一、FORMATION OF SILICONIZED LAYER ON TiAl-BASED ALLOY AND THE OXIDATION RESISTANCE（论文文献综述）
陈成龙[1]（2020）在《铌合金表面MoSi2-B4C复合涂层的快速烧结行为及抗高温氧化性能》文中指出难熔金属铌及其合金有着熔点高、延展性好、密度适中、在高温下仍具有很高的强度等优点,在航空、航天及核工业领域具有较广泛的应用前景。但铌合金的高温抗氧化性能较差,且经多元合金化后仍无法满足实际要求,需要施加抗氧化涂层进行保护。已有研究表明,Mo-Si-B涂层体系具备较优异的高温抗氧化性能,可为铌合金高温服役时提供有效防护。本文以Mo粉、Si粉,B4C粉为涂层原料,采用放电等离子烧结法在铌合金表面制备Mo Si2-B4C复合涂层。借助XRD、SEM,EPMA等分析测试手段,研究烧结工艺参数对涂层组织结构的影响,分析涂层的快速烧结行为,考察涂层的高温抗氧化性能。结果如下:涂层主要由MoSi2相及B4C颗粒构成。随着烧结温度升高,涂层组织趋于致密均匀,涂层/基体界面处互扩散区域厚度明显增加。烧结温度达1450℃后,涂层中部分B4C颗粒发生转变,与Mo,Si元素反应生成Mo B及Si C。烧结压力对涂层组织成分无明显影响,随着烧结压力的增加,涂层致密度略有提高,但涂层/基体界面处产生大的形变。涂层经放电等离子烧结的保温时间为0S时,Mo-Si-B4C混合粉末已经烧结形成Mo Si2相,B4C颗粒弥散分布其中。保温时间增加到30S时,B4C颗粒开始与涂层内Mo,Si元素反应生成Mo B和Si C,且其含量随时间的延长不断增加,直至180S后趋于稳定。另外,保温时间从60S增至180S的过程中,涂层/基体界面处互扩散区厚度明显增加,且增速呈先快后慢的规律。涂层/基体界面处互扩散区分层明显,由上到下依次为Nb B层,（Nb,Mo）Si2层,以及（Nb,Mo）5Si3层。Nb B层的存在延缓了涂层中Si元素向基体合金的内扩散,提高了涂层的抗退化能力。涂层经1450℃氧化100h后表面形成一层连续且致密的Si O2-B2O3氧化膜,单位面积增重为3.8mg/cm2,而基体合金的高达108.9 mg/cm2。涂层在1450℃下的氧化动力学符合抛物线规律,其氧化抛物线速率常数只有基体合金的2.9%。相比氧化前的涂层,1450℃氧化100h后涂层的组织结构仅有轻微退化。涂层的结构变化主要表现在两个方面:一是涂层中B4C颗粒的转变,B4C颗粒转变为Si C,并在其周围形成Mo B相;二是涂层/基体界面互扩散区组织结构的变化,原Nb B层消失或分散为不连续的岛屿状,（Nb,Mo）Si2层消失,（Nb,Mo）5Si3层变厚。
宁璠[2]（2019）在《钼表面稀土氧化物掺杂Si-B抗氧化涂层的制备及性能研究》文中研究说明MoSi2由于可以在高温氧化环境中生成致密均匀的SiO2保护膜而广泛应用于钼及钼合金的高温抗氧化涂层方面,但MoSi2涂层在低温氧化环境中会发生“Pesting”氧化,限制了MoSi2涂层的应用。B元素的引入可以有效延缓Si向基体的扩散,提高涂层抗氧化性能,延长涂层的使用寿命,但存在多层涂层之间结合不紧密的问题。研究发现,在B改性MoSi2涂层中加入少量稀土元素可以提高涂层与基体之间的结合力,细化涂层晶粒,提高制备效率。此外,传统钼金属表面改性涂层的制备方法多为共渗包埋法,但共渗法制备涂层存在结构不致密、抗氧化性能差等问题,严重影响了涂层的使用寿命。基于以上分析,本文采用两步包埋渗的方法在钼金属表面制备了Y2O3/CeO2掺杂的Si-B复合涂层,对涂层表面物相及截面形貌进行了系统表征,对掺杂前后Si-B复合涂层在1150℃大气环境中的抗氧化性能进行了系统研究,通过分析涂层氧化前后物相、形貌及氧化动力学演变规律研究了Y2O3/CeO2掺杂对涂层氧化行为的影响机制。研究表明,经过1000℃包埋渗4h可在钼基体表面制备出组织结构均匀致密,无明显缺陷且与基体结合紧密的CeO2掺杂MoB涂层;采用两步包埋渗的方法在CeO2掺杂MoB涂层的基础上经1100℃包埋渗6h制备的Y2O3/CeO2掺杂Si-B复合涂层表现为MoB/MoSi2两层结构,涂层与基体及各涂层之间结合紧密,组织结构均匀致密,且Y2O3/CeO2的掺杂表现出一定的催渗效果,当Y2O3含量为2wt%时催渗效果最为明显。经过1150℃长时间氧化后,与未掺杂稀土氧化物涂层相比,Y2O3/CeO2掺杂的Si-B复合涂层试样氧化后质量变化和氧化速率常数均较低,且CeO2掺杂Si-B复合涂层的氧化速率常数(1.02×10-4mg2/（cm4·h）)较Y2O3掺杂涂层氧化速率常数(3.89×10-4mg2/（cm4·h）)更低,表现出更好的高温抗氧化性能。
葛玉麟[3]（2019）在《铌硅层表面微弧氧化多功能涂层结构调控与高温失效行为》文中研究说明铌合金具有高熔点、低密度以及优异的高温力学性能,是新一代燃气涡轮发动机与高超声速飞行器金属热防护系统的重要候选材料。铌合金抗高温氧化性能差是制约其拓展应用的关键难点问题,单一硅化物涂层对提高抗氧化性能已达到瓶颈,而且其辐射防热性和抗熔盐腐蚀性能差,已不能满足燃气涡轮发动机/高超声速飞行器高温辐射热防护与抗高温熔盐腐蚀的迫切需求。针对以上问题,本文以包埋渗工艺制备NbSi2层为高温抗氧化底层;然后采用微弧氧化/粒子沉积同步微弧氧化将NbSi2底层原位转化为陶瓷外层,进而通过微弧氧化电解液成分调控（（NaPO3）6、Na2SiO3和NaAlO2）制备NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.46）、NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.64）和NbSi2/Nb2O5-SiO2-Al2O3涂层,通过电解液中纳米SiC和MoSi2粒子沉积同步微弧氧化构建出NbSi2/Nb2O5-SiO2-SiC和NbSi2/Nb2O5-SiO2-MoSi2复合涂层,研究Nb2O5-SiO2-X陶瓷外层组织结构与高温抗氧化性能、抗熔盐腐蚀性能以及表面热辐射性能的关系,揭示复合涂层的高温氧化、熔盐腐蚀以及表面发射率作用机制。在（NaPO3）6、Na2SiO3和NaAlO2三种单一成分电解液中于NbSi2层表面分别制备微弧氧化陶瓷层。（NaPO3）6电解液中PO3–离子不会对陶瓷层成分产生显着影响,陶瓷层由NbSi2相转化的Nb2O5和SiO2构成,形成Nb2O5-SiO2（0.46）陶瓷层。NaAlO2和Na2SiO3电解液中AlO2–和SiO32–离子在电场作用下通过放电微区等离子体反应,引入到陶瓷外层中形成Al2O3和更多的SiO2相,分别形成Nb2O5-SiO2-Al2O3和Nb2O5-SiO2（0.64）陶瓷层。NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.46）、NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.64）和NbSi2/Nb2O5-SiO2-Al2O3复合涂层的高温氧化过程由氧扩散控制。NbSi2/Nb2O5-SiO2-Al2O3涂层可降低前15h的氧化速率,归因于陶瓷外层中Al2O3与Nb2O5反应形成NbAlO4,促进致密的SiO2氧化膜形成,减低氧扩散速率;虽然NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.64）涂层的陶瓷外层中引入更多SiO2相,但疏松多孔不易形成致密氧化膜,因此对抗氧化性能改善不明显;而NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.46）涂层抗氧化性能差,归因于高含量的Nb2O5促进其柱状晶生长,从而增加氧扩散通道。三种复合涂层及单一NbSi2涂层的抗氧化性能（依照氧化增重）顺序为NbSi2/Nb2O5-SiO2-Al2O3（5.8mg/cm2）>NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.64）（6.34mg/cm2）≈NbSi2（6.49mg/cm2）>NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.46）（6.96mg/cm2）。三种复合涂层及单一NbSi2涂层的抗熔盐腐蚀结果表明:腐蚀产物层主要为NaNbO3和Na2O?mSiO2相,是否能形成致密SiO2膜是决定抗熔盐腐蚀性能的关键;陶瓷外层中SiO2含量高有助于获得致密SiO2膜层;而存在Al2O3相时,腐蚀过程中形成的空心棒状结构降低腐蚀层致密性。三种复合涂层和单一NbSi2涂层的抗熔盐腐蚀性能顺序为:NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.64）>NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.46）>NbSi2>NbSi2/Nb2O5-SiO2-Al2O3。为进一步提高抗氧化和发射率,通过电解液添加纳米SiC和MoSi2于NbSi2层,利用粒子沉积同步微弧氧化法制备出Nb2O5-SiO2-SiC和Nb2O5-SiO2-MoSi2梯度陶瓷层。