• <tr id="yyy80"></tr>
  • <sup id="yyy80"></sup>
  • <tfoot id="yyy80"><noscript id="yyy80"></noscript></tfoot>
  • 99热精品在线国产_美女午夜性视频免费_国产精品国产高清国产av_av欧美777_自拍偷自拍亚洲精品老妇_亚洲熟女精品中文字幕_www日本黄色视频网_国产精品野战在线观看 ?

    渦輪葉片蠕變損傷行為及固溶處理對(duì)葉片材料性能的影響

    2014-05-14 07:22:14王小蒙王天佑趙子華張崢
    航空學(xué)報(bào) 2014年10期
    關(guān)鍵詞:激活能粗化服役

    王小蒙,王天佑,趙子華,張崢

    北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,北京 100191

    航空及地面燃?xì)廨啓C(jī)是在高溫、高壓、高轉(zhuǎn)速及燃?xì)飧g等惡劣條件下長期工作的熱動(dòng)力機(jī)械,是由多個(gè)零部件和附件組成的復(fù)雜系統(tǒng)。渦輪葉片是航空及地面燃?xì)廨啓C(jī)的關(guān)鍵轉(zhuǎn)動(dòng)部件,其壽命及可靠性直接影響飛行器及大型機(jī)械的安全。由于葉片的服役環(huán)境十分惡劣,因此通常由具有良好的抗高溫蠕變性能、抗氧化腐蝕性能和抗疲勞性能的高溫合金制成[1]。由于高溫、高轉(zhuǎn)速和復(fù)雜應(yīng)力的聯(lián)合作用,渦輪葉片往往會(huì)產(chǎn)生不可避免的損傷,如蠕變損傷、疲勞損傷、腐蝕損傷等,導(dǎo)致葉片材料力學(xué)性能的下降。當(dāng)服役損傷累積到某臨界值或葉片達(dá)到設(shè)計(jì)壽命時(shí)就需要更換新的葉片來確保燃?xì)廨啓C(jī)的安全運(yùn)行。然而,葉片的更換往往帶來高額的制造成本,因此,渦輪葉片的延壽技術(shù)成為具有現(xiàn)實(shí)意義和經(jīng)濟(jì)意義的研究熱點(diǎn)之一。

    目前,許多學(xué)者[2-12]針對(duì)葉片材料的蠕變損傷行為開展了一系列的修復(fù)工作,指出采用合適的延壽技術(shù)可以使損傷葉片恢復(fù)到新葉片的狀態(tài),從而更有效地延長渦輪葉片的使用壽命。主要的延壽技術(shù)包括簡單熱處理、恢復(fù)熱處理及熱等靜壓(Hot Isostatic Pressing,HIP)復(fù)合恢復(fù)熱處理技術(shù)等方法?;謴?fù)熱處理進(jìn)行葉片組織修復(fù)比較簡單,通常包含固溶處理和時(shí)效處理兩個(gè)階段,其中固溶處理的目的是溶解在服役過程中退化的第二相組織(如粗化的γ′相、退化的二次碳化物及γ′膜等)到基體中,從而在時(shí)效階段,重新析出的細(xì)小γ′相可以不斷長大成規(guī)則的形貌,大大提高材料的力學(xué)性能。

    本文分別針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片材料K002和地面燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片材料GTD-111高溫合金,系統(tǒng)研究了不同服役時(shí)間對(duì)兩種葉片蠕變損傷行為的影響,同時(shí),采用了不同的固溶處理制度對(duì)兩種材料γ′相的溶解行為進(jìn)行了研究。

    1 試驗(yàn)方法

    選取兩種不同服役時(shí)間的渦輪葉片進(jìn)行蠕變損傷行為的研究。其中,服役約600 h的航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片材料為K002高溫合金,服役約10 000 h的燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片材料為GTD-111高溫合金,兩種合金的化學(xué)成分如表1和表2所示。采用不同的熱處理制度對(duì)兩種葉片材料的固溶行為進(jìn)行研究,具體制度如表3所示,表中WQ表示水淬。

    表1 K002合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of K002 superalloy wt%

    表2 GTD-111合金的化學(xué)成分Table 2 Chemical composition of GTD-111 superalloy wt%

    表3 K002和GTD-111兩種合金的固溶熱處理制度Table 3 Solution heat treatment schedules for K002 and GTD-111 superalloys

    試樣選取兩種葉片損傷最嚴(yán)重的葉身半高處,對(duì)所取試樣進(jìn)行研磨、拋光、化學(xué)腐蝕等工作,腐蝕液為20 g CuSO4,50 m L HCl,100 m L H2O。之后通過Hitachi S4800場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織的觀察。

    對(duì)兩種原始態(tài)材料進(jìn)行固溶試驗(yàn),并對(duì)不同制度固溶處理后的試樣進(jìn)行顯微組織的觀察,觀察前的準(zhǔn)備工作與之前相同。

    利用圖像處理軟件Image Pro Plus對(duì)γ′相的等效直徑以及體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行測(cè)量,定量地得出γ′相的形貌參數(shù)。

    2 結(jié)果與討論

    2.1 蠕變損傷

    2.1.1 γ′相退化

    圖1顯示了K002和GTD-111兩種合金葉片服役前后顯微組織的變化情況。從圖1(a)可以看出,服役前K002合金中γ′相呈現(xiàn)出立方狀形貌,其等效直徑約為530 nm。經(jīng)過約600 h服役后,γ′相逐漸喪失了這種規(guī)則的立方狀形貌,邊角鈍化,呈現(xiàn)不規(guī)則形貌,如圖1(b)所示,其等效直徑增加至約640 nm。同樣,服役前GTD-111合金呈現(xiàn)雙尺寸分布的γ′相,如圖1(c)所示,尺寸較大的一次γ′相表現(xiàn)為立方狀形貌,其尺寸約為531 nm,尺寸較小的二次γ′相表現(xiàn)為類球狀形貌。經(jīng)過長時(shí)服役(約10 000 h),一次γ′相粗化,規(guī)則的立方狀形貌消失,呈現(xiàn)出粗大的橢圓狀形貌,同時(shí),二次γ′相消失,測(cè)得的一次γ′相等效直徑約為795 nm。

