一、Fabrication and fracture analysis of MoSi_2 matrix composites by mechanical alloying（论文文献综述）
江涛,韩慢慢,付甲[1]（2021）在《Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用》文中认为Mo-Si金属间化合物材料具有很多优质性能,其主要包括Mo3Si,Mo5Si3,MoSi2。将Mo-Si金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能,良好的耐磨损性能、抗高温氧化性能、耐腐蚀性能等。本文阐述了Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状、制备工艺、显微结构、力学性能、耐磨损性能和抗高温氧化性能等,并对其未来发展趋势进行了分析和预测。
卞一涵[2]（2021）在《Al-ZrO2-X体系原位反应机制及多相颗粒增强铝基复合材料的研究》文中指出科学技术的进步极大地促进了现代工业的发展,同时对工程材料性能的要求也越来越苛刻,传统的铝合金材料已经无法满足要求。原位合成铝基复合材料由于具备增强颗粒和基体的双重优势而成为材料领域的研究热点。然而,目前已开发应用的原位合成铝基复合材料体系较少,并且反应生成增强相的同时往往伴随着粗大或者具有特殊形貌的有害相。目前研究较多的原位体系为Al-ZrO2体系,但该体系反应生成的ZrAl3粒子在应力的作用下会出现脆裂现象,限制复合材料力学性能上限的提升。为了开发原位合成铝基复合材料新体系,本文以Al-ZrO2体系为基础,以调控增强相形貌、设计合成纳米Zr化物粒子和构筑多相多尺度粒子网状构型三种思路出发,设计了 Al-ZrO2-X原位合成新体系,研究了其反应机制、力学性能和强化机理,为原位合成具有综合力学性能的新材料提供了思路。本文的研究内容如下:（1）Al-ZrO2-MoSi2多级反应机制与复合材料力学性能实验发现,Al-ZrO2体系在680℃反应后生成（A12O3+ZrAl3）/Al复合材料,纳米Al2O3粒子和薄片状微米ZrAl3粒子在铝基体上均匀分布。在Al-ZrO2体系引入MoSi2后,Al-ZrO2-MoSi2体系进行多级原位反应,当体系升温至573.9℃时,Al和ZrO2进行固-固反应生成Al2O3和ZrAl3,然后Al和MoSi2在更高温度下发生液—固反应生成花瓣状Al12Mo相,同时使薄片状ZrAl3相转为短棒状的（Al,Zr,Si）相,生成（Al12Mo+（Al,Zr,Si）+A12O3）/Al复合材料。由于增强相的演变,（Al12Mo+（Al,Zr,Si）+Al2O3）/Al 复合材料相比于（Al2O3+ZrAl3）/Al 复合材料具有更高的硬度,在室温下的拉伸强度由305 MPa提高到330 MPa,在350℃下的拉伸强度也由101 MPa提高至109 MPa。（2）Al-ZrO2-B2O3原位反应机制与（ZrB2+Al2O3）/Al复合材料制备在Al-ZrO2体系中引入B2O3使脆性ZrAl3相转变为ZrB2相,当ZrO2和B2O3的摩尔比为1:1时,体系完全反应后合成（ZrB2+Al2O3）/Al复合材料。而当ZrO2和B2O3的摩尔比为1:0.5时,原位反应后仍保留部分微米级薄片状ZrAl3粒子,生成（ZrAl3+ZrB2+Al2O3）/Al复合材料。通过原位反应温度的调控,可使复合材料中的ZrB2和Al2O3粒子具有纳米尺寸,合成纳米双相颗粒增强铝基复合材料。挤压研究发现,微米级Al基体和ZrAl3粒子形成择优取向,α-Al晶粒具有<111>//ED的挤压丝织构,ZrAl3粒子的长轴平行于挤压方向形成了（001）ZrAl3//ED的取向。由于B2O3的引入消除了易发生脆裂现象的ZrAl3粒子,纳米ZrB2和Al2O3粒子可以更有效地减少应力集中现象,阻碍铝基体的动态软化,（ZrB2+Al2O3）/Al复合材料相较于（ZrAl3+ZrB2+Al2O3）/Al复合材料表现出更低的热膨胀率和更高的力学性能,其在350℃下的拉伸强度可达188 MPa。（3）多相多尺度颗粒网状构型（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料的设计与制备在Al-ZrO2体系基础上引入N和B元素,800℃原位反应制备了一种新型的（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料。Al2O3、ZrB2和AlN增强粒子分别具有微米,亚微米和纳米多种尺度。