一、低膨胀高温合金的发展及在航空航天业的应用（论文文献综述）
段鹏[1]（2021）在《超超临界机组耐热钢和高温合金的性能劣化研究》文中研究表明超超临界燃煤发电技术是洁净煤利用的重要途径,安全稳定运行是确保超超临界机组清洁高效、经济运行的基础。随着我国向“3060”双碳目标发展战略的迈进,超超临界机组频繁参与深度调峰,这将导致高温部件材料的老化与损伤问题日益突出,亟需深入研究其在长时间、复杂工况服役下的微结构与力学性能劣化规律。P92马氏体耐热钢和Incone1783高温合金以及T23贝氏体耐热钢是超超临界火电机组的关键材料。本文对P92马氏体耐热钢、Incone1783高温合金及T23贝氏体耐热钢进行了长时间高温下的性能劣化特性研究,主要工作如下:（1）开展了 P92钢在650℃下29000h、680℃下21000h的长时间高温时效老化实验。P92钢的室温强度、高温强度和硬度,在时效初期1000h内均出现明显下降,之后在650℃时效至29000h基本保持稳定不变,但在680℃下时效至18000h时明显下降。P92钢的室温塑性和高温塑性均在时效早期出现快速下降,之后基本不变。Laves相在时效初期1000h时均快速析出,其粗化现象十分显着且粗化速率高于M23C6相的粗化速率。680℃时效比650℃时效更容易引起马氏体板条结构的回复和Laves相的粗化团聚,680℃时效至7000h与650℃时效至20000h具有相同的此类特征。马氏体板条结构的稳定对于保持P92钢的强度性能起主导作用。（2）开展了 P92钢在610℃、630℃、650℃下的等温持久强度实验以及显微硬度与蠕变断裂时间的变化规律研究,建立了 610℃、630℃、650℃下基于持久强度的P92钢蠕变断裂寿命评估模型和基于显微硬度的蠕变断裂寿命监测模型,该模型可用于实际服役中P92钢的蠕变损伤寿命评估。发现Laves相在610℃下蠕变1000h时已经析出,而在650℃下蠕变3915h出现明显的粗化团聚现象。相同的老化温度下,蠕变比时效更易促进马氏体板条结构的回复。（3）通过对P92马氏体耐热钢在650℃和680℃下不同时效阶段的力学性能实验,得到了其在时效过程中硬度与强度仍基本满足线性关系的规律,并建立了P92钢老化过程中基于布氏硬度的静态拉伸强度预测模型,该模型可直接用于预测不同服役时间下P92钢的拉伸强度。（4）针对已经运行35000h的国产Incone1783合金分别在650℃和700℃下开展了 20000h的长时间高温时效老化实验。室温和高温强度在时效后均有不同程度的下降,但室温塑性均降低到极低水平,伸长率分别达3.7%和4.2%,合金出现严重脆化倾向;高温伸长率几乎保持不变,收缩率略有升高。Incone1783合金的高温性能优于室温性能。γ’相和β相的粗化及演变行为决定了合金的强度和塑性。700℃时效条件下合金中的γ’相和β相的粗化程度显着高于650℃同样时效时间下的相应程度。650℃和700℃时效20000h后,Incone1783合金的室温冲击韧性由初始值26J分别下降至3.8J和2.9J,表明高温时效后合金的室温脆性显着增高。研究发现,Inconel783合金的室温冲击韧性随老化时间呈指数函数的下降关系,提出了 Incone1783合金在650℃和700℃时效老化过程中的冲击韧性预测模型,可用于指导该合金在长期服役中的性能劣化监测。（5）研究了在569℃蒸汽温度下实际服役7.8万小时后末级再热器用T23钢的组织及性能,发现管子迎烟气侧强度均低于背烟气侧强度,且低于ASME SA213的标准下限而不满足使用要求。高温长期服役下T23钢晶界和晶内的M23C6会转变为M6C型碳化物,较多粗大的M6C相是导致T23钢性能劣化的主要原因。该研究结果可用于指导电站高温受热面的寿命及安全管理。
张亚洲,李佩桓,甄真,张勇,肖程波[2]（2021）在《GH2909合金表面抗氧化涂层的高温氧化行为研究》文中指出采用电镀和超音速火焰喷涂工艺在GH2909合金表面分别沉积了厚度为8μm的电镀Cr层与厚度为85μm的Ni CoCrAlY涂层。采用静态氧化增重法测试了GH2909合金、GH2909合金-Cr涂层、GH2909合金-Ni CoCrAlY涂层在750℃下的高温抗氧化性能。采用扫描电镜、X射线衍射仪、能谱仪对其高温氧化行为进行研究。结果表明:GH2909合金在750℃下抗氧化性能较差,而Cr涂层与Ni CoCrAlY涂层均可有效阻挡基体在高温下的氧化。Ni CoCrAlY涂层具有更优异的抗氧化效果,在750℃下可达完全抗氧化级。
徐雄,李钊,万志鹏,韦康,王涛,张新房[3]（2021）在《长期时效对低膨胀高温合金GH2909性能的影响》文中提出将低膨胀高温合金GH2909分别在500℃、600℃和650℃时效2000 h,研究了长期时效对合金组织和性能的影响。结果表明:GH2909合金在550℃和600℃时效2000 h后其组织稳定性较高,强度略有提高,塑性基本不变。而在650℃时效2000 h后合金的拉伸强度明显降低,室温塑性下降,尤其是在室温下断面收缩率明显降低,但是高温塑性却显着提高。其原因是,GH2909合金在650℃长期时效过程中析出了大量贯穿晶粒且呈魏氏组织形貌的针状ε/ε″相,而强化相γ′相明显减少。同时,在该温度下γ′相明显长大且其稳定性下降。
