一、表面渗硅处理提高钛铝基合金高温抗氧化性（论文文献综述）
陈红霞[1]（2020）在《高性能金属硅化物层（Fe3Si和MoSi2）的熔盐渗制备及应用研究》文中研究表明含共价键和离子键的Fe-Si和Mo-Si金属间化合物材料,强度大、硬度高、耐腐蚀和抗磨损性能优、高温抗氧化能力强,但该类材料作为结构材料应用时存在脆性大、抗氧化性能有待改善等不足。从拓宽Fe-Si和Mo-Si材料的广泛应用角度出发,考虑作为膜层材料使用时,可实现对基材的防护,同时可有效降低硅化物脆性大的问题,从便于工程化应用角度出发,提出采用电镀（含复合电镀）联合熔盐非电解处理来制备高性能的Fe-Si和Mo-Si金属硅化物的新思路,对比研究了表面合金化Fe-Si和Mo-Si复合渗层制备对2Cr13钢材和钼合金表面抗蚀、耐磨性能和高温抗氧化性的影响,这一研究发展了熔盐非电解渗技术,并获得了复合电镀联合熔盐非电解处理制备高性能Fe-Si和Mo-Si金属硅化物复合渗层的新技术途径。研究取得的重要结果包括:（1）采用表面先电镀30?m的Ni层,再复合熔盐渗硅在800℃保温不同时长可制备出不同厚度的复合硅化物渗层,渗层形成经历了从表面Ni依次转变为Ni3Si,Ni2Si及出现Fe5Si3,最终为Fe5Si3和Ni2Si复合硅化物的演变过程,所形成的复合渗层能不同程度地增加表面硬度,提高耐磨性能起到防护作用。虽然熔盐渗硅层的耐蚀性不及表面电镀Ni层的耐蚀性,但均不同程度地具有一定的钝化特性,而在硫酸溶液中较为耐蚀,其中3 h渗硅复合处理渗层的耐蚀性最好,这归因于Fe5Si3在硫酸中具有比较好致钝和钝化作用,使具有Fe5Si3和Ni2Si的渗层的耐蚀性优于单纯的Ni2Si渗层。（2）通过先复合电镀3～5?m镍层,后在800℃保温4 h的条件下熔盐渗硅可制备出致密的Ni合金化的Fe3Si复合渗层,对比所制备出的4种Fe3Si渗层的抗腐蚀性能和耐磨性,发现3种Ni合金化Fe3Si渗层的耐磨性和耐腐蚀性均大于直接渗硅制备的Fe3Si渗层,其腐蚀速率数值和磨损体积损排序均为:Fe3Si<（N i）-Fe3Si<（Ni-CeO2）-Fe3Si<（N i-SiC）-Fe3Si,这一规律说明由于受不同合金化元素种类的作用使形成的合金化Fe3Si渗层具有不同结构,从而表现出不同的硬度、韧性和电化学腐蚀性能。这一复合技术具有操作简便、经济效益突出的,工程适用性强的优点。（3）在钼合金TZM表面采用电镀和中性熔盐渗硅复合处理技术制备出含有合金化元素（Ni）-、（Ni-SiC）-和（Ni-CeO2）-的MoSi2金属化合物。TZM直接渗硅后得到的渗层可以有效提高TZM的高温抗氧化性。且Ni-CeO2复合镀层和熔盐渗硅制备的镍合金化MoSi2/CeO2渗层的“pesting”抑制能力最强。但电镀N i层以提供合金化元素得到的合金化MoSi2渗层的高温抗氧化性不及直接渗硅得到的MoSi2渗层的抗氧化性。
贾倩倩[2]（2020）在《热喷涂涂层反应改性机理及其组织、性能的研究》文中研究指明钛及钛合金具备密度低、比强度高、抗腐蚀性能好等优点,然而当温度超过600℃时,由于氧的渗入所造成的高温氧化会严重影响钛合金的强度,致使合金整体的力学性能下降,如果能在钛合金表面制备一层具有优异的抗高温氧化性能的防护涂层,则可以在显着提高合金抗高温氧化性能的同时,又不降低合金的韧性和塑性。首先,本文采用等离子喷涂结合电弧喷涂的工艺方法,在工业纯钛表面制备出单一纯Al涂层及含Al的双层涂层,并对喷涂态涂层进行炉中加热改性处理,使得纯Al涂层与钛基体之间、含Al的双层涂层之间发生改性反应并原位生成具有一定防护性能的金属间化合物涂层。结果显示,喷涂有纯Al涂层的钛块经炉中加热改性处理后,涂层中Al元素可以直接与基体中Ti元素反应并原位生成TiAl3、TiAl2、TiAl及Ti3Al等金属间化合物,形成保护涂层,当炉中加热处理条件为900℃/5h时,生成的Ti-Al金属间化合物层最厚;喷涂有Al/Ni涂层的钛块经炉中加热改性处理后,Al、Ni涂层间可原位生成NiAl3,Ni2Al3及NiAl金属间化合物,形成保护涂层,当炉中加热处理条件为800℃/15h时,生成的Ni-Al金属间化合物层最厚;除此之外,还在钛表面制备了Al/NiAl、Al/NiCr及Al/NiCu涂层,并通过炉中加热试验,对这些元素之间的相变规律进行了研究。为了对钛表面纯Al涂层及Al/Ni涂层的相变规律进行理论分析,本文还进行了第一性原理计算,得知Ti-Al金属间化合物的有效生成热（EFH）的排序为:TiAl3<TiAl2<TiAl<Ti3Al<0;而Ni-Al金属间化合物的有效生成热（EFH）的排序为:NiAl3<Ni2Al3<NiAl<0。从热力学的角度分析了在这两个体系中,各种化合物优先形成的顺序,这些计算结果与本文试验现象相符合。为了检测炉中加热试验中原位生成的各金属间化合物涂层的抗高温氧化性能,本文对这些改性反应后所得的金属间化合物涂层均进行了高温氧化试验。试验表明,Al/Ti、Al/Ni/Ti、Al/NiAl/Ti、Al/NiCr/Ti及Al/NiCu/Ti试件经炉中加热处理后所得到的金属间化合物涂层,对高温下氧的扩散渗入均有着一定的阻碍作用,但相比之下,NiAl金属间化合物涂层的抗氧化性能要优于TiAl3金属间化合物涂层。在各种改性涂层中,改性Al/NiCr涂层的抗高温氧化效果最佳。最后,本文还采用了激光重熔的方法对钛表面纯Al涂层及Al/Ni涂层进行了改性处理,研究了通过此种方法获得原位生成金属间化合物保护涂层的可能性。结果表明,钛表面纯Al涂层经激光重熔处理后,重熔反应区仅有少量TiAl3相金属间化合物生成,而钛表面Al/Ni涂层经激光重熔处理后,重熔反应区则有较多的呈等轴晶状的Ni2Al3相及少量的呈树枝晶状的NiAl相生成。另外,氧化试验结果显示,经激光重熔改性处理后所得改性Al涂层及改性Al/Ni涂层均具有一定的抗高温氧化能力,但其抗高温氧化效果不如炉中加热改性Al涂层及改性Al/Ni涂层。
何浩然[3]（2020）在《粉末冶金钼棒制备工艺及其表面硅化改性研究》文中研究指明钼具有较好高温强度,经热塑性加工后制备的钼管致密性好,能满足钨铼偶丝在复杂气氛中测试使用。随着现代工业的发展,对测温偶使用寿命和测温环境都提出了更高要求。对测温用钼保护管,要求致密性好、高温强度高、导热导电和耐蚀性能高。目前市面上大都使用烧结态钼管,这类钼管密度低,强度不足,对热电偶保护有限。因此,制备高致密性与优良力学性能的钼棒,再进行钻孔制管成为小规格钼保护管常用的加工方式。此外,钼的高温抗氧化能力差,这限制了钼作为抗氧化热电偶保护管的应用范围。并且,随着钼在电子器件、发热元件、玻璃纤维加工、航天军工等高温领域的使用逐渐广泛,研究和提高钼的抗氧化性能有着重要意义。因此,本研究以传统粉末冶金工艺生产线为基础,挖掘和改进小规格钼棒制备与加工工艺参数,并制备适用于钼基体的表面改性防氧化涂层。本文通过挖掘和改进传统粉末冶金工艺,确定了钼粉的压制工艺参数、制定了冷等静压压制工艺、优化了垂熔烧结与旋锻过程的工艺参数,提高了钼棒的致密性和力学性能。此外,在钼表面利用原位化学气相沉积工艺制备了渗硅涂层,研究了埋渗组分、埋渗工艺对涂层的影响、评定了渗硅涂层抗氧化与耐酸碱腐蚀性能。并且,在此基础上制备了钛改性的硅化钼涂层,研究了沉积工艺对涂层的影响,并评定了钛改性后涂层的抗氧化与耐酸碱腐蚀性能。研究内容具体如下:（1）长度平均径D[1,0]为4.87μm、中位径D50为31.639μm的钼粉,于氢气氛围下预处理后进行60目筛分,筛分后所得钼粉粒度组成较宽、流动性更好,有利于压制成型。钼粉压制压力与压坯密度的关系符合“双对数方程”。其硬化指数m值在2.7373.043之间,弹性模量M取值范围为0.200.27×108Pa。该粒度组成钼粉双对数压制方程为:（2）60目过筛钼粉实际压制压力与压坯密度的关系符合理论压力-密度曲线。在保压时间超过5min后压坯密度维持恒定不变。在实际生产过程中可选择压制压力200MPa、保压时间5min,压坯密度可达6.91g/cm3。对于单重400g的钼压坯,垂熔烧结电流2600A、保温时间15min,可得密度为9.56g/cm3的优质烧结钼坯,且烧结坯边缘晶粒尺寸均较芯部晶粒尺寸更小,边缘维氏硬度均较芯部维氏硬度更大。当旋锻温度为1450℃、道次压缩率为20%、总压缩率达60%时,钼坯密度可达10.17g.cm-3,且截面显微硬度分布更加均匀。（3）在钼基样品包埋渗实验中,当质量分数比按Si:NH4F:Al2O3=40:10:50于1000℃下沉积5小时,涂层厚度可达53.3μm。涂层表面呈现椭球形的堆积排列。涂层与基体间结合紧密,无空隙、裂纹存在,结合强度高。涂层外层为单一MoSi2相,涂层与基体间为Mo5Si3过渡相。涂层厚度随着埋渗温度的增加而增大,且随着沉积温度提高,过渡层厚度也发生明显增加。在沉积过程中,可以通过控制埋渗温度得到适当的过渡层厚度进而增加涂层的抗热振性能。延长埋渗时间,涂层厚度增加呈抛物线型变化,且过渡层厚度变化较小,涂层的物相组成与结构均未发生变化。涂层厚度与埋渗保温时间满足H=18.5·（?）+6.95的动力学规律。（4）埋渗温度为1000℃制备的单一渗硅涂层,在1200℃高低温循环氧化下寿命达140h,高于在相同埋渗时间下,埋渗温度为900℃与1100℃所制涂层的抗氧化寿命。随着氧化时间的延长,涂层中MoSi2层变薄、Mo5Si3层变厚,且涂层在高低温循环氧化过程中,涂层因热应力开裂而形成的裂纹加速了涂层的失效。涂层在稀硫酸的腐蚀介质中,表面易形成稳定的由Si-Mo-O组成的钝化膜,进而降低涂层在稀硫酸溶液中的腐蚀速率。