一、溅射Ni-8Cr-3.5Al纳米晶涂层的抗高温氧化行为（论文文献综述）
陈土春[1]（2021）在《Inconel625合金及其改性材料的高温氯腐蚀性能研究》文中研究说明Inconel625合金由于其优异的抗高温氯腐蚀性能,常被用作高温含氯介质中的涂层材料,但其成本较高且在强腐蚀性环境中的使用寿命仍受到限制。研究表明,Al作为可形成具有保护性Al2O3膜的Al源材料添加到Inconel625合金中,在一定程度上可提高合金抗高温氯腐蚀性能。Y作为高活性稀土元素添加到Inconel625合金中,会大大提高氧化膜的粘附性和促进保护性Cr2O3层的形成。因此,本文设计了Inconel625-Al和Inconel625-Y体系,研究其在600-800°C,0.5 vol.%和1.0 vol.%HCl浓度的高温腐蚀行为。研究重点关注了Al和Y的添加对形成保护性的Al2O3和Cr2O3氧化膜的影响。（1）研究了Inconel625-xAl（x=3,5,7,10 wt.%）合金在600-800°C,N2-0.5vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0 vol.%CO2和N2-1.0 vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0 vol.%CO2混合气氛中的高温腐蚀行为。四种合金在N2-0.5 vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0vol.%CO2混合气氛中的腐蚀动力学曲线大致符合抛物线规律;在N2-0.5 vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0 vol.%CO2混合气氛中则不太规则。四种合金在600-700°C的氧化膜结构非常类似,均由Ni,Cr的混合氧化物组成。在800°C下,Inconel625-3Al合金的表面有大量的SiO2形成且随着HCl浓度的增加而增加。随着HCl浓度的增加,Inconel625-xAl（x=3,5,7,10 wt.%）合金氧化膜中Al2O3含量增加,且随着Al含量的增加而增加,Al2O3层由不连续逐渐趋向于连续和致密,从而为合金提供了更好的保护。与未掺杂Al的Inconel625合金相比,Al含量较低的Inconel625-3Al合金的腐蚀速率更高,而高铝含量的Inconel625-10Al合金表现出更为优异的抗腐蚀性能,而进一步增加HCl浓度后使得Al2O3层更加连续和致密。（2）研究了Inconel625-xY（x=0.1,0.3,0.5,0.7,1.0 wt.%）合金在600-800°C,N2-0.5 vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0 vol.%CO2和N2-1.0 vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0vol.%CO2混合气氛中的高温腐蚀行为。与Inconel625-xAl（x=3,5,7,10 wt.%）合金类似的是,在低HCl浓度（N2-0.5 vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0 vol.%CO2）条件下,其氧化动力学大致符合抛物线规律。随着温度的增加,腐蚀过程由失重逐渐变为增重;在高HCl浓度（N2-1.0 vol.%HCl-1.5 vol.%O2-3.0 vol.%CO2）下则不太规则,腐蚀增重随着Y含量的增加而增加。五种合金在600-700°C的氧化膜结构都比较类似,在600°C下的腐蚀程度较轻,主要由Ni,Cr的混合氧化物组成,而在700°C下表面形成的是Cr2O3及NiCr2O4。随着温度及Y含量的增加,Inconel625合金表面有大量的2形成且随着HCl浓度的增加而增加。低Y含量的Inconel625合金形成了连续致密的Cr2O3层,表现出更好的抗腐蚀性能。
张泽荣[2]（2021）在《MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为》文中研究说明MAX相（即Mn+1AXn,其中“M”是指早期过渡族金属元素,“A”主要包含ⅢA和ⅣA族元素;而“X”是指C或者N元素,并且n=1,2,3…）是一类三元层状化合物。因其独特的键合特征以及层状结构使得MAX相兼具金属和陶瓷的性能,包括良好的导电和导热性、可加工性、较高的强度和弹性模量以及良好的化学稳定性等,作为结构/功能一体化材料具有广阔的应用前景。其中,譬如Ti2AlC、Ti3AlC2和Cr2AlC等MAX相具有优异的抗高温氧化和热腐蚀性能,作为高温防护涂层已经受到广泛关注。同时,已有的研究工作表明,MAX相还具有优异的耐水溶液腐蚀性能。但是截至目前,这部分工作仍不够系统深入,大多数研究停留在耐蚀性能的测试上,而涉及钝化膜的种类与形成机制等微观耐蚀机理的研究却比较少,特别是关于MAX相涂层耐水溶液腐蚀性能的研究就相对更少了。MAX相中同时包含有离子键、共价键以及金属键,甚至同一元素因占据的晶格位置不同而呈现不同的键合状态。此外,MAX相还具有纳米层状结构,这些都是其有别于常规陶瓷或者金属的特征。另一方面,在制备MAX相涂层的过程中,常常可以获得同成分的非晶态M-A-X涂层。基于此,本论文重点以一种典型的MAX相Cr2AlC为研究对象,探究了 Cr2AlC块体材料及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的耐蚀性能。研究对于深入了解材料结构（纳米层状和非晶态等）和成分与其耐蚀性能之间的内在关系具有理论意义,同时对促进MAX相作为耐蚀防护涂层的应用奠定基础。论文获得的主要结论如下:Cr2AlC块体材料在3.5 wt.%NaCl溶液中开路电位下浸泡时,Cr2AlC中Al容易受到侵蚀而从层间迁出直接进入溶液中。而在电化学极化条件,基体中迁出的Al和电解液之间形成的富含Al和O的反应产物更多地沉淀在了在材料表面。原因是,一方面Cr2AlC中的Al处于层间弱结合而容易被侵蚀;另一方面,基体中Al化学活性高而且亲氧能力强容易与电解液反应生成腐蚀产物。对比研究了Cr2AlC-xAl2O3（x=6.1 wt.%和 15.2wt.%）复合材料在 3.5 wt.%NaCl 溶液中的腐蚀行为。结果表明,引入的第二相Al2O3颗粒倾向于分布在Cr2AlC基体的晶界位置,在一定程度上能够阻挡电解液的渗入,降低阳极溶解速率,使得Cr2AlC-Al2O3复合材料的耐蚀性较Cr2AlC有所提高。利用磁控溅射技术并采用Cr-Al-C复合物单靶在多晶YSZ（氧化钇稳定的氧化锆）基体上室温沉积了非晶态Cr-Al-C涂层,其成分近似符合原子比Cr:Al:(C=2:1:1。通过后续在Ar气氛中500℃～700℃下退火,沉积态非晶涂层经历了从完全的非晶态到部分晶化的（Cr,Al）2Cx固溶体,再到晶态Cr2AlC的相转变过程。对比非晶涂层、部分晶化涂层以及晶态Cr2AlC涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的腐蚀行为可知,各涂层均表现出钝化行为,且钝化膜均呈现为p型半导体特性。其中非晶涂层具有最低的腐蚀电流密度和钝化电流密度,表现出最好的耐蚀性,这是因为其钝化膜中含有最高含量的Cr2O3;完全晶化的Cr2AlC涂层的耐蚀性能与非晶态涂层较为接近,但是要略差一些;而部分晶化涂层因其内部结构不均匀以及钝化膜中Cr2O3含量最低而表现出了最差的耐蚀性能。通过将Ti元素引入非晶态Cr-Al-C涂层中,制备出不同成分的（Cr,Ti）-Al-C涂层,且各涂层成分符合原子比（Cr1-x+Tix）:Al:C=2:1:1,其中x=0.10-1.0。发现当x≤0.35时,沉积态涂层仍保持为完全的非晶态;但随着Ti含量继续增加,x≥0.50后,涂层内部开始出现纳米晶,形成以Cr和Al固溶在TiC中Ti金属格点的（Ti,Cr,Al）C固溶体。因此,Ti元素起到了促进Cr-Al-C涂层晶化的作用。各涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的电化学测试结果表明,随着涂层中Ti含量提高,涂层的钝化电流密度有所上升。这主要是因为Ti元素会诱导涂层晶化,从而降低涂层内部结构的均匀性;同时,Ti含量增加也会使得钝化膜中Cr含量降低,导致涂层钝化能力下降。另一方面,Ti含量的提高可以显着降低涂层在过钝化电位区间的电流密度,这是因为在过钝化电位下稳定的Cr（Ⅲ）氧化物会转化为可溶性的Cr（Ⅴ）氧化物,而TiO2钝化膜依然可以稳定存在从而保护基体。利用EPMA测量了 Ti3SiC2-Ti3AlC2扩散偶在1100℃～1400℃下热处理后互扩散区内元素的深度分布。结果表明仅Si和Al在Ti3SiC2/Ti3AlC2界面处发生了互扩散。采用Boltzmann-Matano方法和Sauer-Freise方法计算了 Si和Al的互扩散系数。计算结果表明:在整个实验温度范围内,互扩散系数处于10-13～10-11 m2/s量级,Matano面处（≈Ti3Si0.5Al0.5C2）对应的互扩散激活能为246kJ/mol。此外,两种计算方法均表明:在1100℃～1300℃温度下,互扩散系数随着Si含量的增加而单调降低;而在1400℃下,互扩散系数不再随着Si含量单调变化,这可能与Ti3AlC2一侧形成了杂质相Ti5Si3和大量孔洞有关。
