-
摘要:
对第四代粉末高温合金FGH4108晶粒长大行为进行研究。结果表明，γ′相在完全溶解温度以下固溶处理时，晶粒长大幅度较小，与初始组织差别不大（锻态，3～4 μm）；当达到γ′相完全溶解温度时，晶粒发生明显长大；超过γ′相完全溶解温度时，晶粒尺寸大幅增加（30～40 μm），过固溶的几个温度下晶粒尺寸差别不大；保温初期晶粒尺寸显著增加，一定保温时间后晶粒尺寸不再随时间明显变化。温度和时间对晶粒尺寸的影响都与γ′相对晶界迁移的阻碍作用有关，根据温度和时间的影响，对传统晶粒长大模型中界面迁移的表观激活能（Q）、时间指数（n）和广义迁移率常数（A0）进行修正，构建了新的模型，模型预测值与实验值的决定系数（R2）为0.9997，均方误差为0.12 μm，预测精度较高，晶粒长大曲线各项特征能被准确预测出来。
Abstract:The grain growth behavior of the fourth generation powder metallurgy (PM) superalloys was studied. The results indicate that the grain growth range is small when the heat treatment temperature is below the γ′ solution temperature, which is similar to the initial microstructure (as-forged, 3~4 μm). However, the grain size greatly increases to 30~40 μm when the heat treatment temperature exceeds the γ′ solution temperature, and there is little difference in grain size at the several temperatures over the γ′ solution temperature. The grain size increases significantly at the initial stage of heat treatment, and no longer changes after a certain holding time. The influence of temperature and time on grain size is related to the pinning effect of γ′ on grain boundary migration. A new model is established by modifying the parameters such as the activation energy for boundary migration (Q), the time exponent (n), and the generalized mobility constant (A0) based on the traditional grain growth model. The determination coefficient (R2) and the mean-square error (MSE) between the predicted and the experimental values are 0.9997 and 0.12 μm, respectively, showing the high prediction accuracy, and the various characteristics of the grain growth curves can also be predicted accurately.
-
稀有金属钼（Mo）是重要的高熔点金属，其熔点为2610 ℃，仅次于碳、钨、铼、钽和锇。金属Mo呈银白色，外形近似钢铁，具有高的硬度和弹性模量，低的蒸气压和蒸发速度，低的线膨胀系数，高的抗腐蚀能力等一系列优异特性，在现代国防、原子能工业、电真空、电光源等工程应用领域占有重要地位，在一些特殊高温应用领域甚至具有不可取代的作用[1–4]。
研究表明，在金属Mo基体中引入稀土氧化物粒子（可称作“稀土氧化物–Mo基材料”）可进一步提高材料的性能，拓展材料的应用。例如，通过引入氧化镧（La2O3）、氧化钇（Y2O3）等粒子对材料弥散强化，不仅可以大大提高金属Mo的室温强度和硬度，而且可以提高材料的再结晶温度，增强高温力学性能，显著延长作为高温发热体材料的使用寿命[5–8]。此外，在金属Mo基体中引入氧化钪（Sc2O3）、Y2O3等稀土氧化物粒子还可以提高材料的电子发射能力，用作优秀的阴极材料[9]。
作为改善金属Mo性能的稀土氧化物粒子，其尺寸大小及在Mo基体中的分布直接影响所制材料的性能。通常认为，粒子越细小，在Mo基体中分布越均匀，越有利于材料性能的提高[4–12]，因此，设法获得粒度细小的稀土氧化物粒子、并使其均匀分布在基体中，是制备高性能稀土氧化物–Mo基材料的基础。由于熔点较高，目前难熔金属主要采用粉末冶金方法制备，而在粉末冶金工艺中，原料粉末是决定材料性能和制造成本的关键一环，要获得高性能的稀土氧化物–Mo基材料，需要首先制备出高纯度、细粒度、稀土氧化物粒子细小且掺杂分布均匀的Mo基粉末原料。与传统制备稀土氧化物–Mo基粉末的机械合金化法相比，溶液燃烧法具有掺杂少、合成效率高、能耗低等优点。特别是溶液燃烧法的合成原料均为水溶性物质，目标金属在水溶液中以离子形态存在，能够很容易实现各组分在原子或分子水平上的均匀分散和混合，这为最终得到Mo基材料中稀土氧化物弥散相的粒径细化和均匀分布提供了有利条件。
为了增加溶液燃烧合成法的应用范围，同时为La2O3掺杂Mo合金的制备提供新思路，本文以七钼氨酸（(NH4)6Mo7O24·4H2O）作为金属源，甘氨酸（C2H5O2N）为燃料，硝酸铵（NH4NO3）为氧化剂，采用溶液燃烧法合成不同质量分数La2O3掺杂的Mo前驱体粉末，并对前驱体粉末进行还原、烧结，研究La2O3掺杂量（质量分数）对粉体性能及对烧结后Mo合金各项性能的影响。
