多层结构,可大致分为三层:富Cr/Fe的最外层,富Al/Cr的中间层,富Al的最内层。Ni、Al含量不变,当Cr含量由16 wt.%降至12 wt.%左右,AFA钢组织从双相转变为奥氏体单相,其抗液态金属腐蚀的能力略有下降,Nb的加入又可以明显加强其防腐蚀能力。在550℃、氧含量为1 0-6wt.%的LBE中,含Nb的单相奥氏体AFA钢表面亦形成了保护性的富Al氧化膜。当液态金属的温度提升到700℃时,材料受到的腐蚀明显加重,且腐蚀形态与550℃时相比有所不同,此时奥氏体基体中能观察到明显的Laves、B2-NiAl析出相及富Cr相。Laves相在腐蚀过程中较稳定。对9Cr、9CrAl、9CrAlZr及14CrAl-ODS钢进行了 600℃液态铅中氧浓度10-6 wt.%条件下不同时间的腐蚀,其表面保护性区域所占比率依次为42%、42%、80%和100%。Al、Cr及Zr的协同作用对ODS钢抗腐蚀能力的提高表现明显。从9Cr到9CrAl,Al的加入虽然对材料表面保护性面积的影响很小,但能明显降低腐蚀深度;当Al的量保持不变,Cr的含量升高到14 wt.%时,超过了临界浓度NCrCri,此时,Cr的“第三元素效应”明显,促进了表面致密连续的Al2O3膜的形成。添加了一定量Zr的9CrAlZr相比于9CrAl-ODS钢,表面腐蚀区域所占比例减少了 38%,第二相粒子Y-Zr-O相比Y-Al-O发挥了更强的“活性元素效应”,可促进保护性氧化膜的形成。总结而言,9Cr和9CrAl-ODS钢均以溶解腐蚀为主,溶解腐蚀方程式呈类抛物线;9CrAlZr-ODS钢部分区域发生溶解腐蚀,部分区域则形成了保护性氧化膜;14CrAl-ODS钢未发生明显溶解腐蚀,表面形成了保护性的氧化层。AFA双相钢在700℃液态铅中腐蚀1000 h后时效析出明显且与腐蚀相互作用,结果比大气时效更为复杂。大气时效初期,奥氏体相中几乎没有明显析出,铁素体相中则大量析出Laves相和和B2-NiAl相;时效时间为360 h时,奥氏体相开始有大量析出相出现,包括Laves相和B2-NiAl相,其形貌与铁素体相中的析出明显不同,至1000 h时,这些析出相进一步增多,时效析出使得AFA钢的拉伸强度明显提高,但是塑韧性下降。700℃液态铅中远离与液态铅接触界面的的基体处未受腐蚀影响,其析出行为与大气中类似;与液态铅接触界面处由于受到元素溶解的影响,奥氏体中的NiAl会发生变形聚集;NiAl析出在两个相区均不能稳定存在;铁素体中富Cr相会分解成小块状;Laves在腐蚀过程中较为稳定。
孙利[3]（2021）在《超临界锅炉高温受热面蒸汽侧氧化皮生长剥落机理的研究》文中提出高效、洁净、低碳是煤电发展的趋势,提高蒸汽参数是主要途径之一,因此发展超超临界火电机组是提高能源利用率的主要方向。但是,锅炉高温受热面蒸汽侧氧化皮剥落问题导致的堵管引发爆管等事故频发,造成巨大的经济损失,制约着机组的性能和可靠性。深入研究锅炉高温受热面合金材料的氧化速率、管壁温度、蒸汽侧氧化皮的应力和粘附性等问题,有助于揭示氧化皮生长与剥落的机理与规律,为锅炉高温受热面的设计和安全运行提供依据。本文在探索铁素体-马氏体钢氧化速率的基础上,对水平烟道高温末级过热器垂直管束管壁温度、氧化皮的生长应力进行了预测,分析了其变化规律;同时结合密度泛函理论计算方法从原子角度对蒸汽侧内外层氧化皮界面的粘附特性和断裂韧性进行计算。主要工作总结如下:（1）以铁素体-马氏体钢NF616和HCM12A为研究对象,根据Backhaus和Topfer实验数据,推算出较低温下磁铁矿层的铁扩散系数;讨论了用于计算铁铬尖晶石层铁扩散系数,且与氧活度相关的系数Rv、RI。估算基体/铁铬尖晶石层界面、磁铁矿层/超临界水蒸气界面处的氧活度。最后,由Wagner氧化理论,计算了不同温度超临界水蒸气环境下NF616和HCM12A的氧化速率常数。计算结果表明:模拟的氧化增重值与有关文献的实验值比较接近;氧化皮内氧活度是连续的,而在铁铬尖晶石层/磁铁矿层界面处铁扩散系数是不连续;空洞有可能在铁扩散系数最小的位置和铁铬尖晶石层/磁铁矿层界面位置形成。（2）基于热偏差理论和过热器管的局部能量和质量平衡,提出了一种计算管壁温度的方法。考虑烟气侧的积灰,计算了超临界锅炉高温过热器管壁温度分布;同时利用本文的铁素体-马氏体钢氧化速率计算方法,将氧化皮/超临界水蒸气界面温度做为氧化皮的生长温度,对蒸汽侧氧化皮厚度进行了估算。将不同服役时间下锅炉过热器管氧化皮厚度的计算结果与现场实测数据进行了比对,结果比较接近。由于烟气冲刷强烈,迎风弯管处壁温突然升高。烟气沿受热面高度方向的温度分布不均匀性对最终壁温计算结果影响很大。（3）根据广义平面应变问题的应力平衡关系,将氧化皮生长应变引入胡克定律,同时考虑管子所承受的内部压力,推导了氧化皮生长应力的计算表达式。分析了不同管径和不同横向氧化应变对应力分布的影响。结果表明:氧化皮环向应力值远大于径向应力值和轴向应力值;位置靠近磁铁矿/铁铬尖晶石界面时,环向应力值较大,在这个界面上容易出现氧化皮的膨胀和剥落;管径越小,氧化皮环向应力值和轴向应力值越大;氧化皮的环向应力随着受热管蒸汽侧压力的增大而增大;生长应变的横向分量对氧化皮应力有较大影响。（4）运用第一性原理研究了外氧化层/内氧化层界面,即Fe3O4（001）/FeCr2O4（001）界面的粘附功、界面能、界面断裂韧性以及电子结构和价键,为建立客观的蒸汽侧氧化皮断裂韧性指标提供依据。当（001）面的原子层数大于15层和13层,Fe3O4板和FeCr2O4板可达到各自体相的特征。研究了 12种不同终端组合的界面模型,不同堆积位置对界面结合强度和断裂韧性的影响。Fe3O4（001）-FeO终端/FeCr2O4（001）-Fe终端构成的Model E具有最大的粘附功和界面断裂韧性,热力学上更稳定,此构型可能是氧化皮生长过程中的实际原子构型。界面处电子结构表明界面原子之间存在离子/共价键和金属键。
甄珍[4]（2021）在《几种金属间化合物中超位错偶演化的原子尺度模拟》文中研究说明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。
王新宇[5]（2021）在《核电690TT合金划伤表面的腐蚀和应力腐蚀研究》文中研究说明蒸汽发生器传热（SG）管是压水堆核电站（PWR）一、二回路的重要屏障,SG管的内、外表面分别在两种不同的高温、高压介质环境下工作。在二回路部分区域,一些金属离子和化学杂质的浓度可以浓缩到极高水平,导致局部环境的pH值范围可以从酸性到碱性,形成不同类型的应力腐蚀（SCC）失效。SCC行为不仅与局部复杂的溶液环境有关,而且与异常的表面缺陷（例如划痕）有关。带有划痕缺陷的SG管的使用寿命比设计寿命要短得多,这表明由划痕引起的SG管的退化失效已成为核电站的重要安全隐患之一。本文利用先进的聚焦离子束制样技术和扫描电子显微镜、透射电子显微镜等表征分析技术,系统全面的表征了国产690TT传热管在高温苛性碱溶液中的氧化产物,提出了预变形690TT合金在苛性碱溶液中的腐蚀机理和模型;通过对690TT合金在高温苛性碱溶液中的应力腐蚀裂纹尖端的氧化产物和应变分布的研究,提出了 690TT合金在冷变形与晶间碳化物耦合影响下的应力腐蚀开裂模型;同时研究了传热管表面划伤尺寸对690TT合金腐蚀和应力腐蚀行为的定量影响,并建立了苛性碱溶液环境中划伤表面的腐蚀速率动力学方程;另外,本文还在模拟一回路溶液的硼锂水环境中研究了 690TT合金划伤表面底部的蠕变孔洞分布和蠕变诱发SCC行为。得到的主要结论如下:（1）高温苛性碱溶液中690TT合金的氧化膜由表面氧化层、内氧化层以及一些沿晶界或形变带向内延伸的优先氧化通道组成。表面氧化层为具有半共格关系的外侧富Ni和内侧富Fe的双层结构,其中半共格的条带状NiO和富Ni尖晶石氧化物交替分布在外侧富Ni层中,而内侧富Fe层则由尖晶石颗粒组成。