邵偲灿[4]（2020）在《水蒸气对Ni-25Cr合金高温氧化行为的影响》文中研究表明Ni-Cr合金综合性能优越,具有熔点高、硬度高、抗腐蚀性强、耐磨性好等优点,在现代能源、航空航天等各工业领域的应用前景非常广泛,成为最有潜力的高温合金材料。Ni-Cr合金在服役过程中不可避免的会发生高温氧化,针对其高温氧化问题,研究者们进行了大量研究,但这些研究主要集中于合金在高氧压下（氧气或氧气与惰性气体混合）的氧化行为,而关于其在低氧压下（惰性气体和水蒸气）的研究却较少。然而,大多以Ni-Cr合金作为主要材料的部件,如航天部件、电站锅炉、气化系统等,它们服役环境的平衡氧分压较低,以氢气与水蒸气为主要气氛。目前,关于水蒸气是促进还是减缓合金氧化的问题存在着争议,而且关于水蒸气如何影响Ni-Cr合金的氧化行为还不清楚。因此,本论文将Ni-25wt%Cr在950℃,Ar-20%O2和Ar-20%H2O气氛下进行等温氧化10min、1h、4h、12、24h、48h。并且采用ICP-AES、SEM、EDS、FIB和TEM等表征方法,结合第一性原理分析,对比研究Ni-25Cr合金在两种气氛下的氧化行为。主要的研究内容如下:（1）采用ICP-AES方法对原始合金进行成分测定,确定了原始样品的成分主要是Ni-25wt%Cr。采用SEM、EDS、FIB和TEM表征方法对样品在Ar-20%O2和Ar-20%H2O中氧化后的微观结构进行对比研究。结果显示:在氧气和水蒸气环境下合金表面都只生成一层氧化铬膜,合金表面形成的氧化铬是颗粒状,并且在水蒸气中的氧化物颗粒更细小并且形成的晶界更多,氧化膜内也会有孔洞形成,并且水蒸气条件下氧化膜内生成的孔洞更多。在金属与氧化膜的界面也有孔洞生成,孔洞内又会形成Cr2O3与Ni Cr O4的层状交替结构的新氧化物,我们对其生长机理进行了分析。另外,另外我们还发现,在水蒸气中氧化膜的厚度总是比氧气中的厚,即合金在水蒸气中氧化速率更快。（2）采用第一性原理计算方法解释水蒸气加速合金氧化的机理,计算结果表明:在水蒸气环境下氢质子的存在能降低空位形成能,导致氧化物中更容易形成空位,而且空位更容易自发聚集,从而导致水蒸气条件下氧化膜内形成更多的孔洞,另外,还由于水蒸气环境下氧化铬晶粒尺寸比氧气中的小,晶界会更多。因此,在水蒸气条件下,合金中的金属离子更容易穿过氧化铬膜到达合金表面形成氧化物,氧化速度更快。
叶茜[5]（2020）在《新型Ti-20Zr-xCr合金显微组织与力学性能研究》文中研究说明钛与钛合金具有高的比强度,良好的耐腐蚀性,低的密度,高的抗疲劳强度、低温韧性和高的耐热性能等优点,主要应用在化学化工、船舶领域和航空航天等工业领域。与金属钛同处于第IVB族的锆元素,具有与钛元素相似的物理化学特性:较低的密度、低的膨胀系数、优异的抗辐照性能、较小的热中子吸收截面积和良好的耐腐蚀性等,作为结构材料被广泛应用于核工业和化工工业等领域。随着科学技术的迅速发展,钢铁等传统材料已不能满足极端条件下的使用要求,因此,对于具有优异综合力学性能和良好理化性能的新型结构材料的研发已迫在眉睫。本文以发展新型结构材料为目标,运用多种实验室手段制备一系列Ti合金体系,研究不同成分的合金相组成、微观组织及力学性能的变化规律,同时通过轧制变形等工艺手段探究变形工艺参数对合金相组成、微观组织形貌和力学性能的影响机理。本文采用非自耗真空电弧炉熔炼制备具有不同Cr含量的Ti-20Zr-x Cr（x=2,4,6,8和10）合金。结果表明:随着Cr元素含量的添加,合金中具有体心立方结构（Body Centered Cubic structure,BCC）的β相衍射峰出现。当Cr元素的含量为2wt.%时,合金主要由α’马氏体相和少量的β相和ZrCr2相组成。随着Cr含量的增加,α’相衍射峰强度不断减小,β和ZrCr2相衍射峰强度增加,这意味着合金中的β相和ZrCr2相的相对含量逐渐增多,β相的稳定性逐渐增强。此外,在4Cr、6Cr和8Cr合金中检测出ω相衍射峰。当Cr含量为2wt.%时,合金的显微组织由针状马氏体α’组织组成,并且伴随着部分的β晶粒出现,随着Cr含量的增加,合金的显微组织中针状马氏体α’全部转变为较大的β晶粒。合金的屈服强度随着Cr元素含量的增加呈现出先增加后降低的趋势,当Cr的含量为8wt.%时,屈服强度达到最大值,为754MPa,相比于Ti-20Zr合金的屈服强度（207MPa）提高27%。Ti-20Zr合金和Ti-20Zr-10Cr合金均呈现出良好的弹性变形能力。此外,随着Cr添加量的增加,合金的延伸率逐渐减小。对Ti-20Zr-2Cr（2Cr）合金进行1000℃,保温30min的固溶处理后,在变形温度为900℃下进行大塑性变形研究。结果表明:在轧制态下2Cr合金的相组成由α相、α’相、β相和ZrCr2相组成,随着轧制变形量的增加,合金中发生α’+β→α相转变。2Cr合金经过热轧制后可以看出针状的α’马氏体相附着在较粗的β晶界附近,随着变形量的增加,原始的β晶粒得到不同程度的破碎,晶内的α’马氏体相逐渐消失,转变成细条状结构α相在β晶体中呈现出网篮状组织,且在β晶内析出。当变形量为60%时,合金的抗拉强度和延伸率达到最大值,分别为716MPa和4%,随着变形量的增加,合金的抗拉强度和延伸率不断降低;当变形量为86%时,合金的抗拉强度和延伸率降为163MPa和1%,此时由于变形量较大,在合金样品中出现裂纹,从而导致合金的强度和塑性降低。随着变形量的增加,合金的硬度值都呈现出先增加后下降的趋势。当合金变形量为70%合金时,无论其垂直于轧制方向的硬度值(610HV0.2)还是平行于轧制方向的硬度值(523HV0.2)都达到最大。使用非自耗真空电弧炉熔炼制备Ti-20Zr-10Cr（10Cr）合金,并且对制备好的合金进行轧制变形处理。结果表明:10Cr合金在轧制过程中由β相、α’相和ZrCr2化合物相组成。10Cr合金的组织主要由原始β晶粒组成,随着变形量的增加,合金的原始β晶粒不断增大。随着热轧变形量的增加,10Cr合金的抗拉强度和屈服强度都是先上升后下降再上升。当合金的变形量为65%时,抗拉强度达到最大值713MPa,变形量为70%时,抗拉强度、屈服强度降到最低分别为426MPa和231MPa。