1. 实验材料及方法
以高可溶性的七钼氨酸（(NH4)6Mo7O24·4H2O）为金属源，硝酸铵（NH4NO3）（≥99.0%）为氧化剂，甘氨酸（C2H5O2N）为燃料及添加剂，添加不同质量分数La(NO3)3·6H2O（以La2O3含量占最终合金粉末质量的比例为计算标准，分别为0、0.3%、0.7%、1.0%），通过溶液燃烧反应合成前驱体。在700 ℃下氢气氛围中还原，制备出La2O3掺杂Mo粉。对制备的粉末进行放电等离子体烧结（spark plasma sintering，SPS），烧结温度1600 ℃。
采用X射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD；PANalytical X-Pert PRO MPD）对未添加La2O3的氧化钼前驱体及Mo–La2O3前驱体的物相组成进行表征。采用场发射扫描电子显微镜（field emission scanning electron microscope，FESEM；Hitachi SU8020）和透射电子显微镜（transmission electron microscope，TEM）对产物的显微组织进行观察。采用能谱仪（energy disperse spectroscope，EDS）对试样中Mo和La的元素分布进行测定。
2. 结果与讨论
2.1 La2O3掺杂量（质量分数）的Mo合金粉组织结构及性能的影响
图1为不同La2O3掺杂量的前驱体粉末微观形貌，可以清楚地发现，当不掺杂La2O3时，获得的前躯体粉末为片状结构，厚度为200 nm，片的尺寸约为0.5～2.0 μm。随着La2O3掺杂量的增加，其形貌开始变为细长颗粒状，且颗粒尺寸逐渐变小。当La2O3掺杂含量达到1.0%（质量分数）时，粉末晶粒尺寸以小于200 nm为主，且出现严重团聚现象。
![]()
图 1 La2O3掺杂量对前驱体粉末显微形貌的影响：（a）0；（b）0.3%；（c）0.7%；（d）1.0%Figure 1. Effect of La2O3 doping content (mass fraction) on the microstructure of the precursor powders: (a) 0; (b) 0.3%; (c) 0.7%; (d) 1.0%对不同La2O3掺杂量的前驱体粉末在700 ℃下进行还原，图2为还原产物扫描电子显微形貌。由图可以看出，制备出的La2O3掺杂Mo粉尺寸在纳米级别，随着La2O3添加量的增加，Mo粉的晶粒尺寸逐渐减小，其中掺杂质量分数为0、0.3%、0.7%和1.0%La2O3的Mo粉晶粒尺寸分别为220、180、150以及100 nm，这是由于添加La2O3抑制了Mo晶粒长大。另外，由于纳米粉末尤其是难熔金属的纳米粉末的表面积非常大，为了降低体系能量，还原后的粉末颗粒自发的聚集在一起，从而出现了不均匀的团聚现象。
![]()
图 2 掺杂不同质量分数La2O3的Mo粉700 ℃还原产物显微形貌：（a）0；（b）0.3%；（c）0.7%；（d）1.0%Figure 2. SEM images of the reduction products of the Mo powders doped by La2O3 in different mass fraction: (a) 0; (b) 0.3%; (c) 0.7%; (d) 1.0%图3为掺杂不同质量分数La2O3的Mo粉在700 ℃还原产物的X射线衍射图谱，由图可知，氧化钼前驱体均被还原成了Mo粉，这说明通过溶液燃烧法可以获得高纯度的La2O3掺杂Mo粉。此外，虽然在Mo粉中掺杂了不同含量的La2O3第二相粒子，但是在图中并未发现La的峰，可能是加入的La2O3所占比例非常小，在X射线衍射检测中未能发现。为了验证La2O3粒子的掺杂，实验对还原后的粉末进行了能谱分析，结果如图4所示，在掺杂质量分数为1.0%La2O3的Mo粉中发现了La特征峰，证明了La元素的存在。
![]()
图 3 掺杂不同质量分数La2O3的Mo粉700 ℃还原产物X射线衍射图谱Figure 3. XRD patterns of the Mo powders doped by La2O3 in different mass fraction after reduction at 700 ℃![]()
图 4 掺杂质量分数1.0%La2O3的Mo粉在700 ℃还原产物的扫描电子显微形貌（a）和对应的能谱分析（b）Figure 4. SEM image (a) and the corresponding EDS analysis (b) of the Mo powders doped by 1.0%La2O3 after reduction at 700 ℃对还原后的粉末做进一步分析，通过透射电子显微镜对掺杂质量分数0.7%La2O3的Mo粉进行表征，结果见图5。从图中可以清楚地观察到，还原后的粉末粒径大约为150～200 nm，而且分散性较好。这主要是因为溶液燃烧法在反应过程中产生的前驱体晶粒细小，团聚体中存在大量的孔隙（如图1所示），因此在较低温度还原后，合金粉末的晶粒能够保持在纳米尺寸且分散性较好[13]。
![]()
图 5 Mo–0.7La2O3前驱体粉末透射电子显微镜照片：（a）低倍；（b）高倍Figure 5. TEM images of the Mo–0.7La2O3 precursor powders: (a) low magnification; (b) high magnification2.2 La2O3掺杂量（质量分数）对Mo–La2O3烧结体组织结构及性能的影响
图6为经1600 ℃烧结后La2O3掺杂Mo合金的断口形貌。和纯Mo相比，La2O3掺杂Mo合金材料的晶粒更为细小，并且随La2O3质量分数的提高，细化作用逐渐明显。可以看出，在La2O3质量分数为0.7%时，Mo晶粒尺寸为500 nm左右，继续增加La2O3质量分数至1.0%，其晶粒尺寸降至300 nm。随着La2O3掺杂量的增加，Mo–La2O3烧结体中空隙数量增加，La2O3质量分数为1.0%时，其断口形貌中孔隙数量最多。