对粒子的含量进行调控可使复合材料增强相由弥散分布转变为网状分布,形成三维硬质骨架。实验表明,网状构型的（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料具有更优异的综合性能。硬相粒子可有效包裹软相铝基体使复合材料具有更低的热膨胀率和更高的弹性模量。同时,网状增强粒子具有更显着的热错配强化和位错增殖强化效果,使（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al复合材料的室温和高温拉伸强度可达504 MPa和200 MPa,该复合材料在高端制造领域具有广阔的应用前景。
李文虎[3]（2020）在《多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究》文中研究指明新型Mo-Si-B合金由于具有熔点高、硬度高和耐腐蚀性能好等优点,在航空航天、能源动力等领域用高温结构件具有良好的应用前景。目前,Mo-Si-B合金亦存在室温断裂韧性与高温强度之间负相关关系的问题,另外对其摩擦磨损行为的研究还很有限。为满足工程领域对高温结构材料综合性能的需求,不仅要其具有优良的综合力学性能,同时具备较好的抗氧化和摩擦磨损性能。本文借助La2O3所产生的稀土效应来改善和提高Mo-Si-B合金的微观组织与性能,通过对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织观察和性能测试,研究了不同α-Mo相含量和La2O3掺杂量对合金的微观组织、力学性能、高温氧化及摩擦磨损行为的影响规律,揭示了合金的强韧化机制、抗氧化和摩擦磨损机制。设计并制备了不同α-Mo相含量以及不同La2O3掺杂量的多相Mo-Si-B-La2O3合金,其中,使用液-液掺杂方法首先制备了 Mo-La2O3合金粉体,并以此为原料,与Si粉、B粉按照不同的化学计量配比进行配料,获得内含La2O3的Mo-Si-B混合粉体。结合机械合金化和热压烧结工艺分别制备了 α-Mo-Mo3Si-Mo5SiB2基和Mo3Si-Mo5SiB2-Mo5Si3基Mo-Si-B-La2O3合金。对所制备合金的微观组织观察发现,采用液-液掺杂的Mo-La2O3合金粉体能确保掺杂的La2O3颗粒最终以纳米尺寸分布在α-Mo、Mo3Si与Mo5SiB2相的晶粒内部,而且部分颗粒也分布在各相的相界面与晶界处。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的维氏硬度、断裂韧性、抗弯强度和抗压强度进行的分析和测试结果表明,随着Si和B含量的增加,合金的硬度、抗压强度逐渐增大,而抗弯强度和断裂韧性逐渐减小。在外加载荷作用下,试样没有发生明显的屈服与塑性变形,即试样在应力达到最大值时发生突然断裂,断口形貌具有脆性材料断裂的典型特征,表现出穿晶断裂和沿晶断裂的混合形貌。存在于金属α-Mo相中的纳米La2O3颗粒一方面能起到阻碍位错运动,强化合金的作用,另一方面,La2O3颗粒的拔出能消耗部分断裂能,并诱发α-Mo相的穿晶断裂,耗散裂纹扩展能,起到改善合金韧性的作用。然而,合金中硬脆性的Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3金属间化合物相随Si和B含量的增加而逐渐增多,具有较好延性的α-Mo相的含量则相应减少。由于较少的金属相无法完整的包裹La2O3颗粒,导致存在于金属间化合物或相界面处的La2O3颗粒数量显着增加,硬脆的第二相存在于界面处会导致其结合性降低,容易在外力作用下产生裂纹或应力集中,发生沿界面的解离。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能进行了测试和分析,结果表明,合金在1000℃与1100℃氧化时,Si和B含量较低的Mo-10Si-7B-La2O3合金与Mo-12Si-8.5B-La2O3合金的氧化失重速率呈典型的直线型或类直线型规律,而Si和B含量较高的Mo-14Si-9.8B-La2O3合金与Mo-25Si-8.5B-La2O3合金试样恒温氧化过程则包括氧化初期的快速失重和氧化中后期的相对稳定阶段。随La2O3含量的增加,各合金氧化失重降低,表现出更好的抗氧化性能。氧化试验后,各合金的氧化膜的形貌与组成表现出明显差异,Mo-10Si-7B-La2O3合金表面没有生成硼硅玻璃相,而是由垂直于合金表面方向生长的氧化物组成;Mo-12Si-8.5B-La2O3合金与Mo-14Si-9.8B-La2O3合金表面氧化层具有外层的硼硅玻璃相和内层的氧化物层双层结构;Mo-25Si-8.5B-La2O3合金表面形成的硼硅玻璃相与合金基体之间仅见少量的细小氧化物颗粒。