涂层在NaOH溶液中无明显钝化平台,是由于钝化膜与NaOH溶液发生了反应,导致钝化膜的部分溶解、钝化膜不连续。涂层在稀硫酸与NaOH溶液中的耐蚀性能均优于钼基体。（5）利用Ti、Si共沉积工艺改性硅化物涂层中,当埋渗料质量分数比按Ti:Si:NH4F:Al2O3=20:20:10:50于1000℃下沉积5小时,涂层最外层为分布不连续的（Mo,Ti）Si2相、次外层为MoSi2相。随着埋渗料中Ti含量的减少,涂层表面未发生Ti的有效沉积,仅发生Si的沉积形成单一渗硅涂层,表明共沉积工艺不能实现Ti的有效沉积。采用先渗Ti、再渗Si的两步沉积工艺制备涂层中,当渗Ti温度为1000℃时,涂层较900℃厚度更大、较1100℃更为致密。渗Ti后涂层中包含了含铝物相AlMoTi2与AlMo3Tix,其中铝的引入是由于含Ti氟化物会与分散剂Al2O3反应,生成含Al氟化物,而后在Mo表面沉积所致。对Ti改性后涂层进行渗硅处理,涂层在大于1000℃的高温下沉积效率增加更为明显。涂层生长过程依然受元素固态扩散过程控制。改性后硅化物涂层外层为厚度均匀的（Mo,Ti）Si2三元化合物层,次外层为MoSi2层,次外层与基体间为Mo5Si3过渡层。随着渗硅温度的增加,（Mo,Ti）Si2层厚度无明显变化,MoSi2层明显增厚,当渗硅温度达1100℃时,Mo5Si3过渡层厚度增加明显。（Mo,Ti）Si2层存在微量的Al3Mo析出相,Al元素的存在是由于渗钛过程中引入的微量Al所致。延长渗硅时间,涂层厚度呈抛物线型变化,且（Mo,Ti）Si2层厚度无明显变化,MoSi2层厚度出现一定程度增加,Mo5Si3过渡层厚度增长缓慢。表明延长保温时间对涂层生长的影响较升高温度的影响更小。涂层厚度与埋渗保温时间满足H=16.56·（?）+6.90的动力学规律。Ti改性硅化物涂层涂层生长系数略低于单一渗硅涂层,表明Ti改性硅化物涂层中,改性层（Mo,Ti）Si2一定程度上减缓了硅的扩散速度。（6）先1000℃渗钛5h,随后再1100℃渗硅5h的涂层样品于1200℃下进行高低温循环氧化。涂层在持续循环氧化180h后未出现明显失重,这是由于Si-Ti-O致密的氧化层能有效改善硅化物涂层的抗氧化性能,提高涂层抗氧化寿命。Ti改性硅化物涂层在稀硫酸的腐蚀介质中,涂层表面易形成稳定的Si、Mo、Ti、Al的氧化物构成的钝化膜,进而降低涂层在稀硫酸溶液中的腐蚀速率。涂层在NaOH溶液中无明显钝化平台,是由于是由于NaOH溶液与涂层表面钝化膜发生反应,导致钝化膜的溶解,并且溶解程度较单一渗硅涂层中钝化膜的溶解程度更大。Ti改性硅化物涂层在稀硫酸溶液中的耐蚀性能与渗硅涂层相当,优于钼基体;在NaOH溶液中的耐蚀性能低于渗硅涂层,优于钼基体。
谢嘉琪[4]（2019）在《蓝宝石晶须强韧化TiAl基复合材料的制备、组织与性能》文中提出钛铝合金作为一种新型结构材料,主要因其密度低（3.9～4.2 g/cm3）,高温强度和抗蠕变强度高,抗氧化性能优异等特点可替代传统的镍基高温合金,在航空领域和汽车发动机领域有着广阔的发展前景。但由于金属间化合物在室温的延展性较低,断裂韧性和可加工性较差等缺点极大的限制其作为结构部件的开发和应用。近些年来,许多研究都集中在引入β相稳定元素Nb,Mo上,因其加入会在高温条件下提供足够的独立滑移系,进而提高钛铝合金的高温机械性能和高温抗氧化性。此外通过机械热加工,以包套轧制和锻造的方法也可以提升其力学性能,但其在室温延展性差的问题依然存在。陶瓷纤维作为一种综合性能优良的材料,可以作为合金优良的增强体。同时,分布均匀的增强体颗粒作为异质形核核心对钛铝合金基体可以起到细化晶粒和层片的作用。基于这种理论,为了达到细化钛铝合金晶粒以及层片,提升钛铝合金力学性能的目的,实验中通过引入合金元素Nb和性能优异的单晶蓝宝石α-Al2O3晶须。对蓝宝石Al2O3晶须采用超声处理和球磨处理两种预处理工艺,利用铸造的工艺在水冷铜坩埚真空熔炼悬浮炉制备Ti-45Al-2Nb合金基体,在真空高频熔炼炉二次熔炼,通过螺旋搅拌器将预处理后的Al2O3晶须加入基体后浇铸成型,制备蓝宝石Al2O3晶须强韧化钛铝基复合材料。通过扫描电镜、透射电镜观察分析晶须的形态、分布以及与基体界面的结合情况,通过万能试验机等设备测试复合材料的力学性能。实验结果表明,经过超声预处理的0.5vol.%Al2O3晶须强韧化钛铝基复合材料晶粒细化至50μm左右,力学性能最为优异。显微维氏硬度从596 HV提高到620 HV,压缩测试得到断裂强度分别由1801.22MPa提高到2632.65 MPa,断裂应变分别由13.21%提高到24.15%。经球磨预处理的0.5vol.%Al2O3晶须强韧化钛铝基复合材料,晶粒细化至15μm至30μm,增强体的形貌为短小的Al2O3晶须和小颗粒,且均匀分布在基体内部。其显微维氏硬度提高至636HV,压缩测试得到的断裂强度略有提高到2635.18 MPa,但是断裂应变下降至21.42%。复合材料性能的提升主要由于第二相强化、细晶强化、晶须增韧。
黄栋[5]（2019）在《超重力条件下钛渣铝热还原制备钛铝基多元合金工艺研究》文中进行了进一步梳理钛铝基合金密度低、比强度高,在高温下具有良好的抗氧化和抗蠕变性能,可代替传统的镍基高温合金,在航空、航天及汽车发动机领域受到青睐。传统钛铝合金制备工艺流程长、成本高、设备复杂,而铝热还原工艺流程短、设备简单、原料廉价易得、成本低,但铝热还原渣-金分离效果差,为提高渣-金分离程度,本文在超重力条件下采用铝热还原法制备钛铝基合金。在超重力条件下,超重力系数增加,流体之间相对运动速度增加,强化传质过程,促进渣-金分离,提高合金收率。为实现在超重力条件下铝热还原,首先自行改造超重力试验装置,实现了在线点火、在线加热及在线测温。本文在理论上分析研究了超重力条件下铝热还原钛渣制备钛铝基多元合金和强化渣-金分离基本原理,以及钛铝基合金中Fe、Si、Mn元素对合金脆性的影响机理。通过实验探索超重力系数、旋转时间及点火方式等因素对渣-金分离程度、合金收率、合金密度、硬度及微观组织的影响规律,最后通过正交实验得出相对较好的超重力工艺参数。实验结果表明:常规重力条件下渣-金分离程度为60.7%,合金收率为59.1%,超重力条件下,渣-金分离程度为81.1%,提高了20.4%,合金收率84.2%,提高了25.1%;超重力条件下合金组织得到细化,合金密度及硬度提高,但超重力前后合金化学成分基本不变。超重力铝热还原明显提高了渣-金分离效果,同时为钛铝基合金的制备提供了一个新思路,具有一定的学术和实用价值。
陈桢干[6]（2019）在《Al-Cu-Si基储热合金抗氧化性、容器兼容性及传热特性研究》文中认为Al-Cu-Si系合金相变潜热值比较大,是极具应用潜力的一种相变储热材料。为了探究其在服役时的性能,有必要对其高温抗氧化性以及与容器兼容性进行测定和分析,并通过数值模拟对其相变传热特性进行研究。本文首先将Al-30Cu-5Si样品在600℃下进行不同时长的恒温氧化,通过金相显微镜、EDS、XRD等分析其质量、物相及组织变化,得出其氧化规律和氧化机理。将容器材料304不锈钢试样浸入Al-Cu-Si的铝合金液体中,进行不同时间的恒温腐蚀,通过分析不同条件下304不锈钢的质量变化,研究了304不锈钢在Al-Cu-Si的合金液中的腐蚀特性,并通过金相显微镜、电火花光谱仪、EDS、XRD等对不同条件下不锈钢试样的组织、界面成分和铝液成分进行了分析。结果表明:经过96h的氧化,Al-30Cu-5Si合金氧化速率越来越小,氧化率越来越大,氧化率从0.046%增加到0.075%,氧化速率从1.54×10-5g·cm-2·h-1降到0.60×10-5g·cm-2·h-1;Al-30Cu-5Si合金的高温氧化过程会伴随着Al2O3和CuO的生成,其中基体表面Al氧化速率较快,Cu氧化的速率较慢,而Si几乎未发生氧化。经过168h的腐蚀,不锈钢在Al-4Si合金液的腐蚀速率从7.926×10-3g·cm-2·h-1降低到2.262×10-3g·cm-2·h-1,不锈钢在Al-30Cu-5Si合金液的腐蚀速率从4.894×10-3g·cm-2·h-1降低到1.406×10-3g·cm-2·h-1,不锈钢在Al-30Cu-10Si合金液的腐蚀速率从3.353×10-3g·cm-2·h-1降低到1.212×10-3g·cm-2·h-1。随着Al-Cu-Si合金液中Si含量的增加,相同时间下,304不锈钢在铝液中腐蚀量减少,腐蚀速率降低。Si、Cu不影响Al在Fe基体中的扩散,合金中Al含量的变化影响铝液的腐蚀性。对中心带有换热管的方形和圆形相变蓄热单元内Al-30Cu-5Si合金的熔化与凝固过程进行数值模拟分析,通过分析相对应的温度场分布图、速度流场分布图、相界面分布图以及液相率曲线,得出了相变蓄热单元内Al-30Cu-5Si合金熔化过程和凝固过程的规律,分析了两种蓄热单元内Al-30Cu-5Si合金熔化与凝固过程中传热特性的差异,并研究了换热温差和换热管直径对方形和圆柱形相变蓄热单元内熔化过程的影响。结果表明:方形和圆柱形相变蓄热单元内Al-30Cu-5Si合金熔化初期熔化速率比较慢,熔化中期熔化速率先增加后保持不变,熔化后期熔化速率减少,凝固过程凝固速率逐渐降低。熔化初期和熔化后期的主要传热方式是热传导,熔化中期的主要传热方式是自然对流。随着换热温差从155K增加到205K,Al-30Cu-5Si合金在方形蓄热单元内的熔化时间从374s缩短到326s,在圆柱形蓄热单元内的熔化时间从403s缩短到352s;随着换热管直径从20mm增加到40mm,Al-30Cu-5Si合金在方形蓄热单元内的熔化时间从374s缩短到225s,在圆柱形蓄热单元内的熔化时间从403s缩短到151s。其中换热管直径对圆柱形相变蓄热单元内合金熔化过程影响较大,换热温差对二种蓄热单元的影响程度差别不大。