![]()
图 6 经1600 ℃烧结后不同质量分数La2O3掺杂Mo合金的断口形貌：（a）0；（b）0.3%；（c）0.7%；（d）1.0%Figure 6. Fracture morphology of the Mo alloys doped by La2O3 in different mass fraction sintered at 1600 ℃: (a) 0; (b) 0.3%; (c) 0.7%; (d) 1.0%图7所示为不同La2O3掺杂量对Mo–La2O3合金相对密度的影响。可以明显看出，随着La2O3质量分数的提高，Mo合金的相对密度逐渐减小。这一方面是因为La2O3的实际密度低于纯Mo，随着掺杂量的提高，其相对密度必然会下降；另一方面，La2O3的加入会阻碍晶粒与烧结颈长大，同时阻碍晶界的迁移，使得材料的致密化行为变得困难，降低其相对密度[14]。这也与图6（d）中大量空隙相对应。
![]()
图 7 1600 ℃烧结Mo–La2O3合金相对密度随La2O3质量分数变化Figure 7. Relative density of the Mo–La2O3 alloys doped by La2O3 in different mass fraction sintered at 1600 ℃图8所示为Mo–La2O3合金材料的显微硬度随着La2O3掺杂量的变化。从图中可以看出，合金材料的显微硬度呈现先增加后减小的趋势，在La2O3质量分数为0.7%时，显微硬度达到最高，为HV0.2546。这是由于La2O3的加入会阻碍晶粒生长，细化晶粒，提高材料的力学性能[15]。同时，第二相粒子La2O3可以起到钉扎作用，阻碍位错的迁移，使得材料硬度提高。但是，当La2O3掺杂量过多时，样品密度降低，孔隙数量增加，从而引起硬度降低[15‒16]。因此当La2O3掺杂量超过0.7%时，硬度值又出现下降的趋势。
![]()
图 8 1600 ℃烧结Mo–La2O3合金显微硬度随La2O3质量分数变化Figure 8. Microhardness of the Mo–La2O3 alloys doped by La2O3 in different mass fraction sintered at 1600 ℃3. 结论
（1）将溶液燃烧法应用于纳米稀土氧化物掺杂Mo基材料的制备，成功制备出La2O3掺杂Mo合金粉，并经烧结获得合金样品，所制备合金样品具有优异的力学性能。
（2）随着La2O3掺杂量（质量分数）的增加，溶液燃烧合成制备的前驱体粉末逐渐由片状大颗粒变成细小的不规则颗粒。在掺杂量为1.0%时，前驱体粉末晶粒尺寸在200 nm左右。经还原后得到的Mo–La2O3粉末晶粒尺寸随着La2O3掺杂量的增加而减小，在掺杂量为1.0%时，晶粒尺寸为100 nm左右。
（3）所制得的La2O3掺杂Mo粉经1600 ℃烧结后产物相对密度在均在95%以上，随着La2O3掺杂量的增加（La2O3质量分数在0～1.0%范围内），相对密度逐渐降低，而显微硬度呈现先上升后下降的趋势。在La2O3掺杂量为0.7%时，Mo–La2O3合金显微硬度呈现出最大值，此时晶粒尺寸为500 nm左右，显微硬度达到HV0.2564。
-
![]()
图 1 锻态合金显微组织：（a）晶粒组织；（b）γ′相
Figure 1. Microstructure of the forged alloys: (a) particles structure; (b) γ′ phases
![]()
图 2 不同温度下平均晶粒尺寸随时间变化曲线和对应显微组织：（a）晶粒尺寸随时间变化曲线；（b）、（c）1190 ℃显微组织；（d）、（e）1160 ℃显微组织；（f），（g）1100 ℃显微组织
Figure 2. Grain growth curves at different temperatures and the corresponding microstructures: (a) grain growth curves at different temperatures; (b), (c) SEM images at 1190 ℃; (d), (e) SEM images at 1160 ℃; (f), (g) SEM images at 1100 ℃
![]()
图 3 传统模型拟合：（a）拟合界面迁移表观激活能Q；（b）拟合指数n；（c）计算广义迁移率常数自然对数lnA0
Figure 3. Traditional model fitting: (a) fit Q; (b) fit n; (c) calculate lnA0
![]()
图 4 传统模型预测结果（a）和预测结果与实验数据的决定系数和均方误差（b）
Figure 4. Predicted results of the traditional model (a) and R2 and MSE between predicted and experimental results (b)
![]()
图 5 传统模型参数修正：（a）温度对Q的影响；（b）n与时间的关系；（c）温度对lnA0的影响
Figure 5. Modified traditional model parameters: (a) effect of T on Q; (b) relationship between n and t; (c) effect of T on lnA0
![]()
图 6 改进模型的预测结果（a）和预测结果与实验数据的决定系数R2和均方误差（b）
Figure 6. Predicted results of new model (a) and R2 and MSE between predicted and experimental results (b)
表 1 式（3）参数拟合结果
Table 1 Fitting results of parameters in Eq.(3)
