具有不同大小片层团的Ti-Al-Nb-W-B-Y合金的等温氧化行为（英文）

以Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y(原子分数,%)合金为研究对象,通过热处理获得不同大小片层团的2种全片层显微组织,并在900℃空气条件下,进行了100 h的抗氧化性实验。利用OM、SEM、TEM、XRD和EDS对试样的微观结构、相组成及微区成分进行了分析。恒温氧化动力学结果表明:在900℃空气条件下,具有2种不同大小全片层组织的Ti Al合金,其恒温氧化动力学曲线符合近抛物线规律,且大片层组织合金的抗氧化性能优于小片层组织。氧化100 h后,大片层组织的合金其氧化增重为6.45 g/m~2,小片层组织的合金的氧化增重为7.62 g/cm~2。对合金截面进行观察后发现,具有大小片层团2种合金表面氧化物的厚度分别为5和7μm。通过对氧化动力学曲线、组织结构、氧化膜结构、氧化表面形貌进行综合分析,2种合金组织结构的不同影响了O元素在基体中的扩散,而扩散速率的不同最终导致2种Ti Al合金表现出不同的氧化行为。     

Ti2AlNb合金不同温度下的高温氧化行为

研究了Ti₂AlNb合金在不同温度下的高温氧化行为。采用连续氧化增重的方法计算了合金氧化动力学规律;用XRD、SEM、EDS等手段研究氧化后的表面相结构和表面、截面形貌以及元素分布。结果表明,Ti₂AlNb合金在650 ℃和750 ℃下的连续氧化动力学曲线近似符合抛物线规律,而在850 ℃时符合直线规律。氧化层分层现象明显,且都未形成连续致密的Al₂O₃保护层。氧化产物主要为TiO₂,少量的Al₂O₃、Nb₂O₅,以及微量的AlNbO₄、Nb₂TiO₇、AlNb₂。氧化温度越高,分层越明显,富氧层越厚,危害性氧化物越多。     

一种铁基多元合金堆焊层的高温氧化动力学

运用静态等温氧化法测定了铁基多元合金堆焊层在650～750℃的氧化动力学曲线,并计算了氧化激活能.结果表明;该堆焊层的氧化动力学曲线近似呈抛物线规律,氧化激活能为349.61KJ/moi.在650℃和750℃氧化40h,平均氧化速率分别为1.598x10-5g/(cm2·h)和2.025x10-5g/(cm2·h).     

Ti60高温钛合金氧化行为研究

研究Ti60高温钛合金在600～750 ℃范围内的氧化行为.氧化增重试验及XRD、SEM分析结果表明,Ti60合金在600～750 ℃范围内氧化0～100 h条件下,由Wagner的氧化经验公式计算得氧化指数n在1～2之间,氧化激活能为256 kJ/mol,氧化符合线性-抛物线混合规律.在600 ℃氧化100 h及750 ℃氧化10 h,氧化产物为TiO2,经750 ℃、100 h长时间氧化后,表面有少量Al2O3生成,氧化物优先沿原始β晶界形核.氧除了会在试样表面形成氧化层外,还会向基体中扩散形成脆性富氧层,从而影响合金力学性能.随着氧化温度的升高和时间的延长,富氧层厚度增厚.     

TC4钛合金高温氧化行为

研究了TC4钛合金在650、750、850℃的循环氧化和25~1000℃范围内的连续变温氧化的氧化行为。采用电子天平或综合热分析仪、XRD、SEM和EDS分析了合金的氧化动力学、氧化膜的物相、表面形貌、截面结构及元素分析。结果表明:650℃循环氧化和连续变温氧化动力学曲线符合抛物线规律、750℃循环氧化符合抛物线-直线混合规律、850℃循环氧化符合直线规律。氧化膜由薄而致密的Al_2O_3外层和厚而疏松的TiO_2内层组成。随氧化温度升高,氧化膜厚度增加,但出现裂纹或剥落。     