李伟[3]（2021）在《Re改性铝化物涂层的制备和氧化行为研究》文中研究指明目前改性铝化物防护涂层在航空发动机和燃气轮机高温部件上有着广泛应用,但是其在制备和应用过程中仍存在改性元素的含量和分布难以精确控制、涂层氧化膜的过早剥落和表面褶皱等问题,需要开发新的涂层体系和制备方法以满足对改性铝化物涂层的多方位需求。本文采用电镀和电弧离子镀相结合的制备工艺,可精准控制涂层中Re、Pt等改性元素的含量和分布,并制备出三种不同Re含量的改性β-NiAl涂层、一种RePt共改性β-NiAl涂层和两种RePtY共改性β-NiAl涂层,研究了不同活性元素对氧化膜形成和生长的影响机制,分析改性元素对涂层组织结构演变和高温氧化行为的影响及作用机理,澄清多元改性元素协同作用关系。主要研究结果如下:（1）在DD26镍基单晶高温合金基体上,采用电弧离子镀沉积Al和真空热处理相结合工艺制备出Al扩散涂层,涂层由弥散分布了α-W相的β-NiAl外层和互扩散区组成。采用电镀Ni、电弧离子镀沉积Al和真空热处理相结合工艺制备出ORe-NiAl涂层,形成的涂层由β-NiAl外层、弥散分布了 α-W相的β-NiAl中间层和互扩散区组成。采用复合电镀Ni-Re层、电弧离子镀沉积Al和真空热处理相结合工艺制备出Re改性β-NiAl涂层,涂层由弥散分布γ-Re相的β-NiAl外层、弥散分布α-W相的β-NiAl中间层和互扩散区组成。通过控制电镀Ni-Re层中的Re含量制备出三种不同Re含量的改性β-NiAl涂层。1100℃氧化后的结果表明:对于1Re-NiAl涂层,通过在β-NiAl涂层中添加Re后加速了氧化膜中θ-Al2O3向α-Al2O3相转变;lRe-NiAl涂层具有最低的氧化增重和β相的退化速率;但是随着Re含量的增加,10Re-NiAl涂层的抗氧化性能反而会变差;含Re的互扩散区具有阻挡扩散的作用,可缓解涂层和高温合金基体间的Al元素和Nb元素间的互扩散;电镀Ni层,有效避免富W相在涂层外层的形成,使ORe-NiAl涂层比Al扩散涂层展现出更优异的抗氧化性能。（2）通过电镀Pt并退火处理后得到Pt扩散层。在Pt扩散层上采用复合电镀Ni-1Re（wt.%）、电弧离子镀沉积Al和真空退火的结合工艺制备出RePt共改性β-NiAl涂层,即lRe-（Ni,Pt）Al涂层。在Pt扩散层上通过电镀Ni、电弧离子镀沉积Al和真空退火的结合工艺制备出ORe-（Ni,Pt）Al涂层。在Pt扩散层上通过电弧离子镀沉积Al和真空退火的结合工艺制备出PtAl扩散涂层。涂层的氧化结果表明:添加Re对氧化过程中氧化膜的形貌、抗剥落能力以及褶皱行为都有明显改善,1Re-（Ni,Pt）Al涂层显示了最低的氧化速率和β相退化速率;PtAl涂层因表面氧化膜中NiAl2hO4的存在导致其抗氧化性能较差,而ORe-（Ni,Pt）Al涂层由于电镀Ni层的引入避免了 NiAl2O4的形成,因此显着提高了其抗氧化性能。（3）通过电镀不同厚度的Pt层、真空退火、复合电镀Ni-1Re（wt.%）、电弧离子镀沉积AlY和真空退火的工艺制备了 1Pt-NiAlReY和2Pt-NiAlReY两种RePtY共改性β-NiAl涂层。通过复合电镀Ni-lRe（wt.%）、电弧离子镀沉积AlY和真空退火的工艺制备了 OPt-NiAlReY涂层。循环氧化和恒温氧化结果表明,Pt元素可以提高涂层表面氧化膜的结合力,降低涂层的氧化速率,且随着Pt含量的增加作用效果越明显。Pt的添加抑制了 Ti等元素进入氧化膜中,还可以缓解氧化膜中孔洞的形成和长大,因此lPt-NiAlReY涂层和2Pt-NiAlReY涂层具有更好的抗氧化能力。在氧化过程中,Pt、Re和Y三种元素之间协同作用,共同提高了涂层的抗氧化性能。
孙文瑶[4]（2021）在《纳米晶涂层的热稳定性和高温氧化行为研究》文中提出纳米晶涂层兼具优异的抗高温氧化和抗剥落性能,且可避免传统金属涂层必然遇到的涂层-合金元素互扩散问题,为高温防护涂层的发展开辟了新的方向。然而,纳米晶涂层在高温下极易发生晶粒粗化失去其结构优势,为涂层的长期服役埋下隐患。针对此问题,本论文在研究纳米晶涂层热稳定性和高温氧化行为的基础上,制备了掺杂少量氧的纳米晶涂层,研究了氧元素界面偏聚和第二相颗粒钉扎对纳米晶涂层热稳定性的影响。之后,研究了氧掺杂纳米晶涂层在1000℃的高温氧化行为,评估了其抗氧化性和抗剥落性能,揭示了纳米晶涂层的抗高温氧化微观机理及其与涂层热稳定性之间的内在联系。最后评估了涂层在700℃、NaCl和水蒸汽环境中的耐蚀性,并揭示了其耐腐蚀机理。本论文建立了抗氧化、耐腐蚀、无扩散型纳米晶涂层研究的理论体系,为纳米晶涂层高温应用和“两机”热端部件防护涂层的实际设计提供理论参考。为探讨普通纳米晶涂层热稳定性和高温氧化行为的内在联系,利用磁控溅射技术制备了 Al含量为3.6 wt%的纳米晶涂层,并进行了 1000℃恒温氧化实验。结果表明:纳米晶涂层在氧化初期可形成保护性表面氧化铝膜,但氧化100小时后,涂层抗氧化性降低。这是因为TiO2在Al2O3中的生长诱导了裂纹的萌生和扩展,最终导致氧化膜局部剥落。而涂层晶粒已长至微米等级,剥落区下方涂层中Al含量较少无法再生Al2O3膜,被保护性较弱的氧化物,如TiO2、NiCr2O4、NiTiO3等取代,氧化速率出现短时增大。上述研究中表明晶粒粗化会影响氧化铝膜的再修复,因此需设计一种热稳定纳米晶涂层。氧在镍基高温合金中溶解度较低,易发生晶界偏聚和第二相析出,可能有助于抑制晶粒长大。因此在磁控溅射过程中引入适当的氧气,制备了氧掺杂纳米晶涂层,研究了含氧涂层在800-1100℃真空退火实验中的微观结构演变。结果表明:含氧涂层在退火温度达到1 100℃时也表现出较好的热稳定性,且热稳定性随氧含量的增加而增强。含氧涂层表现出的优异的热稳定性归因于热力学和动力学机制的相互作用。退火时沉积态涂层中溶解的氧重新分布,一部分偏析于晶界降低了晶界能,一部分与合金元素反应生成第二相抑制晶界迁移。之后对热稳定涂层进行了 1000℃恒温氧化和循环氧化实验。结果表明:不同含氧量涂层在高温氧化过程中表现出不同的氧化行为。O-14涂层从氧化初期就发生了失稳氧化,氧化膜容易剥落且主要的氧化产物是Cr2O3。这是因为涂层中的Al被掺杂O大量消耗,导致剩余的Al不足以支撑外部Al2O3膜生成。O-2和O-8涂层相比于O-0涂层表现出更好的抗氧化性,其中O-8涂层表现最好,这是因为O-2和O-8涂层较好的热稳定性使得维持Al2O3膜生长所需的临界Al含量低于O-0涂层50%以上。同时O-2涂层氧化膜中Al2TiO5加速了其氧化速率。而O-8涂层的氧化膜由Al2O3组成,氧化速率最低。O-8涂层和O-8/O-0双层涂层表现出较好的抗剥落性,其中O-8/O-0双层涂层抗表面起伏能力更优。O-8涂层在氧化过程中内部产生的纳米级氧化物颗粒降低了涂层和氧化膜之间的热膨胀系数差异,进而减少了循环氧化过程中O-8涂层内部的热应力。而O-8/O-0双层涂层中,上层O-8涂层降低了涂层内的热应力,下层O-0涂层具备比O-8涂层更好的抗表面起伏能力,因此该涂层表现出优异的抗剥落性。最后对热稳定涂层进行了 700℃、NaCl和水蒸汽环境中的腐蚀行为研究。结果表明:K38G合金表现出相对涂层较弱的耐腐蚀性,其腐蚀产物由疏松的NiO外层和致密的NiCr2O4层组成。疏松的氧化膜不能有效阻碍腐蚀介质的入侵。同时腐蚀过程中产生的气态腐蚀产物使氧化膜和合金界面结合不紧密,氧化膜容易剥落。O-0和O-8涂层表面氧化膜主要由Cr2O3组成。且两种涂层在该温度下都保持结构稳定,涂层内具备较大的晶界密度,会提高腐蚀介质向内扩散速率,因此O-0涂层发生了严重的内腐蚀。但O-8涂层中掺杂的O在腐蚀过程中与涂层中的Al反应生成大量的纳米级Al2O3颗粒,这些颗粒沿柱状晶晶界分布,有效降低了腐蚀介质沿晶界向内的扩散,涂层内几乎未发生内腐蚀,显着提高了抗腐蚀性。
陆杰[5]（2020）在《高性能MCrAlYHf（M=Ni,Co,Fe）热障涂层粘结层材料的设计及其氧化机制研究》文中认为热障涂层广泛应用于航空发动机和地面燃气轮机的热端部件,能够有效地降低合金基体的表面温度、保护部件免受氧化和腐蚀,从而提高机器运行效率以及服役寿命。在高温服役过程中,热障涂层可能从合金部件上剥落,致使合金部件暴露在高温燃气中,酿成灾难性事故。热障涂层的耐久性极大程度上取决于粘结层的抗氧化性能。NiCoCrAl Y合金是典型的用以保护高温合金部件不受氧化的粘结层材料。在高温氧化过程中,该合金表面能够生成连续、界面结合性能优异且生长速率缓慢的α-Al2O3层来实现抗氧化功效。而NiCoCrAl Y合金的化学组成和结构直接决定其氧化性能。因此本文首先研究了化学组成（活性元素Y分布）和结构（晶粒尺寸和孔隙率）对NiCoCrAl Y氧化行为的影响,同时通过调控化学组成和结构显着提高NiCoCrAl Y的抗氧化性能。基于以上机理的研究,本工作还设计并制备了具有优异抗氧化性能和抗剥落性能的新型Y和Hf共掺杂AlCoCrFeNi高熵合金。该合金有望成为一种新型高性能热障涂层粘结层材料。本文主要的研究内容和结论如下:Ⅰ.球磨NiCoCrAl Y粉末结合放电等离子烧结制备出活性元素Y均匀分布的NiCoCrAl Y合金块体。相比于原始粉末制备的NiCoCrAl Y合金,球磨粉末制备的NiCoCrAl Y合金表现出更低的氧化速率和更强的氧化层抗剥落能力。粉末经球磨后,活性元素Y以纳米尺度Ni-Y金属间化合物（50-150 nm）和Y2O3颗粒（5-30 nm）两种形式存在于合金晶界和晶粒内部。结果表明,Y元素的均匀分布能够:1)抑制Y富集的氧化物在氧化层中过度掺杂,从而降低氧化层生长速率;2)减少氧化层生长应力,从而降低氧化层剥落驱动力;3)抑制界面杂质S的偏析和界面缺陷（孔洞和氧化物突起）的形成,从而显着改善界面结合。并且,通过该粉末制备的粘结层也表现出Y元素的均匀分布,相比于原始粉末制备的NiCoCrAl Y粘结层,球磨粉末制备的NiCoCrAl Y粘结层具有更低的氧化速率、更强的氧化层抗剥落能力。Ⅱ.利用真空热处理和放电等离子烧结处理超音速火焰喷涂制备的NiCoCrAl Y粘结层,从而获得不同晶粒尺寸和孔隙率的涂层结构。制备态的NiCoCrAl Y粘结层具有纳米晶结构,同时存在约3.58%的孔隙率。真空热处理虽然能提高粘结层的致密度（约1.96%孔隙率）,但是不能消除未熔化颗粒之间的孔隙,反而增加粘结层晶粒尺寸。放电等离子烧结具有快速烧结的能力,不仅能够彻底消除未熔化颗粒之间的孔隙,使得粘结层充分致密化（约0.16%孔隙率）,同时还能保证涂层晶粒不过度粗化。结果表明,制备态NiCoCrAl Y粘结层的纳米晶结构可以在氧化早期阶段促进α-Al2O3的快速形核,有利于降低氧化层生长速率。然而,在长期的氧化过程中,孔隙率而非晶粒尺寸,直接决定粘结层抗氧化性能的稳定性:粘结层中未熔化颗粒之间的孔隙会诱导局部尖晶石氧化物以及严重的内氧化的形成,从而破坏氧化层的结构稳定性,最终导致氧化层的剥落失效。Ⅲ.设计并制备了一种新型Y-Hf共掺杂AlCoCrFeNi高熵合金体系,并系统研究了Al含量对Y-Hf共掺杂AlCoCrFeNi合金结构和氧化行为的影响。该合金优异的抗氧化性能和抗剥落性能使其有望成为一种高性能热障涂层粘结层材料。首先,Y-Hf共掺杂AlCoCrFeNi合金在1100°C下具有极低的氧化层生长速率,主要原因归结如下:1)该合金具有特征的纳米结构,能够在1100°C条件下直接形成α-Al2O3,不存在过度氧化阶段;2)氧化层主要由α-Al2O3柱状晶为主导,且Y3Al5O12和Hf O2均匀分布在α-Al2O3晶界处,表明在长期的氧化过程中合金中向外的Al扩散被抑制,氧化层的生长由向内的O扩散控制,从而降低氧化层生长速率;3)相比于传统的NiCoCrAl YHf合金,该合金氧化层柱状晶尺寸更大,能够减少向内的O扩散通道,进一步降低氧化速率。其次,该合金氧化1000 h之后,表面未出现任何形式的剥落,表现出极强的界面结合性能。缓慢的氧化层生长速率和极强的界面结合共同造就Y-Hf共掺杂AlCoCrFeNi合金极其优异的氧化层抗剥落能力。此外,不同的Al含量使得合金表现出不同的两相或者三相结构,但所有合金均表现出极低的氧化速率和极强的氧化层抗剥落性能。随着Al含量的增加,氧化层的柱状晶尺寸随之增大,其氧化速率也随之降低。
