Al4SiC4/C复合材料的高温氧化行为

本文从氧化动力学、组织的微观进化及高温氧化机理探讨三部分对Al4SiC4/C复合材料在800～1100℃温度区间的氧化行为进行了系统的研究.研究结果表明Al4SiC4/C复合材料具有良好的抗氧化性能.在1000℃空气中氧化10 h后,40AC和50AC试样的单位面积失重量分别达到0.55×10-3mg/mm2和0.48×10mg/mm2.复合材料在1100℃的氧化表面物相为Al4SiC4和A12O3,且在该温度下的氧化表面观察到玻璃状保护相生成.     

新型Co-Al-W合金高温氧化行为研究

研究了γ′-Co3(Al,W)相沉淀强化的新型钴基高温合金,Co-Al-W抗高温氧化性能。利用SEM、EPMA、XRD等方法研究了新型Co-Al-W合金在800℃和900℃空气中静态氧化增重动力学和抗高温氧化机理,并与镍基高温合金Manaurite900相比较。研究发现,在800℃氧化时,9.8W合金抗氧化能力最强,但在900℃时,9.8W和7.5W合金的增重最大,Manaurite900和10.7W的抗氧化能力最好。合金在2种温度下氧化后,表面氧化膜主要由三层构成,即Co氧化物Co3O4组成的氧化膜最外层,Co、Al、W复杂氧化物组成的中间过渡层及Al和Co氧化物组成的氧化膜最内层。     

Si3N4陶瓷材料的高温氧化理论及其抗氧化研究现状

从热力学、动力学和整体控速过程探讨了氮化硅陶瓷材料高温氧化理论和氧化性质,在空气中的热化过程, 因为PO2>Psio, 是纯化氧化过程,氧化产物为SiO2和N2.氧扩散是控制氧化速度的主导因素.氧在Al2O3中的高温扩散系数为10-15~10-14量级,而在SiO2中扩散系数为10-8量级,因此人们探索各种方法在Si3N4陶瓷表面改性以提高其抗氧化性能,其中, 制备金属氧化物的效果显著.在试验沉积Al2O3薄膜的基础上,讨论了Al2O3薄膜对氮化硅陶瓷抗氧化性能的作用,并且展望了精密氮化硅陶瓷表面形成具有良好结合力的金属氧化物-氧化硅混合结构表层的表面改性技术.     

单晶高温合金热障涂层的循环氧化行为

在Ni基单晶高温合金基体上，采用磁控溅射沉积Ni30Cr12Al0.3Y粘结层，电子束物理气相沉积（EB－PVD）氧化锆陶瓷面层，制备了热障涂层。粘结层的晶粒尺寸小于100nm，为纳米结构，具有优异的抗氧化性能；陶瓷面层为柱状结构，有较好的应变允许度。XRD分析表明，沉积态的陶瓷层存在大量的非平衡正方相（t′），还有少量的立方相（c)和单斜相（m),t′相在冷却时不会转变为m，对陶瓷的高温稳定性有重要的作用。在1050℃下，对单晶合金基体和热障涂层进行了循环氧化实验。结果表明，单晶合金经过几次循环后氧化膜发生剥落，100次循环氧化后，表面氧化物主要由NiO和少量的Al2O3以及由于Kirkendell效应造成的孔洞组成；而热障涂层经过100次循环后，表面没有剥落，但有微裂纹出现，粘结层与陶瓷层之间的热氧化产物（TGO）为Al2O3。300次循环氧化后，TGO与粘结层之间有裂纹产生。     

等离子喷涂 NiCoCrAlY / Al2 O3 高温固体润滑耐磨涂层的抗氧化性能研究

目的研究等离子喷涂NiCoCrAlY/Al2O3高温固体润滑耐磨涂层在850℃时的高温抗氧化性能和抗氧化机理。方法采用喷雾造粒、化工冶金包覆技术制备NiCoCrAlY/Al2O3复合粉体,并采用等离子喷涂技术在45#钢表面制备NiCoCrAlY/Al2O3复合涂层。采用SEM和XRD研究粉体和涂层的显微结构和物相组成,并采用马弗炉研究复合涂层在850℃的恒温氧化动力学曲线,通过研究氧化96 h以后涂层表面的组织形貌,探讨NiCoCrAlY/Al2O3复合涂层的抗氧化机理。结果 NiCoCrAlY合金层均匀致密地包覆在Al2O3颗粒的表面,包覆层厚度约为3~5μm。复合粉体的主要组成为Al2O3相和NiCoCrAlY合金相,没有其他杂质相的存在。等离子喷涂NiCoCrAlY/Al2O3复合涂层氧化动力学曲线分为大斜率直线、抛物线和系数几乎为0的抛物线等3个阶段。氧化96 h以后,涂层的氧化质量增量为4.9 mg/cm2左右,表面形成了一层连续的氧化物保护膜,经EDX分析,氧化膜层主要由Al,O,Cr和Ni组成。结论等离子喷涂NiCoCrAlY/Al2O3复合涂层具有良好的高温抗氧化性能,涂层中Ni,Cr,Al的氧化以及硬质相Al2O3的加入是涂层抗氧化的主要原因。     