陶瓷层内层主要为Nb2O5+SiO2混合物,逐渐过渡到富含以SiC或MoSi2为主的外层。梯度陶瓷层厚度显着增加至50μm,其中外层厚度约为1030μm。NbSi2/Nb2O5-SiO2-SiC和NbSi2/Nb2O5-SiO2-MoSi2复合涂层的高温抗氧化结果表明:陶瓷层中的SiC和MoSi2分别在氧化2h和30h后完全转变为SiO2,陶瓷外层转变为以SiO2为主的致密氧化膜,有效降低氧向基体扩散速率。NbSi2/Nb2O5-SiO2-SiC和NbSi2/Nb2O5-SiO2-MoSi2复合涂层的氧化增重分别为2.49mg/cm2和0.37mg/cm2,低于单一NbSi2涂层的氧化增重6.49mg/cm2。两种复合涂层抗熔盐腐蚀性能结果表明:SiC和MoSi2分别在20h和50h后氧化为SiO2,陶瓷外层转变为腐蚀产物层,腐蚀盐渗入腐蚀层微孔并与Nb2O5优先形成NaNbO3。NbSi2/Nb2O5-SiO2-SiC和NbSi2/Nb2O5-SiO2-MoSi2涂层的质量变化分别为–0.56mg/cm2和–0.52mg/cm2,优于NbSi2涂层熔盐腐蚀引起的氧化增重0.70mg/cm2。单一NbSi2涂层在320μm波段范围内发射率仅为0.30.5,NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.46）、NbSi2/Nb2O5-SiO2（0.64）和NbSi2/Nb2O5-SiO2-Al2O3复合涂层在38μm和820μm波段内发射率值分别提高至0.60.7和0.750.85,引入SiO2和Al2O3可提高涂层发射率值。NbSi2/Nb2O5-SiO2-SiC和NbSi2/Nb2O5-SiO2-MoSi2复合涂层在320μm波段内发射率均在0.9以上,归因于Si-C和Mo-Si极性键在中红外波段（特别是38μm波段）具有较强的振动吸收带,与涂层中Nb2O5和SiO2相协同显着提高发射率。相比较,NbSi2/Nb2O5-SiO2-SiC和NbSi2/Nb2O5-SiO2-MoSi2复合梯度涂层的高温抗氧化性能、抗熔盐腐蚀性能及表面热辐射特性均显着提高,具有很强的工程应用潜力。
陈力[4]（2019）在《化学气相沉积Nb/Re层状复合材料界面反应与性能研究》文中进行了进一步梳理铼（Re）是一种密排六方结构的高熔点（3180℃）稀有金属,具有较高的高温强度、良好塑性、抗热震及化学惰性等优异综合性能而成为第三代航天发动机首选结构材料。美国采用化学气相沉积（CVD）技术制备的Re基体/Ir涂层发动机成功实现了在卫星上的应用,发动机工作温度超过1800℃。虽然铼具有优异的高温力学性能,但存在价格高和密度大等问题。本论文提出以轻质廉价的难熔金属Nb为基体,Re为强化层,设计构建轻质高强新型Nb/Re层状复合材料。采用理论模拟计算与实验研究相结合的方法,系统深入研究材料的CVD反应过程热力学、沉积动力学、界面扩散与反应机制以及微观组织及力学性能等,得到以下主要研究结论:通过全局搜索及第一性原理计算,确定了Nb/Re层状复合材料界面可能形成的χ相为Nb0.18Re0.82、Nb0.25Re0.75、Nb0.29Re0.71、Nb0.31Re0.69和Nb0.46Re0.54。获得了各相的晶体结构、热力学稳定性以及力学性能,并证实在所预测的中间相中Nb0.25Re0.75相具有最优的热稳定性及力学性能,其体积模量为738.5 GPa,BH/GH值为1.8,各向异性指数为0.20;实验分析表征表明,Nb/Re界面形成了NbRe3中间相,与第一性原理计算结果相符。研究了沉积温度和氯气流量对Nb、Re沉积速率的影响。发现在论文实验所确定的工艺参数范围内,随着沉积温度的上升沉积速率增加,并得到了符合Arrhenius方程的Nb和Re的化学气相沉积动力学规律。在实验温度范围内,Nb和Re的化学气相沉积过程均为动力学控制机制;为进一步优化沉积条件,采用分子动力学对沉积过程进行模拟,获得了高质量Nb、Re材料的最优工艺参数:沉积温度1100-1200℃,原子入射能为0.3-0.5 eV,入射角度0-10°。研究了Nb/Re界面原子扩散规律。建立了界面扩散模型,通过计算得到了界面区域不同物相内的互扩散系数。原子在Nb固溶体中以晶界快速扩散为主,互扩散系数为:1.66×10-6exp（-198.8/RT）,符合Arrhenius方程;χ相中,原子在1600℃以上和1600℃以下的扩散机制不同,1600℃以下以体扩散为主,扩散系数为:2.69×104exp（-584.5/RT）;1600℃以上以沿晶界、位错等缺陷的快速通道扩散为主,扩散系数为2.8×10-10exp（-89.2/RT）。对沉积过程中复合材料的显微组织及相结构进行了分析表征。Nb和Re形成了由靠近基体的细晶区和沿沉积方向连续生长的较粗柱状晶构成;CVDNb中发现有低密度位错,而Re柱状晶中出现了许多不同方向平行分布的V、W型层状浸蚀纹和生长孪晶等亚结构组织;Nb和Re晶粒的再结晶符合Arrhenius长大方程,在相同的热处理条件下,Nb晶粒的长大速率显着大于Re晶粒;Nb/Re界面区域的扩散过程是Re向Nb的大量扩散,界面区域依次分布有Nb固溶体、χ相和极少量的Re固溶体。在动力学实验和分子动力学模拟结果的基础上,采用优化的CVD工艺技术制备了含Re体积分数分别为20%、30%和40%的三个系列的Nb/Re两层复合材料,材料密度分别达到其理论密度的99.6%、97.0%和95.9%;沉积态Nb/Re复合材料的抗拉强度随Re体积分数的增加而升高,但均低于理论复合强度。经过适当热处理,其室温抗拉强度最高分别达到516 MPa、611 MPa和461 MPa。其中Nb-30%Re的强度超过其理论复合强度36%,出现了较强的复合效应。强度值远高于目前广泛应用的Nb521和C103等铌基合金,接近粉末冶金Re,但其密度仅为纯Re的58%,材料成本下降50%以上,是一种轻质、高强、低成本的新型复合材料,作为航天发动机喷管材料具有很好的推广应用价值。基于层状复合材料强化理论和本论文对界面扩散和界面反应相结构的研究,对Nb/Re层状复合材料的复合效应进行了分析。研究发现,当χ相层厚度在1.5-2.0μm之间,铌固溶体与χ相层厚比值:α（Nb）:χ=2±0.5范围内时,复合材料具有优异的综合力学性能。χ相层厚度以及Nb固溶体与χ相厚度的比值是决定Nb/Re层状复合材料中复合效应强弱的本质因素。
钱政[5]（2017）在《Si含量对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织、力学性能以及抗氧化性能影响》文中研究说明本研究采用机械合金化（MA）与放电等离子烧结技术（SPS）制备了 0.9wt%氧化镧（La2O3）掺杂的 Mo-8Si-8.5B,Mo-12Si-8.5B 以及 Mo-16Si-8.5B 合金。研究了不同 Si含量的Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织、室温力学性能以及高温抗氧化性能。分析了 Si含量对Mo-Si-B-La2O3合金组织及性能的影响,并探讨了 Mo-Si-B合金的室温力学行为以及高温抗氧化机制。研究表明,机械合金化技术不仅可以细化Mo-Si-B合金粉体,还可以获得非晶与纳米晶的混合粉体。烧结后的Mo-Si-B合金均具有较为细小的晶粒尺寸（～200nm）,纳米尺度的氧化镧颗粒弥散分布于合金内部。同时,由于氧化镧在烧结过程中的团聚,合金中存在着少量尺寸较大的氧化镧颗粒。随着Si含量的增加,合金中的金属间化合物相的体积分数明显增加。合金的组织结构也发生变化,在Mo-8Si-8.5B与Mo-12Si-8.5B合金中,金属间化合物弥散分布于连续的α-Mo相基体上,而在Mo-16Si-8.5B合金中,α-Mo相以颗粒状分布于连续的金属间化合物基体中。Mo-Si-B-La2O3合金在室温下的力学性能测试结果表明,随着Si含量的增加,合金的硬度发生了明显的提高,然而合金的室温抗压强度值、弯曲强度值以及断裂韧性值均有所下降。通过对断口的观察表明,合金的断裂模式主要为沿晶断裂,同时存在部分区域的穿晶断裂。不同Si含量的Mo-Si-B-La2O3合金在高温氧化过程中均分为快速氧化阶段以及稳定氧化阶段两个阶段。Si含量的提高会降低合金在高温下氧化30h后的失重率,使合金表面覆盖更为连续的硼硅玻璃相保护层,从而提高氧化镧掺杂Mo-Si-B合金的高温抗氧化性能。
