一、铝含量对Fe-Al基金属间化合物相组成及相结构的影响（论文文献综述）
雷聪[1]（2021）在《双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究》文中研究说明金属陶瓷大多具有优异的力学性能、物理性能和化学性能,如高硬度、高强度、高弹性模量、耐腐蚀、耐磨损、良好的导电导热性,在诸如切削刀具、高速轴承、耐热涂层、耐磨部件、抗烧蚀材料等领域有着广泛的应用需求。然而,由于陶瓷相与金属相之间的润湿性通常较差,界面结合强度低,急冷急热环境下两相热失配以及受制于陶瓷相的较低韧性,使得金属陶瓷的应用受到很大限制。本研究的目的是探索制备一种新型的金属陶瓷,通过研究金属相与陶瓷相之间的界面润湿性与界面结合、设计材料的组织结构并探究合适的热处理工艺,提高金属陶瓷的综合性能,使其具有更高的应用价值。本论文首次探索以Ti粉和纳米乙炔炭黑为初始原料,通过原位无压烧结法制备非化学计量比的TiCx（x=0.5～0.7）多孔预制体,然后将金属Cu在无压条件下浸入多孔预制体的新技术路线,成功获得了具有双连续相结构的TiCx-Cu金属陶瓷;系统研究了TiCx的气孔率、晶粒尺寸与形貌、C与Ti的摩尔比等因素对TiCx-Cu金属陶瓷的微观结构和物相形态的影响;测试了所制备样品的强度、韧性、硬度和抗热震性能,分析了材料性能与其微观结构和物相组成之间的相关性;在此基础上,通过固溶处理使制备的TiCx-Cu金属陶瓷的断裂韧性和弯曲强度得到较大幅度的提高。论文取得的主要研究成果如下:（1）TiCx预制体的结构主要受造孔剂含量、烧结温度、保温时间和初始C与Ti的摩尔比等因素的影响。以造孔剂含量为唯一变量时,预制体TiC0.5的气孔率与造孔剂的添加量呈线性正比关系;造孔剂含量为定值时,随着烧结温度的升高及保温时间的延长,TiC0.5预制体的晶粒通过互相吞并而逐渐长大,预制体收缩,气孔率降低;随着C与Ti的初始摩尔比从0.5升高至0.7,预制体TiCx的x值从0.57升高至0.69,增加C含量会阻碍了TiCx晶粒的长大以及预制体的收缩,导致预制体晶粒尺寸减小,气孔率增大。（2）采用无压浸渗工艺制备了系列不同金属含量、不同化学计量比的双连续相TiCx-Cu金属陶瓷。结果表明,Cu与TiCx之间为反应型润湿,两相的界面结合牢固;在浸渗过程中,TiCx与Cu发生化学反应生成Cu4Ti新相,诱导Cu进入到TiCx晶粒内形成一种独特的根须状结构,同时,不同x值的TiCx（x=0.5,0.6,0.7）预制体浸渗Cu后,由于TiCx中的Ti原子逸出并与Cu发生反应,使得TiCx-Cu金属陶瓷中存留的TiCx的x值均趋于0.76。（3）由于特殊的双连续相结构和良好的两相界面结合,所制备的TiCx-Cu金属陶瓷表现出较高的强韧性。其中,TiC0.5-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为801±42MPa,断裂韧性为10.9±1.1 MPa·m1/2,而TiC0.7-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为1091±59 MPa,断裂韧性为14.8±0.6 MPa·m1/2。材料断口形貌表现为金属相的延性断裂、陶瓷晶粒的穿晶断裂、晶粒内部的金属根须拔出三种混合模式。裂纹扩展过程中发生的偏转、桥接、分叉和金属相拔出等机制显着增大了材料的断裂能,因而提高了材料的弯曲强度和断裂韧性。（4）对TiC0.5-Cu金属陶瓷在不同温度下进行了抗热震性能测试。结果表明,热震后材料的残余强度随热震温度的升高呈非单调改变。在热震温度低于800°C时,材料的残余强度随热震温度的升高而降低,经800°C热震后,其残余强度为535 MPa,比热震前降低了33.2%,但当热震温度升高到1000°C时,其残余强度反而比热震前升高了6.4%,达到852 MPa,而且经1000°C多次热震后其强仅略有降低。这种不同于一般材料的抗热震特性,可以归因于从1000°C高温急剧冷却所引起的金属相的晶粒细化,以及界面相的进一步适配性优化。（5）对制备的TiC0.5-Cu、TiC0.6-Cu和TiC0.7-Cu金属陶瓷进行固溶处理,探讨了固溶温度和时间对材料强度和韧性的影响。结果表明,固溶处理可显着提高材料的断裂韧性,同时对弯曲强度也有不同程度的改善,但是,对不同x值的金属陶瓷来说,其最佳的固溶温度和时间有所不同,对性能的改善程度也不一样。TiC0.5-Cu在925°C保温60 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了32.1%和16.7%,达到14.4±0.5 MPa·m1/2和935±35 MPa;TiC0.6-Cu在925°C保温30 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了15.6%和6.2%,达到16.3±0.6MPa·m1/2和963±23 MPa;TiC0.7-Cu在925°C保温10 min固溶处理后,断裂韧性和弯曲强度分别提高了11.5%和4.9%,达到16.6±0.8MPa·m1/2和1145±84 MPa。TiCx-Cu金属陶瓷强韧化提高主要归因于固溶处理使金属相晶粒显着细化以及金属相的固溶强化。
黄永安[2]（2021）在《多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用》文中认为金属多孔材料耐酸碱腐蚀和抗高温氧化性差,陶瓷多孔材料脆性大。金属间化合物兼具金属和陶瓷之优点。Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2（简称MSB）金属间化合物具有超高熔点、良好高温强度和蠕变抗力、优异抗高温氧化和耐酸碱腐蚀性能,近些年作为高温结构材料受到广泛关注。作为多孔材料,目前尚无报道。为实现多孔MSB金属间化合物不同孔隙率、孔结构的全方位可调控制备以满足不同应用场合的需求,本文采用常压烧结、SPS+HT（放电等离子烧结+均匀化处理）原位反应合成制备多孔MSB,研究了制备工艺及其参数与孔隙率、孔形貌、孔径和比表面积等孔特征的关系规律;揭示了不同工艺造孔机制、升温速率对孔结构演变的作用机制、梯度孔结构的形成机制,实现了多孔MSB的全方位可调控制备;研究了孔特征对力学和高温氧化行为的影响规律;以三维增强体为应用对象,利用无压熔渗法成功制备出高致密度MSB/Cu三维网络复合材料,并对其组织结构和力学性能进行了表征。取得了以下创新性成果:（1）采用常压烧结,以Mo、Si、B元素粉末固-固扩散原位反应合成了多孔MSB金属间化合物。随温度升高,1000～1200℃通过固-固反应形成MSB骨架,1200～1500℃孔形貌由颗粒堆积态向三维网状转变。随时间延长和压制压力增大,孔隙率、孔径和比表面积都减小。通过调整烧结时间（1～4 h）、压制压力（50～650 MPa）,总孔隙率、孔径和比表面积分别在52.3～65.3%、1.80～2.48 μm、0.183～0.263 m2/g范围内实现任意可调,而相组成不变、孔形貌微调。孔隙来源于生坯间隙、热膨胀和物相体积差三方面,不同于传统的粉末冶金造孔机制,Kirkendall造孔效应不显着,开孔隙率最大时它们的贡献比分别为52.7%、30.9%和16.4%。以NH4HCO3为造孔剂制备出双孔结构的MSB。随造孔剂体积含量在0～60%范围提高,造孔剂产生的大孔体积占比从2.3%增至69.4%,孔隙率显着增大,比表面积减小;随造孔剂粒度在48～230μm范围增大,大孔尺寸显着增大,而小孔和大孔体积占比不变,分别约为40%和60%,孔隙率略微增大,比表面积略有减小。（2）利用SPS+HT成功以Mo、Si、B元素粉原位反应合成了孔隙率、孔结构大范围可调的多孔MSB金属间化合物。SPS相形成以固-液反应为主,随后通过高温固相扩散最终获得Mo3Si、Mo5Si3和Mo5SiB2三相为骨架的多孔结构;HT不改变孔隙率的前提下调整了孔形貌。通过调整SPS温度（1250～1700℃）、压力（3～30 MPa）和升温速率（50～250℃/min）,SPS+HT多孔MSB的总孔隙率、平均孔径、骨架平均尺寸、比表面积等主要孔特征分别在19.9～65.0%、0.91～16.20 μm、3.15～25.15 μm、0.034～0.225 m2/g 范围内实现任意可调。升温速率是决定SPS反应合成多孔MSB孔结构演变的关键因素,当升温速率较慢,通过粉末机械咬合、固-液反应、高温扩散演变获得小尺寸多孔结构;当升温速率较快,通过熔化-重组演变机制获得大尺寸多孔结构,打破了传统的多孔材料孔结构尺寸对原料粉末粒度的依存关系。（3）通过调整SPS生坯中的粉末粒度和预压压力分布,获得非连续梯度多孔MSB金属间化合物。随粉末粒度降低,区间孔隙率、孔径、骨架尺寸均减小;随预压压力增大,区间孔隙率、孔径减小,而骨架尺寸增大。结合生坯中孔隙率连续梯度特征与合适的SPS温度、压力,制备出孔结构轴向对称的连续梯度多孔MSB,解决了连续梯度多孔材料形状受限、孔径和孔隙率梯度范围小等问题。随升温速率增大,沿梯度方向相组成和孔隙率保持恒定,而孔隙和骨架尺寸增加,梯度范围增大;随压力增大梯度孔结构并非单调变化,沿梯度方向孔隙率逐渐减小,孔径先增大后减小,骨架尺寸逐渐增大,梯度范围减小。多孔MSB形成非连续梯度孔结构的机制是保留生坯中的非连续梯度孔特征,形成连续梯度孔结构则是利用熔化-重组机制扩大生坯中的连续梯度孔特征。（4）SPS+HT多孔MSB金属间化合物室温压缩强度随孔隙率、孔径、孔径梯度增大而单调降低,随孔形貌因子J增大而提高。压缩断口类型为穿晶解理,断口多在烧结颈最小截面位置处形成。当孔隙率大于53.0%,室温压缩应力-应变曲线分为弹性变形阶段、“屈服”阶段和断裂失效阶段。多孔MSB的高温氧化行为取决于氧化膜的成分和粘度。1000℃,发生整体性的氧化,多孔MSB最终氧化为SiO2和MoO2为主的闭孔氧化物;1300℃,氧化局限于样品的表层,氧化层由表及里依次以SiO2、MoO2和Mo为主,基体的多孔结构保持完整。（5）以多孔MSB金属间化合物为增强体、无压熔渗制备的MSB/Cu三维网络复合材料致密度超过99%,熔渗后MSB的相组成与三维网络结构不变,MSB和Cu形成以机械咬合方式结合的相互缠绕三维网络结构。随增强体的孔隙率从29.8%提高至60.2%,MSB/Cu三维网络复合材料的室温硬度从536 HV1降至200 HV1,压缩强度从1246 MPa降至908 MPa,抗弯强度先增至501 MPa再略微降低。