李钊,王涛,徐雄,罗俊鹏,盛俊英[6]（2020）在《GH2909合金锻件持久缺口敏感性组织分析》文中提出针对GH2909合金锻件呈现的不同程度缺口敏感性问题,采用金相分析、扫描电镜、断口分析等手段,开展持久试样组织分析。结果表明:在某种特定的析出相分布状态下,GH2909合金是否呈现持久缺口敏感性是一个概率性事件;当Laves相连接成薄膜包覆晶界时,合金呈现缺口敏感性的概率显着提升。
周捷[7]（2021）在《Ni-Cr-Mo和Ni-Co-Cr基合金热稳定性研究》文中认为为实现节能减排,以缓解日益严重的环境问题与能源危机,研究具有更高效率的700℃超超临界燃煤发电机组显得尤为重要。目前世界各主要国家纷纷开展相关研究。K325与M985是中科院金属研究所研发的镍基高温合金,具有良好的抗腐蚀与抗氧化能力,是我国700℃先进超超临界发电机组候选材料。由于使用环境的特殊性,因此良好的热稳定性与持久性能是保证材料长期服役的关键。本文研究了K325和M985两种合金的热稳定行为。本文研究了K325合金在650℃、675℃、700℃、725℃和750℃下长期时效过程中的组织演变。合金在长期时效过程中析出强化相γ″,γ″相的平均尺寸随着时效时间的延长而长大,在温度在700℃及以下时,其γ″相的长大满足LSW理论。在合金时效过程中,随着时效时间的延长,合金在晶界处与MC碳化物周围析出δ相,δ相的产生受温度影响较大,温度越高,析出所需时间越短,粗化速率越高。研究了K325合金在长期时效过程对合金力学性能的影响,随着合金时效时间的增加,合金的屈服强度与抗拉强度呈增加趋势,而断面收缩率与延伸率都呈现下降趋势,且随着δ相析出量的增多,下降趋势更加明显。拉伸断裂以混合断裂为主,断口分布有沿晶界的裂纹。冲击性能受δ相析出影响明显,随着δ相的析出合金冲击吸收功下降明显,δ相能够降低合金韧性。造成力学性能的下降。研究了K325合金的持久后组织退化行为,合金在受到外力作用下,γ″相会加速向δ相发生转变,造成合金力学性能下降。晶界处的碳化物由于δ相的析出与长大抢占晶界碳化物的生长空间,抑制了晶界碳化物的长大。研究了M985合金的持久后组织退化行为,M985在持久过程中样品组织具有稳定性,晶粒尺寸,晶界碳化物未见有明显变化。基体中γ′相发生长大,且随着持久寿命的增加,γ′相的形貌也由球型转变为立方型。其γ′相平均尺寸由于受到外加应力的作用而不满足LSW理论。
邹赟[8]（2020）在《INVAR合金表面激光熔覆层的显微组织及性能研究》文中指出采用钴基纳米复合粉末为熔覆材料,利用激光熔覆方法,在INVAR合金表面制备复合涂层。其中,熔覆材料包括:纳米WC、VC、Cr3C2粉末和Co基合金（Co、Si、B、Zr C和Y2O3）。目的是通过制备涂层强化INVAR合金,扩大合金适用范围且维持合金较低的热膨胀系数。所得的试样经过切割、打磨、抛光、超声清洗、腐蚀后,利用光学显微镜、扫描电子显微镜观察分析熔覆层和界面的微观组织,结合X射线衍射、能谱和场发射透射电镜对熔覆层的相组成、成分、结构进行表征。激光熔覆工艺优化后的推荐参数为:粉末厚度为1 mm的条件下,采用激光功率1.4 k W,激光扫描速度5 mm/s,保护气体:氩气15 L/min。熔覆层的主要缺陷是裂纹和少量气孔,靠近INVAR合金的熔覆层容易形成晶界走向的裂纹。组织分析结果表明:熔覆层中主要由γ-（Fe,Ni）和Co的固溶体、W2C、Cr3C2、V8C7、CoCx和NbC等相组成。元素扩散、碳化物强化、位错强化和碳化物/基体界面塑性变形是INVAR合金的表面强化机制。耐磨性测试结果表明:在干摩擦条件下涂层的耐磨性相对INVAR合金有明显的提升,并且只添加VC的涂层比只添加Cr3C2和同时添加VC,Cr3C2涂层的耐磨性更好,INVAR合金的磨损机制主要是粘着磨损和疲劳磨损;涂层的磨损机制主要是磨粒磨损。高温抗氧化性测试结果表明:在800℃条件下,涂层的高温抗氧化性能相对INVAR合金有明显的提升,涂层内部氧化层的厚度为18.4μm,而INVAR合金内氧化层的厚度为88.38μm。只添加Cr3C2的涂层相较只添加VC和同时添加Cr3C2、VC的涂层显示出更好的高温抗氧化性,主要得益于在界面处生成致密的氧化层Cr2O3阻碍氧元素的进一步扩散。
隋庆爽[9]（2019）在《高强度因瓦合金的氧化及析出强化特性研究》文中研究表明Fe-36Ni二元因瓦合金因具有极低的线膨胀系数被广泛应用于精密仪器领域,但强度低（Rel≤300 MPa,Rm≤500 MPa）的问题却大大限制了其工业化应用。如何在保持低膨胀特性的基础上,提高其强度是这类材料应用的关键。本研究首先对几种不同化学成分的因瓦合金在高温加热过程中的氧化特性进行了研究,以优化材料的成分,减少其在高温处理过程中的烧损。在此基础上,对两种不同成分的因瓦合金进行适当的热处理,以研究材料的组织和力学性能及膨胀特性的变化,并借助电解抛光腐蚀及电解萃取等技术手段,分析了材料时效过程中第二相的析出状况和结构特征,得出以下结论:1.向Fe-Ni二元因瓦合金中加入的Cr元素主要分布在氧化层表面,它与氧结合形成了致密的氧化膜,故能显着减少材料的氧化,且氧化层厚度的对数与Cr当量呈良好线性关系;V、Ti、Nb三种元素的加入无助于材料抗氧化性的改善,并使氧化层厚度有所增加,EPMA分析结果表明:V在氧化层中浓度较高,并以点状或颗粒状形式分布。Ti和Nb则以孤立的质点形式存在,且在氧化层中含量很少。N2气体的通入使材料的氧化程度有所减轻,但难以完全避免。随着氧化时间的延长,材料的氧化程度增加,且热轧板的氧化层厚度远远低于铸锭。2.Cr合金化因瓦合金经1000℃×1 h固溶处理+425℃×7 h的力学性能达到最佳值,Rm=644.1 MPa,Rel=370.2 MPa,A=47.5%,Z=47.8%),热膨胀系数最低为3.30×10-6K-1。