1航空ガスタービンエンジンの開発
輸送、軍事、生産、その他の目的のための航空機のパフォーマンス要件が増加したため、最も早いピストンエンジンはもはや高速飛行のニーズを満たすことができなくなりました。したがって、1950年代以来、ガスタービンエンジンは徐々に主流になりました。
1928年、イギリスのフランク・ホイットルirは、卒業の論文「航空機の設計における将来の発展」で指摘し、当時の技術的知識の下で、プロペラエンジンの将来の発展は800km/hを超える高高度または飛行速度のニーズに適応できなかったと指摘しました。彼は最初にジェットエンジン（モーターエンジン）と呼ばれるものの概念を提案しました：圧縮空気は従来のピストンを介して燃焼室（燃焼）に提供され、生成された高温ガスは飛行を推進するために直接使用されます。その後の研究では、彼は重くて非効率的なピストンを使用するという考えを放棄し、タービン（タービン）を使用して圧縮空気を燃焼室に提供することを提案し、タービンの出力が高温排気ガスから得られました。 1930年、ホイットルは特許を申請し、1937年に世界初の遠心ターボジェットエンジンを開発しました。これは、1941年にGloster E.28/39航空機で公式に使用されました。それ以来、ガスタービンエンジンは航空を支配しており、国の科学的および技術的産業レベルと理解豊富な全国力の重要なシンボルです。
航空機エンジンは、ターボジェットエンジン、ターボファンエンジン、ターボシャフトエンジン、ターボプロップエンジンの使用と構造的特性に応じて、4つの基本タイプに分けることができます。
航空ガスタービンエンジンは、使用される最も早いガスタービンエンジンであるターボジェットエンジンと呼ばれます。スラストが生成される方法の観点から見ると、ターボジェットエンジンは最も単純で最も直接的なエンジンです。推論は、渦の高速注入によって生成される反力に依存しています。しかし、高速エアフローは同時に多くの熱と運動エネルギーを奪い、大きなエネルギー損失を引き起こします。
ターボファンエンジンは、エンジンに流れる空気を2つの経路に分割します：内側のダクトと外側のダクトは、総空気の流れを増加させ、内側のダクト気流の排気温度と速度を低下させます。
ターボシャフトとターボプロップエンジンは、気流注入によって推力を生成しないため、排気温度と速度が大幅に低下し、熱効率が比較的高く、エンジンの燃料消費率は低く、長距離航空機に適しています。プロペラの速度は一般に変化せず、ブレード角を調整することで異なるスラストが得られます。
Propfanエンジンは、ターボプロップエンジンとターボファンエンジンの間のエンジンです。ダクトされたプロペラケースを持つプロップファンエンジンと、パペラケースのダクトなしでプロップファンエンジンに分けることができます。 Propfanエンジンは、亜音速飛行に適した最も競争力のある新しい省エネエンジンです。
民間航空宇宙エンジンは、半世紀以上の開発を経験しています。エンジンの構造は、初期の遠心タービンエンジンから単一回転型軸流エンジン、ツインローターターボジェットエンジンから低バイパス比ターボファンエンジン、そして高バイパス比ターボファンエンジンまで進化しました。この構造は、効率と信頼性の追求により継続的に最適化されています。 1940年代および1950年代の第1世代のターボジェットエンジンのタービン入口温度は1200-1300 kのみでした。各航空機のアップグレードで約200k増加しました。 1980年代までに、第4世代の高度な戦闘機のタービン入口温度は1800-2000 k [1]に達しました。
遠心空気圧縮機の原理は、インペラがガスを駆動して高速で回転させ、ガスが遠心力を生成することです。インペラーのガスの膨張圧力のため、インペラーを通過した後のガスの流量と圧力が増加し、圧縮空気が継続的に生成されます。軸方向の寸法が短く、単一段階の圧力比が高くなっています。 AxialFlow Air Compressorは、空気の流れが基本的に回転インペラーの軸に平行に流れるコンプレッサーです。軸流圧縮機は複数のステージで構成され、各ステージにはローターブレードの列とその後のステーターブレードの列が含まれています。ローターは作業ブレードとホイールであり、ステーターはガイドです。空気は最初にローターブレードによって加速され、ステーターブレードチャネルで減速して圧縮され、合計圧力比が必要なレベルに達するまでマルチステージブレードで繰り返されます。軸方向の流れコンプレッサーの直径は小さく、これは多段階のタンデムを使用してより高い圧力比を得るのに便利です。
