一、钛合金铸造技术及其在航空工业上的应用（论文文献综述）
薛松海,谢嘉琪,刘时兵,史昆,张志勇,刘鸿羽[1]（2021）在《钛合金粉末冶金热等静压技术及发展现状》文中指出钛合金粉末冶金热等静压技术的出现,打破了钛合金原有的铸造、锻造的技术路线,进一步提高了钛合金材料的力学性能,提高了材料利用率并加快了产品生产周期。本文系统的介绍了钛合金粉末冶金热等静压的技术特点、粉末制备、致密化过程及模拟现状,并对国内外的发展应用进行了简要总结,提出了该技术的发展趋势。
李渤渤,田永武,温方明,乔海滨,刘茵琪[2]（2021）在《3D打印技术在钛合金构件生产中的应用》文中研究指明3D打印钛合金适合于制备复杂形状构件,可减少生产工序,并提高材料利用率。近年来,为制备结构更为复杂的钛合金结构件,同时进一步降低成本,并缩短生产周期,3D打印增材制造技术在钛合金构件生产中获得快速发展。系统介绍了3D打印技术在钛合金铸件生产中的应用优势、分类及工艺特点、现状及发展方向。
黄云,李少川,肖贵坚,陈本强,张友栋,贺毅,宋康康[3]（2021）在《航空发动机叶片材料及抗疲劳磨削技术现状》文中指出随着先进航空发动机向大推重比、轻量化的方向发展,镍基高温合金、钛合金以及陶瓷基复合材料等一系列轻质航空材料不断涌现并被应用,成为航空发动机叶片等关键构件的主要生产材料。然而由于硬质合金的应力集中敏感特性以及复合材料的各向异性和脆断机制,其面临的疲劳失效问题也逐渐凸显。现有研究表明,航空发动机叶片抗疲劳性能与其加工过程有重要关系,进而影响装备的服役性能和服役寿命。磨削作为航空发动机叶片的最终材料去除工艺,在获得精确廓形的同时直接决定了叶片最终的表面完整性状态和抗疲劳性能。为了解新型轻质航空材料特性及其磨削表面抗疲劳性能,进而为面向抗疲劳性能优化的航发叶片加工提供指导,本文对航空发动机叶片的典型材料及抗疲劳磨削技术研究现状进行了归纳总结。首先,简述了典型轻质、高强航空材料特性及其在航发叶片生产中的应用现状;然后,分析了航空发动机叶片的高表面完整性磨削方法及其抗疲劳加工关键技术;最后对航空发动机叶片的抗疲劳磨削研究进行了未来展望。
王泽钰[4]（2021）在《选区激光熔化法制备纳米SiC增强铝基复合材料的组织调控与性能研究》文中研究说明碳化硅（SiC）颗粒增强铝基复合材料（Aluminum Matrix Composites,AMCs）因综合了铝基体与SiC增强相各自优异的性能,而具有高的比强度和比模量、良好的导电、导热性以及优异的抗疲劳和抗冲击性能,在航空航天、汽车轻量化等领域展现出广阔的应用前景。近年来,随着AMCs制备技术的持续发展,选区激光熔化技术（Selective Laser Melting,SLM）作为一种可整体成形形状复杂高性能AMCs的新工艺,因具有近净成形、制备的材料晶粒细小、增强相分布均匀以及增强相与基体之间界面结合良好等特点引起了人们的广泛关注。然而,在采用SLM制备SiC增强AMCs的过程中,具有不规则形貌的微米尺寸SiC颗粒往往容易造成铺粉不均,并会引起复合材料内部局部应力集中以及拉伸加载过程中颗粒自身开裂,导致材料塑韧性大幅下降,难以有效发挥SiC颗粒的强化效果。这些因素已成为制约SiC增强AMCs性能提升的主要瓶颈。为解决上述问题,本文选用近球形纳米SiC颗粒作为增强相,首先采用低能行星球磨工艺（Low-energy Planetary Ball Milling,LEPBM）获得SiC/Al Si10Mg复合粉末,随后利用SLM技术制备SiC/Al Si10Mg复合材料,研究了扫描速度和后续热处理对AMCs组织和性能的影响。针对SLM技术制备纳米SiC增强AMCs的现存问题,通过对粉末混合工艺及SLM制备工艺参数优化,获得了SLM制备纳米SiC增强AMCs的最优工艺窗口。进一步结合SLM成形SiC增强AMCs的致密度、相组成、微观组织演变、界面结构以及室温拉伸/压缩力学性能和硬度等的表征与分析,深入探讨了激光能量密度（EV）对Al基体与SiC颗粒之间的界面结合演变规律及其力学性能的影响机制。研究结果表明,采用直接球磨法难以获得纳米颗粒均匀分散的复合粉末。扫描速度（ν）为1000 mm/s时,打印态试样获得最大相对密度（97.94%）,并且其硬度(121 HV0.2)和抗拉强度（387 MPa）也达到最大值,但仍低于纯Al Si10Mg合金。微观组织研究表明试样内部存在较多孔隙,并且较低的能量输入导致了大量Al4C3脆性相和β-Al Fe Si相的生成。断口分析表明,在拉伸应力作用下Al/Al4C3界面极易发生脱粘,从而不利于AMCs强度和延性的提升。经300℃保温2 h后,试样的硬度和强度分别下降至74 HV0.2和254MPa。退火处理后网络状共晶组织断裂,Si从过饱和α-Al基体中析出。显然,固溶强化效应的减弱、网络状共晶组织的断裂以及基体晶粒的粗化导致了热处理态试样硬度和强度的降低。基于以上实验探索,本论文进一步通过采用溶剂辅助分散（Solvent-assisted Dispersion,SAD）与低能行星球磨相结合的工艺实现了纳米SiC颗粒在Al基球形粉末中的有效均匀分散。SLM成形工艺优化过程中发现,当ν固定为250 mm/s时,在高于150 W的激光功率（P）下即可制备近乎全致密的AMCs试样;SiC纳米颗粒沿α-Al亚晶界均匀分布,显着细化了基体晶粒。随着EV的增加,共晶组织由厚片状逐渐变为网状最终趋于弥散分布。同时,SiC颗粒在SLM过程中部分溶解并与基体发生反应,熔池温度的升高促进了反应产物向Al4SiC4的转化,从而加强了Al/SiC之间的界面结合强度。因此,在高激光能量输入下AMCs可获得较高的强度和断裂伸长率,这主要归因于显微组织均匀性的改善,强冶金/界面结合的形成以及有效的载荷传递。在激光功率达到210 W时,AMCs获得最佳的力学性能(硬度为131.7 HV0.1,模量为101 GPa,强度为440 MPa),相比于纯Al Si10Mg合金分别提升了约9.1%,2.8%和11.1%,同时保持了良好的塑性（7.4%）。