Q1 / (kJ·mol−1) Q2 / (kJ·mol−1) T0 / ℃ ΔT / ℃ 914 293 1170 4.2 
下载: 导出CSV
表 2 各温度下的γ′相体积分数和尺寸数据
Table 2 γ′ phase volume fraction and size at various temperatures
T / ℃ r / μm φ (φ·r−1) / μm−1 1200 0 0 — 1190 0 0 — 1180 0.15142 0.00101 0.00667 1160 0.55211 0.05112 0.09259 1130 1.01630 0.09915 0.09756 1100 1.91278 0.20154 0.10013
下载: 导出CSV
表 3 式(4)参数拟合结果
Table 3 Fitting results of parameters in Eq.(4)
n0 nA t1 / s 7×10−4 0.838 875
下载: 导出CSV
表 4 式（5）参数拟合结果
Table 4 Fitting results of parameters in Eq.(5)
lnA1′ lnA2′ T0 / ℃ ΔT / ℃ 83 31 1170 4.2
下载: 导出CSV
-
[1] Li X Y, Zhang H P, Bai J M, et al. The evolution of γ′ precipitates and hardness response of a novel PM Ni-based superalloy during thermal exposure. J Alloys Compd, 2023, 942: 168757 DOI: 10.1016/j.jallcom.2023.168757
[2] Gabb T P, Kantzos P T, Telesman J, et al. Fatigue resistance of the grain size transition zone in a dual microstructure superalloy disk. Int J Fatigue, 2011, 33(3): 414 DOI: 10.1016/j.ijfatigue.2010.09.022
[3] Thébaud L, Villechaise P, Crozet C, et al. Is there an optimal grain size for creep resistance in Ni-based disk superalloys? Mater Sci Eng A, 2018, 716: 274
[4] Zhang X Y, Chen Y, Cao L Y, et al. Microstructures and tensile properties of a grain-size gradient nickel-based superalloy. J Alloys Compd, 2023, 960: 170344 DOI: 10.1016/j.jallcom.2023.170344
[5] Mourer D P, Williams J L. Dual heat treat process development for advanced disk applications // Superalloys 2004: Proceedings of the 10th International Symposium on Superalloys. Champion, 2004: 401
[6] Hyzak J M, Macintyre C A, Sundberg D V. Dual structure turbine disks via partial immersion heat treatment // Superalloys 1988: Proceedings of the Tenth International Symposium on Superalloys. Champion, 1988: 121
[7] Mitchell R J, Lemsky J A, Ramanathan R, et al. Process development and microstructure and mechanical property evaluation of a dual microstructure heat treated advanced nickel disc alloy // Superalloys 2008: Proceedings of the 11th International Symposium on Superalloys. Champion, 2008: 347
[8] Hu H, Rath B B. On the time exponent in isothermal grain growth. Metall Mater Trans B, 1970, 1(11): 3181 DOI: 10.1007/BF03038435
[9] Beck P A, Holzworth M L, Hu H. Instantaneous rates of grain growth. Phys Rev, 1948, 73(5): 526 DOI: 10.1103/PhysRev.73.526
[10] Holmes E L, Winegard W C. Grain growth in zone-refined tin. Acta Metall, 1959, 7(6): 411 DOI: 10.1016/0001-6160(59)90051-3
[11] 宋晓艳, 刘国权, 谷南驹. 第二相粒子尺寸对基体晶粒长大影响的仿真研究. 金属学报, 1999, 35(6): 565 Song X Y, Liu G Q, Gu N J. Computer simulation of the influence of the second-phase particle size on grain growth. Acta Metall Sin, 1999, 35(6): 565