ターボファンエンジンは通常、バイパス比、エンジン圧力比、タービン入口温度、ファン圧力比を設計パラメーターとして使用します。
バイパス比（BPR）：出口ダクトを通って流れるガスの質量の比率は、エンジン内の内側のダクトを通るガスの質量に流れます。ターボジェットエンジンの前面にあるローターは通常、低圧コンプレッサーと呼ばれ、ターボファンエンジンの前面にあるローターは通常ファンと呼ばれます。低圧コンプレッサーを通る加圧ガスは、ターボジェットエンジンのすべての部分を通過します。ファンを通過するガスは、内側と外側のダクトに分かれています。ターボファンエンジンの出現以来、BPRは増加しており、この傾向は民間ターボファンエンジンで特に顕著です。
エンジン圧力比（EPR）：ノズル出口の総圧力の比率と、コンプレッサーインレットの総圧力。
タービン入口皇帝：タービンに入るときの燃焼チャンバー排気の温度。
ファン圧縮比：圧縮比とも呼ばれます。これは、コンプレッサーアウトレットのガス圧の比と入口のガス圧力との比率です。
2つの効率：
熱効率：燃焼によって生成された熱エネルギーを機械エネルギーに効率的に変換する尺度。
推進効率：航空機を推進するために使用されるエンジンによって生成される機械的エネルギーの割合の尺度。
第一篇结束
2タービンブレードの開発
反復開発
ターボファンエンジンを例にとると、ブレードの値は最大35％を占めており、それらは航空機エンジンの製造における重要なコンポーネントです。エンジンには、3、000から4、000航空ブレードがあり、ファンブレード、コンプレッサーブレード、タービンブレードの3つのカテゴリに分類できます。タービンブレードの値は最高で、63％に達します。同時に、それらはターボファンエンジンの製造困難と製造コストが最も高いブレードでもあります[2]。
1970年代、米国は、軍事および民間の航空機エンジンでPWA1422方向凝固ブレードを最初に使用しました。
1980年代以降、第3世代エンジンの推力と重量の比率は8以上に増加し、タービンブレードは第1世代のSX、PWA1480、Renén4、CMSX -2、および中国のDD3を使用し始めました。その温度ベアリング容量は、高温合金PWA1422を鋳造する最良の方向凝固型の温度よりも80K高くなっています。利点。フィルム冷却シングルチャネルホローテクノロジーと相まって、タービンブレードの動作温度は1600-1750 kに達します。 。
第4世代のターボファンエンジンは、第2世代のSXPWA1484、Renén5、CMSX -4、およびDD6を使用しています。 RE要素とマルチチャネル高圧空気冷却技術を追加することにより、タービンブレードの動作温度は1800K -2000 kに達します。 2000kおよび100hでは、持続的な強度は140mpaに達します。
1990年代以降に開発された第3世代のSXには、Renén6、CMRX -10、およびDD9が含まれます。複雑な冷却チャネルとサーマルバリアコーティングの保護下で、タービン入口温度に耐えることができます3000kに達する可能性があります。ブレードで使用される金属間の化合物合金は2200kに達し、100時間の持続強度は100mpaに達します。
現在、開発中は、MC-NG [4]、TMS -138などで表される第4世代SX、およびTMS -162などで表される第5世代SXです。第5世代の高温合金の作業温度は1150度に達し、これは理論的な制限動作温度1226度に近い。
3ニッケルベースの単結晶超合金の開発
3.1ニッケルベースの単結晶スーパーアロの組成特性と相組成
マトリックス要素の種類によれば、高温合金は鉄ベース、ニッケルベース、コバルトベースに分割し、さらに鋳造、鍛造、および粉末冶金のマクロ構造に細分化できます。ニッケルベースの合金は、他の2種類の高温合金よりも高温性能が優れており、過酷な高温環境で長い間働くことができます。