抗氧化机制的分析表明,La2O3颗粒通过钉扎氧化产物MoO3,而抑制MoO3的挥发,并且通过阻止Mo4+、Si4+、B3+等离子通过晶界的扩散,降低氧化速度,促进硼硅玻璃相的形成,从而提高Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的摩擦磨损性能进行了测试和分析,结果表明,随着La2O3含量的增加,Mo-Si-B合金的摩擦系数均增大,内含α-Mo的多相Mo-Si-B-La2O3合金的体积磨损率逐渐增大,而Mo-25Si-8.5B-La2O3合金的体积磨损率则先增大后减小。室温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随载荷的增加而减小,随滑动速度的增加先减小后增大;体积磨损率随载荷和滑动速度的增加均增大。高温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随温度的升高而减小,体积磨损率随温度的升高不断增大。依据不同载荷和滑动速度条件下,α-Mo、Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3各相的磨损率及其在Mo-Si-B-La2O3合金中体积分数的不同,探讨了合金的磨损机制。室温下合金在低滑动速度低载荷时以轻微磨粒磨损和犁沟磨损为主;随滑动速度和载荷的增加,发生由轻微的磨粒磨损向疲劳磨损和磨粒磨损转变的趋势;在高滑动速度高载荷时,形成以包括疲劳磨损、磨粒磨损和剥落磨损在内的多种磨损机制共同作用。高温下合金的磨损开始以氧化磨损和犁沟磨损为主,伴随着氧化物颗粒的脱落和裂纹的萌生,转变为磨粒磨损和疲劳磨损,最后演变为较为严重的剥落磨损。
王淇[4]（2019）在《熔融渗硅制备SiCf/MoSi2过程中SiC纤维的结构损伤研究》文中研究表明利用新型熔融渗硅法制备了碳化硅纤维增强二硅化钼（SiCf/MoSi2）复合材料。利用SEM、TEM、XRD等分析手段,对制备过程中各阶段产物的微结构和成分进行了分析,并研究了SiC纤维在SiCf/MoSi2复合材料形成过程中的腐蚀损伤行为。获得了以下主要结论:1.通过用磷钼酸（PMA）的乙醇溶液浸渍SiC纤维预制体,之后经焙烧将PMA转化为三氧化钼（MoO3）。通过氢化还原,将MoO3转化成金属钼（Mo）,得到SiCf/Mo复合材料。再经高温渗硅,获得SiCfMoSi2复合材料。在氢化还原过程中,反应排气过程导致Mo中存在纳米级孔洞,这种形貌有利于后续熔融渗硅过程中液硅的渗透。该法制备的SiCf/MoSi2复合材料结构致密,MoSi2和SiC纤维分布均匀。2.通过调整含Mo溶液的浸渍次数,可以调节基体含量,进而调节MoSi2含量。较少的浸渍次数会导致基体中Mo含量较低,造成SiCf/MoSi2中有大量单质Si存在,提高Mo含量能有效的减少单质Si的残留。TEM分析显示,MoSi2颗粒为单晶结构,且单晶颗粒尺寸远大于反应-扩散（Reaction-Diffusion）机制形成MoSi2的理论尺寸。因此,液硅与Mo的反应主要遵循溶解-沉淀（Dissolution-Precipitation）机理。3.在无表面涂层保护的情况下,连续SiC纤维在SiCf/MoSi2复合材料形成过程中将发生腐蚀损伤。主要包括渗硅前被基体Mo的腐蚀损伤,以及渗硅过程中被液硅的腐蚀损伤。在渗硅前,Mo与SiC纤维发生反应扩散,生成Mo2C,Mo4.8Si3C0.6两种中间产物。扩散深度随温度提高和时间延长而增加,在1450℃保温30 min后,Mo向SiC中扩散深度约为1 μm;在液硅融化浸入后,液硅对SiC纤维产生显着的侵蚀,且侵蚀程度与Mo含量相关。无Mo存在时,SiC纤维完全被液硅腐蚀,失去了纤维的形貌,并在纤维的位置发生重结晶,生成由微米级单晶β-SiC颗粒组成的花瓣状结构;当Mo含量较少,不足以在渗硅后形成连续MoSi2时（例如,当Mo在SiCf/Mo中的质量分数为54%）,SiC纤维被腐蚀成三明治结构,其芯部区域为未反应的原纤维,中间层为含A1的重结晶SiC,外层为不含A1的重结晶SiC。随着Mo含量提高（例如,当Mo质量分数达到78%时）,Mo与液硅通过溶解-沉淀机制在SiC表面形成致密的MoSi2涂层,随着反应的快速进行和涂层的显着增厚,液硅难以穿过涂层而侵蚀SiC纤维,使得SiC纤维未发生明显的腐蚀损伤。