对固溶处理后时效样品中第二相进行萃取的结果表明:该合金在时效过程中析出的产物是Cr7C3和Fe3C。提高固溶处理温度无助于增加该合金时效后的强度,但在时效前进行适当的预变形,则能显着提高材料的强度,但其塑性有所下降。其中,1100℃×1 h固溶处理+预变形42.8%+360℃×1 h时效处理样品的强度与1000℃×1 h固溶处理+425℃×7 h的基本持平。3.向含钼因瓦合金中加入V、Ti等强碳化物形成元素,会明显延缓Mo2C碳化物在时效过程中的长大速度,而它们所形成的Ti（C,N）和VC第二相在时效过程中始终保持稳定的纳米颗粒,有利于提高因瓦合金的强度,降低其热膨胀系数。故Mo、V、Ti同时添加的因瓦合金经1240℃×3 h固溶处理+780℃×5 h时效达到Rm=937.7 MPa的最高强度,并在-50～100℃的温度范围内保持2.28×10-6 K-1的低膨胀系数。
周正华[10]（2019）在《K418高温合金热型连铸过程数值模拟与实验研究》文中认为镍基铸造高温合金作为目前在各种航空、航天用发动机上高温热端部件的主要材料,具有非常重要应用价值。而K418高温合金作为目前用量最大的铸造高温合金,以其为研究对象,具有现实意义。目前采用传统的真空模铸工艺得到的高温合金母合金锭存在中心缩孔、疏松以及偏析等众多问题,与传统模铸相比,热型连铸工艺可制得纯净、组织致密和低偏析的铸坯,因此,将热型连铸技术引入到高温合金的制备领域中来具有十分重要的意义。热型连铸技术需要严格控制其传热和凝固过程,因此有必要使用数值模拟技术为精确控制传热和凝固过程提供指导。本文采用基于有限元方法的ProCAST软件,模拟了镍基高温合金K418热型连铸过程中的温度场和微观组织演变。微观组织模拟采用CAFE技术,其中形核过程采用基于高斯分布函数的连续形核模型,枝晶尖端生长过程采用KGT模型。通过实验校正,获得了准确的边界条件及形核参数为后续模拟研究奠定基础,在此基础上,深入分析了工艺参数对热型连铸过程温度场和微观组织演变的影响,最后,实验成功热型连铸K418高温合金工艺,连铸出致密、成分均匀分布和组织细密的连铸棒,进而研究了不同工艺参数条件对K418高温合金连铸坯一次枝晶、二次枝晶、γ′相、碳化物以及力学性能的影响。主要结论如下:（1）通过温度场实验结果与模拟结果反复校核直至二者较为吻合,获得准确的边界条件,为后续温度场模拟奠定基础;在温度场模拟结果的基础上,进而通过微观组织实验结果校核模拟结果获得准确的形核和生长动力学参数,为后续微观组织计算奠定基础。（2）在本模拟条件下,K418高温合金（Φ10 mm）热型连铸合理的制备参数范围如下:熔体浇注和BN铸型温度15001540℃,冷却距离23 mm,平均拉坯速度918 mm/min。（3）在本模拟条件下,K418高温合金（Φ10 mm）热型连铸过程中,随着浇注温度的升高,晶粒淘汰的趋势有所减弱;随着拉坯速度的提高,晶粒的淘汰趋势明显增加。工艺参数的改变只会加强或减弱晶粒淘汰的速度,但不会对晶粒淘汰的总体趋势造成影响。（4）在本实验条件下,K418高温合金（Φ10 mm）热型连铸过程中随着拉坯速度由9 mm/min提高到18 mm/min,合金的一次枝晶间距由187μm减小到178μm,二次枝晶间距由46μm减小到34μm,枝晶干γ′相尺寸由304 nm减小到216 nm,枝晶间γ′相尺寸由340 nm减小到320 nm,枝晶间MC碳化物面积分数由1.14%减小到1.08%,室温抗拉强度由1132 MPa提高到1180 MPa,延伸率由12.5%提高到19%;随着温度梯度由26℃/cm提高到37℃/cm至46℃/cm,合金的一、二次枝晶间距逐渐减小,一次枝晶间距依次为:221μm、187μm、174μm,二次枝晶间距依次为:54μm、46μm、42μm,枝晶干和枝晶间γ′相尺寸也逐渐减小,枝晶干γ′相尺寸依次为:336 nm、304 nm、251 nm,枝晶间γ′相尺寸依次为:528 nm、340 nm、278 nm,枝晶间MC碳化物面积分数由1.28%减少到1.08%,室温抗拉强度由1069 MPa提高到1175 MPa,延伸率也由12.1%提高到17.2%。
二、低膨胀高温合金的发展及在航空航天业的应用（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、低膨胀高温合金的发展及在航空航天业的应用（论文提纲范文）
（1）超超临界机组耐热钢和高温合金的性能劣化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 P92钢的发展与研究进展 |
| 1.2.1 P92钢的发展 |
| 1.2.2 P92钢的研究现状 |
| 1.3 Inconel783合金的发展与研究现状 |
| 1.3.1 Inconel783合金的发展 |
| 1.3.2 Inconel783合金的研究现状 |
| 1.4 T23钢的发展与研究进展 |
| 1.4.1 T23钢的发展 |
| 1.4.2 T23钢的研究现状 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 1.5.1 P92钢的主要研究内容 |
| 1.5.2 Inconel783合金的主要研究内容 |
| 1.5.3 T23钢的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 P92钢实验材料 |
| 2.2 Inconel783合金实验材料 |
| 2.2.1 国产Inconel783合金性能参数 |
| 2.2.2 进口Inconel783合金基本性能 |
| 2.3 高温时效实验 |
| 2.3.1 P92钢高温时效实验及样品制取 |