肖铁[5]（2021）在《TC4合金电子束焊接接头应力腐蚀及氢致开裂性能》文中研究说明钛是一种稀有金属,钛及钛合金拥有着密度小、高比强度、可焊性好、耐腐蚀等良好的综合性能,因此其被大量应用于航空航天、航海船舶、军工医疗等现代工业领域。本文的实验材料TC4钛合金母材,并对TC4钛合金母材及其电子束焊焊接接头进行研究,在实验中我采用了光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射仪（XRD）和二次离子质谱仪（SIMS）等微观结构表征方法结合慢应变速率拉伸试验以及动态电化学充氢等宏观力学性能测试手段,以拉伸曲线的应力应变损失以及断口性质分析和对TC4母材及其焊接接头的应力腐蚀和氢致开裂行为进行了深入研究。研究结果表明:在室温空气环境下,母材与焊缝芯部的拉伸强度比较接近,均为900 MPa,但是母材在室温空气下的延伸率（16%）明显高于焊缝芯部在室温空气下的延伸率（13%）。TC4母材在人造海水环境下,没有产生应力腐蚀敏感性,母材的强度和延伸率与其在空气中相比损失不明显,断口形貌也没有明显区别,主要特征为大量延性韧窝,未发现沿晶开裂或解理开裂特征。断口主裂纹方向与加载轴方向大致呈50度夹角,体现了多晶金属材料延性断裂的特点,断口截面未发现二次裂纹。TC4焊缝表现出微弱的应力腐蚀敏感性,在海水溶液中焊缝的强度和延伸率与其在空气中相比均有轻微损失。焊缝在空气中的断口主要特征为延性韧窝,而焊缝在溶液中断口的除了大量延性韧窝外,还发现了少量的准解理特征。从断口截面观察,主裂纹方向与加载轴方向大致呈60度夹角,断口截面未发现二次裂纹。在动态电化学充氢环境下,与焊缝相比,母材的拉伸强度和延伸率都低于焊缝,TC4母材表现出更强烈的氢脆敏感性。母材的在充氢后的断裂方式主要是以吸收能量相对较低的沿晶开裂模式为主,焊缝芯部的在充氢后的断裂方式主要是以吸收能量相对较高的穿晶解理和准解理开裂模式为主。钛属于氢化物形成体系金属,其氢致开裂行为与氢化物的类型、数量与分布密切相关。母材在α相内部和β相内部以及α/β相界面处析出了大量细小的fcc结构的δ氢化物,与焊缝芯部只在α相板条内部处析出了大量的fcc结构的δ氢化物。由于焊缝和母材的微观结构不同导致了析出δ氢化物的分布不同。母材中氢化物的析出位置和析出数量均大于焊缝芯部的氢化物析出分布,因此导致了焊缝比母材更好的抵抗氢致开裂的能力。
孙永刚[6]（2021）在《TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控》文中认为颗粒增强钛基复合材料（PRTMCs）具有高比强、高蠕变抗性、耐高温等优点,是实现航空发动机系统结构轻量化的关键备选材料。传统熔铸法制备的复合材料由于晶粒粗大,变形抗力大等原因不利于大规模应用,热加工技术近年来成为改善钛基复合材料（TMCs）组织与性能的有效手段。本文采用原位自生法制备了低体积分数TiB短纤维（TiBw）增强的TMCs,通过等温多向锻造变形技术（IMDF）获得了超细晶基体组织,分别探究了近α高温钛合金及其复合材料在不同温度下热变形对微观组织及综合力学性能的影响,阐明了变形温度对动态再结晶机制的影响,揭示了硅化物动态析出行为及析出机理。并结合有限元数值模拟方法确定了 TMCs盘件的锻造成形工艺。主要研究结果如下:IMDF能够显着改变复合材料的微结构,促进基体晶粒发生动态再结晶,改善TiB的分布。一道次IMDF变形过程中动态再结晶机制（DRX）主导高温钛合金晶粒细化,随着锻造温度降低,合金的再结晶机制由非连续动态再结晶机制（DDRX）转变为连续动态再结晶机制（CDRX）,平均晶粒尺寸由1010℃变形时的4.02 μm降至920℃时锻造后1.88 μm,低的变形温度有利于促进DDRX和CDRX双机制协同作用,并在锻后组织中观察到硅化物在晶界和位错处析出。复合材料经二道次IMDF后获得了均匀的等轴超细晶粒,基体发生完全动态再结晶,875℃变形后基体由DRX晶粒和位错胞组成,而800℃锻造后形成大量DRX晶粒和超细纳米晶粒,基体晶粒平均尺寸由0.77 μm降至0.59 μm。此外,IMDF也使得TiB的长径比从7.3下降至4.2,TiB也促进了锻造过程中基体晶粒的细化。IMDF变形促进高温钛合金及其TMCs中析出了大量的S2类型的硅化物,硅化物的析出行为与变形温度密切相关。随着锻造温度降低,硅化物的析出位置由α和β相界面和晶界处扩展至相界、晶界及晶粒内部。硅化物平均尺寸也由有950℃锻造后的200～250 nm降至800℃变形后的～100 nm。低温IMDF变形能够促进纳米硅化物的均匀析出,其形核和长大依赖于Zr和Si元素的扩散。此外,基体DRX行为和硅化物析出存在交互作用,位错诱导硅化物弥散析出,硅化物能促进基体晶粒DRX行为,并钉扎晶界,抑制晶粒长大。高温钛合金及其复合材料经IMDF后强塑性得到同步提升,经920℃锻造后,合金的室温抗拉强度可达1148.7 MPa,延伸率提升至10.6%;650℃高温拉伸强度达719.5 MPa,延伸率为19.3%,锻态高温钛合金强塑性的综合提高归因于细晶强化和位错强化。此外,IMDF后TMCs的室温抗拉强度最大为1320.3 MPa,延伸率为5.8%;而950℃锻后抗拉强度仅为1126.0 MPa,延伸率达9.3%,锻态TMCs的强塑性明显不匹配,这与增强相在变形过程中的断裂和粗大硅化物在晶界处析出有关。复合材料在650℃高温拉伸强度达758.3 MPa,延伸率为19.7%。锻后复合材料强度的提升主要由细晶强化、第二相强化和TiB短纤维载荷传递共同作用。此外,TMCs的室温拉伸行为对拉伸应变速率较敏感,随着外部加载速率增加,其抗拉强度和延伸率呈现出明显的不匹配现象。利用数值模拟技术研究了 TMCs盘件成形规律,制定了最佳的叶盘成形工艺。通过开式模锻整体成形工艺获得了组织和性能优异的TMCs盘件,盘件室温抗拉强度达1281 MPa,延伸率为6.14%;650℃高温拉伸强度为778 MPa,延伸率为14.15%。并探索了热处理制度与锻件组织及性能的关系,控制等轴晶粒含量可获得700℃高温性能优异的微观组织。