李斯[5]（2019）在《纳米TiCp增强（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷的制备及性能研究》文中研究指明随着航空、航天以及先进能源等高技术产业的不断发展,对材料的使用性能提出越来越高的要求,特别是需求使用温度高、强度高但比重小并且稳定性好的高温结构材料。MoSi2以其高熔点、较低的密度、极好的高温抗氧化、抗腐蚀和热力学稳定性以及良好的高温韧性和电热传导性,被认为是非常具有潜力的新一代高温结构材料,但是其较低的室温韧性（2.53.0 MPa.m1/2）在一定程度上制约了其作为结构材料的应用。本文通过W、Al合金化MoSi2协同纳米TiC颗粒复合化制备出了纳米TiCp/（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷,以进一步提高MoSi2基复合材料的性能。以Mo、W、Si、Al粉为试验原料,采用自蔓延高温合成技术制备了 MOSi2以及（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2（x=0,0.03,0.06,0.09,0.12）试样,研究分析了自蔓延高温合成的燃烧模式、产物物相组成以及显微结构。反应过程图像分析表明:W、A1合金化MoSi2的自蔓延高温合成试样的燃烧模式为非稳态燃烧模式;合成产物物相分析表明:（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2试样的物相主要为Cllb相,当x=0.06时,开始有C40型Mo（Si,Al）2相生成,并且随着Al添加量的继续增加,C40相的衍射峰强度逐渐增强;显微形貌分析表明:自蔓延高温合成产物为多孔疏松结构。以自蔓延高温合成反应制备的（Mo0.9W0.1）（Si1-xA1x）2试样粉体为原料,采用真空热压烧结制备出相对密度在95%左右的（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2陶瓷样品,物相分析结果表明:陶瓷样品的物相组成与热压烧结前基本一致,但热压烧结后C40型Mo（Si,Al）2相的衍射峰强度相比于热压烧结前样品有所降低。通过对MoSi2与（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2陶瓷样品力学性能的测试得出:添加少量W合金元素,陶瓷样品的硬度与抗弯强度增加,断裂韧性下降;在W合金化基础上,Al合金元素的加入能够有效改善陶瓷样品的断裂韧性,但其硬度与抗弯强度降低；综合对比MoSi2以及（Mo0.9W0.1）（Si1-xAlx）2陶瓷样品的力学性能得出,（Mo0.9W0.1）（Si0.94A10.06）2陶瓷的综合性能较好,其抗弯强度、硬度、断裂韧性都优于纯MoSi2陶瓷,其中断裂韧性改善最为明显,达到6.38 MPa·m1/2,较纯MoSi2陶瓷提升了 42.41%。将纳米TiC颗粒与自蔓延高温合成反应制备的（Mo0.9W0.1）（Si0.94Al0.06）2试样粉体混合均匀后制成混合粉体,然后采用真空热压烧结制备出纳米TiCp/（Moo.9W0W0.1）（Si0.94A10.06）2高致密复合陶瓷。物相分析结果表明:复合陶瓷的物相组成为Cllb相与TiC相,（Mo0.9W0.1）（Si0.94A10.06）2与TiC没有发生反应生成其他新相。通过对复合陶瓷力学性能的测试得出:纳米TiC的加入有利于改善复合陶瓷的相对密度、抗弯强度、硬度及断裂韧性;随着纳米TiC的加入量增加,其各项性能指标先增加后降低;当纳米TiC的加入量为20vol%时,复合陶瓷的综合性能最好,其硬度、抗弯强度、断裂韧性分别达到14.71 GPa、433 MPa、9.73 MPa.m1/2,较纯 MoSi2分别提升了 65.84%、68.48%、117.19%。
江涛,陈阳,成铭,万海荣,王园园[6]（2015）在《粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用》文中指出金属间化合物/陶瓷复合材料由于具有很多优秀的性能而被广泛应用在工程领域中,本文主要介绍金属间化合物/陶瓷复合材料的制备方法是粉末冶金法和金属熔渗法,主要包括粉末冶金法,自蔓延高温合成法,金属熔体熔融渗透法,原位合成法。其中粉末冶金法又包括热压烧结工艺,常压烧结工艺,放电等离子烧结工艺,热等静压烧结工艺,热压反应烧结工艺等。并对这些制备技术的原理和发展现状进行评述,并对这些制备方法在研究和生产中的应用进行介绍,并对金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势进行评述。并对金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的研究发展方向进行了展望。