张浩强[6]（2020）在《SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备与性能研究》文中进行了进一步梳理航空航天材料对低燃料消耗和高推重比的强烈需求使得金属基复合材料（MMCs）成为未来发动机关键零部件的一类重要材料。Ni合金（尤其是高温合金）具备十分优异的高温力学性能,从而广泛应用于该材料领域。用CVD SiC纤维增强Ni合金（NiCrAl合金和GH4169合金等）可以显着提高其比强度、比刚度,是降低发动机质量的一种有效途径。因此,这种复合材料被视为制造高性能涡轮盘的一种潜在理想材料。本工作制备了四种不同Cr、Al含量（Ni-20Cr-5Al、Ni-15Cr-5Al、Ni-10Cr-5Al 和 Ni-10Cr-3Al）的 SiC 纤维增强 NiCrAl 合金基复合材料,讨论了 Cr、Al元素对复合材料制备过程的影响,同时着重研究了 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的制备过程、工艺优化和室温拉伸性能。本工作采用双对靶磁控溅射装置先后制备了带有（Al+A12O3）扩散阻挡层的改性纤维和两种带有Ni合金（NiCrAl/GH4169）涂层的复合材料先驱丝。研究了先驱丝的形貌、涂层的成分和相组成,并对比了不同厚度的（Al+A12O3）层对复合材料界面反应和元素扩散的阻挡效果。结果表明:纤维和涂层结合良好;扩散阻挡层成分均匀稳定、呈非晶态;NiCrAl合金层的相组成为γ/γ’固溶体;2 μm厚的（Al+Al2O3）层扩散阻挡效果最好。采用真空热压的方法制得SiCf/NiCrAl复合材料,研究了 Cr、Al元素含量对SiCf/NiCrAl复合材料制备过程的影响。结果表明:起固溶强化作用的Cr原子对合金基体的再结晶有明显的抑制作用,而形成沉淀强化相γ’-Ni3Al的Al元素抑制了基体的塑性流动。因此,减少Cr和Al元素含量有助于合金基体的再结晶和塑性流动,从而减少复合材料中孔洞的尺寸和数量,最终得到一个更加致密的复合材料。采用真空热压的方法制得SiCf/GH4169复合材料。优化工艺过程中,尝试了四种改进方法:在复合材料先驱丝表面添加Ni粉、添加BNi-7钎焊料,沉积Ni层和使用热等静压。结果表明:只有在900℃/70 MPa/2 h、添加30 mg/cm2 BNi-7钎焊料的条件下得到的复合材料致密、界面结合良好;真空热压温度降低了约100℃,GH4169基体由原始柱状晶再结晶形成随机取向的细小等轴晶,平均晶粒直径为0.9 μm;而且基体更加均质化,有利于提升复合材料的综合性能。对SiC纤维、改性纤维、先驱丝和SiCf/GH4169复合材料复合材料进行了室温拉伸试验,讨论了涂层对纤维拉伸性能的影响,然后对复合材料断口进行了研究并分析了最终复合材料的强度与理想值差距较大的原因。结果表明:（Al+A12O3）扩散阻挡层和Ni合金层对纤维的力学性能影响较小;在850℃/40 MPa/2 h的真空热压参数下制备的SiCf/GH4169复合材料的拉伸强度为967MPa,其比强度和比模量达到了基体的1.58倍和2倍;SiCf/GH4169复合材料断裂机制以界面分离和纤维拔出为主;在纤维拔出过程中,（Al+A12O3）扩散阻挡层和富碳层之间发生了脱粘,这是结合较好的SiCf/GH4169复合材料抗拉强度不高的重要原因。
刘正良[7]（2020）在《纳米晶金属陶瓷涂层的结构调控及氧化和空蚀行为研究》文中指出金属陶瓷材料复合了金属和陶瓷的某些物理化学特性而具有可调节的独特性能,如其热膨胀系数和机械性能介于金属与陶瓷之间,因此可更好地服役于许多特殊工况条件,比如热稳定和导电性优良的电阻元件或真空管,兼具耐磨和韧性的磨削工具。纳米材料因其晶粒尺寸效应也具有许多奇异的物理化学性质,得到全球科学与工商业的极大重视。本论文研究了纳米晶镍基金属-氮化物复合金属陶瓷涂层的结构调控及其对涂层的高温氧化行为和空蚀行为的影响,旨在深入理解纳米金属陶瓷材料的物理和化学性质,进而为新型金属陶瓷材料的发展和应用提供依据。本文设计了镍基NiCrAlYSiHfN/AlN多层膜和NiCrAlTiN金属陶瓷涂层,研究了磁控溅射和热处理对纳米金属陶瓷材料组织结构的影响机制,以及金属陶瓷材料组织结构对其高温氧化和空泡腐蚀行为的影响机制。得到的主要研究结果如下:1.具有NiCrAlYSiHfN/AlN层交替结构的多层膜涂层在1100℃氧化时,很快转化为β-（Ni,Cr）Al/AlN层交替结构,表面生成单一的α-Al2O3膜,其抛物线常数与β-NiAl合金相当。与β-NiAl合金表面氧化膜不同的是,多层膜表面的氧化铝膜结构具有粗晶/细晶层交替出现的特征,其机制为β-NiAl/AlN层逐层氧化。多层膜涂层在氧化过程中伴随着以下结构演变:1)AlN层连续性逐渐破坏;2)少量γ’-Ni3Al相颗粒和AlN颗粒在β相层中形成。2.在氧化初期多层膜涂层中较高的氮含量能够显着促进θ-Al2O3向α-Al2O3的转变,AlN颗粒的存在改变了氧化膜的生长方式。氮原子在氧化过程中可能掺杂到θ-Al2O3膜中产生更多的氧离子空位,从而促进θ-→α-Al2O3的相变。3.NiCrAlTiN纳米金属陶瓷涂层在1000℃真空退火3 h后由金属母相γ/γ’、沉淀析出的Ti2N/TiN纳米颗粒和AlN亚微米颗粒组成。其氮化物的相组成与氮含量有关。NiCrAlTiN纳米金属陶瓷涂层的抗空蚀性能显着优于奥氏体不锈钢304L、多弧离子镀硬质涂层TiN和等离子喷涂金属陶瓷涂层WC-12Co。但NiCrAlTiN的抗空蚀性能劣于NiCrAlTi金属涂层,而且NiCrAlTiN涂层中N含量越高,抗空蚀性能越差。这可能是因为氮化物的析出使得Y/γ’基体强度下降,抵消了氮化物析出强化的作用。另外,过高的退火温度和氮含量使得氮化物的粗化弱化了陶瓷颗粒/基体界面,也降低了涂层的强度。4.真空退火温度和时间对NiCrAlTi-xN的微观组织结构和抗空蚀性能有显着影响。在800℃下退火3 h的NiCrAlTi-3N涂层具有最佳的耐空蚀性能,优于NiCrAlTi涂层和等原子比NiTi合金试样。该涂层的组织结构展现出了纳米晶强化和第二相纳米颗粒强化对同时提高材料强韧性的有益影响。N掺杂降低了金属相的长大速率,析出的纳米δ’-Ti2N颗粒与金属相有半共格关系,从而提高了涂层的硬度、韧性和弹性回复率。NiCrAlTiN涂层空蚀坑附近基体晶粒出现层错和片层仅为几纳米的机械孪晶的形貌;空蚀坑最外层出现～10 nm厚的晶格扭曲带,扭曲带里的δ’-Ti2N颗粒也发生晶格扭曲;在扭曲带外、距离表面～20 nm处δ’-Ti2N颗粒依然与基体晶粒平行,未受到空蚀冲击的影响。上述变形方式有效地耗散了空蚀能量,协调了空蚀冲击引发的塑性变形。
王成旭[8]（2020）在《熔融氟盐环境中Ni/GH3535体系的扩散障设计研究》文中认为熔盐堆作为第四代核反应堆中唯一的液体燃料反应堆,以熔融氟盐作为核燃料载体和冷却剂,具有核燃料可持续利用、固有安全性高、热转化效率高、核废料少等诸多优点。然而,熔融氟盐在高温下对堆中回路管道和堆芯容器等结构材料具有极强的腐蚀性,制约了熔盐堆的发展。镍基合金作为候选堆结构材料之一,具有较好的耐熔盐腐蚀性能,但仍未满足熔盐堆的使用要求,其抗高温熔盐腐蚀性能需要进一步优化。本文采用电镀技术在GH3535合金表面制备了纯Ni涂层作为合金的耐蚀涂层,并研究了GH3535合金和Ni/GH3535体系在700℃共晶（Li,Na,K）F熔盐中的腐蚀行为。此外,制备了 CrN、TiN、AlN、金属Ta、双金属Ni8Ta以及Ni-Re中间层,并考察了它们作为扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响。取得的研究成果如下:1、GH3535合金在700℃熔融（Li,Na,K）F中的主要腐蚀方式为Cr和Mo的快速选择性溶蚀。在合金表面施加纯Ni涂层,可以显着提高合金的耐熔盐腐蚀性能。但在长期服役过程中,合金中的Cr和Fe可以扩散穿透至镍层表面,并溶解在熔盐中,导致合金发生腐蚀。此外,涂层和基体间的互扩散行为导致在两者界面处形成了大量的Kirkendall孔洞,从而劣化了涂层的防护性能。2、CrN、AlN和TiN陶瓷扩散障在Ni/GH3535体系中均具有优异的热稳定性,可以有效抑制合金基体中Cr和Fe的外扩散。在加入氮化物陶瓷扩散障后,复合涂层的耐蚀性能进一步提高。镍层和AlN涂层间机械联锁的附着方式可以显着提高两者的界面结合强度。同时,金属Ni向AlN涂层内的渗入提高了 AlN涂层的延展性,有效地阻止了涂层因热膨胀失配导致的开裂。以上研究结果表明,AlN涂层在三种氮化物陶瓷扩散障中具有最优的综合性能。3、难熔金属Ta扩散障可以有效抑制合金中Cr和Fe的外扩散,原因为Ta与镍涂层及基体合金中的Ni发生反应形成了具有阻扩散性能的Ni-Ta金属间化合物。但Ni-Ta金属间化合物并不能抑制基体合金中Ni元素的外扩散,从而导致在涂层/基体界面处形成孔洞区（贫Ni区）,降低了涂层的抗剥落能力。而Ni8Ta扩散障可以有效抑制合金元素的外扩散,且不会在涂层/基体界面处形成孔洞区。4、电镀Ni-Re扩散障的热稳定性较差,不能有效抑制GH3535合金中Cr和Fe的外扩散。