[12] Song K, Aindow M. Grain growth and particle pinning in a model Ni-based superalloy. Mater Sci Eng A, 2008, 479: 365 DOI: 10.1016/j.msea.2007.09.055
[13] Andersen I, Grong Ø, Ryum N. Analytical modelling of grain growth in metals and alloys in the presence of growing and dissolving precipitates-II. Abnormal grain growth. Acta Metall Mater, 1995, 43(7): 2689
[14] 付立铭, 单爱党, 王巍. 低碳Nb微合金钢中Nb溶质拖曳和析出相NbC钉扎对再结晶晶粒长大的影响. 金属学报, 2010, 46(7): 832 DOI: 10.3724/SP.J.1037.2010.00832 Fu L M, Shan A D, Wang W. Effect of Nb solute drag and NbC precipitate pinning on the recrystallization grain growth in low carbon Nb-microalloyed steel. Acta Metall Sin, 2010, 46(7): 832 DOI: 10.3724/SP.J.1037.2010.00832
[15] Collins D M, Conduit B D, Stone H J, et al. Grain growth behaviour during near-γ′ solvus thermal exposures in a polycrystalline nickel-base superalloy. Acta Mater, 2013, 61(9): 3378 DOI: 10.1016/j.actamat.2013.02.028
[16] Collins D M, Stone H J. A modelling approach to yield strength optimisation in a nickel-base superalloy. Int J Plast, 2014, 54: 96 DOI: 10.1016/j.ijplas.2013.08.009
[17] Exner H E. Analysis of grain-and particle-size distributions in metallic materials. Int Metall Rev, 1972, 17(1): 25 DOI: 10.1179/095066072790137729
[18] Zhang B J, Zhao G P, Zhang W Y, et al. Deformation mechanisms and microstructural evolution of γ+γ′ duplex aggregates generated during thermomechanical processing of nickel-base superalloys // Proceedings of the 13th International Symposium on Superalloys. Champion, 2016: 487
[19] 张明, 刘国权, 胡本芙, 等. 新型镍基粉末高温合金热挤压工艺有限元模拟与实验验证. 粉末冶金技术, 2018, 36(3): 223 Zhang M, Liu G Q, Hu B F, et al. Finite element simulation and experimental verification on hot extrusion of a novel nickel-base P/M superalloy. Powder Metall Technol, 2018, 36(3): 223
[20] 张明, 刘国权, 胡本芙. 镍基粉末高温合金热加工变形过程中显微组织不稳定性对热塑性的影响. 金属学报, 2017, 53(11): 1469 DOI: 10.11900/0412.1961.2017.00172 Zhang M, Liu G Q, Hu B F. Effect of microstructure instability on hot plasticity during thermomechanical processing in PM nickel-based superalloy. Acta Metall Sin, 2017, 53(11): 1469 DOI: 10.11900/0412.1961.2017.00172
[21] 张明, 刘国权, 王浩, 等. 高性能镍基粉末高温合金固溶连续冷却γ′相多阶段析出行为和尺寸粗化动力学研究. 稀有金属材料与工程, 2019, 48(10): 3258 Zhang M, Liu G Q, Wang H, et al. Study on the kinetics and reverse coarsening effect of multi generations precipitation during continuous cooling in high performance Ni-base PM superalloy. Rare Met Mater Eng, 2019, 48(10): 3258
[22] 李昌, 陈蕾蕾, 瞿宗宏, 等. 镍基粉末高温合金FGH4096中γ'相完全溶解温度的测定. 金属热处理, 2021, 46(11): 174 Li C, Chen L L, Qu Z H, et al. Measurement of complete dissolution temperature of γ' phase in nickel-based P/M superalloy FGH4096. Heat Treat Met, 2021, 46(11): 174