项娟[7]（2019）在《等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究》文中指出钛基复合材料具有比强度高、高温耐久性能好等特点,在航空航天领域等领域具有广阔的应用前景。近年来,钛基复合材料的研究主要集中在组织调控与性能优化方面。细晶强化是改善材料力学性能的有效方法之一。钛基复合材料传统的热加工工艺虽然可以细化基体组织,但会显着改变材料原有的几何尺寸,而等径弯曲通道变形（ECAP）可在保持材料原有几何尺寸的基础上获得超细晶组织。本文采用ECAP剧烈塑性变形工艺成功地制备了基体为超细晶组织的原位自生钛基复合材料,研究了变形温度、挤压道次、增强体含量对复合材料微观组织和力学性能的影响,揭示了增强体促进超细晶形成的机理,并开展了超细晶钛基复合材料热稳定性的研究。研究结果表明:提高变形温度有利于连续动态再结晶,促进超细晶粒形成。增强体含量为1.2%的复合材料一道次ECAP后,变形温度仅600/700?°C时,基体内以位错缠结而成的胞状结构（500 nm）为主。800/900?°C的变形温度下,位错的湮灭和重组诱发大量超细晶粒（100500 nm）的形成,而La2O3颗粒阻碍了高温下超细晶粒的长大。因此高变形温度更有利于细晶强化。另一方面,TiB晶须的平均长径比随变形温度的升高而下降,900?°C变形后仅为2.1,低于TiB室温临界长径比2.7,减弱了TiB的承载强化效果。基体与增强体两方面的因素共同作用,导致了随变形温度升高材料抗拉强度的变化不明显,各变形温度下抗拉强度均在1100 MPa左右。TiB长径比的降低还使其在拉伸过程中更易与基体发生脱粘,形成裂纹源,使得复合材料塑性从锻态时的13.25%最低下降至9.69%。增加挤压道次有助于细化基体组织,但对增强体的影响不显着。增强体含量为1.2%的复合材料在800?°C一道次ECAP变形后,基体中超细晶粒与残余片层并存,平均晶粒尺寸由锻态时的2.11μm下降至0.32μm,显微硬度由锻态的278.49 HV提升至303.41 HV,细晶强化效果最为显着;二道次后基体进一步细化并变得均匀,平均晶粒尺寸下降至0.28μm,大角度晶界所占比例仅16%;三道次后平均晶粒尺寸为0.27μm,大角度晶界所占比例增加至25%。二、三道次后由于基体的平均晶粒尺寸基本不变,因此复合材料的显微硬度均在308 HV左右,相比一道次略有提升。多元多尺度增强体可促进基体细化。TiB晶须在ECAP过程中可与位错相互作用,在端部或断裂处促进超细晶形成。纳米级La2O3颗粒以阻碍位错运动,钉扎晶界的方式细化组织。因此900°C一道次ECAP后,不含增强体的Ti-6Al-4V合金抗拉强度相比锻态时仅提升3.9%,而复合材料的提升幅度显着,增强体含量为1.2%的复合材料抗拉强度的提升幅度可达15.6%。另一方面增强体含量增加至2.4%后,TiB长径比的增加不利于超细晶的生成,并且复合材料在ECAP过程中的变形不均匀性加剧,基体中微裂纹萌生,导致抗拉强度低于增强体含量为1.2%时的材料,延伸率也显着下降至4.59%。ECAP制备超细晶钛基复合材料具有良好的热稳定性。600°C热暴露50 h后各增强体含量材料的平均晶粒尺寸均小于1μm,仍属于超细晶范畴。600°C热暴露12.550 h时,晶粒长大行为对时间敏感,热暴露25 h后才观察到基体发生再结晶和晶粒长大,平均晶粒尺寸增加至0.76μm。400600°C热暴露50 h时,基体的回复和再结晶对热暴露温度敏感,500°C和600°C下大角度晶界才增加至22%以上。材料的高温抗氧化性能优良,600°C热暴露50 h后氧化层总厚度也仅有2.41μm。氧化层可分为氧高梯度扩散区和致密氧化膜区两个部分,氧化膜致密且紧紧附着于基体上,可有效抑制氧向基体深处的扩散。增强体含量对于氧化膜和氧扩散层厚度的影响不明显。ECAP后La2O3和TiB增强体与基体之间结合紧密,增强体周围的基体深处并未出现氧元素的异常富集。
闫婷文[8]（2019）在《铀硅化合物制备与表面氧化行为研究》文中进行了进一步梳理金属铀凭借其特殊的物理、化学性能在能源、安全等领域有着非常重要的应用。同时,金属铀是一种化学性质非常活泼的放射性材料,容易与大部分环境介质发生化学反应,为了减少材料损耗,以及降低环境污染,在铀的工程应用中考虑其腐蚀问题非常必要。金属铀的腐蚀与防护问题研究已经开展了很多年,对金属铀进行表面改性处理,是近些年来发展迅速且应用前景良好的一种技术手段。在已报道的腐蚀考核实验或高温腐蚀环境中,金属硅化物或渗硅后的金属表面都表现出较强的稳定性。从已有研究来看,在成分与晶体结构得到控制的前提下,U-Si化合物可能具有较好的耐腐蚀性能;但是其耐腐蚀机理与腐蚀产物的研究至今仍较为少见,抗腐蚀性能的失效条件也不够清楚。基于上述背景,本文通过电弧熔炼的实验方法制备铀硅化物样品,也尝试在金属铀表面使用激光渗硅的实验方法得到铀硅改性层,利用扫描电子显微镜、X射线衍射仪及X射线光电子能谱仪等分析设备,结合表面形貌、成分分析和电子结构分析,对电弧熔炼的铀硅化物样品和激光渗硅样品的改性表面进行了分析和研究,对实验中出现的各类实验现象与实验结果进行了分析和讨论,主要开展了以下几个方面工作:首先,使用真空电弧熔炼的方法炼制了三种不同硅含量的铀硅化合物,使用X射线衍射仪与X射线光电子能谱对不同含硅量的铀硅化合物的结构和杂质状态进行了分析;使用X射线光电子能谱的表面溅射剖析功能,开展了对铀硅化物及其氧化产物的电子结构辨识,研究了不同含硅量的铀硅化物的表面氧化行为。得出对含硅量不同的铀硅化物氧化规律的初步认识:含硅量越高的样品,Si参与氧化更多。在Si参与氧化之后,化合物中的U倾向于保持较低的氧化价态。其次,通过原位XPS分析研究了 U3Si2的初始氧化过程。结果表明,U3Si2初始氧化时,U与Si表现出不同的氧化行为,其中U元素氧化得比Si元素更快。U3Si2初始氧化时,U3Si2与氧反应并迅速形成铀氧化物。U3Si2的氧化产物首先是氧化铀,暴露在足够的氧气中后,U 4f,Si 2s和价带谱显示出的相同趋势表明U3Si2可能会氧化形成硅酸铀。通过XPS峰拟合过程,得到氧化物的百分比,表明氧化物百分含量随氧化时间的增加行为符合指数规律。本工作还进一步探索了使用激光渗硅的实验方法处理金属铀表面,获得了铀硅改性层,发现经表面改性后的样品表现出一定的抗氧化性。对在空气中放置一段时间后的激光渗硅的样品的表面形貌、氧化产物状态、成分及氧化后试样表面状态作了分析研究。结果表明,在空气中放置一段时间后样品表面氧化生成氧化铀与二氧化硅,继续溅射的内部过渡层可能为某种U-Si-O三元化合物。激光渗硅样品氧化生成的SiO2和U-Si-O三元化合物,可能是表现出抗氧化性能的原因。另外,尝试使用高温退火方法对铀硅化合物状态进行调制,发现高温退火能对之前炼制得到的晶化效果不好的U:Si=3:1样品和U:Si=3:3样品的晶化进行一定程度的调制。
赵瑞峰,吴泽恩,吴珺,张铁邦,李金山[9]（2017）在《TiAl合金中的氧扩散及恒温氧化研究现状》文中提出TiAl合金由于高比强度和优异的高温力学性能,是一种极具应用潜力的轻质高温结构材料,但存在脆性大、室温塑性差以及800℃以上抗氧化能力不足是其工程应用的最大障碍。本文对TiAl合金的恒温氧化行为、氧扩散以及氧化后力学性能变化规律进行了总结。基于服役环境条件下合金中的氧扩散规律及受控机制,对改善合金高温抗氧化性能的表面处理和合金化研究现状进行了归纳。分析了TiAl合金高温抗氧化行为研究及其控制技术在今后一段时期的发展趋势。
戴景杰[10]（2017）在《钛合金激光表面Ti-Al-X多元合金化层的组织和性能》文中认为钛及钛合金因比强度高、密度小、耐蚀性好、中温强度稳定及易于机械加工和焊接,因而被广泛应用于航空航天、医学、化工、军事等领域。特别是在航空工业,随着飞机性能的提升和航空发动机推重比的提高,钛及钛合金的用量将逐渐增加。然而低的硬度、差的抗磨损性能和抗高温氧化性能严重限制了其更为广泛的应用。由于磨损和氧化主要发生在材料的表面,因此表面处理是在不改变材料整理性能的前提下赋予材料表面特殊性能的最佳方法。激光表面合金化技术因具有能量高、工件变形小、合金化层厚度可控以及合金化层与基体呈良好的冶金结合等优点而获得了广泛的应用。本文基于高温防护涂层的基本要求和合金元素在提高钛合金性能方面的作用机制,采用激光表面合金化技术在Ti-6A1-4V合金表面制备以Ti和A1两种元素为主元、Nb和（或）Si作为调控元素的Ti-Al-X多元合金化层,以同时提高钛合金表面的室温力学性能和高温性能,包括硬度、室温摩擦磨损性能、抗高温氧化性能和高温摩擦磨损性能。系统研究了合金化层的组织结构、硬度、不同温度下的摩擦磨损行为及在800℃的高温氧化行为,探讨了合金元素对合金化层性能的影响机理。Ti-Al合金化层主要由TiAl和Ti3Al相组成,与基体呈典型的冶金结合,在800℃氧化1000h后表面氧化膜呈现典型的多层结构,从外到内依次为Ti02/Al203/（Ti02+Al203）/氧扩散区。Ti-Al合金化层表面氧化膜的这种多层结构主要是由于Ti和Al相近的氧化热力学以及Ti较高的氧化动力学造成的。Ti-Al合金化层在800℃氧化1OOOh后的产物为R-Ti02和α-Al203的混合氧化物,氧化增重为42.2mg/cm2,仅为Ti-6Al-4V合金基体的1/6,表现出良好的抗高温氧化性能。Ti-Al合金化层表面氧化膜中A1203的形成降低了氧化膜中Ti02的比例以及氧化膜中的缺陷浓度,提高了氧化膜的致密性,在一定程度上抑制了元素的互扩散,降低了氧化速率。