焦欣洋[3]（2021）在《高孔隙率多孔TiAl3金属间化合物的形成机制、组织结构与性能研究》文中进行了进一步梳理Ti-Al体系金属间化合物具有低密度、高强度、耐腐蚀和耐磨损性能等优点,目前成为了研究较多的一类新型轻质高温结构材料。由于烧结过程中易形成孔隙分布均匀且可控的孔结构,制备的多孔Ti-Al材料表现出优异的抗氧化和抗酸/碱腐蚀性能,能够作为一种潜在的过滤、分离和净化材料。本文以Ti/TiH2和Al粉末为原料,采用反应烧结制备了多孔TiAl3金属间化合物,利用TG-DSC、温度-时间曲线、可视图像分析了压坯在整个烧结过程中的燃烧行为和宏观形貌变化,利用XRD、SEM、EPMA、TEM等手段研究了烧结坯的相组成和孔结构变化,计算了低温烧结生成TiAl3的扩散反应系数和扩散激活能,分析了低温扩散反应和高温界面反应机制,进一步探索了化合物的形成机制和孔隙演变机理。最后研究了多孔烧结坯的抗压强度和高温抗氧化性能的影响因素。通过Ti-75 at.%Al元素粉末的混料和压制,热爆合成了多孔TiAl3烧结坯并对其进行高温均匀化处理。压入试样表面的银丝消失和NaCl颗粒熔化的现象表明,Ti-75 at.%Al粉末压坯在烧结过程中发生了明显的热爆反应,同时放出大量热量,使试样温度在短时间内显着而快速地提高至燃烧温度。整个烧结过程可分为未反应区、预燃烧反应区、平台区、热爆区和快速冷却区。试样是瞬间且整体被点燃并完成整个燃烧反应,随后快速冷却至炉温。热爆反应后试样的体积膨胀率和开孔隙率分别为77.1%和56.3%,孔隙分布均匀;经过高温均匀化后,产物颗粒长大并且形成了明显的烧结颈,孔隙率下降至51.0%,保证了多孔TiAl3材料丰富的孔结构和良好的力学性能。研究了烧结气氛和升温速率等因素对合成多孔TiAl3金属间化合物燃烧行为、宏观形貌、体积膨胀和孔结构的影响规律。结果表明:试样在氩气气氛烧结时出现严重的开裂和变形现象,随升温速率由1℃/min提高至15℃/min,烧结坯中的氧含量从5.83 wt.%下降至2.43 wt.%;当在真空气氛中烧结时,试样能够保持完整的外形且最高的氧含量仅为1.12 wt.%。从热爆曲线、可视图像和热力学数据知,在1℃/min的升温速率下,试样发生了多步的扩散反应,产物颗粒长大成连续的骨架结构,体积膨胀率和孔隙率最大,分别为129.7%和67.2%。当升温速率从2℃/min增至15℃/min时,参与到热爆反应中的液相Al含量提高,因而放热量更高,试样的燃烧温度从698℃提高至1169℃,DSC中放热量从533 J·g-1增至1303 J·g-1,开孔隙率从49.8%增至56.6%,透气度从84 m3/h·k Pa·m2增至182 m3/h·k Pa·m2,颗粒间孔隙的平均尺寸在19-30μm之间。采用热爆和添加造孔剂相结合的方法有效提高了最终烧结坯的开孔隙率。结果表明:当尿素造孔剂颗粒的体积含量从0 vol.%增至60 vol.%时,粉末压坯的燃烧温度从1139℃下降至997℃,相组成仍为纯TiAl3相。同时,以TiH2粉末代替Ti粉时,TiH2-3Al粉末压坯中的TiH2在550℃保温阶段发生了分解反应,产生活性更高的Ti原子,放热反应更加明显,最高燃烧温度为1193℃,最高孔隙率达81.4%。最终孔结构由造孔剂颗粒留下的大孔隙及产物颗粒之间的小孔隙组成。另外,成功制备出具有三层和五层梯度对称孔结构的多孔TiAl3材料,层与层之间结合紧密,孔隙率均在70%以上。探索了烧结温度和保温时间对反应行为和组织结构的影响。当分别在600℃,650℃和670℃保温一定时间时,Ti-75 at.%Al粉末压坯的反应过程可归结为:扩散反应、扩散控制的平缓的热爆反应和液相诱发的剧烈的热爆反应。低温下扩散反应生成TiAl3扩散层的厚度随烧结温度的提高和保温时间的延长而增加,计算了由扩散控制的生长激活能为161.5 k J/mol;当试样温度达到Al熔点时,液态Al的出现诱发固-液界面反应,使反应层厚度呈直线规律生长。Ti-75 at.%Al粉末压坯在反应烧结过程中的孔隙演变过程为:生坯中粉末颗粒之间的间隙孔;当试样温度达到Al熔点之前时,固相Ti和固相Al颗粒之间的扩散反应在固相Al颗粒的位置处形成Kirkendall孔隙;一旦试样温度达到Al的熔点,液相Al便迅速地铺展在固相Ti颗粒的周围,在液态Al的位置处留下大量的孔隙;热爆反应结束后,因化合物的析出在产物颗粒之间形成大量的小孔隙;另外,造孔剂颗粒遗留下的原位大孔隙,可以极大地提高开孔隙率;当继续升高烧结温度时（>1000℃）,试样内部的一部分孔隙随着高温均匀化烧结而发生闭合,开孔隙率有所下降。研究了多孔TiAl3材料的抗压强度和高温抗氧化性能。结果表明:多孔TiAl3烧结坯的抗压强度随着孔隙度的增加而下降,表现出脆性断裂的特征;同样地,多孔试样的高温抗氧化性能也随着孔隙率的提高而降低,在氧化初期的12 h内增重量较高,呈直线增长规律,随着氧化时间延长至120 h时,氧化程度逐渐趋于平稳,遵循抛物线增长规律;多孔TiAl3材料的高温抗氧化性能显着优于常用多孔金属Ni、多孔Ti和多孔不锈钢材料;由于热爆法合成的Al基多孔金属间化合物孔径分布均匀,孔隙率和孔形貌可控,同时氧化过程中易在骨架周围形成致密的Al2O3层,使其在固-气和固-液过滤分离领域的应用前景广泛,具有在未来工业上大规模生产和使用的可行性。
潘洪洋[4]（2021）在《铁基金属/金属间化合物微叠层复合材料的内生增韧》文中研究指明金属间化合物微叠层复合材料（简称MIL复合材料）是科学家们依据仿生学原理,模拟自然界中贝壳的结构,将异种金属交替叠加,通过热压扩散等不同方法获得的新型层状复合材料。目前在铁铝体系、钛铝体系、金属与陶瓷体系以及针对于不同体系的叠层材料进行韧化的研究较为广泛,尤其是针对金属基叠层材料通过增加纤维束,陶瓷颗粒,等外生增韧的方式研究较多,但通过内生增韧方法改变相组成的方式来提高叠层材料的综合力学性能的研究相对较少。实验首先将预处理后的纯铁箔与纯铝箔交替堆叠放置热压炉中,在共晶反应条件下采用热压扩散的方法制备铁基金属间化合物,然后在已形成的Fe/Fe2Al5微叠层复合材料的基础上在一次实验内分别通过长时间低温退火、高温反应以及放电等离子烧结（SPS）三种方法进行三种实验。最后分别对三种方法得到的叠层材料进行X射线能谱（EDS）和背散射电子衍射（EBSD）以及X射线光谱（XRD）分析微观组织结构,同时进行显微硬度测试并分析B2结构对降低界面应力集中的效果,研究结果如下。（1）纯铁/纯铝热压扩散反应后,生成Fe/Fe2Al5 MIL复合材料。通过显微硬度测试分析,金属与金属间化合物存在较大的硬度梯度,在界面处并没有其他金属间化合物作为缓冲。这种材料在满足叠层材料设计要求的同时也增加的界面的应力集中,在施加压应力时容易产生失效分层。（2）在形成Fe/Fe2Al5叠层材料后进行长时间低温退火。在退火过程中,剩余的Fe将与Fe2Al5相互扩散,形成铁的固溶体的同时也将产生较少的FeAl新相。通过显微硬度测试,固溶体与新相的硬度在铁与Fe2Al5之间,能够满足降低Fe/Fe2Al5界面硬度梯度的要求。但由于温度相对较低扩散的速度较慢形成的固溶体与FeAl金属间化合物相对较少。（3）将Fe/Fe2Al5MIL复合材料进行高温退火。反应结束后发现,在高温条件下Fe与Fe2Al5中铝原子相互扩散形成了FeAl相与FeAl2相。同时由于二维扩散转变成三维扩散导致舌状形貌消失,在舌状形貌前端处形成氧化孔洞。EDS面扫描发现有氧元素存在是由于预处理箔片不可避免的氧化及反应温度升高导致的。（4）采用快速等离子烧结方法,待反应结束后发现中间线的附近处孔洞降低。EDS、EBSD、XRD测试发现,FeAl相增加,Fe与Fe2Al5互扩先形成FeAl2然后在形成FeAl相。由于反应时间较短剩一部分未反应完全的FeAl2与Fe2Al5残留在中间线附近处。硬度压痕试验表明SPS工艺方法不仅能够有效的缓解界面的应力集中同时能够降低柯肯达尔孔洞现象。（5）对三种不同工艺方法获得B2结构的样品进行准静态压缩实验。研究结果发现,长时间低温退火虽然出现了B2结构但是很薄韧性较低,出现了脆性断口,而高温退火和SPS方法后的样件出现了韧性的断口和韧性断裂台阶,而且SPS反应后的样品由于B2层相对较厚韧性断裂并没有完全贯穿样品。
赵飒[5]（2020）在《无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究》文中认为无机多孔材料中,金属多孔材料具有较差的抗高温氧化和抗腐蚀性能,陶瓷多孔材料脆性大难加工,而多孔TiAl基复合材料由于其优异的性能,具有广阔的应用前景。本课题以球形、不规则松装Ti粉和Al-12Si合金为原料,采用工艺过程简单、成本相对低廉的一种新型制备方法真空无压反应浸渗法制备出以TiAl基复合材料为骨架,具有蜂窝状连通孔结构的新型多孔材料。研究了反应温度和反应时间对多孔材料孔结构的影响,确定了最佳的无压反应浸渗工艺,然后分析了钛粉形状、Si含量和TiH2发泡剂含量对多孔材料孔隙率、孔径分布和微观组织结构的影响;探讨了多孔TiAl基复合材料烧结过程中反应造孔机制;研究了Ti5Si3增强相含量和钛粉形状对多孔TiAl基复合材料压缩性能的影响。反应浸渗温度越高,反应越完全,孔隙率越大,800℃无压浸渗所得多孔材料的孔隙率最大。随着保温时间的延长,材料孔隙数量逐渐增多,当保温时间超过2h后,孔隙率变化不明显,且反应浸渗完全,故选择800℃保温3h作为无压反应浸渗的最佳工艺。球形钛粉和不规则钛粉所制备的多孔材料经片层化处理后物相组成均为TiAl、Ti3Al和Ti5Si3,与球形Ti粉制备出的多孔材料相比,不规则Ti粉制备出的材料孔隙率更高,总孔隙率达到72.26%,球形Ti粉仅为54.67%,二者的开孔隙率占总孔隙率的百分比均在70%以上。片层化处理之后,不规则Ti粉完全片层化,而球形Ti粉部分片层化。在选用TiH2作为发泡剂制备出的多孔TiAl基复合材料中,不含TiH2发泡剂制备所得多孔材料孔隙率最高,随TiH2含量增加,材料的孔隙率先减少后增加。Ti5Si3增强相体积分数分别为1.2vol.%、3.5vol.%和6.9vol.%的多孔TiAl基复合材料的孔隙率随Si含量的变化差异不大,说明多孔TiAl基复合材料的孔隙率与Ti5Si3增强相的含量无关。多孔TiAl基复合材料的反应造孔机制为:以原始Ti颗粒为骨架的通孔材料作为预制体,Al-Si合金熔化后无压浸渗到多孔钛预制体中,与Ti反应在钛颗粒表面生成了疏松的TiAl3薄层,同时Al-Si合金液在毛细管力作用下渗入疏松的Ti A3层将其破坏形成蜂窝状TiAl3,并且铝液继续向钛粉内扩散形成致密的TiAl3,直至铝液完全消耗完,此时中心还有未反应的钛颗粒。Al液消失处形成孔隙,且多为通孔。铝液耗尽后,只剩Ti和TiAl3,它们继续反应生成最终产物,心部为Ti3Al,接着是致密的TiAl,表层为蜂窝状的TiAl,同时在致密的TiAl边缘析出了Ti5Si3颗粒,所以在原来钛粉骨架处形成了Ti5Si3/TiAl的骨架,即在反应合成TiAl基复合材料的同时又进行造孔。最终形成的材料以复合材料为骨架,孔隙为连通的孔隙和蜂窝状孔。在准静态压缩过程中:多孔TiAl基复合材料的压缩应力-应变曲线分为三个区域:弹性区、平台区和致密化区。随着Ti5Si3体积分数的增加,多孔材料的屈服强度先增加后减小。当Ti5Si3体积分数为3.5vol.%时,多孔材料的抗压强度最大,为110 Mpa。平台区的应力-应变曲线并不是光滑的,而是出现锯齿状的波动,而且Ti5Si3体积分数为3.5vol.%时波动最大,表现为典型的脆性断裂特征。同等质量的不规则Ti粉制备的多孔TiAl基复合材料,孔隙度高于球形Ti粉制备的多孔材料,而且抗压强度远远高于球形Ti粉的抗压强度。