内氧化层从外到内依次为大尺寸的NiO颗粒,NiO、金属Ni和富Cr尖晶石组成的纳米晶混合过渡层以及最内侧纳米级的Cr2O3。在氧化膜与基体交界处,还可以发现一些优先的氧化通道分别沿着晶界和形变带向内延伸。（2）高温苛性碱溶液中的SCC裂纹沿晶界上的氧化区扩展。裂纹壁上的氧化区由NiO,Ni,尖晶石和Cr2O3等氧化物混合组成,且Cr2O3主要分布在氧化区/基体界面附近。在晶间碳化物和局部变形区（LDZ）对溶解氧的竞争作用下,裂纹尖端之前的氧化区会分裂成枝状氧化物并绕开裂尖前端晶间碳化物向前扩展,然后重新在无晶间碳化物的晶界部分合并,最后将晶间碳化物包裹并长大为结节状氧化区,最终沿裂纹形成了半连续的结节状分布模式。（3）由于划伤过程和拉应力形成的高应变区的影响,690TT合金划伤表面上内氧化层的加速生长从而加剧了该区域的腐蚀行为。首先,划伤床不同位置的内氧化层的厚度分布可近似由高斯函数表示,随着划痕深度（d）与划痕尖端半径（ρ）之比（α）的增加,划痕尖端内氧化层的厚度呈线性增加。其次,划伤床不同位置的表面氧化层厚度呈线性分布,与α值无关。最后,只有当α值增加到某个临界阈值（本工作中大约为5.5）时,才会发生划伤表面的SCC行为,并且通常位于划痕尖端的附近。另外,由于在SCC开裂过程中在裂纹张口附近形成的低应力区,裂纹张口附近的表面氧化物变得稀疏并且相应区域的内氧化层会变薄。（4）在外加载荷作用下,690TT合金的晶间碳化物与基体界面上的应力集中区域会形成蠕变孔洞。蠕变孔洞分布密度与应变程度相关,随着应变梯度的升高,孔洞密度也越大,因此划伤690TT合金的孔洞分布主要分布在划痕底部的高应变区。在划痕底部的高应变区内,孔洞主要分布在与外加载荷方向接近的晶界上,而随着应变梯度的降低,这种定向分布的规律越不明显。沿晶界呈半连续线状分布的晶间碳化物附近更易形成蠕变孔洞,而局部以蜂窝状聚集分布的碳化物可能不利于蠕变孔洞的形成。另一方面,蠕变孔洞的形成会促进SCC裂纹的萌生和扩展。首先,蠕变孔洞容易作为裂纹胚而促进裂纹的萌生;其次,孔洞的形成会削弱晶界的结合力,从而加速裂纹沿晶界扩展。在划痕底部的高应变区内,受蠕变孔洞分布特征的影响,SCC裂纹主要沿接近外加载荷方向的晶界扩展。
蒋聪聪[6]（2021）在《11Cr-5.5Co-2W-1Mo马氏体耐热钢蠕变性能及氧化行为的研究》文中进行了进一步梳理基于我国煤炭资源丰富的国情,在电力生产中火力发电占据着主要地位。通过提高发电机组蒸汽参数可有效提高发电效率。9-12%Cr马氏体耐热钢具有良好的热导率、热膨胀系数小、性价比高等优势,被作为制造超超临界发电机组蒸汽管道的备选材料。提高钢中Cr的含量可有效提高耐热钢的抗氧化性能,传统11%Cr系耐热钢在长期蠕变或时效过程中Z相的产生会显着降低其蠕变强度,为了降低Z相形核驱动力,有必要降低钢中N含量,同时通过合理添加其他合金元素配比进一步提高其蠕变强度。本课题设计了一种新型低N、11%Cr马氏体耐热钢,并对其蠕变性能及氧化行为进行了研究,结论如下:（1）设计并得到了一种11Cr-5.5Co-2W-1Mo马氏体耐热钢,试验钢经热处理后得到基体组织为回火马氏体,组织中具有较高的位错密度,马氏体板条结构明显,主要存在M23C6及富Nb的MX相两种析出相。Laves相在蠕变过程中析出,主要分布于原奥氏体晶界及马氏体板条界上。（2）试验钢蠕变曲线呈现出典型的三阶段特征。通过传统蠕变寿命评估方法外推长时蠕变寿命出现明显的过度预测,利用新蠕变方程预测其在650℃/105 h蠕变持久强度为66.2MPa,蠕变性能优于目前广泛应用的P92钢,经计算试验钢实际许用温度稍高于625℃。（3）所有蠕变试验条件下的试样均为韧性断裂,Laves相及M23C6相在蠕变过程中均有不同程度的粗化现象,未发现MX相发生明显粗化或转变成Z相。在较高温度范围下,马氏体板条组织发生明显退化,试样显微硬度值显着降低。新蠕变方程中应力指数n在不同应力比区的变化主要与长时蠕变过程中Laves相的粗化以及马氏体板条组织退化有关。（4）试验钢在650℃空气及含20%水蒸气环境中长时间氧化表现出优异的抗氧化性能;在600-700℃含20%水蒸气环境下进行的600 h氧化试验中,抗氧化性能随温度升高先提高后降低,650-700℃下均能形成具有保护性的Cr2O3膜。
吴飒建[7]（2021）在《ODS FeCrAl合金的制备、微观结构及性能研究》文中指出随着第四代核能系统的发展和福岛核事故后事故容错燃料概念的提出,氧化物弥散强化铁铬铝（ODSFeCrAl）合金因基体中分布有大量弥散氧化物而具有优异的高温力学性能、耐辐照性能以及FeCrAl合金基体赋予的良好的抗高温腐蚀性能,被认为是先进裂变反应堆结构和事故容错包壳理想的候选材料之一,并成为核材料领域的研究热点。尽管ODSFeCrAl合金具有诸多优异的性能,能很好地满足反应堆包壳的应用要求,但是目前ODS FeCrAl合金研发仍然存在诸多问题有待解决,这些问题影响了合金的实际应用和技术发展。例如,机械合金化法制备ODS FeCrAl合金容易造成氧化物颗粒分布不均匀（沿晶界分布）,以及Al元素引起氧化物颗粒粗大,薄壁管材加工难度大,加工过程中纳米氧化物熟化现象的发生,机械合金化法和热等静压工艺效率低,成本高等。本论文针对以上问题提出不同的解决方案,并对其进行了系统的研究。主要的研究内容和结论如下:1.运用机械合金化方法制备了两种14Cr ODS FeCrAl合金,研究了 Zr元素的添加对合金中弥散氧化物及力学性能的影响。结果表明,随着Zr元素的添加,合金中的纳米氧化物种类从YAlO3（YAP）相转变成Y2（Zr0.6Ti0.4）2O7相,氧化物颗粒尺寸得到细化,数密度得到提升,并与基体具有良好的共格关系,更高数密度的弥散氧化物和高密度位错使合金的力学性能明显提升。2.利用粉末锻造法方法制备了 14Cr ODS FeCrAl合金,并研究了粉末锻造对合金微观组织和力学性能的影响。结果表明,粉末锻造方法制备的ODS FeCrAl合金具有较好的致密度,合金中生成的YAP氧化物颗粒弥散分布,合金具有很好的冲击韧性和较低的韧脆转变温度（DBTT）,由于较细的晶粒和较高的位错密度使合金具有很好的常温和中温力学性能,但是高温条件下的晶界滑移和相对较高的残余孔隙率使合金的1000℃力学性能恶化。3.利用内氧化方法制备了 14Cr ODS FeCrAl合金,并对制备过程中合金的微观组织演变以及力学性能进行了分析。结果表明,通过真空热处理和后续的氧化处理能够实现Y和O在合金粉末中的优先结合,为后续合金中能生成Y2O3、Y-Al-O纳米复合氧化物颗粒提供了条件。热等静压致密化后,合金内生成了大量的氧化物颗粒,使合金具有优良的力学性能,可以与商用合金PM2000相当。4.研究了 14Cr ODS FeCrAl合金管材在不同温度下的退火行为,分析了退火温度对管材织构和环向、轴向拉伸性能的影响。结果表明,随着退火温度的升高,ODS FeCrAl合金管材中的位错发生回复,亚晶聚集长大,双峰分布的纤维晶粒在退火过程中呈现不同的织构演变规律;优异的环向、轴向拉伸性能归因于弥散强化、背应力强化、以及位错强化等强化机制,且双峰晶粒分布有利于减轻合金断裂行为差异。5.针对14Cr ODS FeCrAl合金在加工过程中易出现弥散氧化物熟化现象,对氧化物颗粒在热压缩变形以及高温退火过程中的熟化行为进行了研究。结果表明,与热压缩变形相比,冷轧后的高温退火处理对ODS FeCrAl合金中纳米氧化物的熟化行为影响更大,主要是晶界迁移和溶质原子在晶界上的扩散共同作用导致的,低温去应力退火有利于改善这一现象。晶界迁移和位错运动使弥散氧化物呈特殊排列,并且熟化过程伴随着纳米氧化物的结构转变。此过程中氧化物颗粒与合金基体的共格关系会逐渐消失,氧化物颗粒形状会由球形转变为椭球形,以降低颗粒与基体之间的弹性应变能。6.对14Cr ODSFeCrAl合金管材在模拟核电站压水堆一回路水环境、1200℃事故工况饱和水蒸汽环境中的腐蚀行为进行研究和分析。结果表明,ODS FeCrAl合金管材在360℃/18.6MPa的动、静态水中表现出优异的耐腐蚀性能。由于水环境中较低的O含量,管材表面腐蚀产物主要为Fe3O4氧化膜,预计在动态水中腐蚀1年,氧化膜厚度仅达到管材壁厚的1.4%。在1200℃/0.1 MPa水蒸汽腐蚀过程中,管材表面能生成致密的α-Al2O3膜,能有效地保护管材基体。同时,Zr元素有利于抑制Ti元素从基体中往外扩散,引起内氧化的发生。