| 2.3.2 国产Inconel783合金高温时效实验及样品制取 |
| 2.4 微观组织与结构分析 |
| 2.4.1 OM金相组织 |
| 2.4.2 SEM微观形貌 |
| 2.4.3 EDS元素分布 |
| 2.4.4 XRD相组成 |
| 2.4.5 TEM相结构/点阵 |
| 2.5 力学性能分析 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 布氏硬度测试 |
| 2.5.3 力学拉伸实验 |
| 2.5.4 冲击试验 |
| 2.6 化学成分分析 |
| 2.7 高温持久强度实验 |
| 第3章 P92钢650℃与680℃时效的组织及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材质成分分析 |
| 3.3 金相组织分析 |
| 3.4 SEM-EDS元素分布及XRD能谱分析 |
| 3.5 SEM扫描电镜分析 |
| 3.6 TEM透射电镜分析 |
| 3.7 650℃与680℃时效力学性能变化及机理研究 |
| 3.7.1 布氏硬度和显微硬度 |
| 3.7.2 室温拉伸性能 |
| 3.7.3 高温拉伸性能 |
| 3.7.4 拉伸断口形貌分析 |
| 3.7.5 力学性能变化机理分析 |
| 3.8 P92钢强度预测模型研究 |
| 3.8.1 时效温度对P92钢性能的影响 |
| 3.8.2 强度与硬度的物理关系 |
| 3.8.3 P92钢的强度预测模型 |
| 3.9 本章小结 |
| 第4章 P92钢蠕变断裂寿命实验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 持久强度测定的理论依据 |
| 4.2.1 等温线外推法 |
| 4.2.2 Larson-Miller参数法 |
| 4.3 实验参数 |
| 4.4 金相组织分析 |
| 4.5 SEM扫描电镜分析 |
| 4.6 TEM透射电镜分析 |
| 4.7 基于持久强度的蠕变寿命评估模型 |
| 4.8 硬度测试 |
| 4.9 基于显微硬度的蠕变寿命监测模型 |
| 4.10 本章小结 |
| 第5章 Incone1783合金650℃与700℃时效组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 金相组织分析 |
| 5.3 SEM扫描电镜分析 |
| 5.4 SEM-EDS元素分布分析 |
| 5.5 TEM透射电镜分析 |
| 5.6 650℃时效力学性能及断口形貌分析 |
| 5.6.1 650℃时效室温拉伸性能 |
| 5.6.2 650℃时效冲击韧性 |
| 5.6.3 650℃时效硬度测试 |
| 5.6.4 650℃时效高温拉伸性能 |
| 5.7 700℃时效力学性能及其与650℃时效的对比研究 |
| 5.7.1 700℃时效室温拉伸性能 |
| 5.7.2 700℃时效冲击韧性 |
| 5.7.3 Incone1783合金冲击韧性预测模型 |
| 5.7.4 700℃时效硬度测试 |
| 5.7.5 700℃时效高温拉伸性能 |
| 5.8 650℃与700℃时效拉伸断口分析 |
| 5.8.1 室温拉伸断口 |
| 5.8.2 高温拉伸断口 |
| 5.9 本章小结 |
| 第6章 长时服役后T23钢组织和力学性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试样制备与试验方法 |
| 6.3 金相组织与SEM扫描电镜分析 |
| 6.4 SEM-EDS元素分布分析 |
| 6.5 TEM透射电镜分析 |
| 6.6 力学拉伸性能 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新成果 |
| 7.3 工作展望 |
| 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 |
（2）GH2909合金表面抗氧化涂层的高温氧化行为研究（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 氧化动力学 |
| 2.2 氧化产物分析 |
| 3 结论 |
（3）长期时效对低膨胀高温合金GH2909性能的影响（论文提纲范文）
| 1 实验方法 |
| 2 实验结果和讨论 |
| 2.1 长期时效后合金力学性能的变化 |
| 2.2 长期时效后合金组织的变化 |
| 2.3 讨论 |
| 3 结论 |
（4）水蒸气对Ni-25Cr合金高温氧化行为的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高温合金简介 |
| 1.2.1 高温合金的发展历程 |
| 1.2.2 高温合金的分类与应用 |
| 1.2.3 镍基高温合金的简介 |
| 1.2.4 镍基合金的失效 |
| 1.3 NiCr合金氧化的研究现状 |
| 1.3.1 NiCr合金的高温氧化 |
| 1.3.2 水蒸气对合金高温氧化行为的影响 |
| 1.4 选题依据和研究内容 |
| 第2章 研究方案与分析方法 |
| 2.1 高温氧化实验及理论研究方案 |
| 2.2 NiCr合金样品的制备 |
| 2.3 实验表征方法及其样品制备 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜及其样品制备 |
| 2.3.2 透射电子显微镜及其样品制备 |
| 2.4 理论分析方法简介 |
| 第3章 NiCr合金高温氧化行为的实验表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果及分析 |