殷宪铼[6]（2020）在《TiAl合金GTA增材制造工艺及组织性能研究》文中进行了进一步梳理TiAl合金由于其密度低、高温强度好、高温抗蠕变以及抗氧化性能优良,在800℃～900℃的温度区间有望取代镍基超高温合金,广泛应用于航空航天领域。但其室温塑性低,常规的热加工方法生产较为困难,而采用GTA电弧增材方式制备TiAl合金不仅生产周期短、生产成本低,而且原材料利用率高,对于结构复杂的TiAl合金有着巨大的制备优势。因此本文将分别送进TC4焊丝与ER1100焊丝,利用GTA电弧增材技术制备TiAl合金,对GTA增材制造工艺进行优化,解决增材过程中的裂纹以及双丝反应不均匀问题;研究沉积态TiAl合金不同区域的组织与性能;探讨Al含量以及基板预热温度对显微组织与力学性能的影响规律。首先研究了工艺参数对于TiAl合金单道熔覆层成型以及熔滴过渡形式的影响规律,解决了沉积过程中的裂纹与混合不均匀问题。以单道熔覆层成型为标准,确定了最优沉积参数:TA2基板、异侧送丝、焊接电流120A、沉积速度100mm/min。随着电弧高度的增加、送丝速度的减小,熔滴过渡形式从液桥过渡趋向于滴状过渡以及排斥过渡。加入V元素后,TiAl合金横截面上元素以及硬度的分布更加均匀。Al的原子含量控制在45%～50%之间,基本预热温度达到400℃以上,沉积件的表面与内部均无明显裂纹的存在。研究（48%Al）TiAl合金不同区域的显微组织与力学性能。顶部区域为细小枝晶组织,枝晶臂为（α2+γ）L片层,枝晶间为L-液态偏析;中部区域条纹特征,层带区域为全层片组织,层带间区域为柱状晶特征;底部区域为粗大的（α2+γ）L层片团和α2相。从顶部到底部:γ相越来越少、α2相含量越来越多;平均晶粒尺寸由90um增加至450um,晶粒的取向变化不大;大角晶界体积分数由84.6%降至56.6%;抗压强度越来越高,压缩塑性越来越低。硬度方面为顶部区域与底部区域硬度值偏高,中部区域硬度值次之,机械混合区域硬度值最低。研究了Al含量对于TiAl合金不同区域的微观组织和力学性能的影响规律。组织方面以中部区域为例,随着Al含量的增多,由单一的α2相组织变为全层片组织;层片团晶界处开始析出块状的γm相,最后转变为双态组织。随着Al含量从40%增加到55%:γ相的百分含量逐渐增加,α2相的百分含量逐渐减少,B2相的含量略微增加;平均晶粒尺寸先减少后增加;大角晶界的体积分数从72.9%增加到82.3%。力学性能方面:50%Al的TiAl合金抗压强度与压缩率最高,分别为1762MPa和26.1%;而铝含量为45%时TiAl合金压缩强度仅为1173MPa、压缩率仅为10.5%。最后研究了基板预热温度对TiAl合金不同区域的组织、相含量分布、晶粒大小、晶界角、显微硬度、压缩性能的的影响规律。结果表明随着基板预热温度从200℃增加至450℃:组织组成上差别不大,枝晶臂与枝晶间的元素偏析程度减少,横截面上的平均铝原子含量从45.4%降至44.2%;γ相的含量从82.3%增加至84.6%,α2相的含量从16.0%降至13.0%,B2相的含量从1.7%增加至2.4%;大角晶界的体积分数逐渐降低,平均晶粒尺寸逐渐升高;显微硬度方面变化不大,从458 HV0.2略微降至450 HV0.2;压缩性能方面变化较大,抗压强度从1470 MPa增加到1779 MPa,压缩率从19.4%增加至26.5%。
李彦洲[7]（2020）在《铝合金表面激光沉积AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层研究》文中研究指明表面改性是提升铝合金零件表面耐磨和耐腐蚀性能的主要手段,激光沉积是一种用于制备性能优异涂层的重要改性技术。但传统涂层材料,如铁基、镍基和钴基等合金,相对于铝合金具有较高熔点,且此合金系统与铝元素（Al）具有较负的混合焓,导致在激光沉积过程中,基材中Al会上浮至熔池,与上述材料反应后易生成硬脆金属间化合物。硬脆相出现会严重影响涂层成形质量和使用性能。因此,铝合金表面制备性能优异涂层一直是激光沉积领域的技术难题。针对这一问题,提出以高熵合金这一新兴材料作为涂层,以抑制由基材稀释行为引起的硬脆相产生为出发点,基于对工艺与成分优化及其性能调控机理的探索,研究在铝合金表面直接激光沉积制备耐磨耐腐蚀性涂层技术。主要研究结果如下:（1）基于对合金体系的混合熵、混合焓和原子半径差等相结构判定参数的计算,设计了适用于铝基表面改性的AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层成分。在连续激光沉积试验中发现,采用Φ=1.2 mm光斑直径进行激光沉积可减少涂层开裂倾向。结合信噪比分析和逼近理想值法对涂层的稀释率和接触角优化,响应的最优值贴近度可由0.5389增加到0.5647。涂层生成了FCC1+FCC2+BCC简单相结构,未生成复杂相结构金属间化合物。涂层的平均硬度为509 HV0.2,但结合强度仅为100.4 MPa。（2）为改善涂层与基材结合质量,采用脉冲激光模式,通过调整占空比和脉冲频率对涂层凝固行为和组织结构进行调控。在激光功率为1850 W、脉冲频率50 Hz、占空比70%、扫描速度120 mm/min、送粉率5.6 g/min条件下制备的涂层呈现FCC1相结构,底部和中部枝晶组织细化。涂层结合强度为171.9 MPa,相比连续激光条件下提高了31.3%。在上述工艺条件下,基于有限元模拟和高速摄像分析,揭示了脉冲频率对涂层表面成形质量的影响机理。当频率小于30 Hz时,由于各单位脉冲激光下形成的熔池以固液界面形式搭接,较高的温度梯度使熔池冷却时内部会产生极大拉应力,导致涂层易产生裂纹;当频率大于50 Hz时,熔池过低的平均温度使其难以在基材表面润湿铺展,涂层易形成叠高且两侧出现沾粉和球化。频率在30 Hz和50 Hz之间,能够同时保证熔池具有合理的温度梯度和良好润湿铺展性,形成具有优异几何形貌和成形质量的涂层。（3）为提升涂层耐磨和耐腐蚀性,基于高熵合金物相调控机制,研究了AlCrFeCoNiCu系高熵合金中主组分占比对涂层组织与性能的影响。当Al原子比小于0.5时,涂层以FCC1为主相;随着Al含量升高,涂层转变为BCC1+BCC2+FCC1相;当Al原子比大于1时,涂层出现FCC2相,FCC1相消失。BCC相可有效阻碍微凸体对涂层的微切入和微剪切,因此涂层耐磨性随Al增多而增强,磨损机制由分层断裂和黏着磨损转变为磨粒磨损和黏着磨损。但当Al含量提高至1.8时,涂层在磨损过程中发生脆性脱落使其耐磨性降低。在3.5%NaCl溶液中,涂层耐腐蚀性随Al含量增加先增大后减小,富铜FCC1相为易腐蚀相,Al0.8CrFeCoNiCu涂层耐腐蚀性最优。AlxCrFeCoNiCu高熵合金柯西压力和Paugh比的计算结果表明,Al原子比超过1时合金演变为脆性材料;体积模值、切变模值和杨氏模量计算结果表明,Al含量增多会提高合金的强度。综合上述试验与分析,Al0.8CrFeCoNiCu性能较为均衡,原子比0.8为优化的Al含量。（4）为进一步提高涂层耐腐蚀性能,对Cu含量进行了优化。Cu含量增多能促进涂层FCC1相形成,减少涂层裂纹敏感性,但也降低了其耐腐蚀性。适当降低Cu含量可减小其在晶间偏析程度,促使涂层腐蚀行为由Cu偏析引起的局部晶间腐蚀转变为由Al活性溶解引起的局部点蚀。Cu原子比在0.5时既可改善涂层韧性,又可兼具较好的耐腐蚀性。（5）为进一步调控高熵合金涂层综合性能,对添加不同含量Ti、Si、B的AlCrFeCoNiCu系高熵合金进行了研究。少量添加Ti元素未明显提升涂层力学和耐腐蚀性能,而当Ti添加量大于0.5原子比时,涂层会形成Laves相,可明显提高涂层硬度,但也降低了其耐腐蚀性。由于在快速冷却条件下,过冷熔体中金属间化合物相孕育时间高于固溶体相,因此相比于出现Cr3Si相的铸态Al0.8CrFeCoNiCu0.5Si0.5高熵合金,沉积态Al0.8CrFeCoNiCu0.5Si0.5高熵合金仅呈现简单相结构。Si可促进涂层共晶组织形成,B可引起硼化物产生,适当增加Si和B含量可改善涂层耐磨性能。但由第二相硼化物引起的微区电偶效应和破坏钝化膜连续性行为,导致B元素添加反而降低了涂层耐腐蚀性。在满足涂层与基材具有良好结合质量的前提下,Al0.8CrFeCoNiCu0.5Si0.3高熵合金具有最优的硬度、耐磨和耐腐蚀性,可作为铝合金表面激光沉积改性的最优涂层成分。