李轩[6]（2016）在《Nb-Ti-Si-Cr基合金表面含Zr和Y的硅化物渗层的组织及性能》文中认为Nb-Si基多元超高温合金由于具有熔点高、密度低、高温强度和室温断裂韧性好等一系列优点而具有巨大的应用潜力。但该合金较差的高温抗氧化性能严重制约了其实际应用。多元合金化虽然能够有效提高该合金的高温抗氧化性能,但过量添加合金化元素有时会降低合金的综合性能如高温强度和熔点。与合金化不同,表面涂层在改善合金抗氧化性能的同时对合金自身力学性能的影响较小。因此,在合金化的基础上制备表面涂层以提供高温有氧环境下的保护,是Nb-Si基多元超高温合金取得实际应用的有效手段。本文依据上述思路,采用Si-Zr-Y扩散共渗和磁控溅射Zr膜+Si-Y扩散共渗两种方法,在新型Nb-Ti-Si-Cr基多元超高温合金表面分别制备了Si-Zr-Y共渗层和ZrSi2-NbSi2复合渗层。采用XRD、SEM和EDS等测试手段分析了渗层的相组成、微观形貌和成分分布。同时,本文针对所制备渗层的特点,研究了Si-Zr-Y共渗层的高温抗氧化性能、摩擦磨损及固体粒子冲蚀性能和ZrSi2-NbSi2复合渗层的高温抗氧化性能,并对其高温抗氧化机理、摩擦磨损和固体粒子冲蚀机制进行了讨论,主要结果如下:（1）采用扩散共渗方法在Nb-Ti-Si-Cr基多元超高温合金表面制备了Si-Zr-Y共渗层。揭示了催化剂种类（NaF,NH4F,NH4Cl,NaBr和NaCl）和含量（18wt.%）、共渗温度（11001350℃）、渗剂中Zr粉含量（515wt.%）以及共渗时间（012h）对共渗层组织的影响规律。采用不同种类催化剂经1250℃保温8h所制备的Si-Zr-Y共渗层由外至内均由（Nb,X）Si2（X代表Ti,Cr,Zr和Hf）外层、（Ti,Nb）5Si4中间层和富Al,Y的（Nb,X）5Si3内层组成。其中,采用NaF为催化剂时制备的共渗层较厚且组织致密,共渗层内Zr和Y的含量也较高。渗剂中的NaF含量不会明显改变共渗层的组织结构,但当NaF的含量由1wt.%增加到5wt.%时,共渗层的厚度逐渐增加且致密性得到改善,而进一步增加NaF含量至8wt.%时,共渗层的厚度反而有所降低。共渗温度对渗层的组织结构和生长速率均有显着影响:1150和1200℃保温8h所制备的共渗层与1250℃保温8h所制备的共渗层具有相似结构,但1300和1350℃保温8h所制备的共渗层中出现了疏松多孔的（Ti,Nb）5Si4最外层;同时,共渗层的厚度及渗层内Zr和Y元素的含量均随共渗温度的升高而增加。增加渗剂中Zr粉含量会相应地导致渗层内Zr含量的增加,但会明显抑制共渗层的生长速率,同时,渗剂内Zr粉含量过高（15wt.%）还会导致共渗层表面出现富Zr的（Ti,Nb）5（Si,Al）4最外层。共渗层的厚度随共渗时间的延长呈抛物线规律增加,表明共渗层的形成由扩散控制,但共渗时间的延长不会明显改变共渗层的组织结构。（2）选取渗剂组分为10Si-10Zr-3Y2O3-5NaF-72Al2O3（wt.%）,经1250℃保温8h所制备的共渗层进行1250℃恒温氧化、室温及800℃摩擦磨损及固体粒子冲蚀实验。结果表明,所制备的Si-Zr-Y共渗层具有优异高温抗氧化性能,其在1250℃时的恒温氧化速率常数较基体合金低约3个数量级。氧化后所形成的氧化膜主要由较薄的TiO2外层和致密的SiO2内层组成,该氧化膜能够在1250℃的空气中保护基体合金长达200h。但经200h氧化后的氧化膜在局部出现开裂和剥落。Si-Zr-Y共渗层的硬度显着高于Nb-Ti-Si-Cr基体合金。在相同的摩擦载荷下,Si-Zr-Y共渗层无论在室温还是800℃时的摩擦磨损抗力均优于基体合金,原因为在共渗层试样的磨损表面形成了由SiO2组成的氧化产物,可对磨损面起到有效保护。与基体合金相比,Si-Zr-Y共渗层在30°小攻角冲蚀状态下具有更高的耐冲蚀抗力,但在90°大攻角冲蚀状态下的耐冲蚀抗力较低。（3）采用先在合金表面磁控溅射Zr膜,然后Si-Y扩散共渗的方法,在Nb-Ti-Si-Cr基多元超高温合金表面成功制备了ZrSi2-NbSi2复合渗层。揭示了沉积Zr膜的厚度（210μm）及Si-Y共渗温度（11501350℃）对渗层组织的影响规律。发现不同Zr膜厚度和Si-Y共渗温度所制备的渗层具有相似的结构,均主要由ZrSi2外层,（Nb,X）Si2（X代表Ti,Cr,Zr和Hf）中间层和（Ti,Nb）5Si4内层组成,共渗层的厚度随着共渗温度的升高显着增加,过高的Si-Y共渗温度（1350℃）还会导致共渗层中各层界面处产生裂纹。选取Zr膜厚度为10μm,再经1250℃/4h Si-Y共渗所制备的渗层进行1250℃恒温氧化实验。结果表明,ZrSi2-NbSi2复合渗层具有较好的高温抗氧化性能。氧化后在渗层表面形成了由SiO2,ZrSiO4,ZrO2,Al2O3,TiO2和Cr2O3混合组成的致密氧化膜,该氧化膜能够在1250℃的空气中保护基体合金100h以上。氧化膜的形成过程包括ZrSi2外层的氧化和保护性内氧化膜的生长两个阶段。其中,ZrSi2外层的氧化较为迅速,此时氧化膜的生长主要由O的内扩散控制,随着保护性内氧化膜的形成和生长,氧化膜的生长逐渐由O的内扩散占优转变为Si,Ti,Cr和Al的外扩散占优。
黄薇[7]（2015）在《钢材表面中性熔盐浸渗制备Fe3Si合金层研究》文中提出Fe3Si金属间化合物具有优异的软磁性、较高的高温抗氧化能力、良好的耐蚀和抗磨性能。为了寻求低成本的制备方法使钢材表面具有优良的抗蚀、耐磨性能,提出采用熔盐非电解法,对软基钢材表面进行高硬度金属间化合物渗层制备,对比研究不同基材合金化元素对渗层性能以及其微观结构的影响规律,这不仅对工程用钢制备出抗腐蚀性强,并具有较高的强度、硬度以及优异的耐磨防护表面具有重要的推动,并对金属间化合物材料制备和应用具有积极的帮助作用。对20钢、2Cr13及0Cr18Ni9不锈钢表面通过熔盐非电解渗镀技术分别制备Fe3Si渗层借助扫描电子显微镜分析渗层剖面形貌和成分分布,利用X射线衍射仪确认物相组成,借助显微硬度分析和静态压入结合表征其机械性能,利用动态极化曲线及交流阻抗谱电化学技术评价了各Fe3Si渗层的耐H2SO4介质电化学腐蚀性能,通过球-盘磨损试验评价了Fe3Si层的耐磨性能。结果表明,（1）钢材表面熔盐合金化制备的Fe3Si渗层可明显提高表面硬度值和抗磨性能,且具有优异的抗H2SO4介质电化学腐蚀性能。其中以0Cr18Ni9不锈钢表面制备的硅合金层结构缺陷少、抗磨耐蚀性最优。（2）不锈钢基材中的Ni、Cr合金元素的存在能加快熔盐渗硅速率,有助于缺陷的减少和渗层致密性的改善,Ni、Cr合金元素共同参与形成的多元Fe3Si型过渡族金属硅化物具有高的硬度、良好的表观韧性、优异的腐蚀抗力和耐磨性能。（3）渗硅温度、熔盐体系（中性盐比例、渗硅剂比例、LiF）以及冷却方式对于获得与基体结合紧密、致密性良好的硅化物渗层影响明显,其中以NaCl:KCl:NaF=2:2:1的中性熔融盐为载体,Na2SiF6:Si=5:5为渗硅剂,在800℃下保温4h后,取出空冷至室温所制备的Fe3Si硅化物渗层致密性最好。
陆琼[8]（2015）在《Nb、Al合金化MoSi2/SiC复合材料的制备与性能研究》文中研究说明以Mo、Nb、Si、Al元素粉末为原料,采用燃烧合成法制备名义成分分别为（Mo0.97Nb0.03）（Si0.97Al0.03）2、（Mo0.94Nb0.06）（Si0.97Al0.03）2、（Mo0.91Nb0.09）（Si0.97Al0.03）2与（Mo0.88Nb0.12）（Si0.97Al0.03）2等4种不同Nb含量的合金,研究其燃烧合成行为,分析燃烧合成过程中粉末压坯的燃烧模式、燃烧温度、燃烧波前沿蔓延速率以及产物组成。结果表明:随Nb含量增加,燃烧合成反应模式由螺旋燃烧逐渐转变为稳态燃烧。XRD结果表明:（Mo0.97Nb0.03）（Si0.97Al0.03）2合金主要由Mo Si2构成,含有少量的Mo5Si3;当Nb的含量≥0.06时,开始出现Nb Si2相,并且随着Nb含量的增加Mo5Si3和Nb Si2衍射峰强度进一步增强。SEM结果表明:燃烧合成产物合金为多孔结构。以燃烧合成产物为原料,采用真空热压烧结的工艺获得了致密的（Mo1-xNbx）（Si0.97Al0.03）2块体材料,研究Nb、Al合金元素对Mo Si2的力学性能表明,随着Nb合金元素的添加,试样的致密度、断裂韧性和维氏硬度先增加后降低,抗弯强度先降后增。当Nb、Al的合金化含量分别为0.06和0.03时,试样具有了最佳的综合力学性能。用燃烧合成的（Mo0.94Nb0.06）（Si0.97Al0.03）2产物和市售的Si C纳米粉末为原料,用真空热压的方式将其致密化。系统的研究了热压试样的室温力学性能,结果表明:随着Si C体积分数的增加,试样的致密度先增加后降低,抗弯强度持续增加,断裂韧性与维氏硬度呈现出相同的变化趋势,都是先降低后增加。当Si C的体积分数为15%时,（Mo0.94Nb0.06）（Si0.97Al0.03）2/15 vol%Si C试样同时具有最高的抗弯强度（472 MPa）和最高的断裂韧性（3.51 MPa.m1/2）,分别比纯Mo Si2的抗弯强度（338.75 MPa）和断裂韧性（1.95 MPa.m1/2）增加了39%和80%。研究热压Mo Si2和（Mo1-xNbx）（Si0.97Al0.03）2试样分别在773 K和1023 K下的氧化行为。结果表明,微量Nb、Al协同合金化有助于改善Mo Si2的低温抗氧化性能,（Mo0.97Nb0.03）（Si0.97Al0.03）2试样在773 K氧化时氧化动力学曲线呈现出抛物线趋势,试样的表面形成一层致密的保护性氧化膜。但Nb含量的进一步增加使合金的低温抗氧化性能降低,低于纯Mo Si2;Nb含量0.09时样品的最高氧化增重达到33.3494 g/m2,比纯Mo Si2（11.8509 g/m2）的高出181%。在1023 K下,纯Mo Si2表现出很好的抗氧化性能;但随着Nb合金元素添加量的增加,试样的抗氧化性能逐渐降低。