唐玲[8]（2021）在《增材制造含Co新型镍基高温合金组织与性能研究》文中研究表明发展复杂结构和高承温能力的机匣是提升航空发动机和燃气轮机整体性能的关键手段。随着机匣结构的复杂化和精细化程度不断提高,利用传统工艺制备机匣也愈发困难。增材制造可实现构件结构的复杂化和轻量化,有望成为机匣制备的新工艺。然而,现有机匣用材料承温能力低,因此,本课题以一种新型镍基高温合金为研究对象,分析了 Co元素对增材制造的合金组织和性能的影响规律,主要研究结果如下:（1）在合金增材制造工艺优化方面,研究发现激光扫描路径以及工艺参数的选择对合金样品的成型质量非常重要。通过调整激光功率、扫描速度等来控制能量输入可以有效抑制样品中裂纹的产生。（2）在合金微观组织形成机制及调控方面,本文采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、X射线衍射分析（XRD）等手段分析了激光增材制造合金的组织特性及热处理后沉淀相的析出规律。研究发现增材制造的合金由具有定向凝固特征的柱状晶组织构成。Al、Ti元素在激光增材过程中存在着一定量的损失,导致合金中Ti/Al比增大。另外,Ti元素在枝晶干和枝晶间的显微偏析提高了枝晶间Ti元素的含量,促进了合金枝晶间γ’相向η相的转变。含5 wt.%Co（5Co）的合金中出现了大量的η相;而含23 wt.%Co（23Co）的合金中η相数量非常少,这说明Co含量的提高抑制了 η相的析出。另外,由于5Co合金和23Co合金中γ’相成分及γ/γ’两相晶格错配度不同导致了合金中一次γ’相形貌不同。5Co合金中一次γ’相呈球形,而23Co合金中一次γ’呈立方状。（3）对激光增材制造的5Co和23Co合金进行了从室温到800℃的拉伸性能测试,并将测试结果与铸锻制备的合金进行了对比。结果表明:室温到500℃测试温度范围内,激光增材制造的合金与铸锻合金的屈服强度相差不大,激光增材制造的合金抗拉强度较低,而且断裂延伸率也较低,试样的断裂方式为脆性断裂,断口表面平坦;但在750℃和800℃时,增材制造的合金屈服强度、抗拉强度与铸锻合金相差不大,但断裂延伸率较高,试样的断裂方式为韧性断裂,断口表面可观察到尺寸较大的韧窝。为揭示合金的失效机制,分析了性能测试后合金的显微组织,23Co合金在拉伸过程中更易出现层错及微孪晶,因此其抗拉强度和塑性比5Co合金更好一些。（4）增材制造合金的真应力-应变曲线上发现了轻微的锯齿状流变现象,即在拉伸过程中产生了 PLC效应,这与铸锻合金相似。Co含量的增加（层错能的降低）使增材制造合金发生PLC效应的温度区间向高温移动。随温度的升高或应变速率的降低,合金发生PLC效应时的锯齿波型由A型向B型再向C型转变。另外,合金在高温低应变速率表现为反常的PLC效应;合金在低温高应变速率表现为正常的PLC效应。然而,与铸锻合金相比,增材制造合金的PLC效应并不明显,拉伸曲线上的平均应力跌幅非常小,约为铸锻合金的十分之一。
王树文[9]（2021）在《铝/钢连续驱动摩擦焊锥形接头形式下力学性能及组织研究》文中指出铝/钢复合结构充分发挥了铝及铝合金轻量化特征和高强钢在强度、成本方面的优势,因此已经在汽车、海洋、航天航空以及化工等众多领域得到应用。相比于任何熔焊方法,连续驱动摩擦焊（CDFW）作为一种固相连接技术用以焊接具有回转界面的异种金属存在其独特优势。然而目前为止,摩擦界面组织的不均匀性及接头力学性能的差异是制约铝/钢连续驱动摩擦焊复合连接的关键问题。本文对纯铝1060/Q235低碳钢的连续驱动摩擦焊接头的性能和组织进行了研究,通过正交试验确定工艺参数对接头力学性能的影响程度,通过单因素变量实验分析了不同工艺参数对接头力学性能与组织的影响。结果表明:转速1500 r/min、摩擦压力30 MPa、摩擦时间1 s、顶锻压力80 MPa、顶锻时间1 s、“先顶后刹”机制下的接头具有最优的综合力学性能,其中顶锻压力对接头抗拉强度的影响最大。接头断裂方式为准解理断裂+塑性断裂的混合断裂模式,切片试样拉伸断口存在“弧形”的撕裂薄弱形貌,为两种不同力学性能区域断裂形貌分界线。为了进一步改善摩擦界面组织的不均匀性,对外置5°、10°、15°、20°、25°的5种锥形Q235低碳钢棒与1060铝棒组对,开展连续驱动摩擦焊对接实验,并采集了焊接过程界面中心、1/3R、2/3R处温度。焊后对接头进行了拉伸试验、断口分析及接头界面的组织分析。结果表明:接头预置锥度将改变旋转摩擦半径方向的界面热力循环,影响组织和接头性能。随着锥形倾斜角的增大,接头整体温度呈下降趋势,最高峰值温度区域由2/3R转移到1/3R。在工艺参数相同的条件下,由于摩擦产热的降低和切向应力的增加,锥形端面倾斜角增加使得接头摩擦界面深塑区由外向内移动,且深塑区宽度变窄。在一定的工艺条件下,合理的锥形可改善接头界面径向金属间化合物（IMCs）均匀化。本实验中15°倾斜角接头的IMCs层厚度沿半径变化梯度最小,平均厚度约为0.85μm,平均拉伸强度达到最大值77.5 MPa,为母材1060纯铝的96%。同时发现同一处IMCs层由几种不同化合物相间分布组成,其中Fe Al靠近钢侧,Fe2Al5靠近铝侧,Fe Al2位于两者之间。为了进一步对铝/钢连续驱动摩擦焊的应用进行扩展,为增强接头强韧化提供思路和方法,开展了两个周期（30 d/60 d）热电耦合试验（静载40 kg+高温300℃+直流60 A）,获得了不同时间下焊接界面组织和结构的演变行为,研究了热电耦合作用对组织变化与结合强度的影响规律,通过断口观察分析了界面不同位置的失效行为。原始态接头界面径向IMCs层厚度不均匀,中心区域无明显IMCs生成。热电耦合30天后界面中心生成宽度为0.3～0.5μm、以颗粒状由钢侧向铝侧弥散分布的IMCs层,整体拉伸断裂在铝母材的热力影响区。热电耦合60天后IMCs层与钢侧之间出现腐蚀沟槽,IMCs破碎,钢侧无裂纹产生,铝侧形成大量由IMCs层向铝母材内部扩展的裂纹和空洞,焊缝及裂纹尖端处成分偏析,整体拉伸断裂在焊缝处。界面腐蚀和裂纹扩展的速度与界面IMCs层的厚度成正比,即?（center）<?（1/2R）<?（2/3R）。由于原始态接头界面组织不均匀以及热电耦合试验过程中界面不同位置组织生长效率的差异,使得热电耦合后接头在界面2/3R位置出现不断裂形貌的分界线,2/3R内侧以准解理断裂方式为主,2/3R外侧为韧窝断裂和准解理断裂的综合结果。