    上述結(jié)果表明,兩種合金γ′相的原始尺寸大致相同,在服役過程中均發(fā)生了粗化反應(yīng),同時(shí),幾乎沒有觀察到γ′相的定向筏排,說明在服役過程中,兩種材料γ′相的退化行為均以粗化長大為主,粗化過程受Ostwald熟化理論(ORM)和粒子聚集理論(PAM)控制。在服役過程中,基體中的溶質(zhì)原子不斷擴(kuò)散到γ′相中,導(dǎo)致γ′相不斷粗化長大(Ostwald熟化理論),所以其表面能不斷增加,而服役過程中材料總表面能不斷減少,所以減小的能量轉(zhuǎn)化為粗大的一次γ′相對(duì)周圍細(xì)小的二次γ′相的吸引力,從而使粗大的γ′相與周圍細(xì)小的γ′相不斷發(fā)生聚集(粒子聚集理論),導(dǎo)致γ′相不斷發(fā)生粗化長大。這與Qin等[13-14]對(duì)長時(shí)熱暴露的研究結(jié)果一致。對(duì)比兩種材料不難發(fā)現(xiàn),GTD-111合金葉片服役后γ′相的尺寸明顯大于K002合金葉片服役后γ′相的尺寸,這說明長時(shí)服役所導(dǎo)致的γ′相退化行為比短時(shí)服役的退化行為表現(xiàn)得更加明顯。

    圖1 服役前后K002和GTD-111合金顯微組織的變化Fig.1 Microstructural evolution for K002 and GTD-111 superalloys before and after service

    2.1.2 碳化物分解

    對(duì)服役前K002合金葉片,碳化物為一次MC型碳化物,其形貌多為塊狀和骨架狀,如圖2(a)所示。從相應(yīng)的能譜分析結(jié)果(見表4)來看,原始態(tài)的碳化物中Ti、Ta和 W元素較多,說明其為典型的一次MC型碳化物[4]。服役后的碳化物以塊狀形貌為主,如圖2(b)所示,進(jìn)行能譜分析(見表4)后,表現(xiàn)為富Hf的一次MC型碳化物,為區(qū)分服役前后的碳化物類型,把服役前的一次碳化物定義為MC(1)型碳化物,服役后富Hf的一次碳化物定義為 MC(2)型碳化物。服役后富 Hf的MC(2)型碳化物產(chǎn)生的原因是由于K002合金中,γ/γ′共晶相是富Hf相,Hf元素含量在3%~5%[15],葉片在高溫服役過程中,以 γ/γ′共晶為Hf源,與γ基體中的C原子反應(yīng)生成富Hf的MC(2)型碳化物,碳化物的分解反應(yīng)式為

    對(duì)于GTD-111合金葉片,服役前的碳化物與K002合金相似,均為塊狀一次MC型碳化物,如圖2(c)所示。服役后,一次MC型碳化物發(fā)生了明顯分解,MC碳化物周圍包覆一層γ′膜,膜外形成一層由二次M23C6型碳化物構(gòu)成的碳化物膜,如圖2(d)所示,相應(yīng)的能譜分析結(jié)果如表5所示。這說明在服役過程中,碳化物發(fā)生了如下分解反應(yīng):

    表4 K002合金服役前后碳化物的能譜結(jié)果Table 4 EDS composition of carbides before and after service for K002 superalloy wt%

    表5 GTD-111合金服役前后碳化物的能譜結(jié)果Table 5 EDS composition of carbides before and after service for GTD-111 superalloy wt%

    圖2 服役前后K002和GTD-111合金碳化物的變化Fig.2 Changes on carbides of K002 and GTD-111 superalloys before and after service

    從以上結(jié)果可知,兩種葉片在服役過程中碳化物的分解反應(yīng)不同,這是由兩種材料本身的成分和不同的服役條件所致。K002合金服役時(shí)間較短,所以一次MC型碳化物并沒有分解成二次的碳化物,而由于其自身含有Hf元素,所以在服役過程中發(fā)生了富Hf的一次MC型碳化物的轉(zhuǎn)化。對(duì)于GTD-111合金,由于自身富含較多的Cr元素(提高抗氧化性),所以在長時(shí)服役過程中碳化物易發(fā)生分解反應(yīng),生成富Cr的M23C6的二次碳化物。

    2.1.3 蠕變空洞的形成

    圖3顯示了兩種葉片服役后形成的蠕變空洞。K002合金的葉片服役后常在碳化物與基體的界面處或γ/γ′共晶與基體的界面處形成蠕變空洞,如圖3(a)所示,在空洞附近,γ′相呈現(xiàn)出不規(guī)則的形貌。這種蠕變空洞產(chǎn)生的原因是由于碳化物或γ/γ′共晶與基體的熱膨脹系數(shù)不同,在服役過程中由于高溫和復(fù)雜應(yīng)力的聯(lián)合作用導(dǎo)致其相界面處形成蠕變空洞。此外,三叉晶界也常常是蠕變空洞形核的有利位置[16]。而GTD-111合金的葉片服役后同樣在碳化物與基體的界面處觀察到蠕變空洞的產(chǎn)生,如圖3(b)所示,其形核位置與K002合金的葉片相似,說明二者在蠕變空洞的形成機(jī)理上基本相同。而二者的蠕變空洞數(shù)量較少,說明經(jīng)長時(shí)與短時(shí)服役后,二者均處于各自蠕變變形第二階段的中前期。

    圖3 兩種葉片服役后的蠕變空洞Fig.3 Creep cavities for two kinds of serviced blades

    2.2 固溶處理

    2.2.1 K002合金γ′相的溶解行為

    由于K002合金是航空渦輪葉片的制造材料,其服役時(shí)間往往較短,而GTD-111合金是地面燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片的制造材料,其服役時(shí)間往往較長。根據(jù)兩種材料不同的服役環(huán)境特點(diǎn),研究不同的固溶處理制度對(duì)它們的主要強(qiáng)化相γ′相溶解行為的影響。