张平[9]（2014）在《Nb-Si基合金Si-Al-Y扩散渗层的组织及抗氧化性能》文中指出Nb-Si基超高温合金由于具有高熔点、低密度、良好的高温蠕变强度与室温断裂韧性而成为重要的高温结构候选材料，但其较差的抗氧化性能严重制约了其实际应用。虽然在这些合金中添加如Ti,Al, Cr及Hf等元素后其抗氧化能力显着提高，但距离其作为超高温结构材料的使用要求还有一定的差距。因此，制备表面涂层成为提高Nb-Si基超高温合金抗氧化保护能力的关键步骤之一。本文的目的即是在新型Nb-Si基超高温合金表面制备出抗氧化性能优良的Si-Al-Y多组元渗层，分别采用Si,Al, Y2O3固体粉末包埋共渗和分步渗法制备Y,Al改性硅化物渗层、Y改性Si-Al复合渗层以及两步法Si-Al-Y扩散渗层等多种渗层，采用XRD、SEM、EDS等测试手段分析渗层的相组成、微观形貌及成分分布，考察各渗层的抗氧化性能，分析渗层的抗氧化机理及退化机制，主要研究内容和结果如下：采用Si-Al-Y2O3共渗法经1150℃/10h在Nb-Si基超高温合金表面制备了Y,Al改性硅化物渗层，较系统地研究了渗层的组织形成过程以及工艺参数（共渗温度和渗剂中的Al粉含量）对其的影响，考察了其在1250℃的抗氧化性能及渗层中的Al含量对其氧化行为的影响。结果表明：渗层厚约70μm，主要由三层构成：由外向内依次为58μm厚的（Nb,X）Si2（X表示Ti, Cr和Hf元素）外层，5μm厚的（Ti,Nb）5Si4中间层和7μm厚的由Al3（Nb,X）和（Cr,Al）2（Nb,Ti）相组成的富Al, Cr内层。渗层具有优良的抗高温氧化性能，渗层试样经1250℃氧化100h后的增重仅为2.3mg/cm2。Al对渗层氧化行为的改性体现于合适的Al含量可促使（Nb,X）Si2外层表面SiO2的优先生成，并形成以SiO2·Al2O3为主的致密氧化膜。Y, Al改性硅化物渗层的形成是一个在基体合金表面先沉积Al再沉积Si的有序过程，渗层的生长机制是以Al和Si的内扩散为主，渗层的生长动力学遵从抛物线规律。提高共渗温度有利于渗层形成过程中Si的提前渗入，并使渗层厚度及致密性增加，但过高的共渗温度（大于1250℃）导致渗层（Nb,X）Si2外层的生长速度过快，渗层易出现裂纹。渗剂中Al粉含量不大于15wt%时，其含量的增加对渗层结构影响不大，只是富Al, Cr内层的厚度及（Nb,X）Si2外层中的Al含量略有增加。采用Si-Al-Y2O3共渗法经1050℃/10h在Nb-Si基超高温合金表面制备了Y改性Si-Al复合渗层，较系统地研究了渗层的组织形成过程以及工艺参数（共渗温度、渗剂中的Al粉及催化剂含量）对其的影响，考察了其在1250℃的抗氧化性能并分析了渗层的失效机制。结果表明：渗层厚约50μm，主要由三层构成：外层厚约10μm，主要由（Nb,X）3Si5Al2基体和弥散的（Nb,X）Si2颗粒组成；中间层厚约32μm，由Al3（Nb,X）基体和弥散的（Nb,X）5Si3颗粒组成；内层为富Al, Cr层，厚约8μm，由Al3（Nb,X）和（Cr,Al）2（Nb,Ti）相组成。渗层在1250℃/20h以内可有效保护基体合金，主要生成以Al2O3为主的氧化膜；继续氧化时，渗层开始失效，原因是由于残留渗层中Al含量的降低以及低硅化物（Nb,X）5Si3外层的生成，结果在表面Al2O3膜下生成了由TiO2, Nb2O5, SiO2, TiNb2O7和Ti2Nb10O29等组成的混合氧化物层，而其内分布的孔洞及微裂纹致使氧化膜在冷却过程中开裂剥落。Y改性Si-Al复合渗层的形成是一个在基体合金表面先沉积Al后Al-Si共沉积的有序过程，而Al-Si共沉积是渗层外层中（Nb,X）3Si5Al2相生成的必要条件。提高共渗温度或降低渗剂中的Al粉含量都有利于渗层形成过程中Al-Si共沉积阶段的提前进行以及后续主要沉积Si的发生，而后者会导致渗层中的（Nb,X）3Si5Al2向（Nb,X）Si2转变。降低渗剂中的催化剂含量对渗层形成过程中优先沉积Al阶段的影响较小，但增加其含量会延长Al的沉积时间。采用先950℃/5h的Al-Y2O3共渗再1150℃/0-7h的Si-Y2O3共渗的两步法工艺在Nb-Si基超高温合金表面制备了Si-Al-Y扩散渗层。第一步渗Al层由厚约120μm的单一Al3（Nb,X）层构成；第二步渗Si时，原Al3（Nb,X）层逐渐被置换成（Nb,X）Si2层，且由于Al原子的大量外逸而使其组织疏松，而疏松（Nb,X）Si2层与基体的界面处由于Al和Si的继续向内扩散又生成了较致密的（Nb,X）Si2中间层，（Ti,Nb）5Si4次内层及富Al, Cr内层。采用先1150℃/5h的Si-Y2O3共渗再950℃/0-7h的Al-Y2O3共渗的两步法工艺在Nb-Si基超高温合金表面制备了Si-Al-Y扩散渗层。第一步渗Si层由厚约47μm的（Nb,X）Si2外层及厚约6μm的（Ti,Nb）5Si4内层组成；第二步渗Al时，渗层中（Nb,X）Si2外层被保留下来，但（Ti,Nb）5Si4内层逐渐消失，除了在（Nb,X）Si2层表面生成一极薄的Al3（Nb,X）层以及增加了（Nb,X）Si2层的Al含量外，随着渗Al时间的延长，渗入的Al还穿透（Nb,X）Si2层在其下部生成了较厚的Al3（Nb,X）内层。但Al3（Nb,X）内层的生成使得其上的（Nb,X）Si2外层被抬离原位置，导致渗层开裂。选用先1250℃/4h的Si-Y2O3共渗再900℃/1.5h的Al-Y2O3共渗的两步法工艺在Nb-Si基超高温合金表面制备Si-Al-Y扩散渗层，并对渗层试样进行1250℃的高温氧化试验。渗层试样经1250℃/100h氧化后表面氧化膜呈两层结构，外层为Al2O3层，内层为由SiO2·Al2O3, TiO2, Al2TiO5和CrNbO4组成的混合氧化物层。渗层试样经1250℃/100h氧化后的增重为3.73mg/cm2，相比第一步渗Si层5.95mg/cm2的增重，可见前者的抗氧化能力明显提高。
李涌泉[10]（2014）在《TiAl合金表面Si-Al-Y共渗层的组织与性能研究》文中提出本文针对TiAl合金服役过程中其抗高温氧化性能不足，以及磨损，热腐蚀和冲蚀引起的失效问题，采用包埋渗技术在TiAl合金表面制备了Si-Al-Y共渗层，借助X射线衍射（XRD），扫描电镜（SEM）和能谱分析（EDS）等测试手段分析了共渗层的相组成、组织结构和形成机理，评价了TiAl基体及Si-Al-Y共渗层的抗高温氧化性能，摩擦磨损性能，热腐蚀性能及冲蚀性能，揭示了其高温氧化、摩擦磨损、热腐蚀及冲蚀失效机理。Si-Al-Y共渗层组织及相组成受催化剂类型、催化剂含量、稀土含量、Al含量和试验温度等因素的影响。Si-Al-Y共渗层的形成是一个在TiAl合金基体表面先沉积Al，后沉积Si的有序过程。采用优化工艺参数（渗剂组份为10Si-10Al-1Y2O3-8AlCl36H2O-71Al2O3（wt.%），共渗温度1050℃，保温4h）制备的Si-Al-Y共渗层具有多层结构，由外向内依次为TiSi2外层，（Ti,X）5Si4及（Ti,X）5Si3（X表示Nb, Cr）中间层，TiAl2和γ-TiAl内层及富Al过渡层。Si-Al-Y共渗层1000°C的氧化动力学曲线符合抛物线规律，并且抛物线速率常数较TiAl基材降低了约2个数量级，其良好的抗氧化性能是由于形成了由SiO2,TiO2及Al2O3组成的致密氧化膜（可以有效地阻止O元素的进入）。而Si的内扩散，Ti的外扩散及Al的内/外扩散是引起共渗层开裂失效的主要原因。TiAl基体和Si-Al-Y共渗层与两种摩擦配副（GCr15和SiC）在不同的试验条件下，相应的磨损机理有显着的差异，该差异在摩擦系数曲线、磨损失重及磨损形貌中均得到了充分体现。但总体上，在低温及高温条件下，Si-Al-Y共渗层均能显着提高TiAl基体的抗摩擦磨损性能。TiAl合金在900℃（75%Na2SO4+25%K2SO4）熔盐中热腐蚀时，基体中的层片状α2-Ti3Al相首先发生明显的选择性腐蚀，随后引起灾难性腐蚀；而TiAl合金表面的Si-Al-Y共渗层在热腐蚀初期显示了较好的耐蚀性能，随着热腐蚀时间的延长，Si-Al-Y共渗层发生内硫化，导致膜层开裂失效。在850℃（75%Na2SO4+25%NaCl）熔盐中热腐蚀时，NaCl加速了TiAl基体及Si-Al-Y共渗层的热腐蚀速度，热腐蚀程度更为严重。TiAl基体及Si-Al-Y共渗层在不同攻角下其耐冲蚀性能各异，在15°及30°小攻角下Si-Al-Y共渗层明显改善了TiAl基材的耐冲蚀性能，但在60°及90°攻角下Si-Al-Y共渗层耐冲蚀性能反而降低，这是由于在小攻角下冲蚀以切削损伤为主，而大攻角下疲劳破坏起主要作用,硬度是影响材料耐冲蚀性能的影响因素之一。
二、FORMATION OF SILICONIZED LAYER ON TiAl-BASED ALLOY AND THE OXIDATION RESISTANCE（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、FORMATION OF SILICONIZED LAYER ON TiAl-BASED ALLOY AND THE OXIDATION RESISTANCE（论文提纲范文）