ニッケルベースの高温合金には、少なくとも50％Niが含まれています。 FCC構造により、いくつかの合金要素と非常に互換性があります。設計プロセス中に追加された合金要素の数はしばしば10を超えます。追加された合金要素の共通性は、次のように分類されます。 （2）Al、Ti、Ta、およびNbはより大きな原子半径を持ち、これが化合物Ni3（Al、Ti、Ta、Nb）などの強化相の形成を促進し、2番目の要素です。 （3）B、C、およびZRは第3級要素です。それらの原子サイズはNi原子の原子サイズよりもはるかに小さく、位相の粒界に容易に分離され、粒界の強化に役割を果たします[14]。
ニッケルベースの単結晶高温合金の相は、主に位相、 '位相、炭化物相、およびトポロジー密集相（TCP相）です。
位相：フェーズは、FCCの結晶構造を持つオーステナイト相です。これは、ニッケルに溶解したCr、Mo、Co、W、Reなどの要素によって形成される固溶体です。
'位相：'位相は、FCCのNi3（Al、Ti）間属の金属間化合物であり、降水段階として形成され、マトリックスフェーズとの特定の一貫性とミスマッチを維持し、Al、Ti、TA、およびその他の要素が豊富です。
炭化物相：ニッケルベースのSXの第2世代から始まると、少量のCが追加され、炭化物が出現します。少量の炭化物がマトリックスに分散されているため、合金の高温性能がある程度改善されます。通常、MC、M23C6、およびM6Cの3つのタイプに分かれています。
TCPフェーズ：サービスの老化の場合、Cr、Mo、W、Reなどの過剰な耐火要素がTCP相の降水量を促進します。 TCPは通常、プレートの形で形成されます。プレート構造は、延性、クリープ、および疲労特性に悪影響を及ぼします。 TCPフェーズは、クリープ破裂の亀裂源の1つです。
強化メカニズム
ニッケルベースの超合金の強度は、脱臼密度を高め、脱臼の下部構造を発達させるための固形溶液の強化、降水強化、熱処理など、複数の硬化メカニズムの結合に由来します。
固形溶液硬化は、Cr、W、Co、Mo、Re、Ruを含むさまざまな可溶性要素を追加することにより、基本強度を改善することです。
異なる原子半径は、ある程度の原子格子歪みにつながり、転位の動きを阻害します。固形溶液の強化は、原子サイズの違いの増加とともに増加します。
固形溶液の強化は、積み重ね断層エネルギー（SFE）を減らす効果もあります。これは、主に脱臼クロススリップを阻害します。これは、高温での非理想的結晶の主な変形モードです。
原子クラスターまたは短距離順序微細構造は、固形溶液を通じて強化を得るのに役立つ別のメカニズムです。 sxの再原子は、 / '界面の転位コアの引張応力領域に分離し、「コットレル大気」を形成します。 （溶質原子は、エッジ脱臼の引張応力領域に集中し、格子歪みを減らし、コリオリガス構造を形成し、強い固形溶液の強化効果を生成します。溶質原子濃度の増加とサイズ差の増加とともに効果は増加します）
RE、W、MO、RU、CR、およびCOが位相を効果的に強化します。固溶体の強化は、ニッケルベースの高温合金のクリープ強度において非常に重要な役割を果たします。
降水硬化効果は、 '位相の体積分率とサイズの影響を受けます。高温合金の組成を最適化する目的は、主に '位相の体積分率を増加させ、機械的特性を改善することです。 SX高温合金には、 '位相の65％-75％を含むことができ、クリープ強度が良好になります。これは、 / 'インターフェイスの強化効果の有用な最大値を表し、さらに増加すると強度の大幅な減少につながります。高い '位相体積分率を持つ高温合金のクリープ強度は、'相粒子のサイズによって影響を受けます。 '位相サイズが小さい場合、脱臼はその周りに登る傾向があり、その結果、クリープ強度が低下します。転位が '位相を削減することを余儀なくされると、クリープ強度は最大に達します。 '位相粒子がサイズが増加するにつれて、脱臼はそれらの間を曲がる傾向があり、その結果、クリープ強度が低下します[14]。
3つの主な降水強化メカニズムがあります。
格子の不一致の強化： '位相は、一貫した方法で位相マトリックスで分散し、沈殿します。どちらもFCC構造です。格子の不一致は、2つのフェーズ間のコヒーレントインターフェイスの安定性と応力状態を反映しています。最良のケースは、マトリックスと沈殿相が同じ形状の同じ結晶構造と格子パラメーターを持ち、より多くの沈殿相を位相で埋めることができることです。ニッケルベースの高温合金の不一致の範囲は01％です。 Reとruは明らかに位相と分離されています。 REとRUの増加により、格子の不一致が増加します。