[23] Alvarado K, Janeiro I, Florez S, et al. Dissolution of the primary γ′ precipitates and grain growth during solution treatment of three nickel base superalloys. Metals, 2021, 11(12): 1921 DOI: 10.3390/met11121921
[24] Qiao S C, Wang Y, Lv L X, et al. Normal and abnormal grain growth in a FGH96 superalloy during thermomechanical treatment. J Mater Res Technol, 2021, 15: 7033 DOI: 10.1016/j.jmrt.2021.11.142
[25] Xu S, Dickson J I, Koul A K. Grain growth and carbide precipitation in superalloy, UDIMET 520. Metall Mater Trans A, 1998, 29: 2687 DOI: 10.1007/s11661-998-0309-5
[26] Zhang Y Y, Li J K, Wu Y, et al. Microstructure evolution of a nickel-based powder metallurgy superalloy under different solution treatment temperatures. Adv Eng Mater, 2022, 24(9): 2200004 DOI: 10.1002/adem.202200004
[27] Semiatin S L, McClary K E, Rollett A D, et al. Plastic flow and microstructure evolution during thermomechanical processing of a PM nickel-base superalloy. Metall Mater Trans A, 2013, 44: 2778 DOI: 10.1007/s11661-013-1675-1
[28] 周德强, 刘雄军, 吴渊, 等. 新型奥氏体耐热不锈钢再结晶行为及其对力学性能的影响. 金属学报, 2014, 50(10): 1217 DOI: 10.11900/0412.1961.2014.00312 Zhou D Q, Liu X J, Wu Y, et al. Recrystallization behavior and its influences on mechanical properties of an alumina-forming austenitic stainless steels. Acta Metall Sin, 2014, 50(10): 1217 DOI: 10.11900/0412.1961.2014.00312
[29] 郭士文, 张玉锁, 童开峰, 等. 镍基高温合金长期时效后γ′相长大动力学. 东北大学学报(自然科学版), 2003, 24(6): 576 DOI: 10.3321/j.issn:1005-3026.2003.06.017 Guo S W, Zhang Y S, Tong K F, et al. Kinetic study on the growth of precipitated γ′ phase during long time aging in GH4199 superalloy. J Northeastern Univ Nat Sci, 2003, 24(6): 576 DOI: 10.3321/j.issn:1005-3026.2003.06.017
[30] Burachynsky V, Cahoon J R. A theory for solute impurity diffusion, which considers engel-brewer valences, balancing the Fermi energy levels of solvent and solute, and differences in zero point energy. Metall Mater Trans A, 1997, 28(3): 563 DOI: 10.1007/s11661-997-0043-4
[31] Tian G F, Jia C C, Liu J T, et al. Experimental and simulation on the grain growth of P/M nickel-base superalloy during the heat treatment process. Mater Des, 2009, 30(3): 433 DOI: 10.1016/j.matdes.2008.06.007
-
期刊类型引用(3)
1. 李家科，刘欣，王艳香，范学运，郭平春. VR技术在燃烧合成粉体实验教学中的应用. 科技视界. 2022(02): 39-40 . 
百度学术
2. 邢海瑞，张向阳，杨帆，胡平，王快社. 金属氧化物增强钼合金组织性能研究进展. 中国钼业. 2022(02): 8-17 . 百度学术
3. 卢杨，王晶，赫丽杰，王复栋，张家铭. 镁铝尖晶石粉体制备及其在发光材料领域的研究进展. 无机盐工业. 2022(09): 39-46 . 百度学术
其他类型引用(2)
计量
- 文章访问数: 1017
- HTML全文浏览量: 52
- PDF下载量: 90
- 被引次数: 5