（1）铌合金表面MoSi2-B4C复合涂层的快速烧结行为及抗高温氧化性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 铌及铌合金的氧化行为 |
| 1.3 铌合金表面抗氧化涂层 |
| 1.4 Mo-Si-B涂层体系 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 2 实验方法与步骤 |
| 2.1 涂层制备步骤 |
| 2.2 涂层性能表征 |
| 2.3 分析检测手段 |
| 3 MoSi_2-B_4C复合涂层的组织结构 |
| 3.1 烧结温度对涂层组织的影响 |
| 3.2 烧结压力对涂层组织的影响 |
| 3.3 烧结时间对涂层组织的影响 |
| 3.4 B_4C含量对涂层组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 MoSi_2-B_4C复合涂层的抗氧化性能 |
| 4.1 涂层在1450℃下的氧化行为 |
| 4.2 B_4C含量对涂层抗氧化性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（2）钼表面稀土氧化物掺杂Si-B抗氧化涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钼(Mo)的基本性质及其氧化机理 |
| 1.3 钼金属表面保护涂层的研究现状 |
| 1.3.1 铝化物涂层 |
| 1.3.2 氧化物涂层 |
| 1.3.3 硅化物涂层 |
| 1.4 钼金属表面保护涂层的制备方法 |
| 1.5 稀土元素在抗氧化涂层中的应用 |
| 1.6 研究意义及主要内容 |
| 第二章 实验内容及方法 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 实验材料及设备 |
| 2.3 涂层制备方法 |
| 2.4 涂层结构表征 |
| 2.4.1 物相结构表征 |
| 2.4.2 形貌结构表征 |
| 2.5 涂层性能表征 |
| 2.5.1 涂层硬度表征 |
| 2.5.2 抗氧化性能表征 |
| 第三章 钼表面包埋渗硼涂层工艺优化研究 |
| 3.1 钼表面渗硼涂层研究 |
| 3.1.1 涂层结构及成分分析 |
| 3.1.2 填充剂对钼表面渗硼涂层的影响 |
| 3.1.3 温度对钼表面渗硼涂层的影响 |
| 3.1.4 时间对钼表面渗硼涂层的影响 |
| 3.2 钼表面稀土掺杂渗硼涂层研究 |
| 3.2.1 Y_2O_3 掺杂对钼表面渗硼涂层的影响 |
| 3.2.2 CeO_2 掺杂对钼表面渗硼涂层的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 Y_2O_3 掺杂Si-B复合涂层的研究 |
| 4.1 Y_2O_3 掺杂对Si-B复合涂层表面物相及截面形貌的影响 |
| 4.2 Y_2O_3对Si-B复合涂层氧化行为的影响 |
| 4.2.1 氧化后涂层宏观形貌及氧化动力学分析 |
| 4.2.2 氧化后涂层表面物相及截面形貌成分分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 CeO_2掺杂Si-B复合涂层的研究 |
| 5.1 CeO_2 掺杂对Si-B复合涂层表面物相及截面形貌的影响 |
| 5.2 CeO_2对Si-B复合涂层抗氧化性能的影响 |
| 5.2.1 氧化后涂层宏观形貌及氧化动力学分析 |
| 5.2.2 氧化后涂层表面物相及截面形貌成分分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 稀土氧化物对涂层的影响机理分析 |
| 6.1 稀土氧化物对涂层形成过程的影响机理 |
| 6.2 稀土氧化物对涂层高温抗氧化性能的影响机理 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间获得的学术成果 |
| 致谢 |
（3）铌硅层表面微弧氧化多功能涂层结构调控与高温失效行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.2 铌合金高温抗氧化性能及研究进展 |
| 1.2.1 铌的高温氧化行为 |
| 1.2.1 高温铌合金研究及应用 |
| 1.2.3 高温防护涂层研究及应用 |
| 1.3 铌合金热防护涂层制备工艺研究现状 |
| 1.3.1 料浆烧结法 |
| 1.3.2 热喷涂法 |
| 1.3.3 包埋渗法 |
| 1.3.4 其它一步法 |
| 1.3.5 复合方法 |
| 1.4 微弧氧化热防护涂层工艺研究进展 |
| 1.4.1 微弧氧化涂层高温热防护应用 |
| 1.4.2 微弧氧化过程成膜理论研究进展 |
| 1.4.3 铌表面微弧氧化膜的研究 |
| 1.5 铌合金高温热防护涂层存在的问题 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 基体材料 |
| 2.2 复合涂层设计及制备工艺 |
| 2.2.1 复合涂层设计思路 |
| 2.2.2 铌合金表面铌硅底层制备工艺 |
| 2.2.3 陶瓷层制备工艺与结构调控 |
| 2.3 涂层组织结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电镜分析 |
| 2.3.3 透射电镜分析 |
| 2.3.4 傅里叶红外光谱分析 |
| 2.3.5 表面粗糙度分析 |
| 2.3.6 硬度分析 |
| 2.3.7 结合力等级测试 |
| 2.4 高温氧化性能测试 |
| 2.5 熔盐腐蚀性能测试 |
| 2.6 热辐射性能测试 |
| 第3章 微弧氧化陶瓷涂层制备工艺与结构调控 |
| 3.1 微弧氧化陶瓷层组织结构调控 |
| 3.1.1 (NaPO_3)_6电解液制备Nb_2O_5-SiO_2_(0.46)陶瓷层组织结构 |
| 3.1.2 Na2SiO_3电解液制备Nb_2O_5-SiO_2_(0.64)陶瓷层的组织结构 |
| 3.1.3 NaAlO_2 电解液制备Nb_2O_5-SiO_2-Al2O_3陶瓷层的组织结构 |
| 3.2 纳米陶瓷粒子沉积同步微弧氧化陶瓷层组织结构调控 |
| 3.2.1 纳米SiC沉积同步微弧氧化陶瓷层的组织结构 |
| 3.2.2 纳米MoSi_2沉积同步微弧氧化陶瓷层的组织结构 |
| 3.2.3 陶瓷层生长特性 |
| 3.3 NbSi_2/陶瓷层间的结合力等级评价 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 微弧氧化复合涂层的高温失效行为 |
| 4.1 高温氧化行为 |
| 4.1.1 NbSi_2涂层的高温氧化行为 |
| 4.1.2 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2_(0.46)复合涂层的高温氧化行为 |
| 4.1.3 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2_(0.64)复合涂层的高温氧化行为 |
| 4.1.4 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2-Al2O_3复合涂层的高温氧化行为 |
| 4.1.5 复合涂层的高温氧化机制 |
| 4.2 熔盐腐蚀行为 |
| 4.2.1 NbSi_2涂层的熔盐腐蚀行为 |
| 4.2.2 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2_(0.46)复合涂层的熔盐腐蚀行为 |
| 4.2.3 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2_(0.64)复合涂层的熔盐腐蚀行为 |
| 4.2.4 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2-Al2O_3复合涂层的熔盐腐蚀行为 |
| 4.2.5 复合涂层的熔盐腐蚀机制 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 纳米陶瓷粒子沉积同步微弧氧化复合涂层的高温失效行为 |
| 5.1 高温氧化行为 |
| 5.1.1 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2-SiC复合涂层高温氧化行为 |
| 5.1.2 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2-MoSi_2复合涂层的高温氧化行为 |
| 5.1.3 复合涂层的高温氧化机制 |
| 5.2 熔盐腐蚀行为 |
| 5.2.1 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2-SiC复合涂层的熔盐腐蚀行为 |
| 5.2.2 NbSi_2/Nb_2O_5-SiO_2-MoSi_2复合涂层的熔盐腐蚀行为 |