曹卉[10]（2020）在《单晶γ-TiAl合金的变形与断裂机制研究》文中认为γ-TiAl合金因其良好的性能而被广泛应用于航空航天和汽车等工业领域,其在制造和使用过程中易出现裂纹和孔洞等缺陷。微裂纹的存在会降低材料的刚度、韧性、强度和寿命,并且其在外部因素作用下的扩展及合并将导致宏观裂纹。为解决γ-TiAl合金室温塑性差、断裂韧性低和裂纹扩展速率高等限制其广泛应用的问题,需要对γ-TiAl合金在不同条件（如内部组织结构和加载方式等）下的塑性变形、断裂机制以及力学性能有更深入的认识和理解。实验研究受条件和成本限制,很难捕捉到材料内部微观结构的演化过程,因此不能透彻解释γ-TiAl合金的内在变形机制,而分子动力学模拟可以弥补实验研究的不足。本文采用分子动力学方法从原子尺度较系统地对含有不同Al含量、裂纹位置和孪晶界间距的γ-TiAl合金的拉伸行为,不同晶向和孪晶界间距下γ-TiAl合金的剪切行为进行了模拟,讨论了不同模拟条件下γ-TiAl合金的宏观力学性能,并结合微观结构演化过程分析了其变形和断裂机制。研究结果将对γ-TiAl合金的性能优化具有重要指导意义并为设计和制造出更满足实际使用要求的γ-TiAl合金提供帮助。主要研究内容及结果如下:（1）模拟了不同Al含量下γ-TiAl合金的单轴拉伸过程,分析了Al含量对γ-TiAl合金变形机制和裂纹扩展过程的影响,得到了Al含量影响γ-TiAl合金力学性能的规律。模拟结果表明低Al含量γ-TiAl合金试样的主要变形机制是子-母裂纹扩展,即裂纹首先产生孔洞、孔洞演化成微裂纹后与主裂纹结合,并伴随有位错、层错和空位的产生;高Al含量试样以裂纹的解理扩展为主要变形机制。Al含量影响裂纹的扩展形式但对裂纹的断裂形式影响较小,不同Al含量下试样均呈脆性断裂。研究还发现试样的弹性模量不受Al含量影响,而塑性随Al含量的减小而增加。分析了γ-TiAl合金试样中裂尖附近缺陷的演化过程,发现位错行为、空位、堆垛层错和面角位错提高了γ-TiAl合金试样的塑性。（2）模拟并讨论了含有裂纹和孪晶界的γ-TiAl合金的变形过程,发现了不同位置下沿晶裂纹的扩展规律,分析了裂纹位置对γ-TiAl合金力学性能的影响。结果表明三种裂纹位置下试样变形机制的本质均是位错-位错、位错-孪晶和孪晶-孪晶之间的反应,但缺陷间的反应、反应后的产物类型和数量以及裂纹的扩展行为受裂纹位置影响,含有下边界裂纹和中心裂纹的试样在裂纹扩展过程中经历了韧-脆转变。位错的类型和运动、堆垛层错的产生以及分级孪晶的行为在变形和断裂过程中起着至关重要的作用。研究结果还表明不同裂纹位置下γ-TiAl合金试样表现出不同的力学性能,含有上边界裂纹的试样屈服强度最大,其次是下边界裂纹,最后是中心裂纹;试样的弹性模量受裂纹位置影响较小;通过定量对比得到上边界裂纹试样的韧性最好,而中心裂纹的韧性最差。（3）研究了不同孪晶界间距下纳米孪晶γ-TiAl合金中缺陷之间的相互作用,揭示了不同孪晶界间距下试样的变形机制和穿晶裂纹的扩展机制。研究发现小孪晶界间距试样的变形机制主要是位错-孪晶界的相互作用,而大孪晶界间距试样以位错间的相互作用为主。孪晶界间距的不同导致了位错密度及其行为的差异。探讨了含裂纹的纳米孪晶γ-TiAl合金试样的变形机制,结果表明位错和孪晶行为以及位错和裂纹的相互竞争控制着主要的塑性变形机制,孪晶界与裂纹的相互作用随孪晶界间距的增加而减弱,从而使裂纹更容易扩展。模拟结果还表明孪晶界间距对γ-TiAl合金试样的弹性模量无明显影响,无裂纹试样的屈服应力随孪晶界间距的增加而大致呈增大趋势,断裂韧性无显着差异;而有裂纹试样的屈服应力和断裂韧性均随孪晶界间距的增大而减小。此外,给出了孪晶界间距调控γ-TiAl合金材料性能的方式。结果表明改变孪晶界数量和模型尺寸这两种调节孪晶界间距的方式对初始塑性变形机制无明显影响,而对后期变形有显着影响;虽然两种方式均能同时使γ-TiAl合金试样强化和韧化,但仍存在差异,通过对比分析得到了强度和韧性存在差异的原因。最后揭示了温度对γ-TiAl合金试样力学性能的影响规律,发现屈服应力和弹性模量均为温度的线性递减函数,且在高温下晶体的稳定性变差。（4）探讨了剪切载荷作用下晶向和孪晶界间距对γ-TiAl合金变形机制和力学性能的影响,揭示了不同晶向下γ-TiAl合金的变形机制,得出了γ-TiAl合金的剪切模量和屈服应力的变化规律,发现了孪晶界间距影响γ-TiAl合金试样的剪切变形的机理。结果表明孪晶界间距在剪切载荷作用下对试样的变形机制没有显着影响,沿垂直于孪晶界的方向施加剪切载荷有利于材料强化。所有孪晶界间距的试样中,位错相互反应及孪晶界与位错反应导致孪晶界的共格结构破坏,由此引起的应变硬化增加了γ-TiAl合金试样的韧性。通过模拟得到了不同孪晶界间距下使剪切模量变化趋势发生改变以及分别使孪晶界迁移的临界应力最大和最小时的孪晶界间距。此外,对拉伸载荷和剪切载荷作用下γ-TiAl合金试样的变形机制和力学性能进行了对比分析。
二、Fe_3Al基合金拉伸和蠕变性能的改进(英文)（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、Fe_3Al基合金拉伸和蠕变性能的改进(英文)（论文提纲范文）
（2）新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 核能系统的发展 |
| 2.2 铅冷快堆 |
| 2.2.1 铅冷快堆的发展及其服役环境 |
| 2.2.2 液态铅腐蚀的主要模式 |
| 2.2.3 保护性氧化膜的设计依据 |
| 2.3 铅冷快堆包壳材料的发展 |
| 2.3.1 包壳材料的要求 |
| 2.3.2 传统包壳材料的研究现状 |
| 2.3.3 新型包壳材料的提出与研究现状 |
| 2.3.4. 包壳材料研发的挑战与对策 |
| 2.4 本论文主要研究工作及思路 |
| 3 实验方法及分析测试方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.1.1 AFA钢的制备及其显微组织 |
| 3.1.2 ODS钢的制备及其显微组织 |
| 3.2 腐蚀实验及表征方法 |
| 3.2.1 样品加工 |
| 3.2.2 腐蚀实验设备及过程 |
| 3.2.3 腐蚀后样品的处理及测试 |
| 4 AFA钢在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理 |
| 4.1 氧浓度对腐蚀的影响 |
| 4.1.1 液态铅中氧浓度的控制 |
| 4.1.2 不同氧浓度条件下的腐蚀结果 |
| 4.1.3 不同氧浓度条件下的腐蚀机制 |
| 4.2 成分对腐蚀的影响 |
| 4.3 温度对腐蚀的影响 |
| 4.4 氧化膜的结构及抗腐蚀机理 |
| 4.4.1 保护性氧化膜的结构 |
| 4.4.2 抗腐蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 ODS钢在液态金属铅中的腐蚀行为及机理 |
| 5.1 腐蚀动力学过程 |
| 5.1.1 长时间腐蚀后的量化结果 |
| 5.1.2 腐蚀动力学方程式模拟 |
| 5.1.3 不同时间下腐蚀产物的形貌 |
| 5.2 Al及Cr对腐蚀行为的影响 |
| 5.2.1 腐蚀产物形貌及成分分析 |
| 5.2.2 9CrAl-ODS钢的腐蚀产物结构分析 |
| 5.3 Zr对腐蚀行为的影响 |
| 5.4 抗腐蚀机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 700℃高温腐蚀及时效对AFA析出相稳定性的影响 |
| 6.1 时效实验与方法 |
| 6.1.1 时效过程 |
| 6.1.2 时效样品的测试方法 |
| 6.2 时效下的显微组织稳定性 |
| 6.2.1 A1812Nb的显微组织稳定性 |
| 6.2.2 A1816Nb的显微组织稳定性 |
| 6.2.3 时效过程中力学性能的变化 |
| 6.3 腐蚀中的显微组织稳定性 |
| 6.3.1 低氧浓度(5×10~(-9)wt.%) |
| 6.3.2 高氧浓度(10~(-6)wt.%) |
| 6.4 本章小结 |
| 7 总结 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 特色与创新 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）超临界锅炉高温受热面蒸汽侧氧化皮生长剥落机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 符号表 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 国内外课题研究现状 |