与基体相比,由于Ti-Al合金化层硬度较高,因而在室温、600℃和800℃均表现出良好的抗磨损性能。但由于Ti-Al合金化层的高脆性和大的热应力,在凝固过程中形成了大量的裂纹,特别是贯穿性裂纹,在氧化时造成了灾难性的局部氧化,且表面氧化膜在氧化l00h后出现了剥落现象,因此Ti-Al合金化层很难为合金基体在800℃提供长期的抗高温氧化防护。Ti-Al-xNb合金化层主要由TiAl和Ti3Al相组成,由于Nb添加改善了合金化层的塑性,裂纹数量明显减少。在800℃的整个氧化周期内,Ti-Al-xNb合金化层表面氧化膜未见明显的剥落现象,氧化1000h后的增重为基体的1/5.9-1/15,显示出良好的抗高温氧化性。在一定的Nb添加范围内,随着Nb添加量的提高,合金化层的氧化速率降低。当Nb的添加量为40wt.%时,合金化层的抗高温氧化性最好,为Ti-Al合金化层的2.4倍。然而过多的Nb添加量反而使合金化层的抗高温氧化效果下降,Ti-Al-xNb合金化层的抗高温氧化效果取决与Al和Nb的协同作用。Nb添加提高合金化层的抗高温氧化性主要归因于显着降低了合金化层表面氧化膜中TiO2的点缺陷浓度,促进了氧化膜中Al203的形成以及提高了氧化膜的黏附性。与Ti-6Al-4V合金基体相比,Ti-Al-xNb合金化层具有较高的硬度,表现出良好的抗磨损性能。但与Ti-Al合金化层相比,由于Nb添加降低了合金化层的硬度,因此Ti-Al-xNb合金化层的抗磨损性能有所降低。Ti-Al-xSi合金化层主要由Ti-Al金属间化合物和Ti5Si3增强相组成。随着Si添加量提高,Ti-Al金属间化合物由TiAl相演变为TiAl2和TiAl3相。由于Ti5Si3相的高杨氏模量,提高了裂纹扩展的临界应力,因此合金化层中少见宏观裂纹的出现。Ti-Al-xSi合金化层在800℃经1000h氧化后的增重为基体的1/10-1/21,表现出优异的抗高温氧化性能。随着Si添加量的增加,合金化层的氧化增重减小,氧化速率降低。与Ti-Al合金化层相比,Si的添加使合金化层的抗高温氧化性显着提高。当Si的添加量为30wt.%时,合金化层的抗高温氧化性最好,为Ti-Al合金化层的3.4倍。Si添加提高合金化层抗高温氧化性能原因包括:（1）Si的添加使氧化物颗粒明显细化;（2）Si的添加促进了合金化层表面氧化膜中A1203的形成,提高了氧化膜的致密性;（3）Si的添加使合金化层中形成了热稳定性和抗高温氧化性很好的Ti5Si3相;（4）Si的添加促进了抗高温氧化性能优异的TiAl3相的形成。由于Si的添加促进了高硬耐磨Ti5Si3相的形成,因此Ti-Al-xSi合金化层具有很高的硬度,在室温、600℃和800°℃时均表现出优异的抗磨损性能,并且随着Si添加量的提高,合金化层的硬度和抗磨损性能提高。虽然Ti-Al-xSi合金化层的氧化增重低于Ti-Al和Ti-Al-xNb合金化层,但低Si添加量的合金化层表面氧化膜的黏附性较差,在氧化过程中出现了剥落现象。此外,随着Si添加量的提高,合金化层的脆性增加,结晶初期形成的Ti5Si3相对液态熔池中气体的逸出和液体的流动阻碍作用增强,合金化层中微裂纹和孔洞的数量增多。Ti-Al-xNb-ySi合金化层主要由Ti-Al和Ti5Si3金属间化合物组成,由于Ti5Si3相的高杨氏模量和Nb的增塑作用,合金化层中未见明显的裂纹形成,孔洞数量也较少。Ti-Al-xNb-ySi合金化层在800℃氧化1000h后表面氧化膜未见明显的剥落现象,单位面积增重仅为合金基体的1/26-1/57.1,氧化动力学曲线符合抛物线或抛物线-立方规律,表现出极为优异的抗高温氧化性能。提高合金化层中Nb和Si的添加量,特别是Si的添加量,能够显着提高合金化层的抗高温氧化性。当Nb和Si的添加量分别为20wt.%时,合金化层的抗高温氧化性最好,为Ti-Al合金化层的9.3倍。复合添加Nb和Si合金元素对合金化层抗高温氧化性能的改善效果要明显优于单独添加Nb或Si。Nb和Si复合添加提高合金化层抗高温氧化性能的作用机理包括显着促进A1203的形成、显着提高氧化膜的黏附性以及促进抗高温氧化性能优异的Ti5Si3和TiAl3相的形成。Ti-Al-xNb-ySi合金化层的硬度明显高于Ti-6Al-4V合金基体,这主要是和合金化层中Ti-Al金属间化合物和硬质Ti5Si3相的形成有关。与Ti-6Al-4V合金、Ti-Al和Ti-Al-xNb合金化层相比,Ti-Al-xNb-ySi合金化层具有优异的抗磨损性能。随着Si添加量的提高,合金化层中Ti5Si3相的含量随之增加,合金化层的抗磨损性能提高。对比Ti-Al-xSi和Ti-Al-xNb-ySi合金化层,当Si在合金化粉末中相对于Al的添加量相同时,尽管Ti-Al-xNb-ySi合金化层的硬度略低于Ti-Al-xSi合金化层,但复合添加少量的Nb有助于改善合金化层的塑性,从而使Ti-Al-xNb-ySi合金化层具有更好的抗磨损性能。
二、表面渗硅处理提高钛铝基合金高温抗氧化性（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、表面渗硅处理提高钛铝基合金高温抗氧化性（论文提纲范文）
（1）高性能金属硅化物层（Fe3Si和MoSi2）的熔盐渗制备及应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 Fe-Si、Mo-Si金属间化合物材料的研究进展 |
| 1.1.1 Fe-Si金属间化合物材料 |
| 1.1.2 Mo-Si化合物材料 |
| 1.1.3 Fe-Si化合物材料的耐蚀、抗磨性能研究现状 |
| 1.1.4 Mo-Si化合物材料的抗氧化性研究现状 |
| 1.2 Fe/Mo-Si金属间化合物涂层制备技术的研究进展 |
| 1.2.1 化学气相沉积法 |
| 1.2.2 粉末包渗法 |
| 1.2.3 熔盐法 |
| 1.3 实现Fe/Mo-Si渗层改性制备的表面复合电沉积技术 |
| 1.4 本论文研究内容及意义 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 2 Fe/Mo-Si金属间化合物涂层制备及性能分析方法 |
| 2.1 实验材料与试剂 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验研究技术路线 |
| 2.4 分析表征方法 |
| 2.4.1 渗层的微结构表征方法 |
| 2.4.2 耐蚀性能评价方法 |
| 2.4.3 耐磨性能测试 |
| 2.4.4 高温氧化性评价 |
| 3 2Cr13钢表面电沉积厚镍和熔盐渗硅复合表面处理层的研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 渗层的制备 |
| 3.2.1 镀层的制备 |
| 3.2.2 渗层的制备 |
| 3.3 复合处理制备的硅化物渗层物相分析 |
| 3.4 复合处理制备的Fe-Si渗层的剖面形貌及结构演化过程 |
| 3.5 复合处理制备的Fe-Si渗层的性能测试 |
| 3.5.1 复合处理制备的Fe-Si渗层在硫酸溶液中的电化学腐蚀行为 |
| 3.5.2 复合处理制备的Fe-Si渗层硬度 |
| 3.5.3 复合处理制备的Fe-Si渗层耐磨性能 |
| 3.6 小结 |
| 4 复合镀镍与熔盐渗硅复合处理对2Cr13钢耐磨抗蚀性能影响研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 复合镀Ni层与N i合金化的Fe_3Si复合渗层的制备 |
| 4.2.1 复合镀Ni层的制备 |
| 4.2.2 Ni合金化的Fe_3Si复合渗层制备 |
| 4.3 渗层结构表征 |
| 4.4 Ni合金化的Fe_3Si复合渗层的摩擦学性能 |
| 4.5 Ni合金化的Fe_3Si复合渗层在10%硫酸溶液中的电化学腐蚀行为 |
| 4.6 小结 |
| 5 复合渗层对TZM合金高温抗氧化性能影响研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 复合涂层的制备 |
| 5.3 改性MoSi_2渗层的结构与性能 |
| 5.3.1 电镀处理制备的镍镀层形貌及元素分析 |
| 5.3.2 改性MoSi_2渗层的剖面、表面形貌和物相分析 |
| 5.3.3 MoSi_2渗层氧化后物相分析 |
| 5.3.4 MoSi_2渗层氧化后动力学行为 |
| 5.3.5 MoSi_2渗层氧化后的抗氧化性能对比 |
| 5.4 小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果 |
| 致谢 |
（2）热喷涂涂层反应改性机理及其组织、性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 钛及钛合金的应用及特点 |
| 1.2 钛及钛合金表面改性方法研究现状 |
| 1.2.1 气相沉积与离子注入 |
| 1.2.2 热喷涂 |
| 1.2.3 热扩散 |
| 1.2.4 高能束表面改性处理 |
| 1.3 钛及钛合金表面抗氧化涂层 |
| 1.3.1 金属间化合物涂层 |
| 1.3.2 陶瓷涂层 |
| 1.3.3 复合涂层 |
| 1.4 涂层抗氧化实验研究现状 |
| 1.5 原位生成金属间化合物第一性原理计算 |
| 1.6 本课题研究目的、意义与主要内容 |
| 第2章 实验材料、设备与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 试件的制备 |