TiAl／TiB2复合材料高温氧化膜的结构和形成机制

利用XRD，SEM，EDS及TEM对TiAl／TiB2复合材料在静止空气中高温氧化后的氧化膜结构及其形成机制进行了研究。结果表明：TiAl／TiB2复合材料的氧化膜主要由TiO2外层与由TiO2和Al2O3混合内层构成。TiO2和Al2O3混合内层为孔洞较多的疏松状结构。TiO2外层亦可分为内外两层，TiO2的内层部分存在一些与TiB2的轮廓相似的“孔洞”，TiO2的外层部分没有此类孔洞。由于TiAl／TiB2复合材料中的TiB2被氧化后生成的B2O3在高温下蒸发掉，使氧化膜中TiB2所处的位置留下了孔洞。因此，氧化膜中的部分孔洞是由于TiB2被氧化后产生的；氧化温度达到1000℃时，TiAl／TiB2复合材料中的TiB2使氧化膜中的孔洞数量增加，复合材料的抗氧化性能急剧下降。     

TC4合金特高温下的氧化行为研究

通过Gleeble-1500热模拟机研究了特高温下TC4合金的氧化行为。结果表明，1300℃以上的氧化随着氧化温度的升高和保温时间的延长，氧化增重持续增加，并远远大于1150℃时的氧化增重：氧化产物中的V2O5具有挥发性，在合金的外表层无法形成保护性的Al2O3氧化膜，次外层中TiO2氧化膜和Al2O3氧化膜在低于1150℃温度时有一定的抗氧化作用，在1300℃以上形成的氧化膜以疏松的TiO2为主。     

铸钢轧辊亚微米WC-4Co电火花沉积涂层高温性能

用新型电火花沉积设备,把WC-4Co陶瓷硬质合金材料沉积在铸钢轧辊材料上,制备了电火花沉积合金涂层,用SEM和XRD等技术研究了沉积层在300 ℃的高温耐磨性和800 ℃高温氧化100 h后氧化膜形貌、组织结构和高温抗氧化性能.结果表明,沉积层厚度为20～30 μm,沉积层由Fe3W3C,Co3W3C,Si2W和W2C等物相组成.300 ℃高温条件下沉积层的耐磨性比基体提高了3.4倍,300 ℃高温条件下沉积层的磨损机理主要是粘着磨损、疲劳磨损、氧化磨损和磨粒磨损的综合作用.800 ℃高温条件下沉积层氧化100 h后的氧化膜的厚度约为10～20 μm;氧化膜主要由Fe3O4,Fe2O3,W20O58和Si物相组成;800 ℃高温下沉积层抗氧化性能比基体的抗氧化性能提高了2.6倍.细小弥散分布的硬质相提高了沉积层的抗高温磨损性能和抗高温氧化性能.     

Al和Co对K4169合金950℃高温氧化行为的影响

利用热重分析法、X射线衍射、扫描电镜和能谱分析研究了Al和Co含量对K4169高温合金950℃高温氧化行为的影响,结果表明:合金氧化动力学符合抛物线规律;添加Al和Co的合金氧化产物颗粒比原始成分合金的细小;Al含量的增加增强了合金的高温抗氧化能力,而Co含量的增加降低了合金的高温抗氧化性能。当Al含量为1.45 wt%、Co含量为0.3 wt%时,合金的高温抗氧化性能最好,而原始成分合金的高温抗氧化性能最差。不同Al、Co含量K4169合金氧化膜都分为3层:外层主要是疏松的Cr2O3和TiO2的混合层,还含有少量的NiO和NiCr2O4尖晶石相;中间层是Cr2O3保护层;内氧化物层是Al2O3。     

Al和C0对K4169合金950℃高温氧化行为的影响

利用热重分析法、X射线衍射、扫描电镜和能谱分析研究了Al和Co含量对K4169高温合金950℃高温氧化行为的影响,结果表明:合金氧化动力学符合抛物线规律;添加Al和Co的合金氧化产物颗粒比原始成分合金的细小;Al含量的增加增强了合金的高温抗氧化能力,而Co含量的增加降低了合金的高温抗氧化性能.当Al含量为1.45 wt%、Co含量为0.3 wt%时,合金的高温抗氧化性能最好,而原始成分合金的高温抗氧化性能最差.不同Al、Co含量K4169合金氧化膜都分为3层:外层主要是疏松的Cr2O3和TiO2的混合层,还含有少量的NiO和NiCr2O4尖晶石相;中间层是Cr2O3保护层;内氧化物层是Al2O3.     