    圖4 不同固溶處理制度下K002合金γ′相的溶解情況Fig.4 γ′dissolution behavior under different solution heat treatments for K002 superalloy

    圖4顯示了K002合金經(jīng)過不同固溶處理后顯微組織的特征。在經(jīng)過1 150℃/1 h固溶處理后,K002合金中的γ′相發(fā)生了明顯的粗化現(xiàn)象,γ′粒子之間發(fā)生了明顯的粗化聚集,同時(shí)在粗大的一次γ′顆粒周圍觀察到細(xì)小的二次γ′相,如圖4(a)所示。提高固溶溫度至1 170℃,保溫1 h后,γ′相并沒有出現(xiàn)如圖4(a)中γ′相的粗化聚集,如圖4(b)所示,這可能是由于γ′相與γ基體的點(diǎn)陣錯(cuò)配能較低,在固溶溫度較高時(shí),γ′相不會(huì)發(fā)生為了降低錯(cuò)配能而粗化的現(xiàn)象,同時(shí)γ′相有直接溶解到基體中的趨勢(shì)。繼續(xù)提高固溶溫度至1 180℃,保溫1 h后,γ′相出現(xiàn)了局部溶解區(qū)域,如圖4(c)所示,說明此時(shí)γ′相的溶解特征已經(jīng)出現(xiàn)。延長保溫時(shí)間至2 h,γ′相的溶解特征愈發(fā)明顯,并觀察到正在向基體中溶解的γ′相,如圖4(d)所示。當(dāng)固溶溫度達(dá)到1 190℃時(shí),保溫1 h后,γ′相的溶解區(qū)域被進(jìn)一步擴(kuò)大,表明γ′相的溶解特征已愈發(fā)明顯,如圖4(e)所示。延長保溫時(shí)間至2 h,多數(shù)的γ′相已經(jīng)溶解到γ基體中,剩余未溶解的γ′相呈現(xiàn)橢圓狀形貌,如圖4(f)所示,對(duì)比之前結(jié)果,這說明未溶解的γ′相正經(jīng)歷一個(gè)溶解的過程,γ′相的溶解從四周向中心不斷進(jìn)行。當(dāng)固溶條件達(dá)到1 210℃/2 h時(shí),一次γ′相已完全溶解到γ基體中,如圖4(g)所示。

    2.2.2 GTD-111合金γ′相的溶解行為

    圖5是GTD-111合金在不同的固溶處理制度下γ′相的溶解情況。經(jīng)過1 125℃/2 h固溶處理后,γ′相呈現(xiàn)橢圓狀形貌,并觀察到γ′相局部溶解區(qū)域,如圖5(a)所示。與原始態(tài)γ′相尺寸(531 nm)相比,經(jīng)固溶處理后γ′相尺寸增加至約578 nm,說明此時(shí)γ′相在溶解的同時(shí)也伴隨著粗化長大。對(duì)一次γ′相放大后發(fā)現(xiàn)其周圍分布著細(xì)小的冷卻γ′相,如圖5(b)所示。當(dāng)固溶溫度增加到1 150℃時(shí),保溫2 h后,γ′相的溶解區(qū)域進(jìn)一步擴(kuò)大,同時(shí),γ′相發(fā)生分裂,一個(gè)尺寸較大的γ′相分裂成兩個(gè)尺寸較小的γ′相,而且分裂后的兩個(gè)γ′相具有相互平行的相界面,如圖5(c)所示,說明這時(shí)γ′相的溶解行為表現(xiàn)得愈發(fā)明顯。繼續(xù)提高固溶溫度到1 175℃,保溫2 h后,大多數(shù)的一次γ′相已經(jīng)溶解到基體中,剩余少量γ′相正在經(jīng)歷一個(gè)溶解的過程,如圖5(d)所示,說明提高固溶溫度可以促進(jìn)γ′相的溶解行為。當(dāng)固溶條件達(dá)到1 200℃/2 h時(shí),枝晶干處的一次γ′相完全溶解到基體中,僅可以觀察到細(xì)小的冷卻γ′相,如圖5(e)所示,同時(shí)在枝晶間處仍可觀察到未溶解的一次γ′相,說明γ′相的溶解方向是從枝晶干向枝晶間擴(kuò)散。圖5(f)顯示了1 125℃/4 h固溶處理后γ′相的特征。γ′相的局部溶解區(qū)域被觀察到,同時(shí)γ′相出現(xiàn)了分裂現(xiàn)象,對(duì)比1 125℃/2 h的固溶情況(圖5(a)),說明延長保溫時(shí)間后γ′相的溶解行為表現(xiàn)得更加明顯,而γ′相的尺寸由保溫2 h后的579 nm減小至保溫4 h后的566 nm,說明在4 h的固溶處理中,γ′相經(jīng)歷了先粗化后溶解的過程。然而,其尺寸仍大于原始態(tài)γ′相的尺寸(531 nm),說明此時(shí)粗化行為仍然占據(jù)著主要作用。同時(shí)說明增加固溶處理的保溫時(shí)間可以促進(jìn)γ′相的溶解行為。隨著固溶溫度提高到1 150℃時(shí),保溫4 h后,γ′相的溶解區(qū)域擴(kuò)大,同時(shí)觀察到γ′相的分裂現(xiàn)象,說明γ′相的溶解行為在固溶過程中逐漸處于主導(dǎo)地位,如圖5(g)所示。繼續(xù)提高固溶溫度到1 175℃,保溫4 h后,大部分一次γ′相已經(jīng)溶解到基體中,剩余的γ′相發(fā)生了明顯的分裂現(xiàn)象,暗示其正在經(jīng)歷一個(gè)溶解的過程。此時(shí),γ′相的溶解行為在整個(gè)固溶過程中已起主導(dǎo)作用,如圖5(h)所示。當(dāng)固溶條件達(dá)到1 200℃/4 h時(shí),位于枝晶干處的一次γ′相已經(jīng)完全溶解到基體中,剩余的一次γ′相位于枝晶間處,并且正在經(jīng)歷一個(gè)溶解過程,如圖5(i)所示。