Ti600合金的高温氧化行为研究

研究了Ti600合金在600~750℃下的高温氧化行为。采用连续氧化增重的方法及氧化速度常数、氧化活度等理论计算了合金氧化的热力学和动力学规律;用XRD、SEM、EDS等手段研究保护膜的表面相结构和表面形貌以及截面元素分布。结果表明:Ti600合金在700℃以下均有较好的抗氧化性能,其连续氧化动力学曲线基本符合抛物线规律;在750℃,氧化较严重,其连续氧化动力学曲线近似符合抛物线-直线规律。氧化层由金红石型的TiO2氧化物和少量的Al2O3组成。Al2O3能阻止氧的渗入,降低氧化速度。     

TiAl合金表面EB-PVD制备热障涂层及高温抗氧化性能

利用EB-PVD技术在Ti Al合金表面制备了扩散铝/YSZ热障涂层。采用SEM、EDS和XRD分析了涂层原始及高温氧化后的微观组织及相组成,并测试了高温氧化性能。结果表明:涂层表面YSZ层为致密柱状晶结构,由非平衡四方相t′-ZrO_2组成。Ti Al合金沉积了扩散铝/YSZ热障涂层后高温氧化性能显著提高,氧化动力学曲线呈对数变化规律,900℃高温氧化时,氧化速率为2.2×10~(-5) mg/cm~2·h。1000℃高温氧化时,氧化速率为1.14×10~(-3) mg/cm~2·h。在高温氧化过程中,粘结层与基体之间发生元素扩散,膜基界面消失。在面层与中间粘结层之间形成了均匀连续的热生长氧化物层TGO。     

具有不同大小片层团的Ti–Al–Nb–W-B–Y合金的等温氧化行为

以Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y (at. %)合金为研究对象,通过热处理获得不同大小片层团的两种全片层显微组织,并在900 ℃空气条件下,进行了100 h的抗氧化性实验。利用OM、SEM、TEM、XRD和EDS对试样的微观结构、相组成及微区成分进行了分析。恒温氧化动力学结果表明：在900 ℃空气条件下,具有两种不同大小全片层组织的TiAl合金,其恒温氧化动力学曲线符合近抛物线规律,且大片层组织合金的抗氧化性能优于小片层组织。氧化100小时后,大片层组织的合金其氧化增重为7.62 g/m₂,小片层次组织的合金的氧化增重为6.45 g/cm₂。对合金截面进行观察后发现,大小片层团两种合金表面氧化物的厚度分别为7μm和5μm。通过对氧化动力学曲线、组织结构、氧化膜结构、氧化表面形貌进行综合分析,表明TiAl合金的片层团大小对其氧化行为具有不可忽视的影响。     

γ-TiAl表面双辉等离子W-Mo合金化对其氧化行为的影响

目的研究W-Mo表面合金化对γ-TiAl合金抗高温氧化性能的影响。方法采用双层辉光等离子合金化技术在γ-TiAl合金表面进行W-Mo合金化,通过恒温氧化试验评价改性层的抗氧化性能,并通过扫描电子显微镜与X射线衍射仪对氧化膜表面及截面形貌和相组成进行分析。结果使用双层辉光等离子合金化技术可以在γ-TiAl表面制备出W-Mo改性层,改性层厚度为9μm,最外层为厚约6μm的W-Mo沉积层,而在沉积层与基体之间存在厚约3μm的扩散层。W-Mo改性层均匀、致密,基体与改性层之间没有裂纹、孔洞等明显缺陷,扩散层中的元素含量呈梯度分布。在750℃恒温氧化100 h后,γ-TiAl基体的氧化增重为5.306 mg/cm~2,W-Mo改性层的氧化增重为2.578 mg/cm~2,仅为γ-TiAl基体的48.6%。在氧化10、20、50 h后,改性层表面无明显变化,氧化膜层均匀、致密、无缺陷,几乎没有出现剥落现象;氧化100 h后,改性层中Mo与W的原子比由3:1降低到了1:2。结论通过双层辉光等离子合金化技术制备W-Mo改性层,能够改善γ-TiAl合金在750℃下的抗高温氧化性能。W-Mo改性层在经过氧化后所形成的氧化膜连续、致密,可以阻碍氧原子向基体内的扩散。但在氧化100 h后,Mo元素的蒸发会破坏氧化膜的完整性,使抗氧化性能有所降低。     