张永刚[7]（2021）在《骨科植入用各向同性钛合金板材工艺技术研究》文中提出Ti及Ti合金广泛用于人体接骨、关节、牙科、心脏手术、支架等领域,是外科植入物的理想材料。目前,国内生产的外科植入用钛合金板材大多存在各向异性,因外科植入器械在临床使用时持续性承力,其各向异性和应力状态都会增加断裂倾向性,缩短使用寿命。本文通过对洁净化钛合金铸锭熔炼工艺、均质化钛合金板坯锻造工艺和各向同性钛合金板材轧制工艺研究,确定各工艺流程的关键技术参数,制备出横、纵向组织一致的等轴结构组织、横纵向力学性能接近的各向同性钛合金板材。采用金相显微镜、X射线衍射仪、差热分析仪、扫描电镜、电化学测试系统以及拉伸试验机等观察和检测不同状态TC4合金的显微组织、相结构、相变行为、断口形貌、腐蚀行为以及力学性能等,并对其加工机理进行初步分析,为工业化生产提供了理论基础。本文采用真空自耗电弧炉熔炼,通过对海绵钛级别和粒度的分类控制,电极压制密度控制,研究了两次熔炼和三次熔炼对钛合金铸锭成分一致性和组织的影响。研究表明,三次熔炼后铸锭头尾部与中部的差异明显减小,成分均匀性明显优于二次熔炼,AL、Fe、V主要金属元素的成分偏差可控制在0.15%以内;三次熔炼铸锭的N、H、O气体元素在铸锭各部位的波动明显小于二次熔炼铸锭。本文研究了不同锻造变形程度和固溶处理制度对钛合金锻造板坯组织、力学性能,以及电化学性能的影响。研究表明,随着锻造变形程度的增加,钛合金锻造板坯中的α板条组织越细化,锻造板坯强度增大,硬度基本不变,塑性先增大后降低,锻造变形量为30%时,锻造板坯强度和塑性匹配最佳;随时效温度的升高,析出的α相数量越多,强度先增大后降低,硬度基本保持不变,延伸率和断裂韧性增大,固溶时效制度1000℃淬火+700℃/8h时,板坯强度和塑性匹配最佳,在37℃SBF溶液中阻抗最高耐腐蚀性也最好。本文研究了不同道次加工率和轧制方向对钛合金轧制板材组织和力学性能影响。研究表明,道次加工率对板材组织影响较大,15%道次加工率轧制板材能充分的破碎锻造组织,退火后,得到细小、均匀的等轴组织;同时,轧制方向对板材组织性能影响显着,90°换向轧制板材横纵向组织基本一致,均为细小的等轴组织,力学性能基本接近,这主要是因为换向轧制弱化了前一个轧程的加工组织,实现了板材组织和性能的各向同性。本试验生产的各向同性钛合金板材通过医疗器械厂家终端产品验证,其静态弯曲强度远优于常规钛合金板材加工的终端产品;动态弯曲循环1000000万次未见失效,达到同型号进口产品动态弯曲性能指标。
高远[8]（2021）在《硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究》文中认为随着能源电力行业的迅速发展,对耐高温、高强韧、抗氧化结构材料提出了更高的要求。传统的高温合金使用温度上限约1000℃-1200℃,即使是高温性能优异的碳化硅陶瓷的长时使用温度也只有1650℃。因此,开发新型超高温材料对电力行业的发展意义重大。本文首先热压烧结了Nb-xTi（x=10wt.%,20wt.%,30wt.%,40wt.%）合金,研究了Ti含量对Nb-Ti合金强韧性的影响规律。然后以Nb-20wt.%Ti合金为基体,以二硼化锆ZrB2陶瓷为增强相,热压烧结（1600℃/30MPa）制备了致密度不低于97%的xZrB2-NbTi（x=15wt.%,30wt.%,45wt.%,60wt.%）复合材料。利用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、万能试验机等对复合材料微观结构相组成、室温及高温力学性能、高温氧化性能进行了检测,分析了微观组织结构对宏观性能的影响规律,获得了复合材料室温及高温强韧化机理及抗氧化机制。在不同Ti含量的Nb-xTi合金中,断裂韧性随Ti含量的提高先升高后降低,Nb-30wt.%Ti室温断裂韧性最高,为24.5MPa·m1/2;室温屈服强度随Ti含量线性增加,Nb-40wt.%Ti室温强度最高,为1548.9MPa;800℃高温屈服强度随Ti含量线性降低,Nb-40wt.%Ti高温屈服强度最低,为414.8MPa。xZrB2-NbTi复合材料的相组成包括（Ti,Nb,Zr）ss固溶体基体相、等轴状富Ti的（Nb,Ti）B相及针状富Nb的（Ti,Nb）B相。随着ZrB2陶瓷含量增加,复合材料中硼化物相含量也增加。当ZrB2含量超过45wt.%时,出现残余ZrB2团聚体及（Ti,Nb）B团簇。各相的数量和形态直接影响复合材料的强度和韧性。室温力学性能实验结果表明,30wt.%ZrB2-NbTi的室温断裂韧性最高,为12.0MPa·m1/2。（Ti,Nb）B相带来的裂纹偏转、裂纹桥连和拔出机制是其主要的增韧因素。xZrB2-NbTi的强度则取决于（Nb,Ti）B相的位错强化机制及（Ti,Nb）B相和残余ZrB2颗粒因应力集中引起的弱化效果的共同作用。当材料中残余ZrB2颗粒较多时,材料在外力作用下沿剪切带脆性断裂,强度明显下降。室温强度最高为1785.6MPa,在ZrB2含量为15wt.%时获得。高温力学性能实验结果表明,当ZrB2含量一定时,xZrB2-NbTi的屈服强度和断裂韧性随实验温度的升高而线性下降。当实验温度一定时,屈服强度在ZrB2含量为45wt.%时达到最大,断裂韧性在ZrB2含量为30wt.%时达到最大。颗粒强化、细晶强化和残余应力场强化是主要高温增强机制。基体韧性的保留和（Ti,Nb）B的增韧则保证了材料的高温韧性。当实验温度高于1200℃时,60wt.%ZrB2-NbTi材料出现了韧性大幅增加现象,主要归因于氧化锆的马氏体相变增韧。高温氧化实验结果表明,xZrB2-NbTi在高温下氧化产物包括TiNb207、Ti2Nb10O29、Nb2O5、Nb2Zr6017、TiO2和ZrO2相6种。Nb2Zr6O17和TiO2有利于氧化层的完整性,能提高抗氧化性。板条状Nb2O5和疏松的Ti2Nb10O29及TiNb207对氧化层破坏能力排序为:Nb2O5>Ti2Nb10O29>TiNb2O7。800℃-1000℃时,ZrB2含量越高,氧化产物中膜状Nb2Zr6O17越多,板条状Nb2O5减少,膜状Nb2Zr6O17能愈合由Nb2O5生长内应力过大引起的氧化层开裂,抗氧化性越好。1200℃时,ZrB2含量越高,ZrO2马氏体相变体积效应造成的氧化层内应力越大,同时B2O3挥发造成Nb2Zr6017膜破裂,抗氧化性越差。