江川[7]（2014）在《MoSi2基电热材料的制备与组织性能研究》文中进行了进一步梳理摘要：MoSi2是一种金属间化合物,它具有较高的熔点、较低的热膨胀系数和良好的高温抗氧化性,已经广泛应用于高温电阻炉的发热元件。本文分别采用铝硅酸盐和Zr02对MoSi2进行复合化研究,采用真空烧结的方法制备出常规MoSi2发热元件和MoSi2-ZrO2复合电热材料,借助扫描电子显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计、电子万能试验机等设备,对复合材料的组织和性能进行了研究,主要结论如下：（1）铝硅酸盐复合化的MoSi2发热元件晶粒大小约为20gm,黑色玻璃相颗粒细小、分布均匀,致密度达到95.13%,抗弯强度达到205MPa,硬度为8.22GPa,断裂韧性为3.25MPa·m1/2。与国内同类产品相比,上述性能分别提高了3.03%、36.67%、19.50%、23.11%。（2）铝硅酸盐复合化的MoSi2发热元件在高温通电氧化后,横截面由外至内分为了三层,外层是以Si02为主要成分的氧化膜,次外层为MoSi2内部为MoSi2基体。MoS12发热元件氧化膜的生长符合L=0.43+5.05×107exp （-28397.9/T）t1/2关系,氧化激活能为236kJ/mol,抗弯强度随着氧化膜的增厚而提高。在1600℃氧化3h后,MoSi2发热元件氧化膜厚为22.3μm,抗弯强度达273MPa,抗弯强度比氧化前提高了51.7%。（3）随Zr02含量的增加,MoSi2基复合材料的硬度、抗弯强度、断裂韧性都得到了提高。添加9vol%ZrO2使MoSi2材料的硬度从9.51GPa提高到11.02GPa,抗弯强度从158MPa提高到322MPa,断裂韧性从2.73MPa·M1/2提高到4.23MPa·M1/2。添加Zr02后力学性能得到改善主要原因为致密度的提高和细晶强韧化。（4）添加Zr02提高了MoSi2材料的电阻率和抗热震性能。添加9vo1%Zr02使MoSi2基复合材料的电阻率提高了18.9%,热震温差提高了100℃。抗热震性能提高是因为ZrO2的增韧作用和裂纹偏转效应。
王建栋[8]（2014）在《MoSi2/Al2O3复合材料燃烧合成与组织性能研究》文中提出针对MoSi2基高温结构材料存在的性能差的缺点，设计了原位合成法和直接复合化法两种思路，利用燃烧合成方法合成了MoSi2/xvol.%Al2O3复合材料，并通过真空热压烧结技术制备了致密的MoSi2/xvol.%Al2O3复合材料块体材料。研究了燃烧模式、燃烧绝热温度和燃烧产物相组成及组织形貌；对MoSi2/xvol.%Al2O3复合材料在不同烧结温度下的致密度、显微组织、电阻率、硬度、弯曲强度和断裂韧性等性能进行了研究，并探讨了复合材料的强韧化机制。燃烧合成产物物相表明：通过原位燃烧合成法和直接复合化法成功合成了MoSi2/xvol.%Al2O3复合材料。对于原位燃烧合成法，随着复合化Al2O3体积分数的增加即添加Al的量的增加，燃烧模式由非稳态燃烧转变为稳态燃烧，且燃烧耗时逐渐增加，燃烧温度逐渐增高。而直接复合化法的燃烧模式均为非稳态燃烧模式，且随着复合化纳米Al2O3体积分数的增加，燃烧耗时增加，燃烧温度降低。以燃烧合成产物为原料，采用真空热压烧结技术成功制备了相对密度达到95%以上的复合材料，在相同成分的情况下材料的相对密度随着烧结温度的升高而增大。电阻率随着烧结温度的升高而降低，且随着复合化Al2O3体积分数的增加而增大。显微形貌及能谱分析表明合成复合材料主要由灰色的MoSi2基体相，白色的Mo5Si3相和黑色的Al2O3相组成。力学性能结果表明：1)原位合成的MoSi2/xvol.%Al2O3复合材料，复合化Al2O3体积为5%和10%时，在1300℃和1400℃时性能均得到提高，在1500℃和1600℃时，只有断裂韧性有所提高；复合化Al2O3体积为15%时材料的性能有所下降，在1400℃下烧结得到的MoSi2/5vol.%Al2O3复合材料性能最好，弯曲强度和断裂韧度分别提高了32.4%和36.4%；此外添加过量Al得到的复合材料弯曲强度和断裂韧度均有提高，MoSi2/10vol.%Al2O3的性能较好，弯曲强度和断裂韧度分别提高了28.6%和56.3%。2)纳米Al2O3直接复合化合成的MoSi2/xvol.%Al2O3和Mo（Si0.95Al0.05）2/xvol.%Al2O3复合材料，弯曲强度和断裂韧度均得到很大提高，且复合化5%纳米Al2O3时性能较好，MoSi2/5vol.%Al2O3复合材料的弯曲强度和断裂韧性分别提高了45.2%和39.2%，Mo（Si0.95Al0.05）2/5vol.%Al2O3复合材料的弯曲强度和断裂韧度分别提高38.4%和45.8%。复合材料的主要强化机制为细晶强化和弥散强化；韧化机制为裂纹偏转和裂纹桥联。