| 5.2.3 复合涂层的熔盐腐蚀机制 |
| 5.3 表面热辐射性能 |
| 5.3.1 微弧氧化复合涂层的热辐射性能 |
| 5.3.2 纳米陶瓷粒子沉积同步微弧氧化复合涂层的热辐射特性 |
| 5.3.3 复合涂层热辐射机制 |
| 5.4 各复合涂层性能对比 |
| 5.5 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（4）化学气相沉积Nb/Re层状复合材料界面反应与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 航天发动机推力器材料 |
| 1.2.1 难熔金属及其合金材料 |
| 1.2.2 难熔金属复合材料 |
| 1.2.3 陶瓷基复合材料 |
| 1.2.4 新型Nb/Re复合材料 |
| 1.3 Nb和 Re化学气相沉积制备技术 |
| 1.3.1 典型气相沉积系统 |
| 1.3.2 金属Re的沉积研究 |
| 1.3.3 金属Nb的沉积研究 |
| 1.4 Nb/Re复合理论与设计准则 |
| 1.4.1 界面复合理论 |
| 1.4.2 复合设计准则 |
| 1.4.3 多尺度联合设计 |
| 1.5 Nb/Re复合材料界面演变与性能 |
| 1.5.1 界面分类 |
| 1.5.2 界面结合机制 |
| 1.5.3 Nb/Re界面结构与性能 |
| 1.6 研究意义和研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 技术路线图 |
| 2.2 材料设计方法 |
| 2.2.1 第一性原理计算 |
| 2.2.2 分子动力学计算 |
| 2.3 材料及工艺 |
| 2.3.1 实验材料及设备 |
| 2.3.2 制备工艺 |
| 2.3.3 热处理工艺 |
| 2.4 表征方法 |
| 2.4.1 组织结构分析 |
| 2.4.2 力学性能分析 |
| 第三章 Nb/Re层状复合材料热动力学研究 |
| 3.1 Nb-Re相图分析 |
| 3.2 析出相热力学稳定性及力学性能 |
| 3.3 CVD沉积动力学研究 |
| 3.3.1 Nb沉积动力学研究 |
| 3.3.2 Re沉积动力学研究 |
| 3.4 薄膜沉积过程的分子动力学模拟 |
| 3.4.1 Re沉积过程的分子动力学模拟 |
| 3.4.2 Nb/Re沉积过程的分子动力学模拟 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 CVD Nb/Re复合材料界面扩散及反应机制研究 |
| 4.1 Nb-Re二元体系的扩散理论 |
| 4.2 Nb/Re复合材料界面扩散和界面反应 |
| 4.2.1 界面结构及元素扩散 |
| 4.2.2 界面析出物物相分析 |
| 4.3 CVD Nb/Re复合材料的界面扩散机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 CVD Nb/Re层状复合材料的微观组织及力学性能 |
| 5.1 微观组织结构分析 |
| 5.1.1 晶粒尺寸 |
| 5.1.2 CVD Nb和 Re再结晶动力学 |
| 5.2 Nb/Re层状复合材料物理力学性能 |
| 5.2.1 密度 |
| 5.2.2 力学性能 |
| 5.2.3 断口形貌 |
| 5.3 Nb/Re层状复合材料的复合效应 |
| 5.3.1 Re体积分数对复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.2 界面对复合材料力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 主要研究结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读博士学位期间发表论文目录 |
| 附录 B 攻读博士学位期间承担的科研项目情况 |
| 附录 C 攻读博士学位期间获成果情况 |
（5）Si含量对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织、力学性能以及抗氧化性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Mo-Si-B合金系 |
| 1.2.1 α-Mo相 |
| 1.2.2 Mo_3Si相 |
| 1.2.3 Mo_5SiB_2相 |
| 1.2.4 Mo_5Si_3相 |
| 1.3 Mo-Si-B合金的力学性能 |
| 1.3.1 Mo-Si-B合金的断裂韧性 |
| 1.3.2 Mo-Si-B合金的强度 |
| 1.4 Mo-Si-B合金的高温抗氧化性 |
| 1.5 稀土以及稀土氧化物的掺杂对Mo-Si-B合金性能的影响 |
| 1.6 Mo-Si-B合金的制备方法 |
| 1.6.1 机械合金化 |
| 1.6.2 放电等离子烧结 |
| 1.7 研究目的和意义 |
| 2 合金的制备与实验方法 |
| 2.1 合金成分设计 |
| 2.2 合金的制备 |
| 2.3 粉体与合金的物相检测及显微结构分析 |
| 2.3.1 粉体的激光粒度检测 |
| 2.3.2 粉体与合金的物相分析 |
| 2.3.3 粉体与合金的显微结构观察 |
| 2.4 合金的密度及力学性能检测 |
| 2.4.1 合金的密度测试 |
| 2.4.2 合金的显微硬度测试 |
| 2.4.3 合金的压缩强度测试 |
| 2.4.4 合金的抗弯强度测试 |
| 2.4.5 合金的断裂韧性测试 |
| 2.5 合金的高温抗氧化性能检测 |
| 2.6 研究技术路线图 |
| 3 不同Si含量Mo-Si-B合金的微观组织分析 |
| 3.1 机械合金化对粉体微观组织的影响 |
| 3.1.1 机械合金化对粉体物相的影响 |
| 3.1.2 粉体的透射电子显微镜观察 |
| 3.1.3 粉体的粒度分析 |
| 3.1.4 粉体的扫描电子显微镜观察 |
| 3.2 放电等离子烧结后合金的微观组织观察与分析 |
| 3.2.1 合金的物相分析 |
| 3.2.2 合金的金相组织观察 |
| 3.2.3 合金的扫描电子显微镜观察 |
| 3.2.4 合金的透射电子显微镜观察 |
| 3.3 小结 |
| 4 不同Si含量Mo-Si-B合金的室温力学性能结果与分析 |
| 4.1 合金的密度结果与分析 |
| 4.2 合金的硬度结果与分析 |
| 4.3 合金的室温压缩强度结果与分析 |
| 4.4 合金的室温抗弯强度结果与分析 |
| 4.5 合金的室温断裂韧性结果与分析 |
| 4.6 小结 |
| 5 不同Si含量Mo-Si-B合金的抗氧化性能结果与分析 |
| 5.1 不同Si含量Mo-Si-B合金在 1100℃下的氧化行为 |
| 5.2 不同Si含量Mo-Si-B合金在 1200℃下的氧化行为 |
| 5.3 不同Si含量Mo-Si-B合金在 1300℃下的氧化行为 |
| 5.4 氧化镧掺杂Mo-Si-B合金在 1200℃下不同时间的氧化行为 |
| 5.5 氧化镧掺杂Mo-Si-B合金的高温氧化行为讨论 |
| 5.6 小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
（6）Nb-Ti-Si-Cr基合金表面含Zr和Y的硅化物渗层的组织及性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Nb-Si基超高温合金的性能 |
| 1.2.1 Nb-Si基超高温合金的物理和力学性能 |
| 1.2.2 Nb-Si基超高温合金的抗氧化性能 |
| 1.3 表面涂层技术 |
| 1.3.1 涂层的选择 |
| 1.3.2 涂层的制备方法 |
| 1.3.3 扩散渗法制备的渗层 |
| 1.4 涂层的活性元素改性 |
| 1.4.1 活性元素的改性机制 |
| 1.4.2 Zr和Y的改性作用 |
| 1.5 论文的选题依据与研究内容 |
| 1.5.1 论文的选题依据 |
| 1.5.2 论文的研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 基体材料 |
| 2.2.2 渗剂原料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 渗层制备与测试 |
| 2.4.1 渗层的制备 |
| 2.4.2 渗层性能测试 |
| 2.4.3 组织分析与性能测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Si-Zr-Y共渗层的组织结构和形成机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Si-Zr-Y共渗层的制备方案 |
| 3.3 工艺参数对Si-Zr-Y共渗层组织的影响 |
| 3.3.1 催化剂种类对Si-Zr-Y共渗层组织结构的影响 |
| 3.3.2 催化剂(NaF)含量对Si-Zr-Y共渗层组织结构的影响 |
| 3.3.3 Zr粉含量对Si-Zr-Y共渗层组织的影响 |
| 3.3.4 共渗温度对Si-Zr-Y共渗层组织的影响 |