微弧氧化对TC4钛合金高温抗氧化性能的影响

采用直流稳压电源,在Na2SiO3、Na3PO4电解液中对TC4钛合金表面进行微弧氧化处理,研究了微弧氧化对TC4钛合金高温抗氧化性能的影响.结果表明,经微弧氧化的TC4合金高温抗氧化性能明显优于TC4钛合金;在750℃循环氧化100h后,经300V电压微弧氧化60 min的TC4钛合金的氧化增重为7.8 mg/cm2,而未经微弧氧化处理的TC4钛合金氧化增重为30.51 mg/cm2;随着微弧氧化时间增长和电压的增大,微弧氧化TC4钛合金的高温抗氧化性能也增强.     

添加硫酸铜对 TC4 钛合金微弧氧化膜性能的影响

目的研究CuSO_4浓度和微弧氧化工艺参数(电压、氧化时间)对TC4钛合金微弧氧化膜颜色及性能的影响。方法在磷酸钠电解液中,对TC4钛合金进行微弧氧化处理,并添加CuSO_4获得不同颜色的陶瓷膜,对氧化膜的宏观形貌、微观形貌、物相结构以及硬度进行分析。结果添加CuSO_4能使陶瓷膜颜色变深,随着CuSO_4浓度升高,膜层由灰色逐渐变为红褐色。当CuSO_4质量浓度为0.5 g/L时,氧化膜表面均匀致密,显微硬度最高(627.1HV);当CuSO_4质量浓度为1.5 g/L时,氧化膜显微硬度最低(382.8HV)。随着电压升高,膜层颜色加深,色泽更均匀,但表面硬度下降。在400 V条件下制备的氧化膜硬度最低,但是色泽最均匀。随着氧化时间的延长,氧化膜厚度增加,颜色加深,色泽更为均匀,但是当氧化时间超过15 min后,氧化膜颜色变浅。结论 CuSO_4对微弧氧化膜的显色作用明显,其浓度及微弧氧化工艺参数(电压、氧化时间)均对涂层性能、色泽、致密性、厚度及相组成具有很大的影响。     

Zr－4合金的微弧氧化研究

利用微弧氧化技术，以NaOH为电解液，对Zr-4合金进行微弧表面处理，以改善抗腐蚀性能和耐磨损性能。通过电化学极化曲线测量、往复式摩擦磨损实验对Zr-4合金的抗腐蚀性能、耐磨损性能进行测试和评价。研究结果表明上述性能与基体相比有显著提高。利用SEM观察Zr-4合金微弧氧化膜厚约60μm，氧化膜分为疏松层和致密层两部分，致密层约占总厚度的1／4，与基体结合紧密。XRD分析表明微弧氧化膜由四方相和单斜相二氧化锆组成。     

TC4钛合金微弧氧化电解液研究

利用微弧氧化技术可在钛合金表面制备出具有高硬度、耐磨和耐腐蚀等优异性能的氧化物涂层.影响钛合金微弧氧化过程和氧化层结构及性能的因素有很多,其中电解液的组成属于关键因素之一.目前,适用于TC4钛合金的电解液主要为碱性溶液,如硅酸钠溶液体系、偏铝酸钠溶液体系、磷酸钠溶液体系及其混合溶液体系.     