王晓虹[9]（2013）在《Nb、Al合金化MoSi2的合成、组织与性能研究》文中认为MoSi2及其硅化物基材料被认为是一种非常有潜力的可用于1200℃以上的高温结构材料，但存在室温断裂韧性差、高温易蠕变以及低温粉化瘟疫的缺陷。针对上述问题，本文以Nb单一合金化和Nb、Al协同合金化MoSi2为思路，利用固体与分子经验电子理论进行材料理论设计与性能预测，通过热力学计算了理论绝热燃烧温度，采用燃烧合成技术获得超过饱和固溶体，运用真空热压烧结和放电等离子烧结技术使其致密化，并对其组织和性能进行研究。根据固体与分子经验电子理论，对C11b型MeS2（Me=Mo,Nb；S=Si,Al）价电子结构的计算表明，Nb、Al合金化引起C11b相中原子杂化状态变化，使C11b相中最强键及次强键的键能及键上共价电子对数的下降，导致宏观硬度降低；Nb单一合金化提高了C11b相中共价电子数比例值，有利于提高C11b相的强度；Al单一合金化和微量Nb、Al协同合金化均使值下降，导致C11b相强度下降。采用双亚点阵模型对(Mo1-xNbx)Si2和Mo(Si1-yAly)2体系的理论绝热温度进行了模拟计算，结果表明Nb或Al的固溶引起C11b相和C40相热容及热焓的变化，从而改变体系的绝热温度，实验设计成分(Mo1-xNbx)Si2和Mo(Si1-yAly)2的理论绝热温度均高于1800K，可以在室温下由元素粉末通过燃烧合成反应生成。以Mo、Si、Nb、Al元素粉末为原料，通过燃烧合成技术制备了(Mo1-xNbx)Si2、Mo (Si1-yAly)2和(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金。燃烧合成产物主要为固溶有Nb（Al）的C11b相和C40相，存在过饱和固溶现象。Nb合金化促进NbSi2及MoSi2型C40相形成，Al单一合金化及Nb、Al协同合金化促进Mo（Si,Al）2型C40相的形成。Nb、Al合金化促进了MoSi2燃烧合成反应的放热，使燃烧温度上升，其反应机制为：熔融-溶解-析出。以燃烧合成产物为原料，分别采用真空热压烧结和放电等离子烧结制备了致密的(Mo1-xNbx)Si2和(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金，C11b相中过饱和固溶的Nb/Al在烧结过程中发生脱溶形成C40相。热压使合金相组成趋近于平衡状态。放电等离子烧结速度快、温度低，形成的合金晶粒细小且仍存在过饱和C11b相。系统研究了热压合金的室温力学性能，结果表明：少量Nb固溶使(Mo1-xNbx)Si2合金室温硬度下降，弯曲强度升高，对断裂韧性无显着影响。大量Nb使C40相增加，导致硬度上升，强度和断裂韧性下降。Nb和Al协同合金化对室温弯曲强度的影响不大，有Nb存在时，Al添加量达一定值（y=0.15）会显着恶化MoSi2的强度。少量Nb和Al协同合金化可显着提高室温断裂韧性，最高达到10.7MPa/m1/2，比纯MoSi2提高了74%，增加合金量促使形成Mo（Si,Al）2型C40相导致(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金断裂韧性降低而硬度升高。对放电等离子烧结合金的室温和高温力学性能进行了系统研究，结果表明：放电等离子烧结合金的强度和硬度均高于同成分热压合金。放电等离子烧结(Mo1-xNbx)Si2合金的强度、硬度和断裂韧性变化趋势和热压合金一致，但断裂韧性下降较慢。Nb的增加使(Mo1-xNbx)Si2合金高温压缩强度呈现出先增后降的趋势，(Mo0.85Nb0.15)Si2合金的高温强度达到246MPa，比MoSi2提高了110%。(Mo0.85Nb0.15)Si2合金高温变形经历了整体变形和玻璃相集中变形两个阶段，玻璃相集中变形使高温流变应力下降，而MoSi2只经历了整体变形阶段。