任先行[9]（2019）在《硼化铬基复合涂层的研究》文中研究指明硼化铬（CrB2）因具有优异的耐磨性、抗腐蚀性、和耐高温氧化性,在耐火材料、硬质工具材料以及耐磨部件领域有着十分广阔的应用前景。但目前国内外通过等离子喷涂的方法制备硼化铬涂层的研究还相对较少。本文依据Cr和B4C间以及Al、Cr2O3和B4C间可分别发生反应的原理,采用等离子喷涂的方法,对比研究了直接等离子喷涂CrB2-Cr3C2和CrB2-Cr3C2-Al2O3与反应等离子喷涂Cr-B4C和Cr2O3-B4C-Al四种原料体系制备CrB2基复合涂层的组织结构与性能;揭示了CrB2复合涂层的形成机制以及Cr-B4C和Cr2O3-B4C-Al体系在等离子喷涂过程中的反应机理;同时研究了原料粉成分对反应等离子喷涂Cr2O3-B4C-Al体系复合涂层的组织结构与性能影响。直接等离子喷涂CrB2-Cr3C2和CrB2-Cr3C2-Al2O3体系复合粉所得涂层的物相基本与原料粉一致,仅有少量原料粉发生了分解及氧化。而等离子喷涂Cr-B4C体系复合粉所得涂层的主要物相为CrB2、CrB、Cr3C2和Cr7C3;等离子喷涂Cr2O3-B4C-Al体系复合粉所得涂层的主相为CrB2、Cr3C2、Al2O3及CrB,原料粉之间反应比较充分。对比四种原料体系所得涂层的显微组织发现,等离子喷涂Cr2O3-B4C-Al体系复合粉所得涂层组织均匀致密,层状结构明显,涂层质量明显优于其他三种体系复合涂层。Cr-B4C体系在等离子焰流中的反应机理可以用“固相反应-熔融-扩散-反应”机制进行描述。Cr与B4C在等离子焰流加热条件下首先发生固相反应,然后在Cr粉熔融之后包裹B4C颗粒发生扩散反应生成CrB2和Cr3C2颗粒,并在高温焰流的作用下大部分的CrB2、Cr3C2颗粒熔化形成共晶组织,而部分未熔的颗粒则弥散分布在涂层组织间隙。Cr2O3-B4C-Al的反应机理为“熔融-扩散-反应”,即在等离子焰流中Al首先熔化包裹Cr2O3和B4C颗粒,液态Al与Cr2O3颗粒扩散反应生成Cr和Al2O3,随后Cr与B4C反应生成CrB2与Cr3C2颗粒,并在反应放热以及等离子焰流双重热量的作用下大部分反应生成的CrB2、Cr3C2、Al2O3颗粒熔化形成共晶组织,而未熔的生成物颗粒则弥散分布在涂层组织间隙。通过对比不同成分Cr2O3-B4C-Al原料粉所得涂层的组织与性能发现,当Cr2O3:B4C:Al=62:16:22时三种原料粉的反应较为完全,所得涂层质量较好,孔隙率最低,硬度值最高。通过与CrB2-Cr3C2、Cr-B4C以及CrB2-Cr3C2-Al2O3三种体系涂层对比发现,反应等离子Cr2O3-B4C-Al体系所得涂层具有更高的硬度(1230.15HV0.1)、韧性、抗划痕性能,而由于反应产生的Al2O3相含量相对较高,因此其摩擦磨损性能表现不如Cr-B4C体系优异。在850℃水淬条件下,Cr2O3-B4C-Al体系涂层的热震寿命达到了304次,具有明显较优的抗热震性能,热震过程中涂层的组织膨胀较少,涂层的失效是由打底层的氧化开裂导致。在850℃及1000℃高温下,Cr2O3-B4C-Al体系涂层的氧化增重相对较多,氧化后的组织致密性较高,对涂层内部组织的保护性提高,氧化深入不明显。因此,Cr2O3-B4C-Al体系涂层的耐高温氧化性能较好。
陶翀[10]（2017）在《NiCoCrAlYTa基等离子涂层的组织及失效行为控制研究》文中提出采用金属表面防护涂层,是延长航天航空发动机、蒸汽轮机等高温工业设备使用寿命最有效的方法之一。研发高温下具有优良力学性能和抗氧化、腐蚀性能的涂层,使设备零部件在高温状态下免于氧化、腐蚀等失效,保证长时间稳定运行具有十分重要的意义。本文研究了一种新型的Al2O3和Cr2O3氧化物复合增强陶瓷涂层,通过对其成分和显微组织控制,探明氧化物陶瓷涂层显微组织对其高温状态下力学、氧化、腐蚀性能的影响规律和作用机制,为该涂层在实际工程中的安全应用提供理论依据。本研究以商用氧化物陶瓷粉末和合金粉末为原材料,使用等离子喷涂技术制备出不同配比的NiCoCrAlYTa-Al2O3/Cr2O3涂层,借助光学显微镜、扫描电子电镜和透射电子电镜研究了涂层的显微组织,探讨了涂层在高温状态下的力学、抗氧化及抗腐蚀行为。研究表明,通过调整Al2O3和Cr2O3在NiCoCrAlYTa-Al2O3/Cr2O3涂层中的质量分数,得到由Cr2O3,（Ni,Co）Al和Al2O3结晶相,以及部分通过涂层快速冷却生成的非晶或纳米晶组成的涂层组织。非晶或纳米晶相有利于提高涂层的力学性能。涂层金相组织呈平行于涂层与基体界面的层状,涂层以熔化或半熔化的颗粒、以及微裂纹和灰黑色物质组成。研究发现,涂层孔隙率与显微硬度呈负相关关系。当Al2O3与Cr2O3质量比为3:2时,涂层孔隙率最低,显微硬度值最高,这与两种氧化物陶瓷固溶度,颗粒尺寸形状、数量有关。通过研究涂层的热震性能发现,700℃、900℃、1100℃下,随着热震温度的上升,涂层的热震循环次数呈现下降趋势,温度对涂层热震循环次数有着决定性的影响。单一添加Cr2O3的涂层表现出优于其它涂层的抗热震性能,这说明涂层中的Cr2O3有助于提高高温下涂层的抗热震性能。这一方面是由于Cr2O3的热膨胀系数更接近于NiCoCrAlYTa和奥氏体不锈钢的热膨胀系数;另一方面是由于Cr2O3和NiCoCrAlYTa的粉末颗粒均呈球体,涂层中以细小气孔为主,形态多为均匀分布的球形,具有极大地缓解热震过程中热应力的作用。通过研究涂层的高温磨损性能发现,单一添加A1203的涂层耐高温磨损性能低于其它涂层,这是由于该涂层显微硬度、致密度均较低。高温磨损的初始阶段,涂层表现出较好的耐磨损性能,涂层以轻微塑性变形为主要磨损机制;磨损中期,涂层表面出现了形状不规则的凹坑,此时,涂层的磨损机制主要表现为微观断裂和疲劳磨损;磨损后期,涂层表面的许多凹坑已经被磨屑填充,且表面已经无明显的裂纹,并发现Fe已经发生了从摩擦副到涂层表面的转移。此阶段的涂层磨损机制为粘着磨损。通过研究涂层在700℃、900℃和1100℃下的氧化行为发现,700℃下NiCoCrAlYTa-Cr2O3涂层的抗氧化性能优于其它涂层的抗氧化性能;900 ℃下NiCoCrAlYTa-Cr2O3涂层的抗氧化性能较差,其它涂层的抗氧化性能相接近;1100℃下各涂层的抗氧化性能无明显差异。氧化过程伴随着Cr2O3、Al2O3的生成以及θ-A12O3向致密的六方α-A1203的转变。涂层高温腐蚀实验揭示,700℃下15小时内,涂层的腐蚀动力学曲线均呈现快速的上升;20小时后,各涂层的腐蚀动力学曲线呈平稳上升趋势。900℃下NiCoCrAlYTa-Cr2O3涂层的抗腐蚀能力最差;1100℃时,该温度已经接近涂层的承受能力上限,涂层在25小时内均发生严重破损。由于Al2O3中金属离子和氧离子的扩散系数比在Cr2O3中的扩散系数小几个数量级,Al2O3保护膜在高温状态下的性能优于Cr2O3保护膜。但由于等离子喷涂涂层具有低密度,含有大量孔洞和裂纹缺陷的特点,腐蚀介质通过涂层中的缺陷进入涂层内部,加速了涂层的结构失效和消耗了大量的Al。随着腐蚀过程的进行,涂层中的A1含量不能维持A1203保护膜的生长,仅以Cr2O3替代Al2O3保护膜保护涂层。
二、溅射Ni-8Cr-3.5Al纳米晶涂层的抗高温氧化行为（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、溅射Ni-8Cr-3.5Al纳米晶涂层的抗高温氧化行为（论文提纲范文）
（1）Inconel625合金及其改性材料的高温氯腐蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 国内外研究进展 |
| 1.2.1 金属的氧化 |
| 1.2.2 镍基高温合金 |
| 1.2.3 Inconel625合金氧化行为研究进展 |
| 1.3 氯腐蚀特征及机理 |
| 1.4 论文研究意义与内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原理 |
| 2.2 氯腐蚀设备简介 |
| 2.3 实验过程与分析手段 |
| 第3章 Inconel625-xAl合金在600-800°C下的氯诱导高温腐蚀 |
| 3.1 合金成分和微观形貌 |
| 3.2 Inconel625-xAl合金在0.5vol.%HCl中的氯诱导高温腐蚀 |
| 3.2.1 动力学曲线 |
| 3.2.2 氧化膜形貌和组成 |
| 3.3 Inconel625-xAl合金在1.0vol.%HCl中的氯诱导高温腐蚀 |
| 3.3.1 氧化动力学 |
| 3.3.2 热力学计算 |
| 3.3.3 氧化膜形貌和组成 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Inconel625-xY合金在600-800°C下的氯诱导高温腐蚀 |
| 4.1 合金成分和微观形貌 |
| 4.2 Inconel625-xY在0.5vol.%HCl中的氯诱导高温腐蚀 |
| 4.2.1 动力学曲线 |
| 4.2.2 氧化膜形貌和组成 |
| 4.3 Inconel625-xY在1.0vol.%HCl中的氯诱导高温腐蚀 |
| 4.3.1 氧化动力学 |
| 4.3.2 氧化膜形貌和组成 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 进一步工作的方向 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的研究成果及所获荣誉 |
| 致谢 |
（2）MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 MAX相简介 |
| 1.1.1 MAX相组成与晶体结构 |
| 1.1.2 MAX相的制备 |
| 1.1.3 MAX相的基本性能 |
| 1.1.4 MAX相的改性 |
| 1.2 MAX相耐电化学腐蚀性能 |
| 1.2.1 电化学腐蚀测试方法 |
| 1.2.2 电化学腐蚀行为 |
| 1.2.3 钝化膜生长与氯离子作用机制 |
| 1.3 MAX相涂层的耐蚀性能 |
| 1.3.1 MAX相涂层的制备 |
| 1.3.2 涂层的成分与晶体结构 |
| 1.3.3 涂层的耐蚀性能 |
| 1.4 非晶态与纳米晶MAX相涂层 |
| 1.4.1 非晶和纳米晶碳化物涂层 |
| 1.4.2 非晶态M-A-X涂层 |
| 1.4.3 非晶态M-A-X涂层耐蚀性及其影响因素 |
| 1.5 本文研究目的、意义及内容 |
| 第2章 Cr_2AlC及Cr_2AlC-Al_2O3复合材料在3.5 wt.%NaCl水溶液中的腐蚀行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 成分和微观结构的表征 |
| 2.2.3 电化学性能测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 材料的相组成和微观结构 |
| 2.3.2 动电位极化测试 |
| 2.3.3 电化学阻抗谱分析 |
| 2.3.4 恒电位极化后样品表面形貌 |
| 2.3.5 腐蚀机制 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 非晶态Cr-Al-C涂层的腐蚀行为及后续退火处理的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 Cr-Al-C涂层的制备 |
| 3.2.2 Cr-Al-C涂层的表征方法 |
| 3.2.3 电化学性能测试 |
| 3.2.4 XPS表面分析 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 沉积态Cr-Al-C涂层的表征 |
| 3.3.2 退火后涂层的相组成 |
| 3.3.3 退火后涂层的微观结构 |