    圖5 不同固溶處理制度下GTD-111合金中γ′相的溶解情況Fig.5 γ′precipitate dissolution behavior of GTD-111 superalloy under different solution conditions

    2.3 γ′相的溶解動(dòng)力學(xué)

    圖6描述了兩種合金在不同固溶溫度和不同保溫時(shí)間下γ′相體積分?jǐn)?shù)與保溫時(shí)間的變化關(guān)系。從圖中可以得出,隨著保溫時(shí)間的增加,兩種材料γ′相的體積分?jǐn)?shù)均不斷下降,并趨于一個(gè)平衡狀態(tài),這種平衡狀態(tài)可視為一個(gè)理想體積分?jǐn)?shù)的漸近線,γ′相體積分?jǐn)?shù)隨著保溫時(shí)間的不斷延長而不斷靠近這個(gè)漸近線,當(dāng)保溫時(shí)間無限延長時(shí),γ′相的體積分?jǐn)?shù)則無限接近這條漸近線。對(duì)于固溶處理中溫度較低的曲線,γ′相體積分?jǐn)?shù)更快地接近于平衡狀態(tài),而在保溫階段初期,γ′相體積分?jǐn)?shù)變化速率較快,隨著保溫時(shí)間的增加,速率則不斷減小。

    圖6 K002和GTD-111合金γ′相體積分?jǐn)?shù)與保溫時(shí)間的關(guān)系Fig.6 Relationship betweenγ′volume fraction and holding time for K002 and GTD-111 superalloys

    假設(shè)在無限保溫時(shí)間中存在一個(gè)平衡態(tài)的γ′相體積分?jǐn)?shù)fV,lim,則對(duì)于給定固溶處理溫度的合金,其γ′相的溶解行為可以被一個(gè)指數(shù)型公式所描述:

    式中:fV,γ′為γ′相體積分?jǐn)?shù);t1為特征時(shí)間;f1為與時(shí)間有關(guān)的常數(shù)。由此,可以得到兩種材料的fV,lim、t1和f1等參數(shù),如表6所示。表中:Th為保溫溫度。

    表6 式(3)中的參數(shù)Table 6 Parameters for Eq. (3)

    由于γ′相溶解過程受原子擴(kuò)散控制,因此假定溶解速率k符合Arrhenius公式,即

    式中:A為常數(shù);Q為γ′相的溶解激活能;R為氣體常數(shù)(8.314 J·K-1·mol-1);T為絕對(duì)溫度。通過式(3)中γ′相體積分?jǐn)?shù)對(duì)時(shí)間t的導(dǎo)數(shù),可以得出溶解速率的表達(dá)式為

    由式(4)和式(5)可擬合得出溶解速率與溶解激活能,具體數(shù)據(jù)如表7和表8所示。

    從表7和表8中可以看出,對(duì)于兩種合金,溶解激活能均隨固溶處理時(shí)間的增加而增大。由于激活能是一種能量勢(shì)壘,它的增加反映了γ′相溶解行為隨著時(shí)間的增加逐漸趨于平衡狀態(tài)。而K002合金不同保溫時(shí)間的溶解激活能均大于GTD-111合金的溶解激活能,說明相對(duì)于GTD-111合金,K002合金更不易發(fā)生γ′相的溶解反應(yīng)。

    表7 K002合金的溶解速率與溶解激活能Table 7 Dissolution kinetics and activation energies for K002 superalloy

    表8 GTD-111合金的溶解速率與溶解激活能Table 8 Dissolution kinetics and activation energies for GTD-111 superalloy

    3 結(jié) 論

    1)服役導(dǎo)致兩種葉片的γ′相均發(fā)生明顯的粗化和長大,GTD-111合金葉片γ′相粗化程度大于K002合金葉片。

    2)服役后,K002合金葉片中碳化物由MC(1)型向 MC(2)型發(fā)生轉(zhuǎn)化,而 GTD-111合金葉片中碳化物發(fā)生由一次MC型向二次M23C6型的分解。

    3)長時(shí)與短時(shí)服役產(chǎn)生的蠕變空洞機(jī)理基本相同。

    4)提高固溶處理的溫度和保溫時(shí)間可以促進(jìn)γ′相的溶解行為。

    5)隨著固溶處理時(shí)間的增加,兩種材料的溶解激活能均增大,K002合金的溶解激活能大于GTD-111合金的溶解激活能。

    參 考 文 獻(xiàn)

    [1] Guo J T.Materials science and engineering for superalloys:Book 1[M].Beijing:Science Press,2008:1-17.(in Chinese)郭建亭.高溫合金材料學(xué):上冊(cè)[M].北京:科學(xué)出版社,2008:1-17.

    [2] Wangyao P,Korath T,Harnvirojkul T,et al.Effect of re-heat treatment conditions on microstructural refurbishment of nickel based superalloy turbine blades,IN-738,after long-term service[J].Journal of Metals,Materials and Minerals,2004,14(1):49-59.

    [3] Koul A,Castillo R.Assessment of service induced microstructural damage and its rejuvenation in turbine blades[J].Metallurgical Materials Transactions A,1988,19(8):2049-2066.

    [4] Sajjadi S A,Zebarjad S M,Guthrie R I L,et al.Microstructure evolution of high-performance Ni-base superalloy GTD-111 with heat treatment parameters[J].Journal of Materials Process Technology,2006,175(1):376-381.

    [5] Wangyao P,Lothongkum G,Krongtong V,et al.Effect of heat treatments after HIP process on microstructure refurbishment in cast nickel-based superalloy,IN-738[J].Journal of Metals,Materials and Minerals,2005,15(2):69-79.

    [6] Wangyao P,Krongtong V,Homkrajai W,et al.Comparing rejuvenated microstructures after HIP process and different heat treatments in cast nickel base superalloys,IN-738 and GTD-111 after long-term service[J].Acta Metallurgica Slovaca,2006,12(1):23-32.

    [7] Persson C,Persson P O.Evaluation of service-induced damage and restoration of cast turbine blades[J].Journal of Materials Engineering and Performance,1993,2(4):565-569.