Nb、Al协同合金化可更有效的改善高温性能，Nb在高温下起到固溶强化作用，并且有助于产生层错强化效应；少量Al可减少晶界SiO2玻璃相使高温强度上升，但大量Al合金化会降低C11b和C40相的高温强度；(Mo0.85Nb0.15(Si0.97Al0.03)2合金在1400℃具有最高的压缩强度，达到252MPa，该合金同时还具有最佳室温综合力学性能。热压工艺制备的合金在500℃没有发生粉化瘟疫现象。Nb单一合金化加剧了MoSi2的低温氧化，通过高温预氧化处理可在(Mo1-xNbx)Si2表面形成保护性氧化膜，提高低温抗氧化性能。Nb和Al协同合金化MoSi2的低温抗氧化性优于Nb单一合金化，Nb的作用仍然是加速低温氧化，而Al则有利于抑制低温氧化。(Mo0.97Nb0.03(Si0.97Al0.03)2合金低温氧化性能优于纯MoSi2。大量合金元素不利于高温预氧化保护膜的形成，大量Al促进氧化形成没有自愈合作用的莫来石-氧化铝复合氧化膜，大量Nb促使MoO3形成，MoO3在高温下气化，导致氧化膜出现大量孔洞，不能产生保护作用，甚至恶化材料的低温抗氧化性能。
任娟红[10]（2012）在《新型MoSi2-AlCr2准二元系化合物合金的制备与表征》文中进行了进一步梳理难熔金属硅化物二硅化钼（MoSi2）以其高熔点（2030℃）、较低的密度（6.24g/cm3）和优异的高温抗氧化性对下一代高温结构材料具有极大的吸引力。早在上个世纪五六十年代，以MoSi2为基的电热元件已实现了工业化生产和应用。但是，MoSi2作为高温结构的基体材料,至今还没有很好的解决低温脆性、高温蠕变和中温加速氧化等问题。现已证明，合金化和复合化是改善MoSi2强韧化的主要方法。本研究就是通过引入具有优良抗氧化性能的Al和Cr合金元素对MoSi2进行合金化改性，以制备具有优良性能的MoSi2-AlCr2准二元系新型合金材料。同时，由于AlCr2具有比重较低、抗氧化性好，与MoSi2同晶型的优点，试验合金可望具有良好的相界匹配性和抗氧化性能。故此，本论文采用热压烧结法制备了名义成分为MoSi2-xAlCr2的准二元系系列试验合金，研究了AlCr2含量对MoSi2微观结构及其力学和抗氧化性能的影响，得出如下几点结论：1.采用热压烧结法制备的以MoSi2为基的MoSi2-AlCr2准二元系合金，主要物相为MoSi2和Mo（Si,Al）2，试验合金材料的相结构随着MoSi2中AlCr2含量的增加由C11b型MoSi2逐渐向C40型Mo（Si,Al）2转化，由于试样中未发现有游离的单质元素Cr存在，故基于同类合金元素互易原理，本文认为试验合金中C40型的Mo（Si,Al）2应该是C40型（Mo,Cr）（Si,Al）2。2.随AlCr2摩尔含量的增加，试验合金不仅平均晶粒细小，而且组织均匀致密，没有明显的气孔和缺陷。3.随AlCr2摩尔含量的增加，材料的显微硬度和致密度表现出先降低后增加的趋势。30at%AlCr2-MoSi2准二元系合金具有最佳的综合性能，其显微硬度和致密度分别为1100HV和97%。4.在500℃氧化时，热压烧结法制备的纯MoSi2氧化100h未发生所谓的“Pesting”现象，具有较好的低温抗氧化性能。添加与氧亲和力强的元素（如Al和Cr元素）有助于提高MoSi2材料的低温抗氧化性，MoSi2-AlCr2准二元系合金良好的抗氧化能力主要归因于在其表面生成了连续致密的Al2O3和Cr2O3保护膜，阻止了氧化的进一步发生。5.纯MoSi2材料氧化动力学曲线符合抛物线规律，而添加AlCr2的MoSi2-AlCr2准二元系合金在20100h阶段，氧化动力学曲线基本上呈水平直线型。氧化100h后，纯MoSi2试样和添加10at%AlCr2的MoSi2-AlCr2准二元系合金试样增重分别为4.2898mg/cm2和1.1028mg/cm2，平均氧化速率分别为4.29×10-2mg/（cm2·h）和1.10×10-2mg/（cm2·h），继续添加AlCr2对MoSi2-AlCr2准二元系合金的低温抗氧化性能影响不大。
二、Fabrication and fracture analysis of MoSi_2 matrix composites by mechanical alloying（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、Fabrication and fracture analysis of MoSi_2 matrix composites by mechanical alloying（论文提纲范文）
（1）Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术 |