| 3.3.4 动电位极化测试 |
| 3.3.5 恒电位极化测试 |
| 3.3.6 钝化膜成分及半导体特性 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 Cr-Al-C涂层晶化机制 |
| 3.4.2 涂层表面钝化膜形成机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (Cr,Ti)-Al-C涂层中Ti含量对其晶化和耐蚀性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 (Cr,Ti)-Al-C涂层的制备 |
| 4.2.2 (Cr,Ti)-Al-C涂层的表征方法 |
| 4.2.3 电化学测试 |
| 4.2.4 XPS表面分析 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 沉积态(Cr,Ti)-Al-C涂层的表征 |
| 4.3.2 动电位极化测试 |
| 4.3.3 恒电位极化测试 |
| 4.3.4 钝化膜成分 |
| 4.3.5 钝化膜半导体特性 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 (Cr,Ti)-Al-C非晶与纳米晶涂层的形成 |
| 4.4.2 钝化膜性能与Ti元素作用机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Si和Al在Ti_3SiC_2-Ti_3AlC_2体系中1100℃～1400℃下的互扩散系数 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 扩散偶的制备 |
| 5.2.2 互扩散界面的表征方法 |
| 5.2.3 互扩散系数计算方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 互扩散区浓度分布 |
| 5.3.2 互扩散区相组成与微观形貌 |
| 5.3.3 互扩散系数计算 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其它研究成果 |
（3）Re改性铝化物涂层的制备和氧化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高温防护涂层的发展 |
| 1.2.1 简单铝化物涂层 |
| 1.2.2 改性铝化物涂层 |
| 1.2.3 MCrAlY涂层 |
| 1.2.4 热障涂层 |
| 1.3 梯度MCrAlY涂层 |
| 1.4 铝化物涂层及其梯度MCrAlY涂层的制备方法 |
| 1.4.1 铝化物涂层的传统制备方法 |
| 1.4.2 铝化物涂层的先进制备方法 |
| 1.4.3 梯度MCrAlY涂层制备方法 |
| 1.5 Re在高温合金及其防护涂层中的应用 |
| 1.5.1 Re在高温合金中的应用 |
| 1.5.2 Re改性β-NiAl涂层及其合金 |
| 1.5.3 Re改性MCrAlY涂层 |
| 1.5.4 Re基扩散障 |
| 1.6 本文研究目的和研究内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层制备 |
| 2.2.1 电镀Pt工艺 |
| 2.2.2 Ni-Re复合电镀 |
| 2.2.3 电弧离子镀工艺 |
| 2.2.4 Re改性β-NiAl涂层的制备 |
| 2.2.5 RePt共改性β-NiAl涂层的制备 |
| 2.2.6 RePtY共改性β-NiAl涂层的制备 |
| 2.3 涂层高温防护性能实验 |
| 2.3.1 恒温氧化实验 |
| 2.3.2 循环氧化实验 |
| 2.4 涂层的组织结构分析 |
| 2.4.1 物相分析 |
| 2.4.2 形貌及元素分析 |
| 2.4.3 氧化后涂层表面三维形貌及粗糙度分析 |
| 2.5. 显微硬度和弹性模量分析 |
| 第3章 Re改性β-NiAl涂层的组织结构和氧化行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 涂层组织和相结构 |
| 3.3 1100℃循环氧化行为 |
| 3.3.1 涂层的循环氧化动力学曲线 |
| 3.3.2 涂层循环氧化50次后的形貌和氧化产物 |
| 3.3.3 涂层循环氧化200次后的形貌和氧化产物 |
| 3.4 1100℃恒温氧化行为 |
| 3.4.1 涂层的恒温氧化动力学曲线 |
| 3.4.2 涂层的恒温氧化产物及形貌 |
| 3.5 分析与讨论 |
| 3.5.1 涂层形成机制 |
| 3.5.2 涂层的初期氧化 |
| 3.5.3 涂层和基体间的互扩散行为 |
| 3.5.4 涂层的氧化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 RePt共改性β-NiAl涂层的组织结构和氧化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 涂层组织和相结构 |
| 4.3 1150℃循环氧化行为 |
| 4.3.1 涂层的循环氧化动力学曲线 |
| 4.3.2 涂层循环氧化5次后的形貌和氧化产物 |
| 4.3.3 涂层循环氧化100次后的形貌和氧化产物 |
| 4.4 1150℃循环氧化行为分析与讨论 |
| 4.4.1 三种涂层的氧化过程 |
| 4.4.2 Ni/Re对氧化膜的剥落作用 |
| 4.4.3 三种涂层中大空洞形成机制 |
| 4.5 1100℃恒温氧化行为 |
| 4.5.1 涂层的恒温氧化动力学曲线 |
| 4.5.2 涂层恒温氧化10h后的形貌和氧化产物 |
| 4.5.3 涂层恒温氧化300h后的形貌和氧化产物 |
| 4.6 1100℃恒温氧化行为分析与讨论 |
| 4.6.1 Re对氧化速率的作用机制 |
| 4.6.2 Re对TGO形貌的作用 |
| 4.6.3 Re对TGO抗剥落和褶皱行为的作用 |
| 4.6.4 PtAl扩散涂层的氧化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 RePtY共改性β-NiAl涂层的组织结构和氧化行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 涂层组织和相结构 |
| 5.3 1150℃循环氧化行为 |
| 5.3.1 涂层的循环氧化动力学曲线 |
| 5.3.2 涂层循环氧化5次后的形貌和氧化产物 |
| 5.3.3 涂层循环氧化90次后的形貌和氧化产物 |
| 5.4 1100℃恒温氧化行为 |
| 5.4.1 涂层的恒温氧化动力学曲线 |
| 5.4.2 涂层恒温氧化30h后的形貌和氧化产物 |
| 5.4.3 涂层恒温氧化200h后的形貌和氧化产物 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.5.1 Pt对氧化速率和涂层退化的作用 |
| 5.5.2 Pt对涂层表面氧化膜的形貌和剥落影响 |
| 5.5.3 Pt、Re和Y的协同作用机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（4）纳米晶涂层的热稳定性和高温氧化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 典型的高温防护涂层 |
| 1.2.1 铝化物涂层 |
| 1.2.2 MCrAlY包覆涂层 |
| 1.2.3 热障涂层 |
| 1.3 纳米晶涂层 |
| 1.3.1 纳米晶涂层的设计 |
| 1.3.2 纳米晶涂层的发展 |
| 1.4 纳米晶材料的热稳定性 |
| 1.4.1 热驱动晶粒长大 |
| 1.4.2 提高纳米材料热稳定性的方法 |
| 1.5 本文的研究目的与内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料与分析方法 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 基体材料 |
| 2.3 涂层制备 |
| 2.3.1 磁控溅射 |
| 2.3.2 多弧离子镀 |
| 2.4 真空退火实验 |
| 2.5 高温氧化实验 |
| 2.5.1 恒温间断氧化实验 |
| 2.5.2 循环氧化实验 |
| 2.6 分析测试手段 |
| 2.6.1 能谱仪(EDS) |
| 2.6.2 化学成分分析(ICP-AES) |
| 2.6.3 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.6.4 X射线衍射仪(XRD) |
| 2.6.5 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.6.6 纳米压痕 |
| 2.6.7 激光共聚焦显微镜(CLSM) |
| 第3章 低铝纳米晶涂层的热稳定性和高温氧化行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 沉积态涂层的微观结构 |
| 3.3.2 氧化动力学 |
| 3.3.3 氧化膜相组成和微观形貌 |
| 3.3.4 氧化后涂层的晶粒尺寸与成分 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 热稳定纳米晶涂层的设计 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 沉积态涂层的微观结构 |
| 4.3.2 涂层的热稳定性 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 O-0涂层的热稳定性 |
| 4.4.2 含氧涂层的热稳定性 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 热稳定纳米晶涂层的高温氧化行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 恒温间断氧化实验 |
| 5.3.1 氧化动力学 |
| 5.3.2 氧化膜的相组成和微观形貌 |
| 5.3.3 氧化后涂层的微观结构 |
| 5.4 循环氧化实验 |
| 5.4.1 氧化动力学 |
| 5.4.2 氧化膜的相组成和微观形貌 |
| 5.4.3 循环氧化过程中的表面起伏 |
| 5.5 讨论 |
| 5.5.1 涂层的抗高温氧化性能 |