| 1.2.1 典型高温受热面管材氧化皮的结构及剥落特点 |
| 1.2.2 合金的氧化动力学研究 |
| 1.2.3 给水加氧对氧化皮生长和剥落的影响 |
| 1.2.4 氧化皮的厚度计算方法 |
| 1.2.5 氧化皮开裂的预测方法 |
| 1.2.6 氧化皮的应力分析 |
| 1.2.7 氧化皮内空穴的研究 |
| 1.2.8 高温受热面管壁温度研究 |
| 1.2.9 金属/氧化物界面第一性原理研究 |
| 1.3 高温受热面氧化皮研究的问题和挑战 |
| 1.4 本论文研究的主要内容 |
| 第2章 铁素体-马氏体钢氧化动力学分析 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 铁素体-马氏体钢表面氧化皮成分和己提出的氧化机制 |
| 2.3 铁素体-马氏体钢氧化动力学计算模型 |
| 2.3.1 氧化皮厚度的计算表达式 |
| 2.3.2 磁铁矿层和铁铬尖晶石层铁扩散系数 |
| 2.3.3 磁铁矿层/超临界水蒸气界面和基体/铁铬尖晶石层界面氧活度 |
| 2.3.4 氧化皮增重与氧化皮内外层厚度的关系 |
| 2.3.5 氧活度与归一化位置的关系 |
| 2.3.6 计算过程 |
| 2.4 结果和讨论 |
| 2.4.1 磁铁矿层和铁铬尖晶石层的铁扩散系数 |
| 2.4.2 氧化物增重计算值与实验值对比及误差分析 |
| 2.4.3 氧化速率的比较和分析 |
| 2.4.4 氧化皮内氧活度和铁扩散系数的分布 |
| 2.5 选取不同的界面氧分压和与氧活度相关的系数R_V、R_I计算HCM12A氧化速率常数 |
| 2.5.1 铁铬尖晶石层铁扩散系数 |
| 2.5.2 基体/铁铬尖晶石层界面氧活度 |
| 2.5.3 氧离子通量及其散度 |
| 2.5.4 氧化皮内铁扩散系数、氧化增重、氧化速率、氧离子通量及其散度计算结果 |
| 2.6 某电厂过热器管计算实例 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 高温过热器管壁温度和氧化皮厚度预测 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高温过热器管壁温度计算方法 |
| 3.2.1 工质质量流量 |
| 3.2.2 热力约束条件 |
| 3.2.3 各个管段蒸汽入口温度 |
| 3.2.4 传热模型 |
| 3.2.5 氧化皮生长速率 |
| 3.3 管壁温度计算涉及的各种参数 |
| 3.3.1 受热面积 |
| 3.3.2 辐射系数 |
| 3.3.3 热负荷 |
| 3.3.4 传热系数 |
| 3.3.5 不确定度 |
| 3.4 应用实例 |
| 3.5 结果与讨论 |
| 3.5.1 氧化皮厚度计算值与测量值的比对 |
| 3.5.2 Tube X位置N处不同界面的温度和热流密度分布 |
| 3.5.3 不同服役时间Tube X沿管长方向的氧化皮厚度分布 |
| 3.5.4 不同服役时间Tube X沿管长方向不同界面的温度分布 |
| 3.5.5 管壁温度和氧化皮厚度的不确定度分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 过热器管氧化皮生长应力分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 氧化皮和基体应力应变关系的基本推导 |
| 4.2.1 模型假设 |
| 4.2.2 坐标系统 |
| 4.2.3 应力—应变关系推导 |
| 4.2.4 边界条件及平衡条件 |
| 4.2.5 等效应力的计算 |
| 4.3 计算参数的确定 |
| 4.3.1 内外层氧化皮厚度 |
| 4.3.2 氧化物的生长应变 |
| 4.3.3 计算工况 |
| 4.4 计算结果与分析 |
| 4.4.1 各向应力分析 |
| 4.4.2 内压力的影响 |
| 4.4.3 管径大小的影响 |
| 4.4.4 横向氧化应变分量 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 外氧化层/内氧化层界面结合强度的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 基于密度泛函理论的计算方法和细节 |
| 5.2.1 Fe_3O_4和FeCr_2O_4的体相特性 |
| 5.2.2 Fe_3O_4和FeCr_2O_4的表面性质 |
| 5.2.3 Fe_3O_4(001)/FeCr_2O_4(001)界面模型的构建 |
| 5.3 结果与结论 |
| 5.3.1 粘附功 |
| 5.3.2 界面能 |
| 5.3.3 界面断裂韧性 |
| 5.3.4 界面键和电子结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）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 |
（5）核电690TT合金划伤表面的腐蚀和应力腐蚀研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 核能的发展现状简介 |
| 1.2 蒸汽发生器传热管发展与使用现状 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 应力腐蚀基础理论 |
| 2.1.1 应力腐蚀开裂的基本概念 |
| 2.1.2 应力腐蚀开裂的基本过程 |
| 2.1.3 应力腐蚀开裂的基本原理 |
| 2.1.4 应力腐蚀开裂的影响因素 |
| 2.2 蒸汽发生器传热管的应力腐蚀研究现状 |
| 2.2.1 材料因素对SG管应力腐蚀开裂的影响 |
| 2.2.2 介质环境对SG管应力腐蚀开裂的影响 |
| 2.2.3 力学因素对SG管应力腐蚀开裂的影响 |
| 2.3 研究目的、内容及创新点 |
| 2.3.1 研究目的和内容 |
| 2.3.2 主要创新点 |
| 3 研究方案 |
| 3.1 实验原料 |
| 3.2 试样设计与试验设备 |
| 3.2.1 反U弯试样 |
| 3.2.2 预制划痕方法 |
| 3.2.3 试验设备 |
| 3.3 试验方法和研究思路 |
| 3.3.1 预变形690TT合金在高温苛性碱溶液中腐蚀行为 |
| 3.3.2 690TT合金划伤表面在高温苛性碱溶液中的SCC行为 |
| 3.3.3 划伤尺寸对690TT合金在高温苛性碱溶液中腐蚀和SCC行为的影响 |
| 3.3.4 690TT合金划伤表面在高温硼锂水中的蠕变诱发应力腐蚀行为 |
| 3.4 测试方法和表征技术 |
| 3.4.1 原始组织观察 |
| 3.4.2 纳米硬度测试 |
| 3.4.3 划痕表面轮廓观察 |
| 3.4.4 EBSD测试 |
| 3.4.5 SEM测试 |
| 3.4.6 TEM测试 |
| 4 预变形690TT合金在高温苛性碱溶液中的腐蚀行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验结果 |
| 4.2.1 氧化膜形貌 |
| 4.2.2 优先氧化通道 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 表面氧化层 |
| 4.3.2 内氧化层 |
| 4.3.3 优先氧化通道 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 690TT合金划伤表面在高温苛性碱溶液中的SCC行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 SCC裂纹形貌 |