    [8] Zhou Y,Zhang Z,Zhao Z H,et al.Effects of HIP temperature on the microstructural evolution and property restoration of a Ni-based superalloy[J].Journal of Materials Engineering Performance,2013,22(1):215-222.

    [9] Zhou Y,Zhang Z,Zhao Z H,et al.Morphological evolution ofγ′precipitates in a nickel-based superalloy during various solution treatments[J].Rare Metals,2012,31(3):221-226.

    [10] Zhou Y,Rao S X,Zhang Z,et al.Interaction of hot isostatic pressing temperature and hydrostatic pressure on the healing of creep cavities in a nickel-based superalloy[J].Materials&Design,2013,49:25-27.

    [11] Zhou Y,Zhang Z,Zhao Z H,et al.Healing behavior of creep induced cavities during hot isostatic pressing of nickel based superalloy[J].Materials Science and Technology,2012,28(8):1018-1021.

    [12] Zhou Y,Zhang Z,Zhong Q P,et al.Model for healing of creep cavities in nickel-based superalloys under hot isostatic pressing[J].Computational Materials Science,2012,65:320-323.

    [13] Qin X Z,Guo J T,Yuan C,et al.Long-term thermal exposure responses of the microstructure and properties of a cast Ni-base superalloy[J].Materials Science and Engineering:A,2012,543:121-128.

    [14] Qin X Z,Guo J T,Yuan C,et al.Effects of long-term thermal exposure on the microstructure and properties of a cast Ni-base superalloy[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2007,38(12):3014-3022.

    [15] Zheng Y R,Cai Y L.Ni5Hf transformation and secondary MC(2)formation in a nickel base superalloy containing Hf[J].Acta Metallurgica Sinica,1980(2):151-158.(in Chinese)

    鄭運(yùn)榮,蔡玉林.含Hf鑄造鎳基高溫合金中Ni5Hf的轉(zhuǎn)變和 次 生 MC(2)的 形 成 [J].金 屬 學(xué) 報(bào),1980(2):151-158.

    [16] Shu D L.Mechanical performances of engineering materials[M].Beijing:China Machine Press,2003:164-165.(in Chinese)

    束德林.工程材料力學(xué)性能[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社,2003:164-165.