| 5.5.2 涂层的抗表面起伏和剥落性能 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 热稳定纳米晶涂层在700℃含水蒸汽和NaCl环境的腐蚀行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 涂层的制备 |
| 6.2.2 腐蚀测试过程 |
| 6.2.3 腐蚀产物的表征 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 合金和涂层腐蚀前的微观结构和元素分布 |
| 6.3.2 合金和涂层腐蚀后的动力学曲线和宏观结构 |
| 6.3.3 合金和涂层腐蚀后的相组成和微观形貌 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 K38G和N5合金的腐蚀机制 |
| 6.4.2 O-0和O-8涂层的腐蚀机制 |
| 6.4.3 SN和SNY涂层的腐蚀机制 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（5）高性能MCrAlYHf（M=Ni,Co,Fe）热障涂层粘结层材料的设计及其氧化机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 热障涂层系统 |
| 1.2.1 镍基高温合金 |
| 1.2.2 粘结层 |
| 1.2.3 陶瓷层 |
| 1.3 热障涂层失效的影响因素 |
| 1.3.1 化学因素 |
| 1.3.2 热力因素 |
| 1.4 热障涂层粘结层的研究进展 |
| 1.4.1 Pt-Ni Al粘结层 |
| 1.4.2 MCr Al Y粘结层 |
| 1.4.3 影响NiCoCrAlY粘结层抗氧化性能的因素 |
| 1.4.4 新型AlCoCrFeNi YHf高熵粘结层材料 |
| 1.5 本文拟解决的关键问题 |
| 1.5.1 存在的关键问题 |
| 1.5.2 本文研究内容 |
| 第二章 样品制备和主要表征技术 |
| 2.1 主要实验设备 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 主要表征技术 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 组织结构和成分分析 |
| 2.3.3 氧化层应力测量 |
| 第三章 活性元素Y分布对NiCoCrAlY合金高温氧化行为的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 高温氧化实验 |
| 3.2.3 样品表征 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 球磨前后NiCoCrAlY粉末的微观结构 |
| 3.3.2 两种合金的微观结构 |
| 3.3.3 活性元素Y在球磨粉末制备的合金中的分布与存在形式 |
| 3.3.4 两种合金在晶粒尺寸上的差异 |
| 3.3.5 两种合金的氧化行为 |
| 3.3.6 两种合金氧化层剥落行为 |
| 3.3.7 两种合金的氧化动力学 |
| 3.3.8 两种合金中的S杂质界面偏析 |
| 3.3.9 两种合金氧化层中的残余应力 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 活性元素Y分布对氧化层生长速率的影响 |
| 3.4.2 活性元素Y分布对氧化层生残余应力的影响 |
| 3.4.3 活性元素Y分布对界面S偏析的影响 |
| 3.4.4 氧化层剥落机制 |
| 3.5 结论 |
| 第四章 活性元素Y均匀化对NiCoCrAlY粘结层高温氧化行为的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 样品制备和表征 |
| 4.2.1 样品制备 |
| 4.2.2 高温氧化实验 |
| 4.2.3 样品表征 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 涂层样品显微结构 |
| 4.3.2 两种涂层的氧化层抗剥落性能 |
| 4.3.3 两种涂层的氧化层结构 |
| 4.3.4 两种涂层的氧化动力学 |
| 4.3.5 两种涂层的界面S杂质偏析 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 早期的氧化阶段 |
| 4.4.2 长期的氧化阶段 |
| 4.5 结论 |
| 第五章 晶粒尺寸与孔隙率对NiCoCrAlY涂层氧化行为的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 样品制备和表征 |
| 5.2.1 样品制备与高温氧化实验 |
| 5.2.2 样品表征 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 涂层结构 |
| 5.3.2 氧化层的剥落程度 |
| 5.3.3 氧化层结构 |
| 5.3.4 氧化动力学 |
| 5.3.5 氧化铝相转变 |
| 5.3.6 氧化层应力 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 涂层结构对Al_2O_3相转变的影响 |
| 5.4.2 涂层结构对氧化层生长速率的影响 |
| 5.4.3 涂层结构对氧化层残余应力的影响 |
| 5.4.4 氧化层剥落机制 |
| 5.5 结论 |
| 第六章 新型Y-Hf共掺杂AlCoCrFeNi高熵合金粘结层材料的设计及其氧化行为研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 样品制备和表征 |
| 6.2.1 样品制备和氧化实验 |
| 6.2.2 样品表征 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 AlCoCrFeNi YHf高熵合金的结构 |
| 6.3.2 氧化层结构 |
| 6.3.3 氧化动力学 |
| 6.3.4 AlCoCrFeNi YHf高熵合金的高温相转变 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 早期α-Al_2O_3的快速形核 |
| 6.4.2 长期的α-Al_2O_3形核维持 |
| 6.4.3 氧化层生长机制 |
| 6.4.4 AlCoCrFeNi YHf高熵合金的潜在应用 |
| 6.5 结论 |
| 第七章 Al含量对Al_xCoCrFeNiYHf高熵合金结构及其氧化行为的影响. |
| 7.1 前言 |
| 7.2 样品制备和表征 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 三种高熵合金的结构 |
| 7.3.2 氧化层结构 |
| 7.3.3 氧化动力学 |
| 7.3.4 合金的高温相稳定性 |
| 7.4 讨论 |
| 7.4.1 早期的氧化阶段 |
| 7.4.2 长期的氧化阶段 |
| 7.5 结论 |
| 第八章 全文总结 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 主要创新点 |
| 8.3 课题展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
（6）SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的发展及研究现状 |
| 1.2.1 SiC纤维 |
| 1.2.2 SiC纤维增强金属复合材料的发展及研究现状 |
| 1.2.3 Ni合金 |
| 1.2.4 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的发展及研究现状 |
| 1.3 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 扩散阻挡层的制备方法 |
| 1.3.3 复合材料的成型工艺 |
| 1.4 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的力学性能 |
| 1.4.1 纤维的力学性能 |
| 1.4.2 复合材料的力学性能 |
| 1.5 本论文的研究目的和内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验设计 |
| 2.2 实验材料及实验设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.3 复合材料的制备过程 |
| 2.3.1 先驱丝的制备过程 |
| 2.3.2 SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备过程 |
| 2.4 复合材料的形貌及组织分析 |
| 2.5 复合材料的拉伸性能测试 |
| 2.5.1 纤维的拉伸性能测试 |
| 2.5.2 复合材料的拉伸性能测试 |
| 第3章 SiC纤维增强NCirAl合金基复合材料的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 改性纤维的制备 |
| 3.2.1 磁控溅射法沉积(Al+Al_2O_3)扩散阻挡层 |
| 3.2.2 影响Al_2O_3涂层沉积速率的因素 |
| 3.3 SiC_f/NiCrAl复合材料先驱丝的制备 |
| 3.3.1 复合电镀法制备复合材料先驱丝 |
| 3.3.2 磁控溅射法制备复合材料先驱丝 |
| 3.4 SiC_f/NiCrAl复合材料的制备 |
| 3.4.1 Cr、Al含量对SiC_f/NiCrAl复合材料制备的影响 |
| 3.4.2 扩散阻挡层厚度对SiC_f/NiCrAl复合材料制备的影响 |
| 3.4.3 SiC_f/NiCrAl复合材料中NiCrAl合金基体的扩散演变过程 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC_f/GH4169复合材料的制备 |
| 4.3 工艺优化 |
| 4.3.1 添加Ni粉 |
| 4.3.2 沉积Ni层 |
| 4.3.3 添加钎焊料 |
| 4.3.4 热等静压 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的拉伸性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纤维的拉伸性能 |