| 2.4 涂层反应改性方法 |
| 2.4.1 炉中加热改性处理 |
| 2.4.2 激光加热改性处理 |
| 2.5 涂层组织观察与结构分析 |
| 2.6 高温氧化试验 |
| 第3章 钛表面炉中加热改性Al涂层组织变化及反应机理的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试件的制备 |
| 3.3 炉中加热改性处理规范 |
| 3.4 改性Al涂层组织形貌及反应机理分析 |
| 3.4.1 加热温度的影响 |
| 3.4.2 加热时间的影响 |
| 3.5 原位生成Ti-Al金属间化合物第一性原理计算 |
| 3.5.1 计算模型 |
| 3.5.2 计算方法 |
| 3.5.3 计算结果 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 钛表面炉中加热改性Al/Ni涂层组织变化及反应机理的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al/Ni对比试样相变规律分析 |
| 4.2.1 试件的制备 |
| 4.2.2 炉中加热改性处理规范 |
| 4.2.3 相变规律分析 |
| 4.3 改性Al/Ni涂层组织形貌及反应机理分析 |
| 4.3.1 试件的制备及炉中加热改性处理规范 |
| 4.3.2 相变规律分析 |
| 4.3.3 加热温度的影响 |
| 4.3.4 加热时间的影响 |
| 4.3.5 扩散反应动力学分析 |
| 4.3.6 Ni涂层与Ni块相变规律的分析 |
| 4.3.7 关于Al层耗尽的分析 |
| 4.4 原位生成Ni-Al金属间化合物第一性原理计算 |
| 4.4.1 计算模型 |
| 4.4.2 计算方法 |
| 4.4.3 计算结果 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 钛表面炉中加热改性Al/NiAl、Al/NiCr及 Al/NiCu涂层组织变化及反应机理的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 改性Al/NiAl涂层组织形貌及反应机理分析 |
| 5.2.1 试件的制备 |
| 5.2.2 炉中加热改性处理规范 |
| 5.2.3 涂层组织形貌及改性机理分析 |
| 5.3 改性Al/NiCr涂层组织形貌及反应机理分析 |
| 5.3.1 试件的制备 |
| 5.3.2 炉中加热改性处理规范 |
| 5.3.3 涂层组织形貌及改性机理分析 |
| 5.4 改性Al/NiCu涂层组织形貌及反应机理分析 |
| 5.4.1 试件的制备 |
| 5.4.2 炉中加热改性处理规范 |
| 5.4.3 涂层组织形貌及改性机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 钛表面炉中加热改性Al、Al/Ni、Al/NiAl、Al/NiCr及Al/NiCu涂层抗氧化性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 比较试件抗高温氧化性能 |
| 6.2.1 试件的制备及高温氧化试验规范 |
| 6.2.2 抗高温氧化性能 |
| 6.3 改性Al涂层抗高温氧化性能 |
| 6.3.1 试件的制备 |
| 6.3.2 抗高温氧化性能 |
| 6.4 改性Al/Ni涂层抗高温氧化性能 |
| 6.4.1 试件的制备 |
| 6.4.2 抗高温氧化性能 |
| 6.5 改性Al/NiAl涂层抗高温氧化性能 |
| 6.5.1 试件的制备 |
| 6.5.2 抗高温氧化性能 |
| 6.6 改性Al/NiCr涂层抗高温氧化性能 |
| 6.6.1 试件的制备 |
| 6.6.2 抗高温氧化性能 |
| 6.7 改性Al/NiCu涂层抗高温氧化性能 |
| 6.7.1 试件的制备 |
| 6.7.2 抗高温氧化性能 |
| 6.8 抗高温氧化性能比较 |
| 6.9 本章小结 |
| 第7章 钛表面激光重熔处理改性Al涂层、Al/Ni涂层组织变化、反应机理及抗高温氧化性能 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 改性Al涂层组织形貌、反应机理及抗高温氧化性能 |
| 7.2.1 试件的制备及激光重熔处理规范 |
| 7.2.2 涂层组织形貌及改性机理分析 |
| 7.2.3 抗高温氧化性能 |
| 7.3 改性Al/Ni涂层组织形貌、改性机理及抗高温氧化性能 |
| 7.3.1 试件的制备及激光重熔处理规范 |
| 7.3.2 涂层组织形貌及改性机理分析 |
| 7.3.3 抗高温氧化性能 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（3）粉末冶金钼棒制备工艺及其表面硅化改性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 钼的性质 |
| 1.2.1 钼的物理性质 |
| 1.2.2 钼的化学性质 |
| 1.3 钼制品的制备与加工 |
| 1.3.1 熔炼法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 钼制品的加工方法 |
| 1.4 钼表面硅化物涂层研究进展 |
| 1.4.1 单一硅化物涂层 |
| 1.4.2 元素改性的硅化物涂层 |
| 1.4.3 增强相改性的硅化物涂层 |
| 1.5 包埋渗法制备钼基硅化物涂层概述 |
| 1.6 课题意义和研究内容 |
| 1.6.1 课题意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验部分 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方案与技术路线 |
| 2.2.1 实验方案 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.3 分析手段与方法 |
| 2.3.1 粉末冶金法制备钼棒的分析方法 |
| 2.3.2 钼表面硅化改性与钛改性硅化物涂层的分析方法 |
| 3 粉末冶金钼棒制备工艺研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 钼粉冷等静压成型性能研究 |
| 3.2.1 粉体粒度对松装密度与振实密度的影响 |
| 3.2.2 不同粒度Mo粉冷等静压成型规律 |
| 3.2.3 冷等静压成型工艺制定 |
| 3.3 钼坯垂熔烧结工艺研究 |
| 3.3.1 钼的垂熔烧结行为 |
| 3.3.2 垂熔工艺参数对钼显微组织与硬度的影响 |
| 3.4 钼坯旋锻加工工艺研究 |
| 3.4.1 旋锻温度对钼致密化与显微组织的影响 |
| 3.4.2 压缩率对钼致密化与显微硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 钼表面单一渗硅改性涂层的研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 单一渗硅涂层的制备工艺研究 |
| 4.2.1 埋渗组分对单一渗硅涂层的影响 |
| 4.2.2 埋渗温度对单一渗硅涂层的影响 |
| 4.2.3 埋渗时间对单一渗硅涂层的影响 |
| 4.3 单一渗硅涂层耐蚀性能研究 |
| 4.3.1 单一渗硅涂层抗氧化性能研究 |
| 4.3.2 单一渗硅涂层耐腐蚀性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 钼表面钛改性硅化物涂层的研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 钛、硅共沉积法改性硅化物涂层的制备工艺研究 |
| 5.2.1 埋渗组分对改性硅化物涂层的影响 |
| 5.2.2 涂层沉积过程机理分析 |
| 5.3 钛、硅两步沉积法改性硅化物涂层的制备工艺研究 |
| 5.3.1 钼表面渗钛涂层的研究 |
| 5.3.2 渗硅温度对钛改性硅化物涂层的影响 |
| 5.3.3 渗硅时间对钛改性硅化物涂层的影响 |
| 5.4 钛改性硅化物涂层耐蚀性能研究 |
| 5.4.1 钛改性硅化物涂层抗氧化性能研究 |
| 5.4.2 钛改性硅化物涂层耐腐蚀性能研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（4）蓝宝石晶须强韧化TiAl基复合材料的制备、组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛铝合金概述 |
| 1.1.1 钛铝合金的基本性质 |
| 1.1.2 钛铝合金的发展和应用 |
| 1.1.3 钛铝基金属间化合物的组织和力学性能 |
| 1.1.4 合金元素对钛铝合金组织和性能的影响 |
| 1.2 钛铝基合金的加工制备方法 |
| 1.3 钛铝基复合材料 |
| 1.3.1 增强相的选择 |
| 1.4 本课题的研究意义及主要内容 |
| 1.4.1 本课题的研究意义 |
| 1.4.2 本课题研究的主要内容 |
| 第二章 实验材料的制备及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体原材料 |
| 2.1.2 增强相原材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 加工处理设备 |