| 3.2.1 NiCr合金的原始成分分析 |
| 3.2.2 合金在氧气和水蒸气中氧化后表面形貌的对比分析 |
| 3.2.3 合金在氧气和水蒸气中氧化截面形貌与氧化膜厚度对比分析 |
| 3.2.4 合金在氧气和水蒸气中氧化后微结构演变和物质成分对比分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 NiCr合金高温氧化机理的理论分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 理论计算模型与方法 |
| 4.3 计算结果及分析 |
| 4.3.1 氢质子对氧化铬中单空位形成的影响 |
| 4.3.2 氢质子对氧化铬中双空位聚集的影响 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 合金高温氧化机理分析 |
| 4.4.2 孔洞内氧化机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（5）新型Ti-20Zr-xCr合金显微组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 钛合金与锆合金的发展与应用 |
| 1.2.1 钛与钛合金的发展 |
| 1.2.2 钛与钛合金的应用 |
| 1.2.3 锆与锆合金的发展 |
| 1.2.4 锆与锆合金的应用 |
| 1.3 钛合金的熔炼和加工技术 |
| 1.3.1 钛合金的制备 |
| 1.3.2 钛合金的加工技术 |
| 1.4 钛合金的相变及显微组织 |
| 1.4.1 钛合金的相变 |
| 1.4.2 合金元素对Ti的影响 |
| 1.4.3 Ti合金的微观组织特征 |
| 1.5 钛合金的强韧化与变形机制 |
| 1.5.1 钛合金的强韧化 |
| 1.5.2 钛合金的成分设计理论 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 Ti-Zr基合金的制备、表征及性能测试方法 |
| 2.1 Ti基合金的制备方法 |
| 2.2 变形方法及工艺 |
| 2.3 合金的热处理设备和方法 |
| 2.4 Ti合金的相结构和微观组织测试 |
| 2.4.1 物相结构分析 |
| 2.4.2 合金的金相组织观察 |
| 2.4.3 SEM观察 |
| 2.5 力学性能的测试 |
| 2.5.1 压缩、拉伸实验测试 |
| 2.5.2 维氏硬度测试 |
| 第3章 TiZr基合金的成分设计及组织性能演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金元素的选择 |
| 3.3 合金含量的设计 |
| 3.4 TiZr基合金的成分设计及组织性能 |
| 3.4.1 相组成分析 |
| 3.4.2 微观组织 |
| 3.4.3 力学性能分析 |
| 3.4.4 断口形貌分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 热轧态Ti-20Zr-2Cr三元合金力学性能与组织演变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与过程 |
| 4.3 不同热轧变形量对2Cr合金显微组织和力学性能的影响 |
| 4.3.1 相组成分析 |
| 4.3.2 微观组织结构 |
| 4.3.3 力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 热轧态Ti-20Zr-10Cr三元合金力学性能与组织演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法与过程 |
| 5.3 不同热轧变形量对10Cr合金显微组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 相组成分析 |
| 5.3.2 微观组织形貌分析 |
| 5.3.3 力学性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）GH2909合金锻件持久缺口敏感性组织分析（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 试验结果 |
| 2.1 晶粒和析出相形貌特征 |
| 2.2 断口形貌及纵剖组织 |
| 3 分析与讨论 |
| 4 结论 |
（7）Ni-Cr-Mo和Ni-Co-Cr基合金热稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.1.1 国外高温合金的发展 |
| 1.1.2 国内高温合金的发展 |
| 1.2 高温合金中的合金元素与析出相 |
| 1.2.1 高温合金中的合金元素 |
| 1.2.2 高温合金中的析出相 |
| 1.3 700℃先进超超临界燃煤机组的发展 |
| 1.3.1 700℃超超临界燃煤发电机组的发展 |
| 1.3.2 700℃超超临界燃煤发电用高温合金研究现状 |
| 1.4 本研究工作的背景、意义及内容 |
| 第2章 长期时效对K325 合金组织与力学性能影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.3 K325 合金在长期时效后的组织变化 |
| 2.3.1 γ″相的形成、长大与转变 |
| 2.3.2 δ相的析出与转变趋势 |
| 2.3.3 碳化物的演变 |
| 2.4 K325 合金长期时效后力学性能的变化 |