黄旭[8]（2020）在《Si含量对缆索用高强钢丝镀层组织性能的影响及Zn-Al-Mg复合镀层研究》文中进行了进一步梳理随着桥梁科技和建设的飞速发展,对桥梁缆索用钢丝的综合性能要求越来越高。本文在参阅大量国内外相关文献的基础上,针对传统热镀锌铝层不能满足现代桥梁对钢丝抗拉强度和耐蚀性要求的问题,研究了钢丝基体中Si含量对热镀锌铝合金层微观组织结构的影响,在此基础上研究了镀液中添加不同的Si含量对合金层微观结构及性能的影响。此外为了进一步提高钢丝的性能,本文采用双镀法分别制备了Zn/Zn-Al-Mg和ZnAl/Zn-Al-Mg两种复合镀层,并分析了复合镀层的微观组织结构和性能,为桥梁缆索用钢丝的工业应用提供参考。通过扫描电镜研究不同Si含量钢丝基体表面合金镀层的微观组织和结构,实验发现镀层中Fe-Al相层的厚度随Si含量的升高而减少,富Zn和共晶相层厚度增加,Fe-Al相层由一开始的Fe2Al5-Fe Al3双相结构变为Fe Al3单相结构。Si含量为0.91%的钢丝镀层拥有更好的耐蚀性能,但是其与基体结合力较差,在缠绕试验时,表面会出现起皮开裂现象。钢丝中Si含量过高,虽然耐蚀性能更好,但会导致镀层与基体结合力差,因此选用0.24%Si含量的钢丝做为后面热浸镀实验的基体。通过在镀液中添加Si来弥补钢丝中Si含量低导致的耐蚀性的损失。实验发现,在镀液中添加Si元素后,钢丝整体的抗拉强度没有显着的降低,合金镀层横截面的微观组织结构发生了改变,在镀层中出现很多粗大的富Al颗粒,且有Si元素分布在富Al黑块中,易与Al形成具有良好耐蚀性的Al Si固溶体。铜加速盐雾试验发现,Si元素的添加可以提高合金镀层钢丝的电化学性能和耐蚀性能,但是Si元素的添加并不能改变腐蚀产物的类型,而是通过影响各种腐蚀产物的相对含量来提高其耐蚀性能的;结合电化学测试分析可知,添加0.1%Si元素的镀层表现出更好的耐蚀性能,其耐蚀性是传统Zn-5Al合金镀层的1.5倍。在采用双镀法制备Zn/Zn-Al-Mg和ZnAl/Zn-Al-Mg复合镀层的研究中发现,Mg元素的添加会提升合金镀层的质量和均匀性,镀层的外层会形成Zn/Al/Mg Zn2三元共晶体,使得镀层组织得到细化,两种复合镀层的抗拉性能有5～10MPa的提升。此外,两种复合镀层腐蚀后表面都会有致密均匀的腐蚀产物覆盖在表面,阻止了腐蚀进一步发生。由于ZnAl/Zn-Al-Mg合金镀层的Zn-Al合金层含Al量较高,所以表现出更好的耐蚀性能,其耐蚀性是传统Zn-5Al合金镀层的2.5倍。但是ZnAl/Zn-Al-Mg合金镀层的Fe-Al相层比较薄且不连续,在缠绕实验中其表面会出现起皮现象。
胡立[9]（2019）在《Fe-Al层表面α-Al2O3膜制备及氧化行为研究》文中研究指明聚变堆中,在钢结构表面制备阻氚涂层是实现大幅降低氚通过渗透进入或渗出结构部件、维持聚变堆氚燃料自持循环、降低氚对材料损伤及人员与环境的放射性危害等诸多不利因素的重要有效途径之一。由Fe-Al合金层作为过渡层、Al2O3膜作为外层而组成的Fe-Al/Al2O3阻氚涂层是中国、欧盟和印度公认的较优阻氚涂层之一。Al2O3膜是决定Fe-Al/Al2O3阻氚涂层最终服役行为的关键所在,然而大多研究形成的Al2O3膜为γ相,而非阻氚效果最好的α相,因而服役寿命短。热氧化作为Fe-Al/Al2O3阻氚涂层中Al2O3膜形成的关键步骤,但其制备工艺及机制尚不明确。因此,通过21-6-9不锈钢表面Fe-Al层在不同氧分压、氧化时间下的氧化行为及阻氘性能研究,获得了高性能α-Al2O3膜形成机制及工艺,为Fe-Al/Al2O3阻氚涂层工艺调控提供了指导,丰富了 Fe-Al合金抗氧化腐蚀领域研究成果。论文主要成果有:（1）采用“电镀-热处理”法在21-6-9不锈钢表面形成了成分渐变、具有双层结构、冶金结合的Fe-Al层。Fe-Al层以FeAl2为主,其较高的铝含量有利于铝的选择性氧化,为后续氧化行为研究奠定了基础。（2）获得了不同氧分压下Fe-Al层的氧化膜相结构变化规律。在980℃、1h氧化时间下,氧分压为100 Pa～1 kPa时,Fe-Al层表面形成了结合牢固、致密、无孔洞的Al2O3膜;当氧分压过高（10kPa～20kPa）,发生过氧化,生成铁、铝混合氧化物膜;当在较低氧分压下（1Pa～100Pa）,则能够生成致密、无孔洞的γ-Al2O3膜,但其后期不易向α-Al2O3转变。（3）获得了不同氧化时间下Fe-Al层的氧化行为。在980℃、1kPa氧分压下,Fe-Al 层氧化动力学曲线具有典型的氧化动力学曲线特征,分为直线、混合和抛物线三个氧化阶段。在氧化直线阶段,Cr作为形核剂,参与氧化膜形成,表面Cr与Al同时氧化生成Cr2O3与Al2O3,之后在混合氧化阶段Al原子逐渐替代Cr原子形成（AlxCr（1-x））2O3,直到全部转化为y-Al2O3,随着氧化时间的增长,在抛物线氧化阶段γ相逐渐转变为α相。氧化180 min后,表面氧化膜由致密α-Al2O3相构成。（4）Fe-Al层氧化铝膜生长机制遵循岛状生长模型（Volmer-Webermodel）,即氧化初期以岛状原子团形式成核,之后原子团聚集横向生长铺满整个表面,最后在纵向缓慢生长,从而生成致密氧化膜。（5）获得了 Fe-Al/Al2O3阻氚涂层的阻氘渗透性能随氧化铝膜相结构的变化规律。在980℃、1 kPa氧分压下,随氧化时间增长,表面Al2O3膜的相结构由α+γ混合相转为α相,涂层氘渗透率降低因子（氘PRF）随之显着升高,在450～650℃下的氘PRF为2～3个数量级。
刘亚南[10]（2018）在《多孔FeAl基金属间化合物的制备及性能研究》文中指出Fe-Al金属间化合物具有低密度、低成本、良好的抗氧化性及抗硫化性等特点,但由于其室温脆性和高温强度不足的缺陷,阻碍了它作为结构材料的实用化进程。但是将Fe-Al的优异的抗氧化及抗硫化性能与多孔材料的功能特点结合起来制备出多孔FeAl材料,从而解决传统多孔金属材料抗氧化以及抗硫化性能差的缺点,为煤气化行业极端条件高温烟气过滤提供选择。本文首先采用热爆法制备了多孔FeAl材料,研究了热爆反应机理,相组成和孔结构等,并探讨了多孔材料的孔隙形成机理;揭示了动力学影响因素对Fe-Al体系热爆反应行为以及孔结构等的影响规律;在此基础上,对Fe-Al体系进行Cr合金化,研究Cr含量对体系热爆行为、物相组成以及孔结构的影响;随后,采用铝热辅助热爆法原位合成出多孔FeAl/Al2O3复合材料,研究Fe2O3含量对体系热爆行为、物相组成以及孔结构的影响;最后,探究了多孔FeAl材料与应用相关的力学性能,抗氧化以及抗硫化性能,为其进一步应用提供理论依据。通过Fe、Al元素粉末的热爆合成法,制备了多孔FeAl材料。结果表明:Fe-Al的热爆反应由Fe与Al的固态扩散反应引发,热爆反应在固-液界面进行,热爆温度达1073℃。热爆后,产物物相包含Fe2Al5、FeAl和Fe;高温均匀化后则得到单一的FeAl相。多孔FeAl材料的孔隙率达60%,孔分布均匀,平均孔径23μm。探讨了热爆法制备FeAl多孔材料的孔隙形成机制。孔隙形成主要包括四个阶段,即Fe-Al生坯的粉末颗粒之间因压制压力作用形成的细小的间隙孔;热爆反应前,Al向Fe扩散在Al颗粒处原位形成的Kirkendall孔隙;热爆反应过程中,熔融态的Al快速反应,在原Al颗粒处留下了大量的原位孔;在高温均匀化过程中,孔隙形貌进行微观的调整,最终形成高孔隙率的三维网状结构的多孔体。揭示了动力学影响因素对Fe-Al体系热爆反应行为以及孔结构的影响规律。研究表明:Al含量不仅影响TE反应行为,还影响物相的组成。Al含量从40at.%增加到60at.%时,体系的点燃温度从641℃减小到633℃、燃烧温度从948℃增大到1179℃,孔隙率与平均孔径分别为5362%,2125μm;当Al含量超过50at.%时,少量FeAl2生成;升温速率对热爆行为有一定的影响,当升温速率从1℃/min升到15℃/min时,点燃温度从655℃降到632℃,燃烧温度从856℃升到1121℃,产物均为单一FeAl相,孔隙率和平均孔径增加;粉末粒度对Fe-Al体系的热爆行为、微观结构和孔结构等有一定的影响。当Fe粉末粒度从100μm减小到5μm时,体系的点燃温度降低、燃烧温度增大,孔隙率与平均孔径明显减小,且Fe的粉末粒度影响物相的组成;当Al粉末粒度由38μm减小到5μm时,体系的点燃温度降低,燃烧温度增加,孔隙率与平均孔径减小。在Fe-40at.%Al金属间化合物成分基础上,进行铬（Cr）合金化,通过热爆合成法制备含Cr的FeAl多孔材料。结果表明:随着Cr含量的增加,体系热爆反应的点燃温度升高,燃烧温度降低;当Cr含量为20wt.%时,制备的FeAl多孔材料物相为固溶有Cr的单相FeAl;随Cr含量的增加,孔隙分布更加均匀,孔隙率提高了6%。以Fe、Al和Fe2O3粉末为原料,采用铝热辅助热爆法原位合成多孔FeAl/Al2O3复合材料。结果表明:Fe2O3的添加使Fe-Al-Fe2O3体系热爆反应的点燃温度以及燃烧温度均发生显着变化,即随着Fe2O3添加量的增多,热爆反应的点燃温度和燃烧温度均提高;在1100℃烧结后,产物由FeAl相及少量的Al2O3相组成,且Al2O3相含量随着Fe2O3的增加而增多;多孔材料的孔隙率52%61%,平均孔径在2732μm。探究了FeAl基多孔材料与应用相关的力学性能,抗氧化及抗硫化性能。结果表明:FeAl多孔材料的抗压强度与孔隙率的关系符合Knudsen经验公式,即抗压强度随孔隙率的增加而呈单调下降。当Al含量超过50at.%,抗压强度随着Al含量的增加而下降;多孔FeAl材料的高温氧化行为遵循抛物线规律。多孔FeAl材料的抗氧化性能显着优于常用的金属多孔材料316L不锈钢和Ni,其抗高温氧化性能由FeAl基的物相结构以及多孔体的孔结构特征共同作用;多孔FeAl材料在500℃SO2气氛下的硫化行为符合抛物线规律,其抗硫化性能显着优于常用的金属多孔材料316L不锈钢和Ni。随着Al含量的提高,材料的抗硫化性能随之提高;此外,对Cr合金化的FeAl材料进行抗氧化和抗硫化性能的研究。结果表明,Cr合金化后的FeAl材料的抗氧化以及抗硫化性能均有所提高。
二、铝含量对Fe-Al基金属间化合物相组成及相结构的影响（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、铝含量对Fe-Al基金属间化合物相组成及相结构的影响（论文提纲范文）
（1）双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.2 金属陶瓷的制备方法 |
| 1.2.3 金属陶瓷研究中面临的问题 |
| 1.3 TiC及其复合材料 |
| 1.3.1 TiC陶瓷 |
| 1.3.2 TiC与金属的润湿性研究 |
| 1.3.3 TiC-金属复合材料 |
| 1.4 双连续相金属-陶瓷复合材料 |
| 1.4.1 双连续相金属-陶瓷复合材料特点 |
| 1.4.2 双连续相复合材料制备方法 |
| 1.5 预制体的制备 |