| 2.2.2 材料组织观察、分析所用的设备 |
| 2.3 研究路线及实验方法 |
| 2.3.1 研究路线工艺流程图 |
| 2.3.2 增强相的预处理 |
| 2.3.3 钛铝基合金基体的制备 |
| 2.3.4 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的制备 |
| 2.3.5 组织观察 |
| 2.3.6 力学性能测试 |
| 第三章 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化TiAl复合材料的实验设计与增强体处理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钛铝基体成分的设计 |
| 3.3 强韧化TiAl基复合材料增强体的理论设计与预处理 |
| 3.3.2 晶面错配度的计算 |
| 3.3.3 蓝宝石Al_2O_3晶须的预处理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料微观组织的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纤维状蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化Ti-45Al-2Nb合金复合材料 |
| 4.2.1 Ti-45Al-2Nb合金的微观组织 |
| 4.2.2 纤维状蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的微观组织与相组成 |
| 4.3 球磨蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化Ti-45Al-2Nb合金复合材料 |
| 4.3.1 球磨Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的微观组织与相组成 |
| 4.4 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的TEM及相界面分析 |
| 4.4.1 钛铝基体层片组织的TEM照片及分析 |
| 4.4.2 第二相相界面与钛铝基体的TEM及分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 强韧化钛铝复合材料力学性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化钛铝基复合材料的力学性能 |
| 5.2.1 硬度测试 |
| 5.2.2 蓝宝石Al_2O_3晶须强韧化TiAl基复合材料压缩性能的测试 |
| 5.2.3 纤维状蓝宝石Al_2O_3晶须体积分数对压缩性能的影响 |
| 5.3 强韧化钛铝基复合材料强韧化机理 |
| 5.3.1 细晶强化 |
| 5.3.2 第二相强化 |
| 5.3.3 晶须增韧 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间所取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（5）超重力条件下钛渣铝热还原制备钛铝基多元合金工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛铝基合金概述 |
| 1.1.1 钛铝基合金种类 |
| 1.1.2 钛铝基合金显微组织、性能及应用 |
| 1.1.3 钛铝基合金的制备方法 |
| 1.1.4 钛铝基合金研究现状 |
| 1.2 钛铝基合金脆性机理及改性 |
| 1.2.1 钛铝基合金脆性的影响因素 |
| 1.2.2 稀土元素对钛铝基合金的改性 |
| 1.3 超重力技术及应用 |
| 1.3.1 超重力技术基本原理 |
| 1.3.2 超重力冶金 |
| 1.3.3 超重力技术应用 |
| 1.4 本文研究的目的、意义及内容 |
| 1.4.1 研究的目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.5 研究路线 |
| 1.6 创新点 |
| 2 实验原材料及其性能和表征 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备及器材 |
| 2.3 钛铝基合金的制备 |
| 2.4 表征方法 |
| 2.4.1 合金化学成分分析 |
| 2.4.2 物相分析(XRD) |
| 2.4.3 显微组织分析 |
| 2.4.4 合金密度及硬度测量 |
| 2.4.5 渣-金分离程度及合金收率计算 |
| 3 钛铝基合金制备及其脆性理论研究 |
| 3.1 铝热还原制备钛铝基合金的理论基础 |
| 3.1.1 铝热还原酸溶性钛渣热力学计算 |
| 3.1.2 配料计算 |
| 3.2 超重力强化分离合金-炉渣的理论基础 |
| 3.3 Fe、Si、Mn对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.1 Fe对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.2 Si对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.3 Mn对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.4 Fe、Si、Mn对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 超重力实验设备改造 |
| 4.1 钢坩埚内部结构改造 |
| 4.2 加热系统及测温 |
| 4.3 在线点火系统的设计 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 超重力条件下制备钛铝基合金研究 |
| 5.1 常规重力条件与超重力条件对比 |
| 5.2 不同点火方式对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.2.1 不同点火方式对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.2.2 不同点火方式对合金密度的影响 |
| 5.2.3 不同点火方式对合金硬度的影响 |
| 5.2.4 不同点火方式对合金组织的影响 |
| 5.3 不同旋转时间对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.3.1 不同旋转时间对渣-金分离及合金收率的影响 |
| 5.3.2 不同旋转时间对合金密度的影响 |
| 5.3.3 不同旋转时间对合金硬度的影响 |
| 5.3.4 不同旋转时间对合金组织的影响 |
| 5.4 不同超重力系数G(先旋转后点火)对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.4.1 不同超重力系数G对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.4.2 不同超重力系数G(先旋转后点火)对合金密度的影响 |
| 5.5 不同超重力系数G(先点火后旋转)对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.5.1 不同超重力系数G对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.5.2 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金密度的影响 |
| 5.5.3 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金硬度的影响 |
| 5.5.4 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金物相的影响 |
| 5.5.5 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金微观组织的影响 |
| 5.6 不同超重力系数G(同时点火旋转)对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.6.1 不同超重力系数G对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.6.2 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金密度的影响 |
| 5.7 正交实验结果及分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论及建议 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文及科研成果 |
| 致谢 |
（6）Al-Cu-Si基储热合金抗氧化性、容器兼容性及传热特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 相变储热材料 |
| 1.2.1 相变材料的选用标准和分类 |
| 1.2.2 储热方式 |
| 1.3 铝基合金相变储热材料 |