| 2.4.1 K325 合金长期时效后700℃拉伸性能 |
| 2.4.2 K325 合金长期时效后室温冲击性能 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 应力诱导K325 合金组织退化行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 K325 合金持久性能 |
| 3.4 K325 合金持久组织研究 |
| 3.4.1 K325 合金持久后γ″相的转变 |
| 3.4.2 K325 合金持久后碳化物转变 |
| 3.5 应力与温度共同作用下K325 合金组织退化研究 |
| 3.6 K325 合金持久断裂分析 |
| 3.6.1 K325 合金持久样品断口分析 |
| 3.6.2 K325 合金持久断裂方式分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 应力诱导M985 合金组织退化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.3 M985 合金持久性能 |
| 4.4 M985 合金持久后组织分析 |
| 4.4.1 M985 合金持久样品组织特征 |
| 4.4.2 M985 合金持久样品γ'相演化 |
| 4.5 M985 合金持久断裂分析 |
| 4.5.1 M985 合金持久样品断口分析 |
| 4.5.2 M985 合金持久样品断裂方式分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和获得的研究成果 |
| 致谢 |
（8）INVAR合金表面激光熔覆层的显微组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 Invar合金 |
| 1.2.1 Invar效应 |
| 1.2.3 Invar合金的发展和应用 |
| 1.2.4 Invar合金的强化研究进展 |
| 1.3 激光熔覆技术的研究进展 |
| 1.4 论文的研究意义与研究内容 |
| 第二章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 熔覆材料 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 试验设备及方法 |
| 2.3.1 熔覆设备 |
| 2.3.2 试样制备 |
| 2.3.3 试样表征 |
| 2.3.4 试样性能测试 |
| 第三章 熔覆层的微观组织及物相分析 |
| 3.1 宏观成形 |
| 3.2 熔覆层微观组织分析 |
| 3.3 熔覆层物相分析 |
| 3.4 熔覆层精细结构 |
| 3.5 熔覆层元素扩散及界面行为 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 熔覆层性能分析 |
| 4.1 熔覆层摩擦磨损性能分析 |
| 4.2 熔覆层高温抗氧化性分析 |
| 4.3 与其他强化方法对比分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（9）高强度因瓦合金的氧化及析出强化特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 因瓦合金的性能、应用及其强化途径 |
| 1.2.1 因瓦合金性质 |
| 1.2.2 因瓦合金的应用 |
| 1.2.3 因瓦合金的强化手段及合金元素的作用分析 |
| 1.3 析出物的形态及作用 |
| 1.3.1 常规腐蚀方法的运用 |
| 1.3.2 利用电解抛光腐蚀方法分析析出物的形态与作用 |
| 1.3.3 利用萃取方法分析析出物的形态与作用 |
| 1.4 因瓦合金的高温氧化特性 |
| 1.5 研究内容及意义 |
| 第二章 试验材料与表征方法 |
| 2.1 试验用合金的制备 |
| 2.2 利用JmatPro-9 软件对因瓦合金热处理中第二相析出动力学分析 |
| 2.2.1 JmatPro-9 热力学软件简介 |
| 2.2.2 合金化因瓦合金热处理过程中第二相析出动力学模拟 |
| 2.3 试验材料的表征方法 |
| 2.3.1 显微组织观察样品的制备 |
| 2.3.2 样品组织结构表征 |
| 2.3.3 力学性能测试方法 |
| 2.3.4 热膨胀性能测试 |
| 2.3.5 抗氧化性能测试 |
| 第三章 因瓦合金的高温氧化特性研究 |
| 3.1 含Cr因瓦合金的高温抗氧化特性 |
| 3.1.1 氧化层的构成 |
| 3.1.2 不同环境气氛下主要元素的分布情况 |
| 3.1.3 Cr当量对因瓦合金晶间氧化层的影响 |
| 3.2 含Cr、Mo、Ti、V因瓦合金的高温抗氧化特性 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 Cr合金化因瓦合金的析出强化特性研究 |
| 4.1 1000℃×1h固溶处理材料的时效强化特性 |
| 4.2 固溶处理温度提高对因瓦合金时效强化效果的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 Mo、V、Ti复合合金化因瓦合金的析出强化特性的研究 |
| 5.1 试验合金的力学性能 |
| 5.2 试验合金的热膨胀性能 |
| 5.3 时效过程中材料的微观组织变化 |
| 5.3.1 试验材料的电解抛光腐蚀结果 |
| 5.3.2 利用萃取电解方法分析7#合金的微观组织变化 |