| 5.2.1 改性纤维的拉伸性能 |
| 5.2.2 先驱丝的拉伸性能 |
| 5.2.3 Weibull模数分析 |
| 5.3 SiC纤维增强GH4169合金基复合材料的拉伸性能 |
| 5.3.1 SiC_f/GH4169复合材料的室温拉伸强度 |
| 5.3.2 SiC_f/GH4169复合材料的室温拉伸断口分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 全文结论与展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（7）纳米晶金属陶瓷涂层的结构调控及氧化和空蚀行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷涂层和纳米晶涂层制备 |
| 1.2.1 热喷涂 |
| 1.2.2 激光熔覆 |
| 1.2.3 电镀 |
| 1.2.4 物理气相沉积 |
| 1.3 金属高温氧化 |
| 1.3.1 金属高温氧化理论 |
| 1.3.2 典型的高温防护涂层及其氧化行为 |
| 1.3.3 金属陶瓷涂层的氧化 |
| 1.4 金属和陶瓷空蚀 |
| 1.4.1 空泡腐蚀背景及机制 |
| 1.4.2 空蚀破坏的影响因素 |
| 1.4.3 常见材料的空蚀行为和抗空蚀涂层的研究现状 |
| 1.5 本论文研究的目的和内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 基体材料 |
| 2.2 涂层制备 |
| 2.2.1 抗氧化NiCrAlYSiHfN/AlN多层膜涂层 |
| 2.2.2 抗空蚀NiCrAlTiN涂层 |
| 2.2.3 真空退火 |
| 2.3 测试手段 |
| 2.3.1 高温氧化实验 |
| 2.3.2 超声振动空蚀 |
| 2.4 结构及成分表征 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜 |
| 2.4.2 X射线能谱仪 |
| 2.4.3 透射电子显微镜 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.4.5 显微硬计 |
| 2.4.6 纳米压痕仪 |
| 2.4.7 电子探针分析仪 |
| 2.4.8 光激发荧光谱技术 |
| 第3章 镍基NiCrAlYSiHfN/AlN多层膜涂层的高温氧化机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 沉积态涂层微观结构 |
| 3.3.2 高温氧化行为 |
| 3.3.3 互扩散行为 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 氧化机制 |
| 3.4.2 互扩散 |
| 3.4.3 涂层退化机制 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 氮含量对NiCrAlYSiHfN/AlN涂层表面氧化铝膜相变的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 三种NiCrAlYSiHfN/AlN多层膜涂层沉积态的形貌特征 |
| 4.3.2 三种涂层氧化后形貌及氧化膜组成 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 NiCrAlTi(N)涂层的氮含量调控与空蚀行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 NiCrAlTi(N)涂层沉积态微观组织 |
| 5.3.2 1000℃退火NiCrAlTi(N)涂层的微观结构 |
| 5.3.3 1000℃退火NiCrAlTi(N)涂层及对比材料的显微硬度 |
| 5.3.4 1000℃退火NiCrAlTi(N)涂层及对比材料的空蚀行为 |
| 5.4 讨论 |
| 5.5 退火时间对NiCrAlTi-8N涂层结构和空蚀性能的影响 |
| 5.6 小结 |
| 第6章 800℃退火NiCrAlTi与NiCrAlTi-3N涂层的组织与空蚀行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 退火温度对NiCrAlTi(N)涂层耐空蚀性能的影响 |
| 6.3.2 NiCrAlTi,NiCrAlTi-3N和NiTi合金的微观结构 |
| 6.3.3 纳米压痕测试 |
| 6.3.4 空蚀行为 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 两种涂层微观结构演化规律 |
| 6.4.2 空蚀机制分析 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（8）熔融氟盐环境中Ni/GH3535体系的扩散障设计研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 熔盐堆用结构材料的选择 |
| 1.3 候选镍基高温合金的高温腐蚀性能研究现状 |
| 1.4 镍基合金耐熔盐腐蚀性能优化方法研究 |
| 1.4.1 W元素对镍基合金耐熔盐腐蚀性能的影响 |
| 1.4.2 稀土元素对镍基合金耐熔盐腐蚀性能的影响 |
| 1.4.3 镍基合金耐蚀涂层研究 |
| 1.5 镍基高温合金扩散障研究进展 |
| 1.5.1 陶瓷扩散障 |
| 1.5.2 金属扩散障 |
| 1.6 本课题的研究意义、内容及创新性 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.6.3 本课题的创新性 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.2.1 氮化物陶瓷扩散障的制备 |
| 2.2.2 Ta和Ni-Ta扩散障的制备 |
| 2.2.3 Ni-Re扩散障的制备 |
| 2.2.4 纯Ni涂层的制备 |
| 2.3 涂层样品的热处理实验 |
| 2.4 熔盐腐蚀试验 |
| 2.5 分析测试技术及设备 |
| 2.5.1 扫描电子显微镜及X射线能谱仪 |
| 2.5.2 原子力显微镜 |
| 2.5.3 透射电子显微镜 |
| 2.5.4 X射线衍射分析 |
| 2.5.5 电子探针分析 |
| 2.5.6 结合力测试 |
| 2.5.7 热膨胀系数测试 |
| 第3章 Ni/GH3535体系在共晶(Li,Na,K)F熔盐中的腐蚀行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验内容及方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 GH3535合金电势差分析 |
| 3.3.2 GH3535合金的腐蚀行为 |
| 3.3.3 沉积态Ni/GH3535体系的微观结构 |
| 3.3.4 热处理后Ni/GH3535体系的微观结构 |
| 3.3.5 Ni/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 氮化物陶瓷扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.1 CrN扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.1.1 引言 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.1.3 沉积态CrN涂层的微观结构 |
| 4.1.4 Ni/CrN/GH3535体系热处理后的微观结构 |
| 4.1.5 Ni/CrN/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 4.1.6 小结 |
| 4.2 AlN扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.2.1 引言 |
| 4.2.2 实验方法 |
| 4.2.3 沉积态AlN涂层的微观结构 |
| 4.2.4 AlN涂层刻蚀后的微观结构 |
| 4.2.5 涂层界面微观结构和结合力测试 |
| 4.2.6 AN/GH3535和AEN/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 4.2.7 小结 |
| 4.3 TiN扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 4.3.1 引言 |
| 4.3.2 实验方法 |
| 4.3.3 沉积态TiN涂层的微观结构 |
| 4.3.4 Ni/TiN/GH3535样品热处理后的微观结构 |
| 4.3.5 Ni/TiN/GH3535体系的腐蚀行为 |
| 4.3.6 TiN涂层阻扩散性能研究 |
| 4.3.7 小结 |
| 4.4 涂层的开裂行为 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 金属扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.1 Ta扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.1.1 引言 |
| 5.1.2 实验内容及方法 |
| 5.1.3 涂层沉积态微观结构 |
| 5.1.4 Ni/Ta/GH3535体系的互扩散行为 |
| 5.1.5 Ni/Ta/GH3535体系的互扩散机制 |
| 5.1.6 小结 |
| 5.2 Ni_8Ta扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.2.1 引言 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.2.3 沉积态涂层表征 |
| 5.2.4 Ni/Ni_8Ta/GH3535体系的互扩散行为 |
| 5.2.5 小结 |
| 5.3 Ni-Re扩散障对Ni/GH3535体系互扩散行为的影响 |
| 5.3.1 引言 |
| 5.3.2 实验方法 |
| 5.3.3 沉积态涂层微观形貌 |
| 5.3.4 Ni/Ni-Re/GH3535体系的互扩散行为 |
| 5.3.5 小结 |