| 3.4 Si-Zr-Y共渗层的生长动力学 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Si-Zr-Y共渗层的高温抗氧化﹑摩擦磨损和固体粒子冲蚀性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Si-Zr-Y共渗层的高温抗氧化性能 |
| 4.2.1 氧化膜的显微组织 |
| 4.2.2 Si-Zr-Y共渗层试样的氧化动力学 |
| 4.2.3 讨论 |
| 4.3 Si-Zr-Y共渗层的硬度分布 |
| 4.4 Si-Zr-Y共渗层的摩擦磨损性能 |
| 4.4.1 摩擦磨损系数 |
| 4.4.2 磨损率 |
| 4.4.3 磨损形貌 |
| 4.4.4 讨论 |
| 4.5 Si-Zr-Y共渗层试样的固体粒子冲蚀性能 |
| 4.5.1 冲蚀率 |
| 4.5.2 冲蚀形貌 |
| 4.5.3 讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 ZrSi_2-NbSi_2复合渗层的组织及高温抗氧化性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ZrSi_2-NbSi_2复合渗层的组织结构和形成机制 |
| 5.2.1 ZrSi_2-NbSi_2复合渗层的显微组织 |
| 5.2.2 ZrSi_2-NbSi_2复合渗层的组织形成 |
| 5.3 ZrSi_2-NbSi_2复合渗层的高温氧化行为 |
| 5.3.1 氧化膜的组织结构 |
| 5.3.2 氧化动力学 |
| 5.3.3 氧化膜的形成机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（7）钢材表面中性熔盐浸渗制备Fe3Si合金层研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 Fe_3Si金属间化合物材料的结构及性能 |
| 1.1.1 Fe_3Si化合物的结构及基本特性 |
| 1.1.2 合金元素对Fe_3Si化合物材料结构性能的影响 |
| 1.1.3 Fe_3Si化合物材料的抗蚀、耐磨性能 |
| 1.2 Fe_3Si基金属硅化物防护层的制备方法 |
| 1.2.1 粉末包埋法 |
| 1.2.2 化学气相沉积法 |
| 1.2.3 熔盐法 |
| 1.3 |
| 1.3.1 硅化物渗层的形成机理 |
| 1.3.2 Fe_3Si合金渗层形成过程中的原子扩散 |
| 1.3.3 渗层缺陷的形成模式 |
| 1.3.4 渗层形成的控制参数 |
| 1.4 本课题的意义及研究内容 |
| 1.4.1 本课题的意义 |
| 1.4.2 本课题的内容 |
| 2 钢材表面Fe_3Si硅化物渗层的制备与表征方法 |
| 2.1 Fe_3Si渗层制备方法 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.1.3 实验方案 |
| 2.2 渗层性能的表征方法 |
| 2.2.1 显微组织的观察 |
| 2.2.2 物相分析 |
| 2.2.3 硬度测试 |
| 2.2.4 静态压入试验 |
| 2.2.5 耐蚀性能评价 |
| 2.2.6 耐磨性能评价 |
| 3 钢材表面Fe3Si硅化物合金层的制备研究 |
| 3.1 合金元素对Fe_3Si合金层微观结构的影响 |
| 3.2 合金元素对Fe_3Si合金层机械性能的影响 |
| 3.3 钢材表面Fe_3Si合金层的腐蚀性能 |
| 3.4 钢材表面Fe_3Si合金层的耐磨性能 |
| 3.5 小结 |
| 4 Fe_3Si合金渗层致密化的影响研究 |
| 4.1 渗硅温度对硅化物渗层致密性的影响 |
| 4.2 熔盐体系对硅化物渗层致密性的影响 |
| 4.2.1 渗硅剂对硅化物渗层致密性的影响 |
| 4.2.2 中性盐对硅化物渗层致密性的影响 |
| 4.2.3 LiF对硅化物渗层致密性的影响 |
| 4.3 冷却方式对硅化物渗层致密性的影响 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 硕士研究生阶段发表的主要论文 |
（8）Nb、Al合金化MoSi2/SiC复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 MoSi_2的晶体机构和基本性能 |
| 1.2 MoSi_2材料的应用及存在问题 |
| 1.3 MoSi_2基材料强韧化研究进展 |
| 1.4 硅化物的Pest氧化现象 |
| 1.5 MoSi_2基材料的制备方法 |
| 1.6 本文研究目的、意义及主要研究内容 |
| 2 实验材料及其方法 |
| 2.1 粉末材料与成分设计 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 技术流程 |
| 2.4 燃烧合成实验 |
| 2.5 真空热压烧结 |
| 2.6 样品表征 |
| 2.7 性能表征 |
| 3 Nb、Al合金化MoSi_2的燃烧合成 |
| 3.1 燃烧产物XRD分析 |
| 3.2 燃烧模式 |
| 3.3 燃烧反应温度 |
| 3.4 燃烧波前沿蔓延速率 |
| 3.5 燃烧产物的微观形貌 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Nb、Al合金化协同Si C复合化MoSi_2的真空热压及其组织性能 |
| 4.1 真空热压烧结Nb、Al合金化MoSi_2合金 |
| 4.2 真空热压烧结Nb、Al合金化协同Si C复合化MoSi_2合金 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Nb、Al合金化MoSi_2的中低温氧化特征 |
| 5.1 氧化动力学分析 |
| 5.2 氧化层物相分析与微观形貌 |
| 5.3 氧化试样断.微观形貌 |
| 5.4 氧化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（9）Nb-Si基合金Si-Al-Y扩散渗层的组织及抗氧化性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铌合金的抗氧化保护 |
| 1.2.1 铌的氧化行为 |
| 1.2.2 合金化法 |
| 1.2.3 涂层技术 |
| 1.3 稀土在抗氧化涂层中的应用 |
| 1.4 Nb-Si 基合金抗氧化涂层研究的进展及展望 |
| 1.5 论文的选题依据及研究内容 |
| 1.5.1 论文的选题依据 |
| 1.5.2 论文的研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料 |
| 2.2.1 Nb-Si 基超高温合金的制备 |
| 2.2.2 渗剂原料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 渗层制备与测试 |
| 2.4.1 渗层的制备 |
| 2.4.2 渗层的氧化 |
| 2.4.3 分析与测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Y,Al 改性硅化物渗层的组织及抗氧化性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Y, Al 改性硅化物渗层的制备 |
| 3.3 Y, Al 改性硅化物渗层的组织结构 |
| 3.3.1 Y, Al 改性硅化物渗层的典型组织 |
| 3.3.2 渗层形成过程 |
| 3.3.3 共渗温度对渗层组织的影响 |
| 3.3.4 渗剂中 Al 粉含量对渗层组织的影响 |
| 3.4 Y, Al 改性硅化物渗层的抗氧化性能 |
| 3.4.1 氧化膜分析 |
| 3.4.2 残留渗层的组织结构 |
| 3.4.3 渗层的氧化动力学 |
| 3.4.4 Al 对渗层高温氧化行为的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Y 改性 Si-Al 复合渗层的组织及抗氧化性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Y 改性 Si-Al 复合渗层的制备 |
| 4.3 Y 改性 Si-Al 复合渗层的组织结构 |
| 4.3.1 Y 改性 Si-Al 复合渗层的典型组织 |
| 4.3.2 渗层形成过程 |
| 4.3.3 渗剂中 Al 粉含量对渗层组织的影响 |
| 4.3.4 渗剂中催化剂含量对渗层组织的影响 |
| 4.3.5 共渗温度对渗层组织的影响 |
| 4.4 Y 改性 Si-Al 复合渗层的抗氧化性能 |
| 4.4.1 氧化膜分析 |
| 4.4.2 残留渗层的组织结构 |
| 4.4.3 渗层的氧化失效机制 |