| 5.3.3 材料强化的理论分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（10）K418高温合金热型连铸过程数值模拟与实验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铸造高温合金的发展与应用 |
| 1.2.1 国外铸造高温合金的发展与应用 |
| 1.2.2 国内铸造高温合金的发展与应用 |
| 1.3 高温合金母合金锭的生产研究现状 |
| 1.3.1 高温合金母合金锭的质量要求 |
| 1.3.2 高温合金母合金锭的制备技术 |
| 1.4 热型连铸技术 |
| 1.4.1 热型连铸技术的原理 |
| 1.4.2 热型连铸过程主要影响因素 |
| 1.4.3 热型连铸技术的应用 |
| 1.4.4 热型连铸坯的性能 |
| 1.4.5 热型连铸在现代制造技术中的优势 |
| 1.5 数值模拟在热型连铸技术中的研究应用 |
| 1.5.1 凝固过程数值模拟的国内外研究进展 |
| 1.5.2 数值模拟在热型连铸技术中的应用状况 |
| 1.6 ProCAT软件介绍 |
| 1.6.1 ProCAST软件主要功能 |
| 1.6.2 ProCAST模拟仿真流程 |
| 1.7 本文研究目的与内容 |
| 第二章 热型连铸实验装置、材料及模拟数学模型 |
| 2.1 实验装置 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 宏观温度场计算控制方程 |
| 2.4 形核与生长过程相关数学模型 |
| 2.4.1 形核过程 |
| 2.4.2 生长过程 |
| 2.5 FE和 CA的耦合模型 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 K418 高温合金热型连铸温度场模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 K418 高温合金(Φ10 mm)热型连铸温度场模拟 |
| 3.2.1 有限元网格划分 |
| 3.2.2 基本假设与边界条件 |
| 3.2.3 温度场验证 |
| 3.2.4 浇注温度对温度场的影响 |
| 3.2.5 拉坯速度对温度场的影响 |
| 3.2.6 冷却距离对温度场的影响 |
| 3.2.7 实验验证 |
| 3.2.8 小结 |
| 3.3 K418 高温合金(Φ20 mm)热型连铸温度场预测 |
| 3.3.1 拉坯速度对固液界面位置的影响 |
| 3.3.2 浇注温度对固液界面位置的影响 |
| 3.3.3 实验验证 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 K418 高温合金热型连铸凝固组织模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微观组织验证 |
| 4.3 工艺参数对微观组织演化的影响 |
| 4.3.1 浇注温度对微观组织演化的影响 |
| 4.3.2 拉坯速度对微观组织演化的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 工艺参数对热型连铸实验坯显微组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 .拉坯速度对热型连铸的实验坯显微组织及性能的影响 |
| 5.2.1 拉坯速度对树枝晶的影响 |
| 5.2.2 拉坯速度对γ′相的影响 |
| 5.2.3 拉坯速度对碳化物的影响 |
| 5.2.4 拉坯速度对拉伸性能的影响 |
| 5.3 温度梯度对热型连铸的实验坯显微组织及性能的影响 |
| 5.3.1 温度梯度对树枝晶的影响 |
| 5.3.2 温度梯度对γ′相的影响 |
| 5.3.3 温度梯度对碳化物的影响 |
| 5.3.4 温度梯度对拉伸性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读硕士学位期间公开发表的论文 |
| 作者在攻读硕士学位期间所作的项目 |
| 致谢 |
| 附录 |
四、低膨胀高温合金的发展及在航空航天业的应用（论文参考文献）
- [1]超超临界机组耐热钢和高温合金的性能劣化研究[D]. 段鹏. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [2]GH2909合金表面抗氧化涂层的高温氧化行为研究[J]. 张亚洲,李佩桓,甄真,张勇,肖程波. 热加工工艺, 2021(14)
- [3]长期时效对低膨胀高温合金GH2909性能的影响[J]. 徐雄,李钊,万志鹏,韦康,王涛,张新房. 材料研究学报, 2021(05)
- [4]水蒸气对Ni-25Cr合金高温氧化行为的影响[D]. 邵偲灿. 湘潭大学, 2020(02)
- [5]新型Ti-20Zr-xCr合金显微组织与力学性能研究[D]. 叶茜. 陕西理工大学, 2020(11)
- [6]GH2909合金锻件持久缺口敏感性组织分析[J]. 李钊,王涛,徐雄,罗俊鹏,盛俊英. 金属热处理, 2020(05)
- [7]Ni-Cr-Mo和Ni-Co-Cr基合金热稳定性研究[D]. 周捷. 沈阳理工大学, 2021(01)
- [8]INVAR合金表面激光熔覆层的显微组织及性能研究[D]. 邹赟. 上海工程技术大学, 2020(04)
- [9]高强度因瓦合金的氧化及析出强化特性研究[D]. 隋庆爽. 河北工业大学, 2019(06)
- [10]K418高温合金热型连铸过程数值模拟与实验研究[D]. 周正华. 上海大学, 2019(03)
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