陈斐洋[9]（2021）在《高速重载下AM80镁合金的动态力学行为及其本构建模》文中研究指明镁合金具有优异的电磁屏蔽性、极低的密度以及良好的减震性能,是汽车工业和航空航天领域实现轻量化最理想的材料之一。本文采用霍普金森压杆装置,研究两类（铸态和挤压态AM80镁合金）镁合金在298 K～623 K温度范围内的动态应力行为,加载应变速率为1100 s-1～5900 s-1。利用光学显微镜分析了铸态AM80镁合金在不同变形条件下的组织演变,探究显微组织对应力响应行为的影响;基于铸态和挤压态镁合金的动态冲击应力-应变数据,分别构建了不同合金状态和载荷方向下AM80镁合金的本构模型。研究结果表明:（1）铸态AM80镁合金的变形行为具有明显的应变速率敏感性,且还取决于变形温度。在同一变形温度下,流变应力随着应变速率的增加逐渐增加,呈正应变速率敏感性。但存在一个临界应变速率,高于临界应变速率时流变应力在中高应变时随应变速率的增加而下降。（2）铸态AM80镁合金在动态冲击下的显微组织主要为高密度的形变孪晶和绝热剪切带,且产生了大量的二次孪晶。随着变形温度的升高,合金发生动态再结晶现象,且动态再结晶程度随着变形温度的进一步升高而增加,再结晶晶粒也出现一定程度的长大。（3）通过优化原始J-C本构模型的应变硬化项、应变速率强化参数C和材料应变硬化参数n,构建了能够准确描述铸态AM80镁合金在大范围变形温度和应变速率下的流变力学行为的动态力学本构,其相关系数（R）和平均相对误差（AARE）分别为0.987和 3.88%。（4）挤压态AM80镁合金在ED方向和TD方向表现出明显的各向异性。在298 K下,ED方向合金的流变应力曲线呈S形,而TD方向合金的曲线呈C形。随着应变速率和变形温度的增加,ED方向的曲线逐渐由S形转变为C形,两种不同取向材料的曲线差异减小,各向异性减弱。（5）针对挤压态AM80镁合金沿不同方向加载时的力学行为差异,对原始J-C本构模型的应变硬化项和温度软化项进行优化,分别构建了能够准确预测挤压态AM80镁合金沿ED方向和TD方向动态加载时流变应力变化规律的动态力学本构,两本构的相关系数（R）分别为97.72%和99.25%,相对绝对误差（AARE）分别为3.52%和1.96%。
张冲[10]（2021）在《钼金属表面抗烧蚀和抗熔蚀涂层的制备及性能研究》文中进行了进一步梳理本文利用SK-G08123K可控管式气氛电炉和SX2-4-13GJ马弗炉设备,采用“包埋渗法+热氧化法”在难熔金属Mo表面制备出了 MoSi2/SiO2和Al改MoSi2/Al2O3涂层,利用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪、电子探针等设备研究了涂层结构和形成机制。通过定向凝固熔模精密铸造GTD111合金浇注实验评测两种涂层的耐烧蚀和耐熔蚀性能,并分析涂层失效原因。研究MoSi2/SiO2涂层,发现不同厚度MoSi2涂层经过1300℃/20 h氧化,其相组成包括SiO2、MoSi2、Mo5Si3和Mo3Si。氧化后涂层相组成因MoSi2厚度不同而变化,其涂层结构决定涂层使用寿命。当40μm MoSi2经过1300℃/10 h氧化,其涂层结构由SiO2、MoSi2和Mo5Si3组成,且SiO2为方石英相。通过熔蚀实验研究发现,在MoSi2/SiO2涂层结构中,形成方石英结构SiO2能够抵御GTD111合金熔体的熔蚀。但是GTD111合金熔体与方石英发生化学反应,形成界面反应层,然后在合金凝固过程中会形成拉应力,从而诱发方石英层开裂。研究 A1 改 MoSi2/Al2O3 涂层,发现 Al改 MoSi2涂层由 Mo（Si,Al）2、A18Mo3和AlMo3组成。涂层整体形成过程为:首先形成Al8Mo3,然后Mo（Si,Al）2由外向内生长,且在Mo/Al8Mo3界面前沿部分Al8Mo3转化为AlMo3。44 um Al改MoSi2涂层经 1300℃等温氧化,Al8Mo3在 Mo（Si,Al）2/Al8Mo3和 A18Mo3/Mo 界面处的分解机理分别是Si、Al互扩散和高的Al扩散势能。通过熔蚀实验研究发现,不含有Al8Mo3相的Al改MoSi2/Al2O3涂层能够抵御GTD111合金熔体的熔蚀,而含有Al8Mo3相的Al改MoSi2/Al2O3涂层不耐熔蚀。这主要是因A18Mo3相熔点低在浇铸过程中熔化诱发涂层失效。本工作的开展对难熔金属型芯的研制起到一定的推动作用,为制备出高效气冷结构的涡轮叶片奠定了基础。
二、钛合金铸造技术及其在航空工业上的应用（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、钛合金铸造技术及其在航空工业上的应用（论文提纲范文）
（1）钛合金粉末冶金热等静压技术及发展现状（论文提纲范文）
| 1 钛合金粉末冶金热等静压技术 |
| 2 钛合金热等静压设备技术及其发展现状 |
| 3 钛合金粉末的制备及发展现状 |
| 4 HIP近净成形过程的致密化和模型研究进展 |
| 5 国内外钛合金粉末冶金热等静压的应用与发展 |
| 6 结语与展望 |
（2）3D打印技术在钛合金构件生产中的应用（论文提纲范文）
| 1 钛合金构件生产工艺流程及特点 |
| 2 3D打印技术优势 |
| (1)快速成形，缩短交期 |
| (2)简化流程，降低成本 |
| (3)设计自由，生产柔性 |
| 3 3D打印钛合金构件技术及应用 |
| 4 3D打印模样技术及应用 |
| 5 存在的问题及发展趋势 |
| (1)提高3D打印钛合金构件品质及稳定性 |
| (2)降低生产成本 |
| (3)提高技术成熟度，建立完善的标准体系 |
| (4)3D打印型壳新技术发展 |
| 6 结 语 |
（4）选区激光熔化法制备纳米SiC增强铝基复合材料的组织调控与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铝基复合材料概述 |
| 1.2.1 铝基复合材料的分类及增强相的选择 |
| 1.2.2 SiC颗粒增强铝基复合材料的传统制备工艺 |
| 1.3 激光增材制造技术概述 |
| 1.3.1 激光熔化沉积技术 |
| 1.3.2 选区激光熔化技术 |
| 1.4 选区激光熔化SiC增强铝基复合材料研究现状 |
| 1.5 本课题的主要研究内容及创新点 |
| 2 实验过程及方法 |
| 2.1 实验原材料及相关试剂 |