| 5.2.2 裂纹尖端的氧化行为 |
| 5.2.3 裂纹尖端的应变分布 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 裂纹尖端的氧化行为 |
| 5.3.2 碳化物的影响 |
| 5.3.3 力学因素的影响 |
| 5.3.4 SCC裂纹尖端的的生长机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 划伤尺寸对690TT合金在高温苛性碱溶液中腐蚀和SCC行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验结果 |
| 6.2.1 不同尺寸划痕的机械损伤和力学特征 |
| 6.2.2 不同尺寸划痕的腐蚀与应力腐蚀行为 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 划伤尺寸对力学特征的影响 |
| 6.3.2 划伤尺寸对腐蚀和应力腐蚀行为的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 690TT合金划伤表面在高温硼锂水中的蠕变诱发应力腐蚀行为 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验结果 |
| 7.2.1 原始划痕的截面形貌 |
| 7.2.2 划痕表面的氧化行为 |
| 7.2.3 划痕截面的氧化和SCC行为 |
| 7.3 分析与讨论 |
| 7.3.1 蠕变孔洞的形成机制 |
| 7.3.2 蠕变孔洞作用下的应力腐蚀开裂 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 主要结论和工作展望 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 化学镀镍方法 |
| 附录B 有限元计算 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）11Cr-5.5Co-2W-1Mo马氏体耐热钢蠕变性能及氧化行为的研究（论文提纲范文）
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超超临界锅炉用钢发展历程 |
| 1.3 9–12%Cr马氏体耐热钢研究现状 |
| 1.4 蠕变寿命评估 |
| 1.4.1 Larson-Miller参数 |
| 1.4.2 Monkman-Grant关系式 |
| 1.4.3 Norton方程 |
| 1.4.4 新蠕变方程 |
| 1.5 本论文的研究意义及主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 试验钢成分及组织结构设计方法 |
| 2.3 试验钢的制备 |
| 2.4 原始试样微观组织分析 |
| 2.4.1 样品制备 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜观测与能谱分析 |
| 2.4.3 透射电子显微镜观测与能谱分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析析出相 |
| 2.5 蠕变性能测试 |
| 2.5.1 蠕变试样制备 |
| 2.5.2 蠕变试验方法 |
| 2.5.3 分析方法 |
| 2.6 氧化性能测试 |
| 2.6.1 氧化试样的制备 |
| 2.6.2 氧化试验及分析方法 |
| 第3章 试验钢成分设计及微观组织分析 |
| 3.1 试验钢成分设计 |
| 3.2 金相组织分析 |
| 3.3 析出相分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 基于短时蠕变数据的长时蠕变寿命预测 |
| 4.1 蠕变曲线分析 |
| 4.2 Larson-Miller参数法预测蠕变持久强度 |
| 4.3 传统Norton方程预测蠕变持久强度 |
| 4.4 新蠕变方程预测蠕变持久强度 |
| 4.4.1 高温下的抗拉强度 σ_(TS) |
| 4.4.2 蠕变断裂激活能 |
| 4.4.3 最小蠕变速率与应力和温度的关系 |
| 4.4.4 新蠕变方程预测结果可靠性分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 高温蠕变微观组织演化行为 |
| 5.1 蠕变后微观组织分析 |
| 5.1.1 金相组织 |
| 5.1.2 析出相分析 |
| 5.2 断口形貌及显微硬度测量 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 试验钢氧化行为分析 |
| 6.1 650 ℃长期氧化试验 |
| 6.1.1 氧化曲线分析 |
| 6.1.2 氧化膜表面形貌观察及成分分析 |
| 6.1.3 氧化膜截面形貌观察 |
| 6.1.4 氧化膜XRD分析 |
| 6.2 不同温度下 20%水蒸气氧化试验 |
| 6.2.1 氧化曲线分析 |
| 6.2.2 氧化层表面形貌观察及成分分析 |
| 6.2.3 氧化膜截面形貌观察 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 摘要 |
| Abstract |
（7）ODS FeCrAl合金的制备、微观结构及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 核能的发展历史与现状 |
| 1.2.1 国内外核能发展状况 |
| 1.2.2 核能发展遇到的问题 |
| 1.2.3 核能发展的机遇和挑战 |
| 1.3 事故容错燃料包壳的研究现状 |
| 1.3.1 反应堆中的包壳及ATF包壳发展计划 |
| 1.3.2 Zr合金包壳表面涂层 |
| 1.3.3 FeCrAl合金和ODS FeCrAl合金 |
| 1.3.4 SiC及SiC/SiC复合包壳材料 |
| 1.4 ODS FeCrAl合金的制备过程及方法 |
| 1.4.1 弥散氧化物的引入 |
| 1.4.2 合金粉末烧结成形 |
| 1.4.3 ODS FeCrAl合金管材的加工 |
| 1.5 ODS FeCrAl合金的微观组织与强化机制 |
| 1.5.1 弥散氧化物的演变 |
| 1.5.2 纳米氧化物的共格性 |
| 1.5.3 力学性能与强化机制 |
| 1.6 本论文研究意义及内容 |
| 第2章 机械合金化法制备ODS FeCrAl合金的组织性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料及制备方法 |
| 2.2.2 测试方法 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 Zr元素对弥散氧化物形貌和尺寸分布的影响 |
| 2.3.2 Zr元素对氧化物弥散相物相种类的影响 |
| 2.3.3 氧化物弥散相与合金基体的共格关系研究 |
| 2.3.4 Zr元素对退火态合金微观组织的影响 |
| 2.3.5 Zr元素对退火态合金拉伸性能的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 粉末锻造法制备ODS FeCrAl合金的初步研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料及制备方法 |
| 3.2.2 测试方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 粉末锻造对合金致密度的影响 |
| 3.3.2 粉末锻造对弥散氧化物相的影响 |