Ti45Al8Nb0.5B0.2C合金的组织及高温氧化行为研究

研究了Ti45Al8Nb0.8B0.2C合金的组织及高温氧化行为。XRD、SEM、TEM及EDS分析表明,合金热等静压后的组织为γ和α2相组成的片层组织,片层团晶粒内部与层片团晶界处存在条状或点状白色相TiB2;高温淬火合金发生α→γm相变,在α+γ两相区时效合金组织由不同取向的细小层片和层片交界处的α2相组成。氧化增重实验及XRD、SEM分析表明,合金在900和1000℃氧化100h,氧化反应常数分别为0.00192和0.31637,幂指数分别为1.1381和2.0076。合金在900℃氧化100h后氧化层厚度大约为4μm,从外到内依次为:不连续的Al2O3层/Al2O3+TiO2混合层/富Nb层/基体。合金在1000℃氧化100h后氧化层厚度大约为5μm,从外到内依次为:TiO2/Al2O3+TiO2/氮化物层/基体。     

微量元素添加对Ti1100合金的高温抗氧化及耐蚀性能影响

利用固溶体合金中的"团簇加连接原子"模型解析了典型高温近α-Ti合金Ti1100的成分,其团簇成分式为[Al-(Ti_(13.7)Zr_(0.3)](Al_(0.69)Sn_(0.18)Mo_(0.03)Si_(0.12)。在此基础上,采用相似元素替代原则设计了微量元素Hf、Ta和Nb添加的系列合金成分,即[Al-(Ti_(13.7)Zr_(0.15)Hf_(0.15))](Al_(0.69)Sn_(0.18)Si_(0.1)(Mo/Ta/Nb)_(0.03))。对该系列合金进行950℃,1h固溶+560℃,6h时效处理,然后进行组织结构、硬度、抗高温氧化及电化学腐蚀性能测试。结果表明Zr_(0.15)Hf_(0.15),合金与参比合金具有相同片层β转变组织,而在此基础上Ta和Nb的添加会使合金中产生大量等轴α组织;但组织的改变对系列合金的显微硬度影响不大,介于3300~3700MPa。650℃氧化100 h后系列合金均具有较强的抗氧化能力,氧化增重小于1.0mg/cm~2,而在800℃氧化100h后,添加Hf、Ta、Nb元素的合金氧化增重明显低于Ti1100合金,氧化层厚度为23~27μm,且氧化层致密,其中[Al-(Ti_(13.7)Zr_(0.15)Hf_(0.15))](Al_(0.69)Sn_(0.18)Si_(0.1)Ta_(0.015)Nb_(0.015))合金具有最优的抗高温氧化性能,800℃,100h后的氧化增重仅为2.6mg/cm~2。此外,该系列合金在在3.5%NaCl溶液中也具有较好的耐蚀性。     

ppm级S对第二代抗热腐蚀镍基单晶高温合金恒温氧化行为的影响

采用不连续增重法研究了ppm级S对第二代抗热腐蚀镍基单晶高温合金1 000℃恒温氧化行为的影响,测量了不同ppm级S含量合金的氧化动力学曲线,借助扫描电子显微镜(SEM)观察了合金氧化层截面的微观组织,利用X射线衍射分析仪(XRD)和能谱仪(EDS)确定了相结构,并分析了S含量变化对合金氧化机理的影响。结果表明:两种合金1 000℃的氧化动力学曲线均近似遵从抛物线规律, 2 ppm合金的氧化增重明显小于10 ppm合金;随着S含量ppm级的增加和氧化时间的延长,合金的抗氧化性能恶化。S含量的增加虽未改变氧化物的相组成,但明显改变了氧化物的形貌及不同氧化层的厚度、致密度及连续性,促进了合金内部TiN的形成。     

R60705锆合金的表面氧化改性

对锆合金R60705在480、550、650、750℃加热保温4h进行了表面氧化处理,运用硬度测试、显微组织观察、XRD分析、阳极极化曲线的测试和均匀性腐蚀试验等方法对氧化层性能进行了研究.结果表明,R60705合金氧化层表面硬度明显高于基体硬度,最高达600 HV0.05.在650、750℃处理的氧化层的主要由单斜氧化锆ZrO2构成,对基体不具保护作用.过高处理温度会降低R60705合金的腐蚀电位、降低耐腐蚀性能.在550℃以下氧化4h形成多种结构混合的ZrO2,可以紧密覆盖基体形成保护,其氧化层各项性能均优于在650、750℃处理的氧化层.     