    猜你喜歡
    激活能粗化服役
    分段平移相滲曲線方法校準(zhǔn)網(wǎng)格粗化效果
    材料服役行為研究:助力國家名片——材料服役行為分論壇側(cè)記
    一種微合金化鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為研究
    油藏地質(zhì)模型粗化的方法及其適用性分析
    少量TiB2對(duì)Ti-6Al-4V合金β晶粒長大動(dòng)力學(xué)的影響*
    功能材料(2016年2期)2016-05-17 05:31:04
    Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金的非等溫和等溫晶化動(dòng)力學(xué)研究
    2015年中考熱身單項(xiàng)選擇填空精練100題
    非均勻多孔介質(zhì)滲透率粗化的有限分析算法
    Ni-Te 系統(tǒng)的擴(kuò)散激活能和擴(kuò)散系數(shù)研究
    上海金屬(2013年4期)2013-12-20 07:57:07
    粗化條件對(duì)聚碳酸酯表面粗化效果的影響
    電鍍與精飾(2011年8期)2011-12-06 14:01:32
    成人av在线播放网站| 亚洲av中文av极速乱| 久久久久久久久久黄片| 在线观看午夜福利视频| 中文在线观看免费www的网站| 人妻制服诱惑在线中文字幕| 国产极品天堂在线| 日本爱情动作片www.在线观看| 99热6这里只有精品| 国产在线精品亚洲第一网站| 不卡一级毛片| 天堂√8在线中文| 久久韩国三级中文字幕| 亚洲图色成人| 在线观看免费视频日本深夜| 欧美日韩精品成人综合77777| 一级二级三级毛片免费看| 99久国产av精品国产电影| 直男gayav资源| 婷婷亚洲欧美| www.色视频.com| 毛片一级片免费看久久久久| 亚洲图色成人| 欧美日韩一区二区视频在线观看视频在线 | 91久久精品国产一区二区三区| 日韩亚洲欧美综合| 看片在线看免费视频| 亚洲中文字幕日韩| 亚洲国产欧洲综合997久久,| 亚洲欧美中文字幕日韩二区| 18+在线观看网站| 男的添女的下面高潮视频| 亚洲熟妇中文字幕五十中出| 国产精品一区www在线观看| 久久久精品大字幕| 一进一出抽搐gif免费好疼| 亚洲av成人av| 三级毛片av免费| 99久久精品一区二区三区| 人妻夜夜爽99麻豆av| 国产精品国产三级国产av玫瑰| 精品久久久久久久末码| 久久久a久久爽久久v久久| 国产高清不卡午夜福利| 日韩三级伦理在线观看| av女优亚洲男人天堂| 啦啦啦观看免费观看视频高清| 国产一级毛片七仙女欲春2| 免费电影在线观看免费观看| 男插女下体视频免费在线播放| 级片在线观看| 日本-黄色视频高清免费观看| 久久中文看片网| 高清毛片免费观看视频网站| 日韩视频在线欧美| 亚洲激情五月婷婷啪啪| 欧美一区二区亚洲| 内地一区二区视频在线| 中文亚洲av片在线观看爽| 丰满的人妻完整版| 欧美色视频一区免费| 精品久久久噜噜| 麻豆久久精品国产亚洲av| 中文精品一卡2卡3卡4更新| 午夜精品在线福利| 波多野结衣巨乳人妻| 精品人妻偷拍中文字幕| 国产精品女同一区二区软件| 亚洲久久久久久中文字幕| 欧美不卡视频在线免费观看| 一本—道久久a久久精品蜜桃钙片 精品乱码久久久久久99久播 | 少妇熟女aⅴ在线视频| 精华霜和精华液先用哪个| 一个人免费在线观看电影| 国产单亲对白刺激| 国产精品乱码一区二三区的特点| 九九久久精品国产亚洲av麻豆| 久久韩国三级中文字幕| 黄色欧美视频在线观看| 中文字幕av成人在线电影| a级毛片免费高清观看在线播放| 成人性生交大片免费视频hd| 麻豆成人av视频| 成人三级黄色视频| 97热精品久久久久久| 国产又黄又爽又无遮挡在线| 国内少妇人妻偷人精品xxx网站| 亚洲无线在线观看| 特大巨黑吊av在线直播| 在线a可以看的网站| 看非洲黑人一级黄片| 亚洲一级一片aⅴ在线观看| 久久久久九九精品影院| 一级av片app| 久久久久久久久中文| 最好的美女福利视频网| 亚洲七黄色美女视频| 亚洲人成网站在线播| 一个人看的www免费观看视频| 久久99热这里只有精品18| 在线观看午夜福利视频| 99精品在免费线老司机午夜| 亚洲乱码一区二区免费版| 日本av手机在线免费观看| 成年av动漫网址| 三级男女做爰猛烈吃奶摸视频| 国产精品国产三级国产av玫瑰| 在现免费观看毛片| 亚洲性久久影院| 97人妻精品一区二区三区麻豆| 一区二区三区四区激情视频 | 国产亚洲91精品色在线| 能在线免费观看的黄片| 两性午夜刺激爽爽歪歪视频在线观看| 我的女老师完整版在线观看| 亚洲国产色片| 黄色配什么色好看| 国产黄a三级三级三级人| 热99re8久久精品国产| 亚洲成av人片在线播放无| 亚洲av中文字字幕乱码综合| eeuss影院久久| 久久午夜福利片| av在线老鸭窝| 国产精品福利在线免费观看| 一级毛片我不卡| 亚洲欧美日韩高清在线视频| 中文欧美无线码| 99国产精品一区二区蜜桃av| 久久人妻av系列| 国产女主播在线喷水免费视频网站 | 在线观看av片永久免费下载| 观看美女的网站| 成年av动漫网址| av.在线天堂| 精品久久国产蜜桃| 午夜精品国产一区二区电影 | 卡戴珊不雅视频在线播放| 级片在线观看| 波多野结衣高清无吗| 国产黄色小视频在线观看| 中文字幕制服av| 人体艺术视频欧美日本| 99九九线精品视频在线观看视频| 欧洲精品卡2卡3卡4卡5卡区| 麻豆久久精品国产亚洲av| 中国国产av一级| 嘟嘟电影网在线观看| 国产高清不卡午夜福利| 青春草亚洲视频在线观看| 精品日产1卡2卡| 全区人妻精品视频| 亚洲av一区综合| 高清在线视频一区二区三区 | 3wmmmm亚洲av在线观看| 国产精品美女特级片免费视频播放器| 老熟妇乱子伦视频在线观看| 成人特级av手机在线观看| 成人鲁丝片一二三区免费| h日本视频在线播放| 国产成年人精品一区二区| 秋霞在线观看毛片| 夫妻性生交免费视频一级片| 我要看日韩黄色一级片| 又黄又爽又刺激的免费视频.