| 2.2 实验仪器与设备 |
| 2.2.1 材料制备相关设备 |
| 2.2.2 表征及性能测试设备 |
| 2.3 实验方案及技术路线 |
| 2.4 表征及性能测试 |
| 2.4.1 致密度测试 |
| 2.4.2 物相分析 |
| 2.4.3 微观组织表征 |
| 2.4.4 界面及析出相表征 |
| 2.4.5 力学性能测试 |
| 3 扫描速度和后续热处理对SLM成形SiC增强AMCs的影响 |
| 3.1 实验过程 |
| 3.2 结果分析 |
| 3.2.1 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs致密化程度的影响 |
| 3.2.2 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs相组成的影响 |
| 3.2.3 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs微观组织演变的影响 |
| 3.2.4 扫描速度及后续热处理对SiC增强AMCs力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 SLM成形SiC增强AMCs的工艺参数优化 |
| 4.1 实验设计及过程 |
| 4.2 混粉工艺优化 |
| 4.3 SLM工艺参数优化 |
| 4.4 工艺参数对AMCs致密化程度及微观组织的影响 |
| 4.4.1 激光功率对AMCs致密化程度及微观组织的影响 |
| 4.4.2 扫描速度对AMCs致密化程度及微观组织的影响 |
| 4.5 工艺参数对AMCs显微硬度的影响 |
| 4.5.1 激光功率对AMCs显微硬度的影响 |
| 4.5.2 扫描速度对AMCs显微硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 SLM成形SiC增强AMCs的组织性能研究及强韧化机理分析 |
| 5.1 物相分析 |
| 5.2 微观组织分析 |
| 5.3 晶粒取向及织构分析 |
| 5.4 力学性能 |
| 5.4.1 纳米压痕 |
| 5.4.2 压缩性能 |
| 5.4.3 拉伸性能 |
| 5.5 SLM成形SiC增强AMCs的强韧化机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间主要研究成果及获得奖励 |
（5）TC4合金电子束焊接接头应力腐蚀及氢致开裂性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 背景介绍 |
| 1.2 钛合金分类及应用 |
| 1.3 电子束焊接技术简介 |
| 1.4 钛合金的应力腐蚀及氢致开裂性能 |
| 1.4.1 阳极溶解型应力腐蚀 |
| 1.4.2 钛合金的氢致开裂行为 |
| 1.5 研究内容 |
| 1.5.1 钛合金应力腐蚀研究概况 |
| 1.5.2 钛合金氢致开裂研究概况 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 微观结构表征(XRD、SEM、TEM、SIMS) |
| 2.2.2 氢含量分析 |
| 2.2.3 慢应变速率拉伸试验 |
| 2.2.4 动态电化学充氢 |
| 第三章 TC4 母材及其电子束焊接接头的应力腐蚀性能 |
| 3.1 TC4 母材慢应变速率拉伸 |
| 3.2 TC4 焊缝慢应变速率拉伸 |
| 第四章 TC4 母材及其电子束焊接接头的氢致开裂行为 |
| 4.1 试验结果 |
| 4.1.1 取样方式一(标距段同时含有母材和焊缝) |
| 4.1.2 取样方式二(分别在母材和焊缝芯部取样) |
| 4.2 微观结构对钛合金氢致开裂行为的影响 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题来源及研究的背景和意义 |
| 1.2 钛基复合材料的研究进展和应用现状 |
| 1.2.1 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系近α高温钛合金的研究进展 |
| 1.2.2 颗粒增强钛基复合材料的研究现状 |
| 1.2.3 钛基复合材料的应用现状 |
| 1.3 钛基复合材料的热塑性加工 |
| 1.3.1 常规热变形工艺 |
| 1.3.2 剧烈塑性变形工艺 |
| 1.3.3 钛基复合材料的热处理 |
| 1.4 钛基复合材料中的析出相 |
| 1.5 数值模拟技术在钛合金热塑性成形中的发展与应用 |
| 1.5.1 数值模拟技术在金属成形中的发展现状 |
| 1.5.2 数值模拟技术在钛合金成形中的应用 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料的成分设计与制备 |
| 2.3 热物理模拟实验 |
| 2.4 合金及复合材料高温多向锻造 |
| 2.5 实验分析 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 金相显微分析 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.5.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.5.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 室温性能测试 |
| 2.6.2 高温拉伸性能测试 |
| 第3章 TiB_w增强高温钛基复合材料多向锻造及微组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态TiB_w增强高温钛基复合材料的微观组织 |
| 3.2.1 铸态合金的微观组织 |
| 3.2.2 铸态复合材料的微观组织 |
| 3.3 多向锻造对TiB_w增强高温钛基复合材料微观组织的影响 |
| 3.3.1 锻态合金及复合材料相组成 |
| 3.3.2 锻造温度对合金微观组织的影响 |
| 3.3.2.1 微观组织演变 |