秩序強化：脱臼切断は、マトリックスと沈殿相の間に障害を引き起こし、より多くのエネルギーを必要とする
脱臼バイパスメカニズム：オロワンメカニズム（オロワンお辞儀）と呼ばれると、金属マトリックスの沈殿相が動き続けることを妨げる強化メカニズムです。基本原則：移動する脱臼が粒子に遭遇すると、通過できず、行動のバイパス、転位ラインの成長、および必要な駆動力が増加し、効果が強化されます。
3.3高温合金鋳造方法の開発
高温環境で使用される最古の合金は、1906年にニクロームの発明にまでさかのぼることができます。ターボコンプレッサーとガスタービンエンジンの出現により、高温合金の実質的な発達が刺激されました。第一世代のガスタービンエンジンの刃は、押し出しと鍛造によって生成されました。これは明らかに時代の制限がありました。現在、高温合金タービンブレードは、主に投資鋳造、特に方向性固化（DS）によって作られています。 DSメソッドは、1970年代に米国のPratt＆WhitneyのVernyderチームによって最初に発明されました[3]。数十年の開発では、タービンブレードに好ましい材料が等軸結晶から円柱状の結晶に変化し、その後、単結晶高温合金材料に最適化されました。
DSテクノロジーは、柱状コア合金SX成分を生成するために使用され、高温合金の延性と熱衝撃耐性を大幅に改善します。 DSテクノロジーは、生成された柱状結晶に[001]方向を持つことを保証します。これは、ランダムな結晶の向きではなく、部分の主な応力軸に平行です。原則として、DSは、鋳造中の溶融金属の凝固が、常に統合された状態で常に液体飼料金属を使用して実行されるようにする必要があります。
円柱状結晶の鋳造は、2つの条件を満たす必要があります。（1）一元配置熱の流れにより、粒子の成長点での固形液体界面が一方向に移動することを保証します。 （2）固体界面の移動方向の前に核形成がないはずです。
刃の骨折は通常、粒界の高温の弱い構造で発生するため、粒界を除去するために、方向性固化プロセス中に「粒セレクター」構造を持つ固化型が使用されます。この構造の断面サイズは粒子サイズに近いため、最適に成長した粒子のみが鋳物のカビに入り、刃全体が1つの粒で構成されるまで単結晶の形で成長し続けます。
クリスタルセレクターは、スタートブロックとスパイラルの2つの部分に分割できます。
DSプロセスの開始時に、穀物は開始ブロックの下部で核形成し始めます。穀物の成長の初期段階では、数は大きく、サイズは小さく、方向の違いは大きくなります。穀物間の競争力のある成長行動が支配的であり、側壁の幾何学的ブロッキング効果は弱いです。現時点では、方向最適化効果は明らかです。開始ブロックの粒子の高さが増加すると、粒子の数が減り、サイズが増加し、方向が近くなります。穀物間の競争力のある成長行動は減少し、側壁の幾何学的ブロッキング効果が支配され、結晶方向を継続的に最適化できるようにしますが、方向最適化効果は弱まります。開始ブロックの半径を減らし、開始ブロックの高さを上げることにより、スパイラルセクションに入る穀物の方向を効果的に最適化できます。ただし、開始ブロックの長さを増やすと、鋳造の効果的な成長スペースが短くなり、生産サイクルと準備コストが得られます。したがって、基質の幾何学的構造を合理的に設計する必要があります。
らせんの主な機能は、単結晶を効率的に選択することであり、穀物の向きを最適化する能力は弱いです。 DSプロセスがスパイラルで実行されると、湾曲したチャネルは樹状突起枝の成長のためのスペースを提供し、穀物の二次樹状突起はLiquidusラインの方向に進みます。穀物には強力な横方向の発達動向があり、穀物の向きは変動状態にあり、最適化効果が弱い。したがって、スパイラルの穀物の選択は、主に幾何学的制限上の利点、競争力のある成長の利点、およびスパイラルセグメントの穀物の空間的拡大の利点に依存します[7]、強いランダム性[6]を持つ穀物の好ましい方向の成長上の利点ではありません。したがって、結晶選択が失敗した主な理由は、スパイラルが単結晶選択の役割を果たさないことです。らせんの外径を増やし、ピッチ、らせん表面の直径を減らし、開始角を減らすことにより、結晶選択効果を大幅に改善できます。