| 1.6 本文的关键问题及研究思路 |
| 1.6.1 关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 1.7 本文的研究目标及内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 TiC_x多孔预制体的制备与分析 |
| 2.3.1 TiCx反应机理 |
| 2.3.2 TiC_(0.5)预制体气孔率的控制 |
| 2.3.3 TiC_(0.5)预制体结构的控制 |
| 2.3.4 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备 |
| 2.4 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备 |
| 2.5 物相和显微结构分析 |
| 2.6 材料性能 |
| 2.6.1 气孔率 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 弯曲强度 |
| 2.6.4 断裂韧性 |
| 2.6.5 抗热震性能 |
| 2.7 固溶处理工艺对材料性能的影响 |
| 第三章 多孔TiC_x预制体的制备及其微观结构分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳源的影响 |
| 3.3 造孔剂PVB添加量对预制体的影响 |
| 3.3.1 物相组成 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.4 烧结温度与保温时间对预制体的影响 |
| 3.5 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备与性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的组织结构及界面 |
| 4.2.1 组织结构 |
| 4.2.2 反应机理 |
| 4.2.3 界面分析 |
| 4.3 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的结构设计及调控 |
| 4.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的力学性能 |
| 4.4.1 力学性能 |
| 4.4.2 强韧化机理 |
| 4.5 预制体化学计量比对金属陶瓷微观结构及力学性能的影响 |
| 4.5.1 物相组成与微观结构 |
| 4.5.2 力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗热震性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 热震温度对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.2.1 微观结构 |
| 5.2.2 热震性能 |
| 5.3 热震环境对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗循环热震性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 固溶处理工艺对双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷结构与性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 固溶温度对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.3 固溶温度对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 固溶时间对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.5 固溶时间对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.6 固溶处理对材料强韧化机理分析 |
| 6.6.1 细晶强化效应 |
| 6.6.2 固溶强化效应 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 多孔材料概述 |
| 2.2 金属多孔材料 |
| 2.2.1 金属多孔材料的制备方法 |
| 2.2.2 金属多孔材料的造孔机制 |
| 2.2.3 金属多孔材料的应用 |
| 2.3 陶瓷多孔材料 |
| 2.3.1 陶瓷多孔材料的制备方法 |
| 2.3.2 陶瓷多孔材料的造孔机制 |
| 2.3.3 陶瓷多孔材料的应用 |
| 2.4 多孔金属间化合物研究现状 |
| 2.4.1 多孔Fe-Al金属间化合物 |
| 2.4.2 多孔Ni-Al金属间化合物 |
| 2.4.3 多孔Ti-Al金属间化合物 |
| 2.4.4 多孔Ti-Al-C金属间化合物 |
| 2.4.5 多孔Ti-Si-C金属间化合物 |
| 2.5 Mo-Si-B金属间化合物研究现状 |
| 2.5.1 制备技术 |
| 2.5.2 力学行为 |
| 2.5.3 高温氧化行为 |
| 2.6 研究意义与内容 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 实验材料与设备 |
| 3.2 技术路线与制备方法 |
| 3.3 组织结构与孔特征分析表征 |
| 3.3.1 相组成 |
| 3.3.2 组织形貌 |
| 3.3.3 孔隙率 |
| 3.3.4 孔径 |
| 3.3.5 骨架尺寸 |
| 3.3.6 比表面积 |
| 3.4 性能表征 |
| 3.4.1 渗透性 |
| 3.4.2 力学性能 |
| 3.4.3 高温氧化 |
| 4 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2金属间化合物的常压烧结制备 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 工艺参数对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.1 烧结温度对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.2 烧结时间对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.2.3 压制压力对组织结构与孔特征的影响 |
| 4.3 造孔机制分析 |
| 4.4 造孔剂对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 4.4.1 造孔剂对相组成的影响 |
| 4.4.2 造孔剂含量对孔特征的影响 |
| 4.4.3 造孔剂粒度对孔特征的影响 |
| 4.5 造孔剂对渗透性的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2金属间化合物的SPS+HT制备 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 SPS反应合成多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织演变规律 |
| 5.2.1 相形成规律 |
| 5.2.2 孔结构演变规律 |
| 5.3 HT对多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2组织结构与孔特征的影响 |
| 5.3.1 HT对相组成的影响 |
| 5.3.2 HT对孔特征的影响 |
| 5.4 SPS参数对SPS+HT多孔Mo_3Si-Mo_5Si_3-Mo_5SiB_2孔特征的影响 |
| 5.4.1 SPS温度对孔特征的影响 |
| 5.4.2 SPS压力对孔特征的影响 |
| 5.4.3 SPS升温速率对孔特征的影响 |
| 5.5 SPS造孔机制分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物的SPS制备 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 非连续梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2的制备 |
| 6.2.1 SPS预压压力对非连续梯度孔特征的影响 |
| 6.2.2 粉末粒度对非连续梯度孔特征的影响 |
| 6.2.3 非连续梯度孔结构演变机制 |
| 6.3 连续梯度多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2的制备 |
| 6.3.1 SPS升温速率对连续梯度孔特征的影响 |
| 6.3.2 SPS压力对连续梯度孔特征的影响 |
| 6.3.3 连续梯度孔结构演变机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 SPS+HT多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物的性能 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2室温压缩行为 |
| 7.2.1 孔隙率对压缩行为的影响 |
| 7.2.2 孔径对压缩行为的影响 |
| 7.2.3 孔形貌对压缩行为的影响 |
| 7.2.4 连续梯度孔结构对压缩行为的影响 |
| 7.3 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2高温氧化行为 |
| 7.3.1 1000℃氧化动力学 |
| 7.3.2 1000℃氧化机制分析 |
| 7.3.3 1300℃氧化动力学 |
| 7.3.4 1300℃氧化机制分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 多孔Mo_3Si-Mo_5Si_(3-)Mo_5SiB_2金属间化合物在复合材料中的应用案例 |