| 3.3.2.2 变形中的动态再结晶机制 |
| 3.3.2.3 不同锻造温度下的析出相特征 |
| 3.3.3 锻造温度对复合材料微观组织的影响 |
| 3.4 TiB_w增强高温钛基复合材料硅化物动态析出行为 |
| 3.4.1 锻造温度对硅化物动态析出机制的影响 |
| 3.4.2 硅化物动态析出机制 |
| 3.4.3 第二相颗粒与动态再结晶的交互作用 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiB_w增强高温钛基复合材料强韧化机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态高温钛合金的力学性能 |
| 4.2.1 铸态合金的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.2.2 锻态合金的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.2.3 锻态合金的高温拉伸性能 |
| 4.2.4 锻态合金失效机理及强化机制分析 |
| 4.3 TiB_w增强高温钛基复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 铸态复合材料的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.3.2 锻态复合材料的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.3.3 锻态复合材料的高温力学性能 |
| 4.3.4 锻态复合材料断裂机理分析 |
| 4.4 TiB_w增强高温钛基复合材料强化机制分析 |
| 4.4.1 复合材料室温拉伸行为 |
| 4.4.2 复合材料强化机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TiB_w增强高温钛基复合材料构件成形及组织优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料热变形行为热-力模拟 |
| 5.3 构件成形数值模拟结果及分析 |
| 5.3.1 盘件成形过程条件 |
| 5.3.2 盘件成形方案1 模拟结果及分析 |
| 5.3.3 盘件成形方案2 模拟结果及分析 |
| 5.3.4 盘件成形方案3 模拟结果及分析 |
| 5.4 构件锻造成形工艺及分析 |
| 5.5 TiB_w增强高温钛基复合材料构件的组织性能研究 |
| 5.5.1 复合材料锻件微观组织观察 |
| 5.5.2 复合材料锻件力学性能 |
| 5.6 TiB_w增强高温钛基复合材料锻件后处理工艺研究 |
| 5.6.1 热处理对锻件微观组织的影响 |
| 5.6.2 热处理对构件力学性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（7）骨科植入用各向同性钛合金板材工艺技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金的分类及合金化 |
| 1.3 钛合金的变形行为及微观组织特征 |
| 1.4 钛合金加工技术研究现状 |
| 1.5 钛合金在医疗领域的应用 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 2 试验及分析测试方法 |
| 2.1 试验材料、设备 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 性能检测分析 |
| 3 洁净化钛合金熔炼工艺研究 |
| 3.1 洁净化钛合金铸锭制备 |
| 3.2 Ti-6Al-4V合金成分及性能检测与分析 |
| 3.2.1 Ti-6Al-4V合金成分检测与分析 |
| 3.2.2 Ti-6Al-4V合金相变温度 |
| 3.3 熔炼工艺对Ti-6Al-4V合金组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 均质化钛合金板坯锻造工艺研究 |
| 4.1 钛合金板坯锻造过程模拟 |
| 4.2 均质化钛合金锻造板坯制备 |
| 4.3 锻造态Ti-6Al-4V合金相结构、微观组织及力学性能 |
| 4.3.1 不同变形程度对Ti-6Al-4V合金组织影响 |
| 4.3.2 不同变形程度对Ti-6Al-4V合金力学性能影响 |
| 4.3.3 不同固溶处理制度对Ti-6Al-4V合金相结构和微观组织的影响 |
| 4.3.4 不同固溶时效处理对Ti-6Al-4V合金力学性能的影响 |
| 4.3.5 不同固溶时效处理后Ti-6Al-4V合金的电化学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 各向同性钛合金板材轧制工艺研究 |
| 5.1 钛合金板材轧制模拟 |
| 5.2 各向同性Ti-6Al-4V板材制备 |
| 5.3 轧制态Ti-6Al-4V合金微观组织及力学性能 |
| 5.3.1 不同道次压下量Ti-6Al-4V板材组织检测与分析 |
| 5.3.2 不同轧制方向 Ti-6Al-4V 板材组织和性能检测与分析 |
| 5.4 Ti-6Al-4V板材残余应力检测与分析 |
| 5.5 终端产品测试验证 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者在读期间的研究成果 |
| 致谢 |
（8）硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.2.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.2.2 发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.2.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.3 高温材料研究现状 |
| 1.3.1 高温金属及合金 |