中空の単結晶タービンブレードの調製には、1ダース以上のステップ（マスター合金製錬、単結晶膜シェルの準備、複雑な構成セラミックコアの準備、溶融鋳造、方向凝固、熱処理、表面処理、熱バリアコーティングの準備など）が必要です。複雑なプロセスは、毛粒、そばかす、小さな角粒境界、ストリーク結晶、方向偏差、再結晶、大きな角粒界境界、結晶選択の故障など、さまざまな欠陥が発生しやすい。
第2篇结束
DSプロセスにおける4欠陥形成
高度なタービンブレードの構造がより複雑でサイズが大きくなるにつれて、空間粒粒、そばかす、低角粒界、ストリーク結晶、方向偏差、再結晶、高角粒界、および結晶選択障害などのさまざまな固化欠陥が、単結晶成長プロセス中に発生する可能性が高くなります。単結晶の形でタービンブレードを鋳造することは、鋳造会社にとってかなりの課題です。
単結晶タービンブレードに存在する問題は、主に成長プロセスに集中しており、これは単結晶タービンブレードの構造と成長プロセスに密接に関連しています。第一に、タービンブレードボディは薄く、ほそりは厚くて大きく、断面形状はさまざまで、曲率は大きく異なり、内部冷却構造は非常に複雑であり、エア金型の穴やネタバレのカラムが非常に複雑であり、曲がりくねった樹状突起の成長経路と硬化剤の植物性の変化を引き起こす可能性があります。さらに真剣に、タービンブレードサイズの増加は、特に水冷プレートの遠端で、単結晶の成長経路を拡大します。単結晶成長の後期段階では、温度勾配は距離の増加とともに急激に減少し、樹状突起が分岐して成長し、凝固欠陥が形成される傾向を増加させます[6]。
野良穀物
閉じ込められた結晶は、材料で絡み合って、衝突する、または成長する2つ以上の結晶によって形成された粒界または結晶の間のアモルファス領域を指します。 SXタービンブレードのエッジプレートでは、鋳造の断面が幾何学的サイズの突然の変化を経験し、この領域の温度場分布は非常に複雑です。刃の固化プロセス中に、鋳造の端での合金が覆われている間、合金の臨界核形成の加入を超えて、鋳造の端で不純物の不均一な核形成をもたらし、エッジトランプ結晶を形成します[9]。
以前の研究では、エッジプレートのサイズが小さい場合、元の粒子の高次樹状突起がエッジプレートに成長し、トランプ結晶が形成されないことが示されています。エッジプレートのサイズが大きくなると、エッジプレートの内側の角に多数の細かいトランプ結晶が最初に形成され、いくつかのトランプ結晶が樹状突起の形でエッジプレートに成長し、エッジプレートの中央の元の粒を抑制します[6]。エッジプレートのサイズが増加し続けると、エッジプレートの端に大きな下着があり、合金液が素早く固まり、大きな凝固収縮応力が生成されます。ブレードエッジプレート遷移領域の熱散逸性能は不十分で、下着は小さく、生成された樹状突起は収縮ストレスによって破壊され、エッジプレートの中心に向かって成長する低crant晶を形成します[9]。実験的研究によれば、プラットフォームの高さの減少、プラットフォームの長さの増加、プラットフォームの外側、および抵抗性要素の高い含有量（Re、W、Ta、HF）の合金組成はすべて、不純物結晶の形成の傾向を増加させます[10]。
エッジプレート上の不純物結晶の形成は、方向性凝固プロセス（固化速度の低減）、局所被覆治療（熱抵抗材料でのコーティング）、および播種システムの追加により制御できます。
F計算
単結晶ブレードの成長の後期、特に水冷プレートから遠く離れたところにあるため、結晶成長方向に平行なチェーンのような細かい等軸粒を形成するのは簡単です。巨視的腐食後の欠陥表面は明らかな斑点を示すため、そばかすまたはそばかすチェーンと呼ばれます。現在、タービンブレードの構造は複雑になる傾向があり、合金内の高融点合金要素の含有量は増加し続け、それがそばかす形成の傾向の増加につながります。