| 8.1 前言 |
| 8.2 MSB/Cu三维网络复合材料的相组成 |
| 8.3 MSB/Cu三维网络复合材料的组织形貌 |
| 8.4 MSB/Cu三维网络复合材料的室温力学行为 |
| 8.4.1 硬度 |
| 8.4.2 压缩行为 |
| 8.4.3 弯曲行为 |
| 8.5 本章小结 |
| 9 结论与创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）高孔隙率多孔TiAl3金属间化合物的形成机制、组织结构与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题依据 |
| 1.2 多孔材料的研究现状 |
| 1.3 多孔Ti-Al金属间化合物的研究进展 |
| 1.4 燃烧合成概述 |
| 1.5 研究内容 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 实验工艺路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 测温设备及可视化装置 |
| 2.5 表征方法 |
| 2.6 性能测试 |
| 3 多孔TiAl_3 金属间化合物的制备及孔隙演变机制 |
| 3.1 实验流程 |
| 3.2 燃烧合成行为分析 |
| 3.3 物相分析 |
| 3.4 膨胀行为分析 |
| 3.5 孔结构分析 |
| 3.6 孔隙形成机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 反应合成制备多孔TiAl_3金属间化合物的影响因素 |
| 4.1 升温速率对合成多孔TiAl_3金属间化合物的影响 |
| 4.2 造孔剂对制备高孔隙率多孔TiAl_3金属间化合物的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 多孔TiAl_3金属间化合物的反应过程及热爆/扩散反应机理研究 |
| 5.1 烧结温度对多孔TiAl_3金属间化合物反应行为和组织结构的影响 |
| 5.2 保温工艺对多孔TiAl_3金属间化合物反应行为和组织结构的影响 |
| 5.3 扩散/热爆反应动力学研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 多孔TiAl3 金属间化合物的性能研究 |
| 6.1 多孔TiAl_3金属间化合物的抗压缩性能 |
| 6.2 孔隙率对多孔TiAl_3材料抗氧化性能的影响 |
| 6.3 烧结工艺对多孔TiAl_3金属间化合物的抗氧化性能影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点及科学意义 |
| 7.3 应用展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（4）铁基金属/金属间化合物微叠层复合材料的内生增韧（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 金属间化合物增韧方式 |
| 1.2.1 内生增韧 |
| 1.2.2 外生增韧 |
| 1.3 金属间化合物微叠层复合材料增韧研究现状 |
| 1.3.1 纤维增强Ti-Al系金属间化合物微叠层复合材料研究现状 |
| 1.3.2 纤维增强Ni-Al系金属间化合物微叠层复合材料研究现状 |
| 1.4 Fe-Al系金属间化合物叠层复合材料及其增韧方法研究 |
| 1.4.1 增韧金属/金属间化合物微叠层复合材料的制备方法 |
| 1.4.2 Fe/FeAl微叠层复合材料研究进展 |
| 1.4.3 Fe/FeAl微叠层复合材料形成条件 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 2 材料的制备,表征及性能测试方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法及实验设备 |
| 2.2.1 实验方法 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 显微组织的表征及性能测试方法 |
| 2.3.1 显微组织表征 |
| 2.3.2 显微硬度测试 |
| 2.3.3 三点弯曲测试 |
| 2.3.4 准静态压缩实验及断口形貌显微组织表征 |
| 3.Fe-Al系微叠层复合材料低温退火工艺增韧研究 |
| 3.1 共晶反应制备的铁基微叠层复合材料组织及性能分析 |
| 3.1.1 共晶反应铁基微叠层复合材料显微组织及相组成 |
| 3.1.2 共晶反应条件下铁基微叠层复合材料显微硬度分析 |
| 3.1.3 共晶反应样品三点抗弯性能研究 |
| 3.2 长时间低温退火制备的铁基微叠层复合材料组织及性能分析 |
| 3.2.1 长时间低温退火微观组织及相组成 |
| 3.2.2 长时间低温退火显微硬度及力学性能分析 |
| 3.2.3 长时间低温退火三点抗弯性能研究 |
| 3.3 本章小结 |
| 4.高温退火反应工艺显微组织及性能研究 |
| 4.1 高温退火反应显微组织分析 |
| 4.2 高温退火显微硬度及力学性能分析 |
| 4.3 高温退火三点抗弯性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 放电等离子烧结(SPS)工艺显微组织及性能研究 |
| 5.1 放电等离子烧结(SPS)工艺显微组织分析 |
| 5.2 放电等离子烧结显微硬度及力学性能分析 |
| 5.3 长时间低温退火、高温退火反应、放电等离子烧结后准静态压缩测试 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文及取得的研究成果 |
| 致谢 |
（5）无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.1.1 课题背景 |
| 1.1.2 课题研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 Ti-Al金属间化合物 |
| 1.2.2 金属多孔材料制备方法 |
| 1.3 Ti-Al多孔材料的研究现状 |
| 1.3.1 元素粉末法 |
| 1.3.2 添加造孔剂或发泡剂法 |
| 1.3.3 燃烧合成法 |
| 1.3.4 其他方法制备Ti-Al多孔材料 |
| 1.3.5 Ti-Al多孔材料的压缩性能 |
| 1.3.6 Ti-Al多孔材料的耐蚀性 |
| 1.3.7 Ti-Al多孔材料的抗氧化性能 |
| 1.4 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料和试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 纯Ti粉的表征 |
| 2.1.2 铝硅合金的熔炼 |
| 2.1.3 TiH_2发泡剂 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 多孔TiAl基复合材料的制备 |
| 2.3.1 材料配比计算 |
| 2.3.2 多孔TiAl基复合材料制备 |
| 2.3.3 多孔TiAl基复合材料成分均匀化及片层化处理 |
| 2.4 多孔TiAl基复合材料的微观组织表征方法 |
| 2.4.1 组织形貌观察 |
| 2.4.2 物相分析 |
| 2.5 孔结构表征 |
| 2.6 压缩性能测试 |
| 第3章 多孔TiAl基复合材料无压浸渗工艺的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 温度对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 3.2.1 不同温度浸渗制备多孔TiAl基复合材料 |
| 3.2.2 不同温度对多孔TiAl基复合材料物相组成和组织形貌的影响 |
| 3.2.3 不同温度对多孔TiAl基复合材料孔隙率的影响 |
| 3.2.4 浸渗过程反应机理分析 |
| 3.3 保温时间对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 3.3.1 保温时间对Ti-Al多孔材料物相组成的影响 |
| 3.3.2 保温时间对多孔TiAl基复合材料孔形貌的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料组织研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多孔TiAl基复合材料成分均匀及片层化处理 |
| 4.3 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 4.3.1 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料物相组成的影响 |
| 4.3.2 钛粉形状对多孔TiAl基复合材料组织形貌的影响 |
| 4.4 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔结构的影响 |
| 4.4.1 添加TiH_2 发泡剂制备多孔TiAl基复合材料 |
| 4.4.2 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料物相组成的影响 |
| 4.4.3 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔结构形貌的影响 |
| 4.4.4 TiH_2 发泡剂对多孔TiAl基复合材料孔隙率的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 多孔TiAl基复合材料压缩性能和造孔机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多孔Ti_5Si_3/TiAl复合材料准静态压缩性能 |
| 5.2.1 Ti_5Si_3增强相含量对多孔材料孔隙率和压缩性能的影响 |