一种新型耐650℃高温钛合金的氧化行为

研究了新型耐650℃高温钛合金Ti650在600～700℃下的氧化行为。通过氧化增重试验研究了氧化动力学规律,采用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)分析了氧化膜的相结构和表面形貌,同时测试了氧化层对力学性能的影响。结果表明,Ti650合金氧化过程分为氧化初始阶段(<50 h)和氧化稳定阶段(50～100 h)。氧化初期质量增益迅速上升,当氧化时间超过50 h后,氧化速度减慢并趋于平稳,氧化进入稳定阶段。Ti650合金的氧化反应指数n值大于2,表明Ti650合金在700℃以下具有良好的抗氧化性能。Ti650合金的氧化反应产物主要为TiO_2,呈颗粒状。随着氧化温度的升高和氧化时间的延长,TiO_2颗粒尺寸增大。     

GX40CrNiSi25-20奥氏体不锈钢的高温氧化性能研究

采用不连续恒温氧化增重法研究了GX40CrNiSi25-20奥氏体不锈钢在不同温度和氧化时间条件下的抗高温氧化性能。结果表明,其氧化动力学曲线遵循抛物线规律。试样在700℃、900℃、1100℃下氧化100h后,其氧化增重分别为0.143mg/cm~2、0.323mg/cm~2和0.813mg/cm~2;表面氧化程度随着氧化温度的增加逐渐增大;氧化膜的主要物相分别为NiO、Fe_(0.98)O、Cr_2O_3和Fe_(0.64)Ni_(0.36)奥氏体相,Fe_2O_3、Fe_3O_4、Cr_2O_3和尖晶石结构(FeCr_2O_4、NiCr_2O_4),以及Fe_2O_3、FeO、Cr_2O_3和尖晶石结构。生成的Cr_2O_3和尖晶石结构等产物使材料具有良好的高温抗氧化性能。     

Zr-Sn-Nb合金1000~1250℃蒸汽氧化行为

核反应堆包壳管在失水事故中会因剧烈的高温蒸汽氧化而破裂,从而引起核燃料泄露的严重后果。为此,本文研究了Zr-Sn-Nb核包壳合金1000~1250℃蒸汽氧化行为。采用增重法计算了蒸汽氧化试样单位面积的质量变化,通过扫描电子显微镜观察了蒸汽氧化试样截面形貌并测量了氧稳定α相层(α-Zr(O))和氧化锆层(ZrO₂)厚度,得到Zr-Sn-Nb合金氧化增重和α-Zr(O)、ZrO₂层生长动力学曲线。结果表明：1000℃蒸汽氧化时,α-Zr(O) 层生长动力学曲线始终服从抛物线规律;氧化1500s后,氧化增重和ZrO₂层生长动力学曲线由抛物线转变为直线规律,ZrO₂层内产生大量裂纹。1100~1250℃蒸汽氧化时,氧化增重和α-Zr(O)、ZrO₂层生长动力学曲线均服从抛物线规律, ZrO₂层结构始终保持完整。Zr-Sn-Nb合金的抗氧化性能优于Zr-4合金,其ZrO₂层和α-Zr(O)层生长速度慢于Zr-4合金。     

利用SiO2中间层提高铝化物涂层的高温防护性能

目的提高TiAl合金的抗高温氧化性能。方法采用料浆法和电沉积法在TiAl合金表面制备Al-SiO_2复合涂层。通过静态空气氧化测试评价复合涂层对TiAl合金抗高温氧化性能的影响,利用X射线衍射仪分析高温氧化前后涂层物相组成,借助扫描电子显微镜分析试样表面和截面微观组织和形貌。结果 1000℃氧化过程中,铝化物涂层具有一定的抗高温氧化性能,氧化100 h后增重为10.44 mg/cm~2。然而其表面仍然出现了淡黄色TiO_2氧化层,并且存在裂纹等缺陷,表面涂层物质在热处理过程中与基体组织发生了大量互扩散。Al-SiO_2复合涂层经过100 h氧化后,表面形貌基本保持不变,未观察到裂纹等缺陷,随着Si O_2中间层沉积时间延长,试样的抗高温氧化性能总体呈现上升趋势。-2 mA/cm~2下电沉积300 s制备的SiO_2涂层抗高温氧化性能显著提高,其氧化增重仅为3.03 mg/cm~2。结论 Al-SiO_2复合涂层能够有效地提高TiAl合金的抗高温氧化性能。     