TC4钛合金微弧氧化膜层高温氧化性能研究

利用微弧氧化(MAO)技术在TC4钛合金表面原位制备陶瓷膜层,并通过硅酸钠水溶液对膜层进行了封孔处理。采用X射线衍射仪(XRD)分析了膜层相组成,通过扫描电子显微镜(SEM)观察了膜层表面形貌。通过粘结拉伸测试,比较了膜层在封孔前后与基体的结合强度。利用高温氧化实验,考察了TC4基体及膜层试样封孔前后的抗高温氧化性能。结果表明:微弧氧化膜层与基体间的结合强度较高,经封孔处理及高温氧化100 h后,膜基结合强度降低至4.29 MPa。与TC4基体相比,微弧氧化膜层的高温氧化增重量小,抗高温氧化性能得到了显著的提高。封孔处理提高了微弧氧化膜层的致密性,使其能更好地阻止氧透过膜层向基体内侵入,进一步提高了膜层的抗高温氧化性能。     

SiB4高温热氧化机理及动力学

本文以高超声速飞行器表面高发射率涂层关键填料SiB4为研究对象,采用非等温热重分析法在空气条件下对粒径40 μm SiB4粉体高温热氧化过程以及氧化动力学进行研究。结果表明,SiB4热氧化开始温度为650℃,热氧化过程质量呈现恒重→增重→恒重变化趋势,其中高温区试样恒重分别是由玻璃相包覆保护作用、氧化增重与气相挥发损失竞争作用两种机制控制。升温速率对SiB4热氧化过程影响显著,升温速率越快,放热效应越明显。SiB4的平均活化能为239.14 kJ/mol,动力学指前因子A=2.1901×104 K/s,热氧化动力学函数为G(α)=ln[-ln(1-α)]^1.7574。     

无压烧结Si_3N_4陶瓷在加湿空气中的氧化行为

研究了无压烧结 Si3N4 陶瓷在 1 2 0 0℃、在流动的含水汽 2 0 vol%的加湿空气中的氧化行为。研究表明 ,Si3N4 陶瓷在加湿空气中氧化比在自然空气中氧化剧烈。动力学研究表明 ,Si3N4 陶瓷在加湿空气中氧化分两个阶段进行 ,第一阶段为直接氧化 ,此时 ,氧化增重与氧化时间成线性关系 ,第二阶段为钝化氧化 ,此时 ,氧化主要通过离子和分子的扩散来完成。     

氧化薄膜对锆-4合金表面性能的影响

为了研究氧化薄膜对Zr-4合金表面性能的影响,对样品分别进行了350℃和400℃各10 min,15 min,20 min和25 min氧化.结果发现,不同条件下氧化生成的样品表面呈现不同的颜色.小角掠射X射线衍射分析(GAXRD)表明,生成的氧化物为非化学计量的六方相氧化锆.样品在0.5 mol/L的H2SO4溶液中进行电化学试验发现,氧化后样品的耐电化学腐蚀性能有所提高.而用纳米压痕仪试验的结果表明,氧化后样品有较高的纳米硬度和较低的弹性模量,意味着氧化后样品可能有更好的耐磨性.400℃氧化样品对合金性能的提高优于350℃氧化样品.     

Microstructures of the scales formed on zircaloy-4 in steam at elevated temperatures

The ZrO ₂ scales formed on Zircaloy-4 PWR tubes during corrosion in steam in the temperature range of 1000–1300°C have been found to contain a metallic phase that is relatively rich in Sn. The precise composition of the metallic phase has not been determined. Most of the metallic phase is located in a line of metallic particles, which is oriented parallel to the alloy-scale interface and located near the center of the scale. The exact morphology of the scale on either side of the particle line has not been identified. The oxide between the metallic particles and the scale-steam interface contains very little Sn, except for a narrow zone adjacent to the scale-steam interface, which was formed in the beginning of the reaction. It appears that the scale between the metallic particles and the alloy-scale interface consists of thin columnar grains of ZrO ₂ with a very fine metallic phase probably located at the ZrO ₂ grain boundaries. The experimental evidence presently available indicates that the metallic phase exists in the scales at the reaction temperature. If the metallic particles were rich enough in Sn, then a liquid metallic phase would exist in the oxide during the reaction. Kinetic studies demonstrate that these particles move with respect to the scale-steam interface toward the center of the alloy during the course of the oxidation reaction. It appears that the presence of the line of metallic particles could, under certain conditions, markedly influence the mechanical properties of the oxide scales formed on Zircaloy-4.This research was sponsored by the U.S. Nuclear Regulatory Commission under an interagency agreement with Union Carbide Corporation.     

Plasma electrolytic oxidation and corrosion protection of Zircaloy-4

The compositions and morphologies of coatings formed by plasma electrolytic oxidation (PEO) on Zircaloy-4 in silicate electrolyte, using an AC current regime, have been determined for a range of formation times. The coatings consist of zirconia with incorporated silicon species, with the distributions of coating species related to the types of discharges. Potentiodynamic polarization in 6 M nitric acid at 100 °C indicated that the corrosion resistance is mainly provided by the thin barrier layer next to the substrate.