| 3.3.3 粉末锻造对退火态合金微观组织的影响 |
| 3.3.4 粉末锻造对退火态合金冲击性能的影响 |
| 3.3.5 粉末锻造对退火态合金拉伸性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 内氧化法制备ODS FeCrAl合金的组织演变和力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料及制备方法 |
| 4.2.2 测试方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 内氧化过程中粉末微观结构演变 |
| 4.3.2 热等静压态合金的微观组织 |
| 4.3.3 退火态合金的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 ODS FeCrAl合金薄壁管材的退火行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 退火温度对ODS FeCrAl管材微观组织的影响 |
| 5.3.2 退火温度对ODS FeCrAl管材织构的影响 |
| 5.3.3 退火温度对ODS FeCrAl管材微观结构的影响 |
| 5.3.4 退火温度对ODS FeCrAl管材力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 加工过程中的弥散氧化物熟化行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 热压缩对合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 冷轧态合金弥散氧化物的高温稳定性 |
| 6.3.3 去应力退火后弥散氧化物的高温稳定性 |
| 6.3.4 熟化过程中弥散氧化物的结构演变 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 ODS FeCrAl合金包壳管材的耐腐蚀性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验材料和方法 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 试验方法 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 360℃静态水腐蚀试验 |
| 7.3.2 360℃动态水腐蚀试验 |
| 7.3.3 1200℃高温水蒸汽腐蚀试验 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 总结与展望 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.2 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 |
| 作者简介 |
（8）增材制造含Co新型镍基高温合金组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金概述 |
| 1.2.1 高温合金国内外发展现状 |
| 1.2.2 高温合金的分类 |
| 1.2.3 高温合金的成型工艺 |
| 1.2.4 高温合金的强化机制 |
| 1.2.5 镍基高温合金及其发展 |
| 1.2.6 镍基高温合金主要元素及相组成 |
| 1.2.7 机匣用高温合金 |
| 1.3 新型镍基变形高温合金 |
| 1.3.1 新型镍基变形高温合金的设计 |
| 1.3.2 新型镍基变形高温合金的优势及发展前景 |
| 1.4 激光增材制造镍基高温合金 |
| 1.4.1 激光增材制造技术 |
| 1.4.2 运用激光增材制造技术制备镍基高温合金 |
| 1.4.3 高温合金增材制造的裂纹敏感性 |
| 1.5 高温合金的PLC现象 |
| 1.5.1 PLC效应及其宏观表现 |
| 1.5.2 PLC效应的微观机制 |
| 1.6 本文的研究工作和意义 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 激光增材实验 |
| 2.3 热处理工艺 |
| 2.4 微观组织表征 |
| 2.5 拉伸试验 |
| 第3章 增材制造新型镍基高温合金微观组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 增材制造工艺参数的影响 |
| 3.3 合金的组织分析 |
| 3.3.1 合金组织观察 |
| 3.3.2 η相的分布特征及形成机制 |
| 3.3.3 γ'相形态 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 激光成型工艺对裂纹敏感性的影响 |
| 3.4.2 柱状晶组织的形成 |
| 3.4.3 合金组织中的η相 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 增材制造新型镍基高温合金拉伸行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 合金的拉伸性能 |
| 4.2.2 合金的断口形貌 |
| 4.2.3 合金的变形组织 |
| 4.3 讨论 |
| 4.3.1 合金的性能 |
| 4.3.2 合金的变形机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 增材制造新型镍基高温合金的PLC现象 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 合金的PLC现象 |
| 5.2.2 增材制造工艺对PLC效应的影响 |
| 5.2.3 合金拉伸变形机制 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 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 |
| 作者简介 |
（9）铝/钢连续驱动摩擦焊锥形接头形式下力学性能及组织研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 铝/钢异种金属焊接工艺研究现状 |
| 1.2.1 铝/钢异种金属焊接性 |
| 1.2.2 铝/钢异种金属焊接现状 |
| 1.3 铝/钢连续驱动摩擦焊工艺研究现状 |
| 1.3.1 连续驱动摩擦焊概述 |
| 1.3.2 连续驱动摩擦焊原理 |
| 1.3.3 连续驱动摩擦焊接头组织和力学性能研究现状 |
| 1.3.4 连续驱动摩擦焊接头界面深塑区研究现状 |
| 1.3.5 连续驱动摩擦焊接头优化措施研究现状 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验技术路线 |
| 2.2 试验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.3.1 焊接设备 |
| 2.3.2 焊接过程温度采集设备 |
| 2.4 试验方法 |
| 2.4.1 连续驱动摩擦焊接 |
| 2.4.2 接头力学性能分析 |
| 2.4.3 接头界面组织分析 |
| 第3章 平面接头形式下1060纯铝/Q235低碳钢异种金属连续驱动摩擦焊 |
| 3.1 正交试验 |
| 3.1.1 摩擦焊接规范 |
| 3.1.2 正交试验设计 |
| 3.1.3 正交试验结果 |
| 3.2 焊接参数对1060纯铝/Q235低碳钢接头力学性能的影响 |