| 5.4 本章结论 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（9）硼化铬基复合涂层的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 硼化铬基复相陶瓷的优点及其制备方法的研究现状 |
| 1.2.2 硼化铬基复相陶瓷涂层的优点及其制备方法研究现状 |
| 1.2.3 等离子喷涂硼化铬基复相陶瓷涂层的研究现状 |
| 1.2.4 Cr-B_4C体系的研究现状 |
| 1.2.5 Cr_2O_3-B_4C-Al体系反应的研究现状 |
| 1.2.6 本课题设计的理论依据 |
| 1.2.7 本课题的科学意义和应用前景 |
| 1.3 研究内容 |
| 第二章 实验原理、材料与方法 |
| 2.1 实验原理 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 复合喷涂喂料的制备 |
| 2.4 复合涂层的制备 |
| 2.4.1 喷涂设备 |
| 2.4.2 喷涂工艺 |
| 2.5 复合涂层的分析测试方法 |
| 2.5.1 物相分析 |
| 2.5.2 组织分析 |
| 2.5.3 孔隙率 |
| 2.5.4 硬度及韧性 |
| 2.5.5 抗划痕性能 |
| 2.5.6 摩擦磨损性能 |
| 2.5.7 抗热震性能 |
| 2.5.8 高温氧化行为 |
| 第三章 反应喷涂体系热力学分析 |
| 3.1 热力学计算原理 |
| 3.1.1 反应体系自由能的计算 |
| 3.1.2 体系反应绝热温度的计算 |
| 3.2 Cr-B_4C体系反应热力学分析 |
| 3.2.1 Cr-B_4C体系反应自由能的计算 |
| 3.2.2 Cr-B_4C体系绝热温度的计算 |
| 3.3 Cr_2O_3-B_4C-Al体系反应热力学分析 |
| 3.3.1 Cr_2O_3-B_4C-Al体系反应自由能的计算 |
| 3.3.2 Cr_2O_3-B_4C-Al体系反应绝热温度的计算 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 硼化铬基复合涂层的组织结构和形成机制 |
| 4.1 喷涂喂料的制备与分析 |
| 4.1.1 复合粉的物相 |
| 4.2 硼化铬基复合涂层组织结构分析 |
| 4.2.1 复合涂层的物相 |
| 4.2.2 复合涂层的显微组织 |
| 4.3 CrB_2-Cr_3C_2 体系的沉积凝固过程和涂层的形成机制 |
| 4.4 CrB_2-Cr_3C_2-Al_2O_3 体系的沉积凝固过程和涂层的形成机制 |
| 4.5 Cr-B_4C体系的反应机理和涂层的形成机制 |
| 4.5.1 Cr-B_4C体系喂料的DTA/TG分析 |
| 4.5.2 Cr-B_4C体系喂料在加热过程中的物相变化 |
| 4.5.3 Cr-B_4C体系喂料在等离子焰流中的反应机理 |
| 4.5.4 Cr-B_4C体系喂料的沉积凝固过程、结晶机理 |
| 4.5.5 Cr-B_4C体系涂层的形成机制 |
| 4.6 Cr_2O_3-B_4C-Al体系的反应机理和涂层的形成机制 |
| 4.6.1 Cr_2O_3-B_4C-Al体系喂料的DTA/TG分析 |
| 4.6.2 Cr_2O_3-B_4C-Al体系喂料在加热过程中的物相变化 |
| 4.6.3 Cr_2O_3-B_4C-Al体系喂料在等离子焰流中的反应机理 |
| 4.6.4 Cr_2O_3-B_4C-Al体系喂料的沉积凝固过程、结晶机理 |
| 4.6.5 Cr_2O_3-B_4C-Al体系涂层的形成机制 |
| 4.7 原料成分对Cr_2O_3-B_4C-Al体系复合涂层的影响 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 硼化铬复合涂层的性能 |
| 5.1 硼化铬复合涂层的孔隙率 |
| 5.2 硼化铬复合涂层的硬度Weibull分布 |
| 5.3 硼化铬复合涂层的韧性 |
| 5.3.1 硼化铬复合涂层的压痕分析 |
| 5.3.2 硼化铬复合涂层的断口分析 |
| 5.3.3 硼化铬复合涂层的强韧化机理 |
| 5.4 硼化铬复合涂层的抗划痕性能 |
| 5.5 硼化铬复合涂层的摩擦磨损性能 |
| 5.5.1 摩擦系数 |
| 5.5.2 磨痕表面轮廓与磨损率 |
| 5.5.3 磨痕形貌及摩擦磨损机理分析 |
| 5.6 硼化铬复合涂层的热震行为 |
| 5.6.1 硼化铬复合涂层的热循环寿命 |
| 5.6.2 热震过程中硼化铬复合涂层的破坏形式 |
| 5.6.3 热震过程中硼化铬复合涂层的相变 |
| 5.6.4 热震过程中硼化铬复合涂层与基体界面结合状态 |
| 5.6.5 硼化铬复合涂层的热震失效机理 |
| 5.7 硼化铬复合涂层的高温氧化行为 |
| 5.7.1 硼化铬复合涂层在高温下的质量变化规律 |
| 5.7.2 硼化铬复合涂层经高温氧化后的物相分析 |
| 5.7.3 硼化铬复合涂层经高温氧化后表面形貌分析 |
| 5.7.4 硼化铬复合涂层经高温氧化后断口分析 |
| 5.7.5 硼化铬复合涂层高温氧化机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间所获得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（10）NiCoCrAlYTa基等离子涂层的组织及失效行为控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属表面高温防护涂层的研究 |
| 1.2.1 铝化物涂层 |
| 1.2.2 覆盖型合金涂层 |
| 1.2.3 表面结构改性涂层 |
| 1.2.4 陶瓷涂层 |
| 1.3 热喷涂技术的研究 |
| 1.3.1 不同的热喷涂工艺特点 |
| 1.3.2 气体燃烧熔化法热喷涂 |
| 1.3.3 气体电离熔化法热喷涂 |
| 1.3.4 电加热熔化法热喷涂 |
| 1.4 喷涂制备高温涂层的研究 |
| 1.4.1 超音速喷涂高温涂层 |
| 1.4.2 等离子喷涂高温涂层的研究 |
| 1.5 MCrAlY涂层的研究 |
| 1.5.1 MCrAlY涂层的分类和特性 |
| 1.5.2 MCrAlY涂层中合金元素的作用 |
| 1.5.3 MCrAlY陶瓷复合涂层的研究 |
| 1.6 高温状态下涂层损伤行为的研究 |
| 1.6.1 高温状态下涂层力学行为研究 |
| 1.6.2 高温状态下涂层氧化和耐腐蚀研究 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 喷涂粉末材料 |
| 2.2 NiCoCrAlYTa基涂层制备的实验方案设计 |
| 2.3 涂层制备和组织性能表征 |
| 2.3.1 涂层的制备 |
| 2.3.2 粉末与涂层组织结构与相分析 |
| 2.4 涂层性能测试 |
| 2.4.1 涂层的显微硬度测定 |
| 2.4.2 涂层热震性能测试与分析 |
| 2.4.3 涂层高温磨损性能测试与分析 |
| 2.4.4 涂层高温氧化性能测试与分析 |
| 2.4.5 涂层高温腐蚀性能测试与分析 |
| 第3章 NiCoCrAlYTa基涂层成分控制与组织性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 涂层组织与相结构 |
| 3.2.2 涂层孔隙率 |
| 3.2.3 涂层显微硬度 |
| 3.2.4 孔隙率与显微硬度 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 NiCoCrAlYTa基涂层高温力学行为 |
| 4.1 NiCoCrAlYTa基涂层热震性能 |
| 4.1.1 涂层热震循环实验结果 |
| 4.1.2 涂层抗热震结果分析 |
| 4.2 NiCoCrAlYTa基涂层高温磨损性能 |
| 4.2.1 涂层高温磨损实验结果 |
| 4.2.2 涂层高温磨损实验结果分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 NiCoCrAlYTa基涂层高温氧化与腐蚀行为 |
| 5.1 NiCoCrAlYTa基涂层高温氧化行为研究 |
| 5.1.1 NiCoCrAlYTa基涂层高温氧化动力学结果分析 |
| 5.1.2 NiCoCrAlYTa基涂层高温氧化机理 |
| 5.2 NiCoCrAlYTa基涂层高温腐蚀行为研究 |
| 5.2.1 NiCoCrAlYTa基涂层高温腐蚀动力学结果分析 |
| 5.2.2 NiCoCrAlYTa基涂层高温腐蚀机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 创新点 |
| 攻读博士学位期间发表及待发表的学术论文 |
| 致谢 |
四、溅射Ni-8Cr-3.5Al纳米晶涂层的抗高温氧化行为（论文参考文献）
- [1]Inconel625合金及其改性材料的高温氯腐蚀性能研究[D]. 陈土春. 江西科技师范大学, 2021(12)
- [2]MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为[D]. 张泽荣. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [3]Re改性铝化物涂层的制备和氧化行为研究[D]. 李伟. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]纳米晶涂层的热稳定性和高温氧化行为研究[D]. 孙文瑶. 中国科学技术大学, 2021(06)
- [5]高性能MCrAlYHf（M=Ni,Co,Fe）热障涂层粘结层材料的设计及其氧化机制研究[D]. 陆杰. 上海交通大学, 2020(01)
- [6]SiC纤维增强Ni合金基复合材料的制备与性能研究[D]. 张浩强. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [7]纳米晶金属陶瓷涂层的结构调控及氧化和空蚀行为研究[D]. 刘正良. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [8]熔融氟盐环境中Ni/GH3535体系的扩散障设计研究[D]. 王成旭. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [9]硼化铬基复合涂层的研究[D]. 任先行. 河北工业大学, 2019
- [10]NiCoCrAlYTa基等离子涂层的组织及失效行为控制研究[D]. 陶翀. 东北大学, 2017(01)