| 4.4.4 渗层的氧化动力学 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 两步法 Si-Al-Y 扩散渗层的组织及抗氧化性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 先渗 Al 再渗 Si 制备 Si-Al-Y 扩散渗层 |
| 5.2.1 渗层的制备 |
| 5.2.2 渗层的组织结构 |
| 5.2.3 渗层形成过程 |
| 5.2.4 讨论 |
| 5.3 先渗 Si 再渗 Al 制备 Si-Al-Y 扩散渗层 |
| 5.3.1 渗层的制备 |
| 5.3.2 渗层的组织结构 |
| 5.3.3 渗层形成过程 |
| 5.3.4 讨论 |
| 5.4 两步法 Si-Al-Y 扩散渗层的抗氧化性能 |
| 5.4.1 氧化膜分析 |
| 5.4.2 残留渗层的组织结构 |
| 5.4.3 渗层的氧化动力学 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（10）TiAl合金表面Si-Al-Y共渗层的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新点与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及选题意义 |
| 1.2 TiAl 合金的发展研究现状 |
| 1.2.1 TiAl 合金的发展沿革 |
| 1.2.2 TiAl 合金的基本特性 |
| 1.2.3 TiAl 合金发展中存在的问题 |
| 1.3 TiAl 合金表面处理技术 |
| 1.3.1 激光表面处理技术 |
| 1.3.2 离子注入 |
| 1.3.3 热喷涂技术 |
| 1.3.4 其它表面处理技术 |
| 1.4 包埋渗技术概述 |
| 1.4.1 包埋渗的技术分类 |
| 1.4.2 包埋渗法制备涂层 |
| 1.5 本文研究内容与技术路线 |
| 第2章 试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 包埋渗渗剂原料 |
| 2.2 共渗层的制备 |
| 2.2.1 试验设备 |
| 2.2.2 共渗层制备工艺流程 |
| 2.3 共渗层组织形貌与结构分析 |
| 2.4 共渗层性能测试方法 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 抗热冲击性能试验 |
| 2.4.3 高温氧化试验 |
| 2.4.4 摩擦磨损试验 |
| 2.4.5 冲蚀试验 |
| 2.4.6 热腐蚀试验 |
| 第3章 Si-Al-Y 共渗层的制备 |
| 3.1 Si-Al-Y 共渗层的制备工艺 |
| 3.2 Si-Al-Y 共渗层的结构和组织形成 |
| 3.2.1 催化剂对 Si-Al-Y 共渗层结构的影响 |
| 3.2.1.1 催化剂的选择 |
| 3.2.1.2 采用不同种类催化剂制备的 Si-Al-Y 共渗层的组织结构和成分 |
| 3.2.1.3 讨论 |
| 3.2.2 催化剂含量对 Si-Al-Y 共渗层的影响 |
| 3.2.2.1 采用不同催化剂含量制备的 Si-Al-Y 共渗层的组织结构 |
| 3.2.2.2 讨论 |
| 3.2.3 温度对 Si-Al-Y 共渗层的影响 |
| 3.2.3.1 不同温度条件下制备的 Si-Al-Y 共渗层的组织结构 |
| 3.2.3.2 讨论 |
| 3.2.4 稀土含量对 Si-Al-Y 共渗层的影响 |
| 3.2.4.1 采用不同含量 Y2O3制备的 Si-Al-Y 共渗层的组织结构 |
| 3.2.4.2 讨论 |
| 3.2.5 Al 含量对 Si-Al-Y 共渗层结构的影响 |
| 3.2.5.1 采用 5wt.% Al 含量的渗剂制备的 Si-Al-Y 共渗层的组织结构 |
| 3.2.5.2 讨论 |
| 3.2.6 Si-Al-Y 共渗层的组织形成机理 |
| 3.2.6.1 保温 0, 0.5 和 1.5h 后制备的 Si-Al-Y 共渗层的组织结构 |
| 3.2.6.2 讨论 |
| 3.2.7 综合分析 |
| 3.3 Si-Al-Y 共渗层的基本性能表征 |
| 3.3.1 Si-Al-Y 共渗层的显微硬度 |
| 3.3.2 Si-Al-Y 共渗层的抗热冲击性能 |
| 3.3.3 Si-Al-Y 共渗后基体的力学性能 |
| 3.3.3.1 力学性能的评价指标和试验方法 |
| 3.3.3.2 拉伸试验结果 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Si-Al-Y 共渗层的高温氧化性能研究 |
| 4.1 TiAl 基体的抗高温氧化性能 |
| 4.1.1 氧化膜表面分析 |
| 4.1.2 氧化膜的截面形貌 |
| 4.1.3 讨论 |
| 4.2 Si-Al-Y 共渗层的抗高温氧化性能 |
| 4.2.1 氧化膜表面分析 |
| 4.2.2 氧化膜截面分析 |
| 4.2.3 讨论 |
| 4.3 TiAl 基体及 Si-Al-Y 共渗层氧化动力学 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Si-Al-Y 共渗层的摩擦磨损性能研究 |
| 5.1 TiAl 基体和 Si-Al-Y 共渗层与 GCr15 球对磨 |
| 5.1.1 摩擦系数 |
| 5.1.2 磨损率 |
| 5.1.3 GCr15 球的摩擦磨损形貌 |
| 5.1.4 TiAl 合金及 Si-Al-Y 共渗层的磨损形貌与磨损机制 |
| 5.1.4.1 TiAl 合金的磨损形貌与磨损机制 |
| 5.1.4.2 Si-Al-Y 共渗层的磨损形貌与磨损机制 |
| 5.2 TiAl 基体和 Si-Al-Y 共渗层与 SiC 球对磨 |
| 5.2.1 摩擦系数 |
| 5.2.2 磨损率 |
| 5.2.3 SiC 球的摩擦磨损形貌 |
| 5.2.4 TiAl 合金及 Si-Al-Y 共渗层的磨损形貌与磨损机制 |
| 5.2.4.1 TiAl 合金的磨损形貌与磨损机制 |
| 5.2.4.2 Si-Al-Y 共渗层的磨损形貌与磨损机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 Si-Al-Y 共渗层的冲蚀及热腐蚀性能研究 |
| 6.1 TiAl 基体和 Si-Al-Y 共渗层的抗冲蚀性能 |
| 6.1.1 TiAl 基体及 Si-Al-Y 共渗层的冲蚀率 |
| 6.1.2 冲蚀形貌与冲蚀机理分析 |
| 6.2 TiAl 基体和 Si-Al-Y 共渗层的抗热腐蚀性能 |
| 6.2.1 TiAl 基体和 Si-Al-Y 共渗层抗(Na,K)_2SO_4热腐蚀的性能 |
| 6.2.1.1 热腐蚀动力学 |
| 6.2.1.2 TiAl 基体热腐蚀形貌分析 |
| 6.2.1.3 Si-Al-Y 共渗层热腐蚀形貌分析 |
| 6.2.1.4 讨论 |
| 6.2.2 TiAl 基体和 Si-Al-Y 共渗层抗 Na_2SO_4+NaCl 热腐蚀的性能 |
| 6.2.2.1 热腐蚀动力学 |
| 6.2.2.2 TiAl 基体热腐蚀形貌分析 |
| 6.2.2.3 Si-Al-Y 共渗层热腐蚀形貌分析 |
| 6.2.2.4 讨论 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间申请的专利和发表的学术论文 |
| 致谢 |
四、FORMATION OF SILICONIZED LAYER ON TiAl-BASED ALLOY AND THE OXIDATION RESISTANCE（论文参考文献）
- [1]铌合金表面MoSi2-B4C复合涂层的快速烧结行为及抗高温氧化性能[D]. 陈成龙. 中国矿业大学, 2020(03)
- [2]钼表面稀土氧化物掺杂Si-B抗氧化涂层的制备及性能研究[D]. 宁璠. 长安大学, 2019(01)
- [3]铌硅层表面微弧氧化多功能涂层结构调控与高温失效行为[D]. 葛玉麟. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [4]化学气相沉积Nb/Re层状复合材料界面反应与性能研究[D]. 陈力. 昆明理工大学, 2019(06)
- [5]Si含量对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织、力学性能以及抗氧化性能影响[D]. 钱政. 西安理工大学, 2017(02)
- [6]Nb-Ti-Si-Cr基合金表面含Zr和Y的硅化物渗层的组织及性能[D]. 李轩. 西北工业大学, 2016(04)
- [7]钢材表面中性熔盐浸渗制备Fe3Si合金层研究[D]. 黄薇. 西安建筑科技大学, 2015(06)
- [8]Nb、Al合金化MoSi2/SiC复合材料的制备与性能研究[D]. 陆琼. 中国矿业大学, 2015(02)
- [9]Nb-Si基合金Si-Al-Y扩散渗层的组织及抗氧化性能[D]. 张平. 西北工业大学, 2014(07)
- [10]TiAl合金表面Si-Al-Y共渗层的组织与性能研究[D]. 李涌泉. 西北工业大学, 2014(07)