| 1.3.1 铝基合金相变储热材料的特点 |
| 1.3.2 铝基合金相变储热材料的应用 |
| 1.4 国内外研究现状 |
| 1.4.1 铝基合金相变储热材料的储热性能研究 |
| 1.4.2 铝基合金相变储热材料的高温抗氧化性研究 |
| 1.4.3 铝基合金储热材料的容器兼容性研究 |
| 1.4.4 相变传热过程模拟研究 |
| 1.5 主要研究内容及方法 |
| 1.6 本文研究背景及意义 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 抗氧化性实验方法 |
| 2.1.1 配制Al-30Cu-5Si合金 |
| 2.1.2 抗氧化性实验 |
| 2.2 容器兼容性实验方法 |
| 2.2.1 配制不同成分铝合金 |
| 2.2.2 铝液高温腐蚀实验 |
| 2.2.3 被腐蚀样品处理 |
| 2.3 相变传热过程计算方法 |
| 2.3.1 固液相变问题解法简述 |
| 2.3.2 焓法模型 |
| 2.3.3 计算模型的选择与实施 |
| 第3章 抗氧化性和容器兼容性实验结果分析 |
| 3.1 抗氧化性实验结果分析 |
| 3.1.1 氧化后合金宏观变化 |
| 3.1.2 氧化前后合金质量变化 |
| 3.1.3 氧化前后合金表面物相变化 |
| 3.2 容器兼容性实验结果分析 |
| 3.2.1 铝液腐蚀前后成分变化 |
| 3.2.2 腐蚀速率分析 |
| 3.2.3 腐蚀后304 不锈钢金相组织及成分变化 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Al-Cu-Si合金传热特性研究 |
| 4.1 计算模型介绍与网格数量无关性验证 |
| 4.1.1 方形蓄热单元模型 |
| 4.1.2 圆柱形蓄热单元模型 |
| 4.1.3 网格数量无关性验证 |
| 4.2 方形蓄热单元熔化与凝固过程传热特性分析 |
| 4.2.1 熔化过程传热特性分析 |
| 4.2.2 凝固过程传热特性分析 |
| 4.3 圆柱形蓄热单元熔化与凝固过程传热特性分析 |
| 4.3.1 熔化过程传热特性分析 |
| 4.3.2 凝固过程传热特性分析 |
| 4.4 换热温差变化对相变蓄热单元熔化过程模拟结果的影响 |
| 4.4.1 对方形相变蓄热单元熔化过程模拟结果的影响 |
| 4.4.2 对圆柱形相变蓄热单元熔化过程模拟结果的影响 |
| 4.5 换热管直径对相变蓄热单元熔化过程模拟结果的影响 |
| 4.5.1 对方形相变蓄热单元熔化过程模拟结果的影响 |
| 4.5.2 对圆柱形相变蓄热单元熔化过程模拟结果的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及科研成果 |
（7）等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 原位自生钛基复合材料的制备 |
| 1.2.1 基体及增强体的选择 |
| 1.2.2 制备方法 |
| 1.3 非连续颗粒增强钛基复合材料的热加工工艺 |
| 1.3.1 传统热加工工艺方法 |
| 1.3.2 钛基复合材料先进热加工工艺 |
| 1.4 金属剧烈塑性变形工艺 |
| 1.4.1 剧烈塑性变形工艺的原理 |
| 1.4.2 剧烈塑性变形对材料力学行为的影响 |
| 1.5 ECAP工艺及其在金属基复合材料上的应用 |
| 1.5.1 ECAP工艺研究现状 |
| 1.5.2 ECAP工艺中超细晶的形成机制 |
| 1.5.3 ECAP工艺在金属基复合材料上的应用 |
| 1.6 超细晶材料热稳定性 |
| 1.6.1 超细晶材料晶粒长大行为 |
| 1.6.2 超细晶材料的高温抗氧化性能 |
| 1.7 本研究的工作内容和意义 |
| 1.7.1 研究难点和意义 |
| 1.7.2 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料制备和研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 实验材料成分设计及制备 |
| 2.3.1 钛基复合材料成分设计 |
| 2.3.2 热加工及热处理工艺 |
| 2.4 等径弯曲通道变形(ECAP)工艺 |
| 2.4.1 试样预处理 |
| 2.4.2 ECAP模具 |
| 2.4.3 钛基复合材料ECAP工艺参数 |
| 2.5 超细晶钛基复合材料热稳定性实验 |
| 2.6 相鉴定及微观组织分析 |
| 2.6.1 物相鉴定分析 |
| 2.6.2 微观组织观察分析 |
| 2.6.3 微观组织定量分析 |
| 2.7 力学性能分析 |
| 2.7.1 宏观力学性能测试分析 |
| 2.7.2 增强体/基体界面微区力学性能 |
| 2.8 本章小结 |
| 第三章 ECAP对钛基复合材料组织形貌演化的影响规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 初始组织分析 |
| 3.2.1 物相鉴定 |
| 3.2.2 微观组织形貌与微区成分分析 |
| 3.3 变形温度对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.3.1 宏观形貌变化规律 |
| 3.3.2 微观组织变化规律 |
| 3.3.3 不同变形温度下超细晶结构形成机制 |
| 3.4 挤压道次对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.4.1 微观组织形貌表征 |
| 3.4.2 微观组织特征定量分析 |
| 3.4.3 不同累积变形量下超细晶的演化机制 |
| 3.5 增强体含量对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.5.1 微观组织对比分析 |
| 3.5.2 增强体促进超细晶形成机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 ECAP后钛基复合材料微观组织和力学性能的关系 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态材料室温力学性能 |
| 4.3 工艺参数对力学性能的影响 |
| 4.3.1 变形温度对力学性能的影响 |
| 4.3.2 挤压道次对力学性能的影响 |
| 4.4 增强体含量对力学性能的影响 |
| 4.5 钛基复合材料的ECAP强化机理 |
| 4.5.1 TiB晶须的断裂机制 |
| 4.5.2 增强体与超细晶结构的耦合强化作用 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 超细晶钛基复合材料热稳定性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 超细晶钛基复合材料的组织热稳定性 |
| 5.2.1 增强体含量对组织热稳定性的影响 |
| 5.2.2 温度对组织热稳定性的影响 |
| 5.2.3 时间对组织热稳定性的影响 |
| 5.3 超细晶钛基复合材料的高温抗氧化性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论与创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者攻读博士学位期间发表的学术论文及参与的科研项目 |
（8）铀硅化合物制备与表面氧化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 引言 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.1.1 铀的介绍 |
| 1.1.2 铀的氧化与防护 |
| 1.1.3 铀硅化防护的设想及其对研究的要求 |
| 1.1.4 铀硅燃料对研究的要求 |
| 1.2 铀硅化物的认识与研究现状 |
| 1.3 研究目的及意义 |
| 1.4 研究内容及结构框架 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究方法与技术路线 |
| 1.4.3 研究基础和条件 |
| 1.5 本章小结 |
| 第二章 实验方法和实验内容 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 电弧熔炼方法 |
| 2.1.2 激光渗硅方法 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.2.1 电弧熔炼 |
| 2.2.2 激光渗硅 |
| 2.3 分析与表征 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜SEM |
| 2.3.2 X射线衍射XRD |
| 2.3.3 X射线光电子能谱XPS |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 电弧熔炼制备铀硅化合物 |
| 3.1 U:Si=3:1 |
| 3.1.1 物相信息 |
| 3.1.2 杂质情况分析 |
| 3.1.3 氧化结果分析 |
| 3.2 U:Si=3:2 |
| 3.2.1 物相信息 |
| 3.2.2 表面形貌与成分分析 |
| 3.2.3 表面状态分析 |
| 3.2.4 氧化结果 |
| 3.3 U:Si=3:3(1:1) |