| 久久精品人妻少妇| 性色avwww在线观看| 中文字幕久久专区| 精品国产三级普通话版| 亚洲国产精品成人久久小说 | 女人十人毛片免费观看3o分钟| 尤物成人国产欧美一区二区三区| 日韩精品青青久久久久久| 搡老妇女老女人老熟妇| 国产色婷婷99| eeuss影院久久| 男人的好看免费观看在线视频| 赤兔流量卡办理| 婷婷色综合大香蕉| 国产中年淑女户外野战色| 黄色一级大片看看| av又黄又爽大尺度在线免费看 | 国产v大片淫在线免费观看| 亚洲av二区三区四区| 亚洲国产欧洲综合997久久,| 午夜精品国产一区二区电影 | 18禁裸乳无遮挡免费网站照片| 欧美潮喷喷水| 国产成人91sexporn| 成人av在线播放网站| 国产精品乱码一区二三区的特点| 97在线视频观看| 精品99又大又爽又粗少妇毛片| 国产极品精品免费视频能看的| 舔av片在线| 国产精品永久免费网站| 人人妻人人澡欧美一区二区| 美女cb高潮喷水在线观看| 91精品一卡2卡3卡4卡| 国产高清激情床上av| 成人性生交大片免费视频hd| 美女脱内裤让男人舔精品视频 | 天堂网av新在线| 国产一区二区三区av在线 | 只有这里有精品99| 精品欧美国产一区二区三| 国产探花极品一区二区| 亚洲精品国产成人久久av| 欧美高清性xxxxhd video| 一区二区三区高清视频在线| 一边摸一边抽搐一进一小说| 欧美日韩国产亚洲二区| 国产av不卡久久| 女的被弄到高潮叫床怎么办| 2022亚洲国产成人精品| 国产淫片久久久久久久久| 精品少妇黑人巨大在线播放 | 在线免费十八禁| 亚洲国产精品合色在线| 亚洲最大成人av| 国产乱人偷精品视频| 亚洲精品乱码久久久久久按摩| 久久韩国三级中文字幕| 中文字幕av在线有码专区| 九九久久精品国产亚洲av麻豆| 一级黄片播放器| av天堂中文字幕网| 亚洲av第一区精品v没综合| 中文字幕久久专区| 精品国产三级普通话版| 久久草成人影院| 成人毛片60女人毛片免费| 岛国在线免费视频观看| 国产精品人妻久久久久久| 精品一区二区免费观看| 欧美成人精品欧美一级黄| 亚洲一区二区三区色噜噜| 久久6这里有精品| 亚洲av中文字字幕乱码综合| 国产高清视频在线观看网站| av黄色大香蕉| 91aial.com中文字幕在线观看| 亚洲最大成人手机在线| av福利片在线观看| av视频在线观看入口| av专区在线播放| 男女做爰动态图高潮gif福利片| 非洲黑人性xxxx精品又粗又长| 美女脱内裤让男人舔精品视频 | 午夜免费男女啪啪视频观看| 亚洲18禁久久av| 欧美另类亚洲清纯唯美| 欧美日韩在线观看h| 老司机影院成人| 亚洲av二区三区四区| 99九九线精品视频在线观看视频| 国产激情偷乱视频一区二区| 又粗又硬又长又爽又黄的视频 | 日本五十路高清| 亚洲最大成人手机在线| 九九在线视频观看精品| 国产成人a∨麻豆精品| 亚洲欧美成人精品一区二区| 男女边吃奶边做爰视频| 精品久久久噜噜| 成人国产麻豆网| 国产日本99.免费观看| 久99久视频精品免费| 日本爱情动作片www.在线观看| 精品久久久久久久久久免费视频| 精品国产三级普通话版| 中出人妻视频一区二区| 2021天堂中文幕一二区在线观| 男人的好看免费观看在线视频| 免费看光身美女| 亚洲国产欧美人成| 国产成人精品一,二区 | 99热这里只有精品一区| 少妇被粗大猛烈的视频| 免费看日本二区| 久久热精品热| 国产人妻一区二区三区在| 日本成人三级电影网站| 亚洲高清免费不卡视频| 欧美激情国产日韩精品一区| 美女xxoo啪啪120秒动态图| 精品久久久噜噜| 国产精品av视频在线免费观看| 99热这里只有是精品在线观看| 亚洲欧美精品自产自拍| 最后的刺客免费高清国语| 国产免费男女视频| 99九九线精品视频在线观看视频| 18+在线观看网站| 国产男人的电影天堂91| 十八禁国产超污无遮挡网站| 高清日韩中文字幕在线| 99久久成人亚洲精品观看| 久久国产乱子免费精品| 亚洲成a人片在线一区二区| 欧美区成人在线视频| 一夜夜www| 午夜免费男女啪啪视频观看| 久久久久久国产a免费观看| 久久人妻av系列| 婷婷六月久久综合丁香| 中文字幕免费在线视频6| 久久99精品国语久久久| 99热全是精品| 99国产极品粉嫩在线观看| 国产淫片久久久久久久久| 亚洲人成网站在线播放欧美日韩| 好男人视频免费观看在线| 特级一级黄色大片| 一级毛片久久久久久久久女| 国产精品人妻久久久久久| 国产av不卡久久| 久久久a久久爽久久v久久| 国内揄拍国产精品人妻在线| 中文字幕制服av| 国产午夜精品久久久久久一区二区三区| 亚洲欧美中文字幕日韩二区| 国产女主播在线喷水免费视频网站 | 久久久久久伊人网av| 特大巨黑吊av在线直播| 色噜噜av男人的天堂激情| 麻豆av噜噜一区二区三区| 亚洲精品乱码久久久久久按摩| 久久久国产成人免费| 亚洲电影在线观看av| 亚洲婷婷狠狠爱综合网| 日本成人三级电影网站| 亚洲高清免费不卡视频| 精品不卡国产一区二区三区| videossex国产| 国产白丝娇喘喷水9色精品| 一区二区三区四区激情视频 | 国产亚洲av嫩草精品影院| 日本成人三级电影网站| 久久久久九九精品影院| 天堂中文最新版在线下载 | 夫妻性生交免费视频一级片| 在线观看午夜福利视频| 中文亚洲av片在线观看爽| videossex国产| 欧美最新免费一区二区三区| 日韩高清综合在线| 亚洲中文字幕日韩| 老司机影院成人| 国产极品精品免费视频能看的| 高清毛片免费观看视频网站| 国产一级毛片七仙女欲春2| 禁无遮挡网站| 国产女主播在线喷水免费视频网站 | 深夜精品福利| 国产探花在线观看一区二区| 久久久久久国产a免费观看| 成人欧美大片| 日韩强制内射视频| 91狼人影院| 亚洲无线在线观看| av在线亚洲专区| 欧美一区二区国产精品久久精品| 人人妻人人看人人澡| 国产一区二区亚洲精品在线观看| 波多野结衣巨乳人妻| 色综合站精品国产| 久久亚洲国产成人精品v| av在线天堂中文字幕| 97超碰精品成人国产| 青春草亚洲视频在线观看| 欧美日本视频| 日本av手机在线免费观看| 不卡视频在线观看欧美| 国产精品久久久久久av不卡| av天堂中文字幕网| 99久国产av精品国产电影| 亚洲第一区二区三区不卡| 国内精品宾馆在线| 91久久精品电影网| 日韩一区二区三区影片| 深夜a级毛片| 欧美成人免费av一区二区三区| 少妇被粗大猛烈的视频| 久久精品综合一区二区三区| 在线天堂最新版资源| 18禁在线播放成人免费| 熟妇人妻久久中文字幕3abv| 久久久久久久午夜电影| 日韩成人伦理影院| 