| 5.2.2 不同形状钛粉对多孔材料压缩性能的影响 |
| 5.3 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料造孔机制研究 |
| 5.3.1 无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的物相演变过程 |
| 5.3.2 无压反应浸渗制备多孔TiAl基复合材料的孔隙演变过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）TiAl合金GTA增材制造工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 TiAl合金的研究进展 |
| 1.2.1 TiAl合金相组成 |
| 1.2.2 TiAl合金的组织组成 |
| 1.2.3 TiAl合金的力学性能 |
| 1.2.4 TiAl合金的热处理工艺 |
| 1.2.5 TiAl合金制备技术的进展 |
| 1.3 金属间化合物的增材制造技术研究进展 |
| 1.3.1 电弧增材制造技术进展 |
| 1.3.2 其它增材制造技术进展 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验设备与材料 |
| 2.1.1 试验原材料 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 分析测试方法 |
| 2.2.1 宏观形貌观察 |
| 2.2.2 微观组织分析 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 第3章 TiAl合金GTA增材制造工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 工艺参数对单道熔覆层成形的影响 |
| 3.2.1 基板 |
| 3.2.2 送丝方式 |
| 3.2.3 沉积速度 |
| 3.2.4 焊接电流 |
| 3.3 TiAl合金GTA增材中均匀性的控制 |
| 3.3.1 工艺参数对熔滴过渡形式的影响 |
| 3.3.2 合金元素V对TiAl合金增材中均匀性的影响 |
| 3.4 TiAl合金GTA增材中裂纹的控制 |
| 3.4.1 铝含量对TiAl合金增材中裂纹的影响 |
| 3.4.2 预热温度对TiAl合金增材中裂纹的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiAl合金GTA增材制造组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 沉积态TiAl合金不同区域的组织与性能分析 |
| 4.2.1 沉积态TiAl合金的宏观形貌 |
| 4.2.2 沉积态TiAl合金不同区域的组织分析 |
| 4.2.3 沉积态TiAl合金不同区域的成分均匀性表征 |
| 4.2.4 沉积态TiAl合金不同区域的相、晶粒尺寸、取向分析 |
| 4.2.5 沉积态TiAl合金不同区域的力学性能分析 |
| 4.3 铝含量对沉积态TiAl合金组织与性能的影响 |
| 4.3.1 铝含量对沉积态TiAl合金组织影响 |
| 4.3.2 不同铝含量成分均匀性表征 |
| 4.3.3 铝含量对沉积态TiAl合金相、晶粒尺寸与取向影响 |
| 4.3.4 铝含量对沉积态TiAl合金力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 预热温度对TiAl合金组织与性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 预热温度对沉积态TiAl合金组织的影响 |
| 5.2.1 预热温度对于顶部组织的影响 |
| 5.2.2 预热温度对于中部组织的影响 |
| 5.2.3 预热温度对于底部组织的影响 |
| 5.3 不同预热温度的TiAl成分均匀性表征 |
| 5.4 预热温度对沉积态TiAl合金相、晶粒尺寸的影响 |
| 5.5 预热温度对沉积态TiAl合金力学性能的影响 |
| 5.5.1 显微硬度 |
| 5.5.2 压缩性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）铝合金表面激光沉积AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 铝合金表面激光沉积高熵合金涂层相关技术研究现状与不足 |
| 1.2.1 铝合金激光表面改性技术研究现状与不足 |
| 1.2.2 高熵合金研究现状与不足 |
| 1.2.3 激光沉积高熵合金涂层研究现状与不足 |
| 1.3 论文研究内容及研究思路 |
| 1.3.1 对应科学及技术问题拟采用的解决方案 |
| 1.3.2 研究内容 |
| 1.3.3 论文研究主线及架构 |
| 第2章 涂层成分设计及激光沉积制备相关理论和方法 |
| 2.1 适用于铝基表面的涂层成分设计 |
| 2.1.1 涂层设计原则 |
| 2.1.2 涂层元素选择 |
| 2.1.3 涂层相结构判定 |
| 2.2 激光沉积高熵合金涂层技术相关理论 |
| 2.2.1 激光沉积技术基本理论 |
| 2.2.2 熔池对流、传热与传质理论 |
| 2.2.3 激光沉积过程有限元数值模拟理论 |
| 2.2.4 第一性原理计算高熵合金理论 |
| 2.3 试验材料、设备与方法 |
| 2.3.1 试验材料 |
| 2.3.2 激光沉积试验设备 |
| 2.3.3 分析测试方法 |
| 2.4 本章小节 |
| 第3章 连续激光沉积AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层研究 |
| 3.1 激光沉积过程和大尺寸光斑分析 |
| 3.2 连续激光沉积工艺优化 |
| 3.2.1 正交工艺试验 |
| 3.2.2 正交试验结果 |
| 3.2.3 试验结果分析与优化 |
| 3.3 涂层组织与性能分析 |
| 3.3.1 涂层物相分析 |
| 3.3.2 微观组织分析 |
| 3.3.3 涂层性能分析 |
| 3.4 本章小节 |
| 第4章 脉冲激光沉积AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层研究 |
| 4.1 脉冲激光沉积试验工艺参数设计 |
| 4.2 占空比对成形质量影响 |
| 4.3 脉冲频率对涂层成形质量和组织结构影响 |
| 4.3.1 脉冲频率对涂层成形质量影响 |
| 4.3.2 脉冲频率对涂层组织结构影响 |
| 4.4 多道搭接大面积激光沉积涂层试验 |
| 4.5 涂层性能分析 |
| 4.5.1 涂层硬度分析 |
| 4.5.2 涂层结合强度分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 AlCrFeCoNiCu系高熵合金主组分Al和 Cu占比对涂层组织性能影响 |
| 5.1 Al占比对AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层组织性能影响 |
| 5.1.1 AlxCrFeCoNiCu高熵合金涂层设计 |
| 5.1.2 Al占比对AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层组织结构影响 |
| 5.1.3 Al占比对AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层性能影响 |
| 5.1.4 AlxCrFeCoNiCu高熵合金结构和弹性特性分析 |
| 5.2 Cu占比对AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层组织性能影响 |
| 5.2.1 Al_(0.8)Cr Co Ni Cux高熵合金涂层设计 |
| 5.2.2 Cu占比对Al_(0.8)Cr Fe Co Ni Cux高熵合金涂层组织结构影响 |
| 5.2.3 Cu占比对沉积态Al_(0.8)CrFeCoNiCu_x高熵合金涂层性能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 AlCrFeCoNiCu系高熵合金添加Ti、Si、B元素对涂层组织性能影响 |
| 6.1 Ti元素添加对AlCrFeCoNiCu系高熵合金组织性能影响 |
| 6.1.1 沉积态AlCrFeCoNiCuTi_x高熵合金成分设计 |
| 6.1.2 沉积态AlCrFeCoNiCuTi_x高熵合金物相分析 |
| 6.1.3 沉积态AlCrFeCoNiCuTi_x高熵合金微观组织分析 |
| 6.1.4 沉积态AlCrFeCoNiCuTi_x高熵合金性能分析 |
| 6.1.5 沉积态AlxCrFeCoNiCu和 AlCrFeCoNiCuTi_x高熵合金对比分析 |
| 6.2 非金属改性元素Si、B添加对AlCrFeCoNiCu系高熵合金组织性能影响.. |
| 6.2.1 Al_(0.8)CrFeCoNiCu_(0.5)-M_x高熵合金成分设计 |
| 6.2.2 Al_(0.8)CrFeCoNiCu_(0.5)-M_x高熵合金物相分析 |
| 6.2.3 Al_(0.8)CrFeCoNiCu_(0.5)-M_x高熵合金微观组织分析 |
| 6.2.4 Al_(0.8)CrFeCoNiCu_(0.5)-M_x高熵合金涂层性能分析 |
| 6.3 各成分涂层的各项性能指标对比总结 |
| 6.4 本章小节 |
| 第7章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 致谢 |
（8）Si含量对缆索用高强钢丝镀层组织性能的影响及Zn-Al-Mg复合镀层研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 桥梁缆索用热镀锌钢丝生产过程 |
| 1.3 热浸镀工艺的研究现状及国内外发展动态 |
| 1.3.1 热浸镀工艺 |
| 1.3.2 纯锌镀层 |
| 1.3.3 Zn-Al合金镀层 |
| 1.3.4 Zn-Al-Mg合金镀层 |