| 3.2.1 焊接接头拉伸强度 |
| 3.2.2 焊接接头冲击韧性 |
| 3.2.3 焊接接头弯曲性能 |
| 3.3 焊接参数对1060纯铝/Q235低碳钢接头组织的影响 |
| 3.3.1 焊接参数对反应层厚度的影响 |
| 3.3.2 典型接头物相分析 |
| 3.4 1060纯铝/Q235低碳钢接头断口分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 锥形接头形式下1060纯铝/Q235低碳钢异种金属连续驱动摩擦焊 |
| 4.1 锥形接头热力影响机理 |
| 4.2 锥形接头焊接及分析过程 |
| 4.2.1 材料及焊接过程 |
| 4.2.2 温度测量 |
| 4.2.3 力学性能测试试验 |
| 4.2.4 微观组织分析 |
| 4.3 锥形接头形貌分析 |
| 4.4 锥形接头整体拉伸试验结果分析 |
| 4.4.1 宏观断口分析 |
| 4.4.2 微观断口分析 |
| 4.5 锥形接头的力学性能 |
| 4.5.1 切片拉伸试验结果分析 |
| 4.5.2 切片弯曲冲击试验结果分析 |
| 4.6 锥形接头界面金属间化合物厚度 |
| 4.7 锥形接头界面峰值温度与IMCs厚度、拉伸性能的相关性 |
| 4.8 锥形接头界面金属间化合物 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 热电耦合试验 |
| 5.1 热电耦合试验 |
| 5.2 热电耦合试验影响因素 |
| 5.3 热电耦合过程及设备 |
| 5.4 焊接接头宏观形貌 |
| 5.5 拉伸性能 |
| 5.6 微观组织分析 |
| 5.7 断口分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间发表的论文及其他成果 |
（10）单晶γ-TiAl合金的变形与断裂机制研究（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 .TiAl合金的国内外研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金塑性机制研究 |
| 1.2.2 TiAl合金断裂机制研究 |
| 1.3 基于分子动力学的力学行为研究 |
| 1.4 本文的研究目的、内容及方案 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 研究方案 |
| 第2章 研究方法与微观结构分析 |
| 2.1 分子动力学方法及参数选择 |
| 2.1.1 基本原理 |
| 2.1.2 几何及原子模型构建 |
| 2.1.3 边界条件 |
| 2.1.4 原子间作用势 |
| 2.1.5 积分算法 |
| 2.1.6 系综选择与体系控制 |
| 2.1.7 加载方式 |
| 2.2 物理量计算 |
| 2.3 γ-TiAl合金变形和断裂机制研究的技术路线 |
| 2.4 微观结构识别及可视化 |
| 2.4.1 中心对称参数(CSP) |
| 2.4.2 公共近邻分析(CNA) |
| 2.4.3 位错提取算法(DXA) |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Al含量对γ-Ti Al合金变形与断裂机制的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模型建立 |
| 3.3 结果和讨论 |
| 3.3.1 不同Al含量下裂纹的扩展过程 |
| 3.3.2 应力-应变曲线 |
| 3.3.3 Al含量对裂纹长度的影响 |
| 3.3.4 缺陷的演化行为 |
| 3.3.5 Al含量对原子结构的影响 |
| 3.4 实验验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 裂纹位置对含孪晶界的γ-TiAl合金变形与断裂机制的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型建立 |
| 4.3 结果和讨论 |
| 4.3.1 不同位置下裂纹的扩展过程 |
| 4.3.2 应力-应变曲线 |
| 4.4 实验验证 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 孪晶界间距对γ-TiAl合金变形与断裂机制的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型建立 |
| 5.3 不同孪晶界间距下γ-TiAl合金试样的变形机制 |
| 5.3.1 应力-应变曲线 |
| 5.3.2 变形机制分析 |
| 5.4 孪晶界间距对γ-TiAl合金裂纹扩展行为的影响 |
| 5.4.1 应力-应变曲线 |
| 5.4.2 裂纹扩展行为 |
| 5.5 孪晶间距的调控方式对γ-TiAl合金变形机制的影响 |
| 5.5.1 改变孪晶界数量调节孪晶界间距 |
| 5.5.2 改变模型尺寸调节孪晶界间距 |
| 5.6 温度对含孪晶界的γ-TiAl合金试样力学性能的影响 |
| 5.7 讨论 |
| 5.8 实验验证 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 剪切载荷作用对γ-TiAl合金变形机制的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型建立 |
| 6.3 不同加载方向下γ-TiAl合金试样的变形机制 |
| 6.3.1 应力-应变曲线 |
| 6.3.2 变形机制分析 |
| 6.4 不同孪晶界间距下γ-TiAl合金试样的变形机制 |
| 6.4.1 应力-应变曲线 |
| 6.4.2 变形机制分析 |
| 6.5 讨论 |
| 6.6 实验验证 |
| 6.7 本章小结 |
| 总结与展望 |
| 本文总结 |
| 后期展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读博士学位期间所发表论文(含论文、专利) |
四、Fe_3Al基合金拉伸和蠕变性能的改进(英文)（论文参考文献）
- [1]磷在镍基变形高温合金中的强化作用及偏聚行为[D]. 斯天斅. 沈阳工业大学, 2021
- [2]新型含Al铁基合金在铅基液态金属中的腐蚀行为及机理研究[D]. 陈灵芝. 北京科技大学, 2021
- [3]超临界锅炉高温受热面蒸汽侧氧化皮生长剥落机理的研究[D]. 孙利. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [4]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)
- [5]核电690TT合金划伤表面的腐蚀和应力腐蚀研究[D]. 王新宇. 北京科技大学, 2021(08)
- [6]11Cr-5.5Co-2W-1Mo马氏体耐热钢蠕变性能及氧化行为的研究[D]. 蒋聪聪. 武汉科技大学, 2021(01)
- [7]ODS FeCrAl合金的制备、微观结构及性能研究[D]. 吴飒建. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [8]增材制造含Co新型镍基高温合金组织与性能研究[D]. 唐玲. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [9]铝/钢连续驱动摩擦焊锥形接头形式下力学性能及组织研究[D]. 王树文. 兰州理工大学, 2021(01)
- [10]单晶γ-TiAl合金的变形与断裂机制研究[D]. 曹卉. 兰州理工大学, 2020(02)