| 1.3.1.1 超合金 |
| 1.3.1.2 铂族金属 |
| 1.3.1.3 难熔金属及其合金 |
| 1.3.1.4 金属间化合物 |
| 1.3.2 高温陶瓷 |
| 1.3.3 高温复合材料 |
| 1.3.3.1 碳/碳复合材料 |
| 1.3.3.2 陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.3 金属基复合材料 |
| 1.3.4 超高温陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料研究现状 |
| 1.3.4.1 颗粒增强Al、Mg、 Ti、Cu、Ni基复合材料 |
| 1.3.4.2 颗粒增强难熔金属基复合材料 |
| 1.4 高温材料制备方法 |
| 1.5 本文实验材料的选择及其性质 |
| 1.5.1 难熔金属基体的选择及可行性分析 |
| 1.5.2 超高温陶瓷颗粒的选择及可行性分析 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 原材料与制备工艺 |
| 2.1.1 Nb-xTi基体合金材料的制备 |
| 2.1.2 xZrB_2-NbTi陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料的制备 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD相组成 |
| 2.2.2 SEM微观形貌 |
| 2.2.3 TEM点阵 |
| 2.2.4 EDS元素分布 |
| 2.2.5 致密度 |
| 2.3 力学性能分析 |
| 2.3.1 显微硬度 |
| 2.3.2 常温断裂韧性 |
| 2.3.3 高温断裂韧性 |
| 2.3.4 常温压缩 |
| 2.3.5 高温压缩 |
| 2.4 高温抗氧化性能分析 |
| 第3章 Nb-xTi合金材料组织结构及力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb-Ti合金的相组成及微观形貌 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 3.2.3 TEM点阵分析 |
| 3.3 Nb-Ti合金的韧化机制及断口形貌 |
| 3.4 Nb-Ti合金的强化机制及压缩特性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 xZrB_2-NbTi复合材料组织结构及室温力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 xZrB_2-NbTi材料相组成及微观形貌 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 4.3 xZrB_2-NbTi材料的烧结及致密化过程 |
| 4.4 xZrB_2-NbTi材料室温断裂韧性及韧化机制 |
| 4.5 xZrB_2-NbTi材料室温压缩性能及强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbTi复合材料高温力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.2.1 实验温度对复合材料高温压缩性能的影响 |
| 5.2.2 陶瓷相含量对复合材料高温压缩性能的影响规律 |
| 5.3 复合材料高温断裂韧性 |
| 5.4 复合材料高温压缩断口形貌 |
| 5.5 复合材料高温断裂韧性断口形貌 |
| 5.6 复合材料高温强化机制及失效模式分析 |
| 5.7 复合材料高温增韧机制及断裂机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbTi复合材料氧化动力学曲线分析 |
| 6.3 氧化产物相组成及微观形貌分析 |
| 6.4 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）高速重载下AM80镁合金的动态力学行为及其本构建模（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金 |
| 1.1.1 金属镁的性质 |
| 1.1.2 镁合金及其分类 |
| 1.1.3 镁合金的应用 |
| 1.2 镁合金的塑性变形机理 |
| 1.2.1 滑移 |
| 1.2.2 孪生 |
| 1.3 镁合金动态冲击力学行为的研究现状 |
| 1.3.1 动态冲击下的变形行为与显微组织演变 |
| 1.3.2 绝热剪切行为 |
| 1.3.3 本构方程及模拟 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 1.5 技术路线图 |
| 2 力学实验及研究方法 |
| 2.1 试样制备 |
| 2.1.1 实验材料制备 |
| 2.1.2 实验试样的尺寸选择 |
| 2.1.3 实验试样的制备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 准静态压缩实验 |
| 2.2.2 动态冲击实验 |
| 2.2.3 金相实验 |
| 3 铸态AM80镁合金的力学行为分析及本构建模 |
| 3.1 力学行为分析 |
| 3.1.1 室温准静态下的力学行为 |
| 3.1.2 不同温度下动态冲击力学行为 |
| 3.2 显微组织及分析 |
| 3.3 本构模型 |
| 3.3.1 本构模型的介绍 |
| 3.3.2 原始J-C本构关系的拟合及分析 |
| 3.3.3 本构模型的优化及分析 |
| 3.3.4 本构模型精度的评价 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 挤压态AM80镁合金沿ED方向的力学行为及本构建模 |
| 4.1 力学行为分析 |
| 4.1.1 298 K下真应力-真应变曲线 |
| 4.1.2 423 K下真应力-真应变曲线 |
| 4.1.3 523 K和623 K下真应力-真应变曲线 |