| 1.3.5 锌液中添加其他合金元素对镀锌层的影响 |
| 1.4 热浸镀参数对镀层的影响 |
| 1.5 研究目的及内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验内容与方法 |
| 2.1 基体材料的制备 |
| 2.1.1 热浸镀用钢丝 |
| 2.1.2 热浸镀用镀液成分设计 |
| 2.1.3 实验用化学药品 |
| 2.2 实验设备与方法 |
| 2.2.1 热浸镀用设备 |
| 2.2.2 Zn-5Al-xSi合金添加不同含量硅元素的热浸镀工艺 |
| 2.3 热浸镀钢丝性能分析 |
| 2.3.1 镀层相组成及微观结构分析 |
| 2.3.2 拉伸试验 |
| 2.3.3 缠绕实验和镀层质量实验 |
| 2.3.4 电化学测试 |
| 2.3.5 铜加速盐雾试验 |
| 第三章 钢丝中Si含量对镀层组织性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 钢丝中Si含量对镀层微观组织结构的影响 |
| 3.3 钢丝中Si含量的变化对镀层质量的影响 |
| (1)镀层与基体结合力分析 |
| (2)镀层质量分析 |
| 3.4 不同Si含量钢丝耐蚀性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 镀锌液中Si的含量对镀层组织性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Zn-5Al和 Zn-5Al-xSi合金镀层微观结构分析 |
| 4.3 添加不同含量Si元素的Zn-Al合金镀层钢丝力学性能分析 |
| 4.4 Zn-5Al和 Zn-5Al-xSi合金镀层钢丝耐蚀性能分析 |
| 4.4.1 电化学分析 |
| 4.4.2 铜加速盐雾试验及镀层腐蚀表面宏观形貌分析 |
| 4.4.3 腐蚀产物及其微观形貌 |
| 4.4.4 腐蚀机理探讨与Si的作用 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Zn/Zn-5Al-0.2Mg和 ZnAl/Zn-5Al-0.2Mg复合镀层组织和性能的研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Zn/Zn-5Al-0.2Mg复合镀层微观组织分析 |
| 5.3 ZnAl/Zn-5Al-0.2Mg复合镀层微观组织分析 |
| 5.4 复合镀层钢丝力学性能分析 |
| 5.5 Zn/Zn-5Al-0.2Mg和 ZnAl/Zn-5Al-0.2Mg复合镀层耐蚀性能分析 |
| 5.5.1 电化学分析 |
| 5.5.2 铜加速盐雾试验及腐蚀后宏观形貌分析 |
| 5.5.3 腐蚀产物及其微观形貌 |
| 5.5.4 复合镀层的腐蚀机理及Mg的作用 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）Fe-Al层表面α-Al2O3膜制备及氧化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 阻氚涂层研究背景 |
| 1.2 Fe-Al/Al_2O_3阻氚涂层制备技术 |
| 1.2.1 直接制备法 |
| 1.2.1.1 物理气相沉积法(PVD) |
| 1.2.1.2 溶胶-凝胶法(Sol-gel) |
| 1.2.1.3 真空等离子喷涂(VPS) |
| 1.2.2 间接制备法 |
| 1.2.2.1 热浸铝法(HDA) |
| 1.2.2.2 包埋渗铝法(PC) |
| 1.2.2.3 电化学沉积法(ECD) |
| 1.3 Fe-Al合金氧化行为 |
| 1.3.1 Fe-AI合金氧化热力学行为 |
| 1.3.2 Fe-Al合金氧化动力学行为 |
| 1.4 Fe-Al层表面Al_2O_3膜形成机制 |
| 1.5 Fe-Al合金表面氧化行为影响因素 |
| 1.5.1 基体元素对Fe-Al层表面氧化行为的影响 |
| 1.5.2 添加元素对Fe-Al层表面氧化行为的影响 |
| 1.5.3 氧分压对Fe-Al层表面氧化行为的影响 |
| 1.6 论文研究内容与目标 |
| 1.6.1 论文研究内容 |
| 1.6.2 论文研究目标 |
| 第二章 21-6-9不锈钢表面Fe-Al层制备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验试剂与设备 |
| 2.2.2 电镀装置 |
| 2.2.3 实验过程 |
| 2.2.4 表征手段 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 室温熔盐镀铝 |
| 2.3.2 镀铝涂层低温处理 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 21-6-9不锈钢表面Fe-Al层氧化行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 实验设备 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 表征方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 氧分压对Fe-Al层氧化行为影响 |
| 3.3.2 氧分压对Fe-Al层氧化动力学影响 |
| 3.3.3 氧化铝膜岛状生长模型(Volmer-Weber model) |
| 3.3.4 氧化时间对Fe-Al层氧化行为影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Fe-Al/Al_2O_3阻氚涂层氘渗透性能测试 |
| 4.1 引言 |
| 4.1.1 测试原理 |
| 4.1.2 实验样品工装 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（10）多孔FeAl基金属间化合物的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题依据 |
| 1.2 多孔材料的研究现状 |
| 1.3 Fe-Al金属间化合物研究与发展 |
| 1.4 燃烧合成法概述 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 技术路线 |
| 2.4 热爆合成及装置 |
| 2.5 样品表征 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 多孔FeAl金属间化合物的制备及孔隙形成机制研究 |
| 3.1 热爆法制备FeAl金属间化合物 |
| 3.2 热分析 |
| 3.3 物相组成 |
| 3.4 膨胀行为 |
| 3.5 孔结构分析 |
| 3.6 孔隙形成机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 热爆合成FeAl基多孔材料的影响因素 |
| 4.1 Al含量对热爆合成FeAl基多孔材料的影响 |
| 4.2 升温速率对热爆合成FeAl基多孔材料的影响 |
| 4.3 粉末粒度对热爆合成FeAl基多孔材料的影响 |
| 4.4 热力学分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Cr合金化FeAl基金属间化合物多孔材料的制备及其孔结构性能研究 |
| 5.1 热爆法制备多孔Fe-Al-Cr金属间化合物 |
| 5.2 热分析 |
| 5.3 相组成分析 |
| 5.4 膨胀行为 |
| 5.5 孔结构分析 |
| 5.6 孔隙形成机制 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 多孔FeAl/Al_2O_3复合材料的制备及其孔结构性能研究 |
| 6.1 热爆法制备多孔FeAl/Al2O3复合材料 |
| 6.2 热分析 |
| 6.3 物相组成 |
| 6.4 膨胀行为 |
| 6.5 孔结构分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 多孔FeAl基金属间化合物的性能研究 |
| 7.1 压缩性能研究 |
| 7.2 抗氧化性能研究 |
| 7.3 抗硫化性能研究 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
四、铝含量对Fe-Al基金属间化合物相组成及相结构的影响（论文参考文献）
- [1]双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究[D]. 雷聪. 北京交通大学, 2021(02)
- [2]多孔Mo3Si-Mo5Si3-Mo5SiB2金属间化合物的可调控制备、性能与应用[D]. 黄永安. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]高孔隙率多孔TiAl3金属间化合物的形成机制、组织结构与性能研究[D]. 焦欣洋. 中国矿业大学, 2021
- [4]铁基金属/金属间化合物微叠层复合材料的内生增韧[D]. 潘洪洋. 中北大学, 2021(09)
- [5]无压反应浸渗法制备多孔TiAl基复合材料的组织与压缩性能研究[D]. 赵飒. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [6]TiAl合金GTA增材制造工艺及组织性能研究[D]. 殷宪铼. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [7]铝合金表面激光沉积AlCrFeCoNiCu系高熵合金涂层研究[D]. 李彦洲. 长春理工大学, 2020(01)
- [8]Si含量对缆索用高强钢丝镀层组织性能的影响及Zn-Al-Mg复合镀层研究[D]. 黄旭. 南京航空航天大学, 2020(07)
- [9]Fe-Al层表面α-Al2O3膜制备及氧化行为研究[D]. 胡立. 中国工程物理研究院, 2019(01)
- [10]多孔FeAl基金属间化合物的制备及性能研究[D]. 刘亚南. 中国矿业大学, 2018(02)