| 3.3.1 物相信息 |
| 3.3.2 杂质情况分析 |
| 3.3.3 氧化结果 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 U_3Si_2的初始氧化行为研究 |
| 4.1 U_3Si_2的初始氧化行为 |
| 4.2 高真空下长期氧化结果研究 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 激光渗入制备铀硅化合物 |
| 5.1 激光渗入铀硅化合物及性能 |
| 5.1.1 样品表面形貌分析 |
| 5.1.2 样品表面组成分析 |
| 5.1.3 样品相结构分析 |
| 5.1.4 表面氧化结果分析 |
| 5.2 精细调制铀硅化合物状态尝试 |
| 5.2.1 U:Si=3:1样品调制 |
| 5.2.2 U:Si=3:3(1:1)样品调制 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 总结 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 研究亮点 |
| 6.3 工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（9）TiAl合金中的氧扩散及恒温氧化研究现状（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 Ti Al合金的恒温氧化及氧扩散行为 |
| 1.1 Ti Al合金的恒温氧化行为 |
| 1.2 Ti Al合金中的氧扩散 |
| 2 Ti Al合金氧化后的力学性能 |
| 3 Ti Al合金的抗氧化研究 |
| 3.1 Ti Al合金的合金化 |
| 3.2 Ti Al合金的表面处理 |
| 4 结语 |
（10）钛合金激光表面Ti-Al-X多元合金化层的组织和性能（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 钛及钛合金表面改性技术 |
| 1.2.1 热扩渗技术 |
| 1.2.2 离子注入技术 |
| 1.2.3 预氧化和微弧氧化技术 |
| 1.2.4 激光表面改性处理 |
| 1.2.5 热喷涂技术 |
| 1.3 钛及钛合金表面抗高温氧化涂层 |
| 1.3.1 金属基涂层 |
| 1.3.2 陶瓷涂层 |
| 1.4 本课题研究的主要内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 合金化粉末材料 |
| 2.2 激光表面合金化设备与工艺 |
| 2.3 组织性能分析测试方法 |
| 2.3.1 试样制备方法 |
| 2.3.2 物相结构分析与显微组织观察 |
| 2.3.3 显微硬度及摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.4 高温氧化行为分析 |
| 第3章 Ti-Al二元合金化层的组织和性能 |
| 3.1 Ti-Al合金化层的设计原则 |
| 3.2 Ti-Al合金化层的制备及组织结构 |
| 3.3 Ti-Al合金化层在800℃的高温氧化行为 |
| 3.3.1 Ti-Al合金化层的氧化产物 |
| 3.3.2 Ti-Al合金化层的氧化膜形貌 |
| 3.3.3 Ti-Al合金化层的氧化动力学 |
| 3.4 Ti-Al合金化层的摩擦磨损行为 |
| 3.4.1 Ti-Al合金化层的硬度 |
| 3.4.2 Ti-Al合金化层的摩擦磨损行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti-Al-xNb三元合金化层的组织和性能 |
| 4.1 Ti-Al-xNb合金化层的设计原则 |
| 4.2 Ti-Al-xNb合金化层的制备 |
| 4.3 Ti-Al-xNb合金化层的组织结构 |
| 4.3.1 Ti-Al-xNb合金化层的物相结构 |
| 4.3.2 Ti-Al-xNb合金化层的组织结构 |
| 4.4 Ti-Al-xNb合金化层在800℃的高温氧化行为 |
| 4.4.1 Ti-Al-xNb合金化层的氧化产物 |
| 4.4.2 Ti-Al-xNb合金化层的氧化膜形貌 |
| 4.4.3 Ti-Al-xNb合金化层的氧化动力学 |
| 4.4.4 Nb添加提高Ti-Al-xNb合金化层抗高温氧化性能作用机理分析 |
| 4.5 Ti-Al-xNb合金化层的摩擦磨损行为 |
| 4.5.1 Ti-Al-xNb合金化层室温下的硬度 |
| 4.5.2 Ti-Al-40Nb合金化层的摩擦磨损行为 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Ti-Al-xSi三元合金化层的组织和性能 |
| 5.1 Ti-Al-xSi合金化层的设计原则 |
| 5.2 Ti-Al-xSi合金化层的制备 |
| 5.3 Ti-Al-xSi合金化层的组织结构 |
| 5.3.1 Ti-Al-xSi合金化层的物相结构 |
| 5.3.2 Ti-Al-xSi合金化层的组织结构 |
| 5.4 Ti-Al-xSi合金化层在800℃的高温氧化行为 |
| 5.4.1 Ti-Al-xSi合金化层的氧化产物 |
| 5.4.2 Ti-Al-xSi合金化层氧化膜形貌 |
| 5.4.3 Ti-Al-xSi合金化层的氧化动力学 |
| 5.4.4 Si添加提高Ti-Al-xSi合金化层抗高温氧化性能作用机理分析 |
| 5.5 Ti-Al-xSi合金化层的摩擦磨损行为 |
| 5.5.1 Ti-Al-xSi合金化层的硬度 |
| 5.5.2 Ti-Al-xSi合金化层的摩擦磨损行为 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Ti-Al-xNb-ySi四元合金化层的组织和性能 |
| 6.1 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的设计原则 |
| 6.2 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的制备 |
| 6.3 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的组织结构 |
| 6.3.1 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的物相结构 |
| 6.3.2 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的显微组织 |
| 6.4 Ti-Al-xNb-ySi合金化层在800℃的高温氧化行为 |
| 6.4.1 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的氧化产物 |
| 6.4.2 Ti-Al-xNb-ySi合金化层氧化膜的表面形貌 |
| 6.4.3 Ti-Al-xNb-ySi合金化层氧化膜的截面结构 |
| 6.4.4 Ti-Al-x Nb-ySi合金化层的氧化动力学 |
| 6.4.5 Nb和Si复合添加提高Ti-Al-xNb-ySi合金化层抗高温氧化性能作用 |
| 6.5 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的摩擦磨损行为 |
| 6.5.1 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的硬度 |
| 6.5.2 Ti-Al-xNb-ySi合金化层的摩擦磨损行为 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及其他科研成果 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
四、表面渗硅处理提高钛铝基合金高温抗氧化性（论文参考文献）
- [1]高性能金属硅化物层（Fe3Si和MoSi2）的熔盐渗制备及应用研究[D]. 陈红霞. 西安建筑科技大学, 2020(01)
- [2]热喷涂涂层反应改性机理及其组织、性能的研究[D]. 贾倩倩. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [3]粉末冶金钼棒制备工艺及其表面硅化改性研究[D]. 何浩然. 重庆理工大学, 2020(08)
- [4]蓝宝石晶须强韧化TiAl基复合材料的制备、组织与性能[D]. 谢嘉琪. 河北工业大学, 2019
- [5]超重力条件下钛渣铝热还原制备钛铝基多元合金工艺研究[D]. 黄栋. 西华大学, 2019(02)
- [6]Al-Cu-Si基储热合金抗氧化性、容器兼容性及传热特性研究[D]. 陈桢干. 西南交通大学, 2019(03)
- [7]等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究[D]. 项娟. 上海交通大学, 2019(06)
- [8]铀硅化合物制备与表面氧化行为研究[D]. 闫婷文. 中国工程物理研究院, 2019(01)
- [9]TiAl合金中的氧扩散及恒温氧化研究现状[J]. 赵瑞峰,吴泽恩,吴珺,张铁邦,李金山. 宇航材料工艺, 2017(03)
- [10]钛合金激光表面Ti-Al-X多元合金化层的组织和性能[D]. 戴景杰. 山东大学, 2017(08)