そばかすの形成メカニズムは、主に固化中の溶質分離によって引き起こされる合金液の対流によって引き起こされ、二次樹状突起のリメルティングと一次樹状突起の偏向にも関連しています。 DSプロセスでは、WとReは樹状突起の茎領域に濃縮され、AlとTaは樹状突起間の合金液で濃縮されます。前者と後者の間には密度の違いがあります。どろどろのゾーンが固化すると、どろどろのゾーンでの合金液の密度と固化前線での液体の密度が増加します。重い上部と軽い底部の密度分布により、どろどろのゾーン内の合金液が上向きの浮力にさらされます。どろどろのゾーンの合金液の粘性抵抗を超えると、どろどろのゾーンの合金液が樹状突起の間を通過し、どろどろのゾーンに特定の幅の対流チャネルを形成します。この合金液の流れは、樹状突起を溶かしたり壊して樹状突起の断片を形成したりします。これらの樹状突起フラグメントに、合金液体でチャネルから流れ出てチャネルに残る時間がない場合、チャネルが固化すると鋳造面にスポットを形成します[11]。
TAおよびAL合金成分の含有量を増やし、WとREの含有量を減らすことで、そばかすの形成の傾向を減らすことができます。 DSプロセスでは、引っ張り速度を上げて温度勾配を上げると、そばかすの形成の傾向が減少する可能性があります。振動は、方向性凝固中の液相の対流を大幅に弱め、それによりそばかす形成の傾向を減らすことができます。
低角粒界
低角粒界の形成は、樹状突起の変形によって引き起こされる樹状突起の方向偏差に関連しています。（1）定常状態の成長中の沈殿によって生成される熱機械応力。 （2）カビの殻の閉塞と押し出しは、樹状突起の収縮ストレスを引き起こします。 （3）どろどろのゾーンの不均一な温度場と樹状突起の非対称な力によって引き起こされる溶質対流は、樹状突起の積極的な変形を引き起こし、樹状突起の累積変化を引き起こします。低角粒界は、偏向した樹状突起と元の非発生樹状突起の接合部で形成されます。
大規模な単結晶ブレードが固化すると、S/Lインターフェースが平面状態を維持することが困難です（引っ張り速度が高く、引っ張り速度が低いときに凸状）。非ストレートS/L界面の温度勾配方向は、試料の軸方向と一致しません。凝固プロセスの変動は、方向の変化を引き起こす可能性があり、それにより低角粒界が形成されます。これらの変動により、拡張ゾーンからブレード本体への成長プロセス中に、一部の樹状突起が非浸透状態で成長する可能性があり、その結果、主に2度-6程度の範囲で濃縮された刃本体の低角粒界の角度が生じます。これは、合金の固化特性によって決定され、それを回避する合理的な方法を見つけることは困難です[12]。
延長ゾーンの小角粒界境界の数は刃本体の境界よりもかなり低く、誤った方向の角度もはるかに小さくなりますが、延長ゾーンとブレード本体の誤った方向の角度が2度未満の位置の数は同等であることを示しています。これは、延長ゾーンが単結晶の成長の初期段階であり、ほとんどの樹状突起が定常状態の成長を示す一方で、延長ゾーンとブレード本体の定常状態の成長の樹状突起の数が同等であるためです。
縞模様のクリスタル
線縞模様の結晶は、キャスティングの表面上の狭い線形欠陥の一種であり、主に鋳造の刃の上部で発生します。一般に、幅約1 mm、長さは数十mmで、識別可能な開始位置があります。それらは一般に数センチの成長後に消えますが、それらはまた、刃全体に横方向に拡大することができ、線形欠陥から3次元の大規模な欠陥に発達し、その他の結晶欠陥に変換されます。ストリーク結晶の方向は、常にその場所での樹状突起の成長方向と基本的に一致しています。
ストリーク結晶の外観は、鋳造の表面にある単一の樹状突起の主な幹がどろどろのゾーンで引き裂かれているが、残留液体で溶接され、明らかな出発点を示すという事実によるものです。この引き裂きの主な理由は、シェルの接着によって引き起こされる樹状突起の収縮が激しく妨げられているか、包含物の切断により樹状突起の強度がひどく損傷していることです。引き裂かれた樹状突起は、ある程度の全体的なたわみを経験し、マトリックス構造の小さな角粒界に囲まれた狭い粒子を形成します[12]。
再結晶
SXは、主に共受剤の組み合わせの形で位相と '位相で構成されています。表面の局所領域の変形応力の濃度のために局所エネルギーが高い場合、そしてその後の加熱で特定の温度に達すると、 '相は単結晶合金に溶解します。溶解後、位相溶解領域に細胞構造を形成するのは非常に簡単です。 SXの表面再結晶は、最初に表面の樹状突起ロッド領域で始まります。最初の組織は携帯電話です。その後、穀物は徐々に粗い位相を含む「粗い」相を徐々に成長し始めます。再結晶粒の成長には、結晶粒とマトリックスの間の明確な界面が伴います[13]。再結晶化された粒子の形成のための重要な条件：キャスト '位相の溶解。