一级毛片久久久久久久久女| 黄色一级大片看看| videossex国产| 插逼视频在线观看| 久久久久网色| 亚洲精品亚洲一区二区| 麻豆av噜噜一区二区三区| 久久国产乱子免费精品| 日本三级黄在线观看| 久久久成人免费电影| 精品人妻一区二区三区麻豆| av又黄又爽大尺度在线免费看 | 国产亚洲av片在线观看秒播厂 | av在线蜜桃| 国产精品久久久久久精品电影小说 | 亚洲欧美精品专区久久| 特大巨黑吊av在线直播| 美女国产视频在线观看| 国产日韩欧美在线精品| 成年女人永久免费观看视频| 国产伦理片在线播放av一区 | 免费av观看视频| 青春草亚洲视频在线观看| 特级一级黄色大片| 18禁在线无遮挡免费观看视频| 插逼视频在线观看| 人妻少妇偷人精品九色| 自拍偷自拍亚洲精品老妇| 男人狂女人下面高潮的视频| 成人国产麻豆网| av黄色大香蕉| 国产黄a三级三级三级人| 久久久欧美国产精品| 一级二级三级毛片免费看| 看免费成人av毛片| 亚洲欧美清纯卡通| 精品人妻偷拍中文字幕| 一级av片app| 久久这里只有精品中国| 午夜精品一区二区三区免费看| 成年女人永久免费观看视频| 熟妇人妻久久中文字幕3abv| 一区二区三区免费毛片| 三级国产精品欧美在线观看| 亚洲成a人片在线一区二区| 亚洲欧美精品专区久久| 中文字幕免费在线视频6| 日日撸夜夜添| 日韩大尺度精品在线看网址| 国产视频首页在线观看| 伊人久久精品亚洲午夜| 夜夜爽天天搞| 全区人妻精品视频| 国产黄色视频一区二区在线观看 | 亚洲av第一区精品v没综合| h日本视频在线播放| 禁无遮挡网站| 日韩精品青青久久久久久| 女人被狂操c到高潮| 26uuu在线亚洲综合色| 在线播放国产精品三级| 亚洲内射少妇av| 久久久久免费精品人妻一区二区| 久久6这里有精品| 插逼视频在线观看| 国产成人aa在线观看| 黄片无遮挡物在线观看| 高清毛片免费看| av又黄又爽大尺度在线免费看 | 一个人看的www免费观看视频| 日本一二三区视频观看| 亚洲精品乱码久久久久久按摩| 亚洲精品456在线播放app| 国产高清激情床上av| 欧美一级a爱片免费观看看| 91久久精品国产一区二区三区| 免费看光身美女| 国产成人影院久久av| 久久热精品热| 如何舔出高潮| 亚洲av免费在线观看| 久久久欧美国产精品| 两个人视频免费观看高清| av天堂中文字幕网| 乱系列少妇在线播放| 久久99蜜桃精品久久| 九九爱精品视频在线观看| 中文精品一卡2卡3卡4更新| 国产精品不卡视频一区二区| 久久韩国三级中文字幕| 悠悠久久av| 免费看av在线观看网站| 亚洲av.av天堂| 麻豆一二三区av精品| 日本免费a在线| 美女脱内裤让男人舔精品视频 | 国产一级毛片七仙女欲春2| 中文字幕精品亚洲无线码一区| 18禁黄网站禁片免费观看直播| 国产亚洲av片在线观看秒播厂 | 黄片无遮挡物在线观看| 天堂影院成人在线观看| 丰满乱子伦码专区| 人妻制服诱惑在线中文字幕| 国内精品宾馆在线| 亚洲成人精品中文字幕电影| 国产亚洲av片在线观看秒播厂 | 亚洲自拍偷在线| 天堂影院成人在线观看| 日韩强制内射视频| .国产精品久久| 午夜爱爱视频在线播放| 看非洲黑人一级黄片| 亚洲在线观看片| 中国国产av一级| 在线观看66精品国产| 亚洲人与动物交配视频| 成人国产麻豆网| 可以在线观看毛片的网站| 69人妻影院| 成人特级黄色片久久久久久久| 午夜激情欧美在线| 国产伦精品一区二区三区视频9| 亚洲丝袜综合中文字幕| 欧美激情在线99| 国产女主播在线喷水免费视频网站 | 观看美女的网站| 高清午夜精品一区二区三区 | 丰满的人妻完整版| 国产精品人妻久久久久久| 性插视频无遮挡在线免费观看| 22中文网久久字幕| 高清毛片免费看| 亚洲国产欧美人成| 一个人看的www免费观看视频| 在线免费十八禁| 少妇被粗大猛烈的视频| 成人欧美大片| 嫩草影院入口| 久久久午夜欧美精品| 高清在线视频一区二区三区 | 超碰av人人做人人爽久久| 精品不卡国产一区二区三区| 青春草国产在线视频 | 免费黄网站久久成人精品| 国产一区二区在线av高清观看| 亚洲欧美日韩东京热| 国产精品嫩草影院av在线观看| 欧美日韩在线观看h| 国产成人a区在线观看| 偷拍熟女少妇极品色| 久久精品91蜜桃| 女人被狂操c到高潮| av又黄又爽大尺度在线免费看 | 国产成人精品久久久久久| 久久草成人影院| 久久人人爽人人爽人人片va| 色综合色国产| 午夜激情福利司机影院| 亚洲av.av天堂| 91狼人影院| 99久国产av精品国产电影| 哪个播放器可以免费观看大片| 国产成人a区在线观看| а√天堂www在线а√下载| 悠悠久久av| 蜜桃久久精品国产亚洲av| 综合色av麻豆| 全区人妻精品视频| 91精品国产九色| 哪里可以看免费的av片| 免费无遮挡裸体视频| 在线免费观看不下载黄p国产| 国产蜜桃级精品一区二区三区| 亚洲成av人片在线播放无| 春色校园在线视频观看| 少妇人妻一区二区三区视频| 啦啦啦韩国在线观看视频| 男女视频在线观看网站免费| 此物有八面人人有两片| 老女人水多毛片| 日本爱情动作片www.在线观看| 国产高潮美女av| 国产精品永久免费网站| 深爱激情五月婷婷| 国内精品美女久久久久久| 欧美成人免费av一区二区三区| 国产一区二区亚洲精品在线观看| 日本成人三级电影网站| 久久久国产成人精品二区| 少妇的逼好多水| 欧美最新免费一区二区三区| 麻豆av噜噜一区二区三区| 中文精品一卡2卡3卡4更新| 白带黄色成豆腐渣| 国产日本99.免费观看| 亚洲18禁久久av| 免费无遮挡裸体视频| 麻豆乱淫一区二区| 深夜精品福利| 白带黄色成豆腐渣| 99热这里只有是精品在线观看| 精品午夜福利在线看| 看十八女毛片水多多多| 欧美色欧美亚洲另类二区| 中文精品一卡2卡3卡4更新| 国语自产精品视频在线第100页| 非洲黑人性xxxx精品又粗又长| 免费不卡的大黄色大毛片视频在线观看 | 性欧美人与动物交配| 长腿黑丝高跟| 变态另类成人亚洲欧美熟女| 国产单亲对白刺激| 欧美一区二区国产精品久久精品| 全区人妻精品视频| 一卡2卡三卡四卡精品乱码亚洲| 久久久精品欧美日韩精品| 精品一区二区三区人妻视频| 99热这里只有精品一区| 偷拍熟女少妇极品色| 男的添女的下面高潮视频| 午夜久久久久精精品| 亚洲欧美日韩卡通动漫| 久久99精品国语久久久| 成人一区二区视频在线观看|