Ti65合金磷酸盐涂层抗高温氧化性能研究

目的通过表面涂层提高高温钛合金Ti65的抗高温氧化性能。方法采用喷涂法在Ti65合金基体上制备以磷酸铝为粘结剂、Al和Al/SiC为填料的两种磷酸盐抗高温氧化复合涂层。研究Ti65合金和涂层样品在650℃准等温、静态空气条件下的氧化动力学行为。用XRD和SEM/EDS分别对涂层样品氧化前后的物相组成、组织形貌和微区成分进行表征分析;用电子探针(EPMA)分析涂层样品的元素分布情况。结果650℃抗高温氧化实验结果表明,磷酸盐涂层样品的准等温氧化动力学曲线均符合抛物线规律,两种涂层样品的抛物线氧化速率常数kp分别为3.922×10^-2、1.768×10^-2 mg/(cm^2·h^1/2)和2.48×10^-2、3.385×10^-4 mg/(cm^2·h^1/2),均小于Ti65合金,氧化增重显著降低。以Al/SiC为填料的磷酸铝涂层的抗氧化性能最好,氧化1000 h,质量增加0.20 mg/cm^2,约为Ti65基体氧化增重(1.13 mg/cm^2)的1/6。微观分析结果表明,两种磷酸盐涂层样品在650℃准等温氧化后,涂层与基体形成扩散层,生成TiAl3金属间化合物,涂层表面均保持完好,没有裂纹和孔隙,有效阻止了氧元素向Ti65基体的扩散,保护基体不受氧化。结论磷酸盐涂层能有效阻止650℃温度下氧向Ti65合金基体的扩散,具有优异的抗高温氧化性能。     

GH3535合金700℃恒温氧化行为研究

利用增重法,研究了GH3535合金在700℃/700 h下的恒温氧化行为。采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、电子探针(EPMA)和同步辐射荧光(SRXRF)分析技术研究了GH3535合金高温氧化膜的氧化动力学、形貌及氧化物的组成。结果表明,GH3535合金在700℃/700 h氧化后表面氧化膜无明显剥落,氧化动力学曲线遵循立方规律,氧化膜厚度为5μm左右,无内氧化现象发生。700℃下,GH3535合金属于完全抗氧化等级。合金表面生成的氧化膜成分以Ni O、Cr2O3、Ni Cr2O4和Ni Mn2O4为主。     

基于Ti1100合金的微量元素添加对合金抗氧化性能的影响

本文利用固溶体合金中的‘团簇加连接原子’模型解析了典型高温近α-Ti合金Ti1100的成分,其团簇成分式为[Al-(Ti13.7Zr0.3)](Al0.69Sn0.18Mo0.03Si0.12)。在此基础上,采用相似元素替代原则设计了微量元素Hf、Ta和Nb添加的系列合金成分,即 [Al-(Ti13.7Zr0.15Hf0.15)](Al0.69Sn0.18Si0.1(Mo/Ta/Nb)0.03)。对该系列合金进行950 ℃/1 h固溶+560 ℃/6 h时效处理,然后进行组织结构、硬度、抗高温氧化及电化学腐蚀性能测试。研究结果表明,Zr0.15Hf0.15合金与参比合金具有相同片层β转变组织,而在此基础上Ta和Nb的添加会使合金中产生大量等轴α组织;但组织的改变对系列合金的显微硬度影响不大,介于330-370 HV。650 ℃氧化100 h后系列合金均具有较强的抗氧化能力,氧化增重小于1.0 mg/cm2,而在800 ℃氧化100 h后,添加Hf、Ta、Nb元素的合金氧化增重明显低于Ti1100合金,氧化层厚度为25~27 μm,且氧化层致密,其中[Al-(Ti13.7Zr0.15Hf0.15)](Al0.69Sn0.18Si0.1Ta0.015Nb0.015)合金具有最优的抗高温氧化性能,800 ℃/100 h后的氧化增重仅为2.6 mg/cm2。此外,该系列合金在在3.5 %NaCl溶液中也具有较好的耐蚀性。