| 4.1.4 应变速率对ED方向流变应力的影响 |
| 4.1.5 应变速率对应变硬化率的影响 |
| 4.1.6 温度对应变硬化率的影响 |
| 4.2 本构建模 |
| 4.2.1 298 K下的本构建模 |
| 4.2.2 高温下本构模型的建立 |
| 4.2.3 本构模型精度评价 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 挤压态AM80镁合金沿TD方向的力学行为及本构建模 |
| 5.1 力学行为分析 |
| 5.1.1 298 K下真应力-真应变曲线 |
| 5.1.2 423 K～623 K下真应力-真应变曲线 |
| 5.1.3 变形温度和应变速率对材料变形行为的影响 |
| 5.2 本构建模 |
| 5.2.1 298 K下的本构模型的建立 |
| 5.2.2 高温下本构模型的建立 |
| 5.2.3 本构模型精度评价 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录: 攻读硕士学位期间主要的学术成果 |
| 图表附录 |
| 致谢 |
（10）钼金属表面抗烧蚀和抗熔蚀涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 航空发动机铸造涡轮叶片发展 |
| 1.1.1 涡轮叶片材料的发展 |
| 1.1.2 涡轮叶片的冷却结构进展 |
| 1.1.3 叶片表面热障涂层进展 |
| 1.2 熔模精密铸造技术 |
| 1.3 陶瓷型芯的研究现状 |
| 1.4 难熔金属型芯的研究进展 |
| 1.4.1 难熔金属型芯的研究现状 |
| 1.4.2 难熔金属Mo涂层 |
| 1.4.3 难熔金属Mo涂层制备方法 |
| 1.5 本文研究目的和内容 |
| 第2章 MoSi_2/SiO_2涂层的制备及抗烧蚀性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 基材准备 |
| 2.2.2 MoSi_2涂层制备 |
| 2.2.3 氧化硅涂层制备 |
| 2.2.4 实验分析设备 |
| 2.3 结果与分析 |
| 2.3.1 MoSi_2涂层 |
| 2.3.2 涂层寿命与失效分析 |
| 2.3.3 MoSi_2涂层截面组织 |
| 2.3.4 氧化硅涂层微观组织演化规律 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 MoSi_2/SiO_2涂层抗熔蚀性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 GTD-111合金 |
| 3.2.2 设计熔蚀实验 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 熔蚀实验结果 |
| 3.3.2 合金与型芯界面的微观组织 |
| 3.3.3 方石英层破坏机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Al改MoSi_2/Al_2O_3涂层的制备及抗烧蚀性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料设备与方法 |
| 4.2.1 基体材料准备 |
| 4.2.2 Al改MoSi_2涂层制备 |
| 4.2.3 Al改MoSi_2/Al_2O_3涂层制备 |
| 4.3 实验结果分析与讨论 |
| 4.3.1 A1改MoSi_2涂层结构 |
| 4.3.2 氧化铝的形成影响因素 |
| 4.3.3 44 um Al改MoSi_2涂层在1300℃时涂层微观组织演化规律 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al改MoSi_2/Al_2O_3涂层抗熔蚀性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果分析与讨论 |
| 5.3.1 熔蚀实验结果 |
| 5.3.2 GTD111熔体熔蚀过程 |
| 5.3.3 涂层失效分析 |
| 5.3.4 涂层的失效过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 主要结论 |
| 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 |
四、钛合金铸造技术及其在航空工业上的应用（论文参考文献）
- [1]钛合金粉末冶金热等静压技术及发展现状[J]. 薛松海,谢嘉琪,刘时兵,史昆,张志勇,刘鸿羽. 粉末冶金工业, 2021(05)
- [2]3D打印技术在钛合金构件生产中的应用[J]. 李渤渤,田永武,温方明,乔海滨,刘茵琪. 特种铸造及有色合金, 2021(09)
- [3]航空发动机叶片材料及抗疲劳磨削技术现状[J]. 黄云,李少川,肖贵坚,陈本强,张友栋,贺毅,宋康康. 航空材料学报, 2021(04)
- [4]选区激光熔化法制备纳米SiC增强铝基复合材料的组织调控与性能研究[D]. 王泽钰. 西安理工大学, 2021
- [5]TC4合金电子束焊接接头应力腐蚀及氢致开裂性能[D]. 肖铁. 沈阳大学, 2021(09)
- [6]TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控[D]. 孙永刚. 太原理工大学, 2021
- [7]骨科植入用各向同性钛合金板材工艺技术研究[D]. 张永刚. 西安建筑科技大学, 2021(01)
- [8]硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究[D]. 高远. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [9]高速重载下AM80镁合金的动态力学行为及其本构建模[D]. 陈斐洋. 中南林业科技大学, 2021(01)
- [10]钼金属表面抗烧蚀和抗熔蚀涂层的制备及性能研究[D]. 张冲. 中国科学技术大学, 2021(08)