| 2 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 2.1 Mo-Si/Si3N4复合材料的研究发展现状 |
| 2.2 Mo-Si/Si C复合材料的研究发展现状 |
| 2.3 Mo-Si/Zr B2复合材料的研究发展现状 |
| 2.4 Mo-Si/Al2O3复合材料的研究发展现状 |
| 2.5 Mo-Si/Zr C复合材料的研究发展现状 |
| 2.6 Mo-Si/Ti C复合材料的研究发展现状 |
| 3 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展趋势及其应用 |
| 4 结论与展望 |
（2）Al-ZrO2-X体系原位反应机制及多相颗粒增强铝基复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 原位合成铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 原位合成技术的发展现状 |
| 1.2.2 原位合成增强相类型及应用 |
| 1.3 常见的铝基复合材料原位合成体系 |
| 1.3.1 Al-Ti-X体系 |
| 1.3.2 Al-Zr-X体系 |
| 1.4 原位合成铝基复合材料性能的影响因素 |
| 1.4.1 增强相 |
| 1.4.2 基体组织 |
| 1.4.3 增强粒子与基体的界面 |
| 1.5 本课题的研究意义及主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 研究思路与技术路线 |
| 2.3 铝基复合材料的原位制备 |
| 2.3.1 试验材料 |
| 2.3.2 复合材料的制备方法 |
| 2.4 试样制备与分析表征 |
| 2.4.1 差式扫描量热分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电镜分析 |
| 2.4.4 透射电镜分析 |
| 2.4.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.6 光谱分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 布氏硬度测试 |
| 2.5.2 线膨胀性能测试 |
| 2.5.3 室温拉伸测试 |
| 2.5.4 高温拉伸测试 |
| 第三章 Al-ZrO_2-MoSi_2体系原位反应机制及复合材料制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-ZrO_2体系反应合成(Al_2O_3+ZrAl_3)/Al复合材料 |
| 3.2.1 Al-ZrO_2体系的DSC分析 |
| 3.2.2 Al-ZrO_2体系反应合成复合材料的微观组织分析 |
| 3.3 Al-ZrO_2-MoSi_2体系原位合成机制与微观组织分析 |
| 3.3.1 Al-ZrO_2-MoSi_2体系反应合成复合材料的微观组织分析 |
| 3.3.2 Al-ZrO_2-MoSi_2体系的多级反应机制 |
| 3.4 Al-ZrO_2(-MoSi_2)体系反应合成复合材料的力学性能 |
| 3.4.1 复合材料的宏观硬度 |
| 3.4.2 室温和高温拉伸性能 |
| 3.4.3 强化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Al-ZrO_2-B_2O_3体系反应机制与(ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料的制备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-ZrO_2-B_2O_3体系的原位反应机制 |
| 4.2.1 Al-ZrO_2-B_2O_3体系的热力学分析 |
| 4.2.2 Al-ZrO_2-B_2O_3体系的DSC分析 |
| 4.3 (ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料的设计与制备 |
| 4.3.1 ZrO_2与B_2O_3摩尔比对复合材料增强相的影响 |
| 4.3.2 反应温度对(ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料微观组织的影响 |
| 4.3.3 纳米(ZrB_2+Al_2O_3)/Al复合材料的微观组织 |
| 4.4 热挤压对增强粒子和铝基体取向的影响 |
| 4.4.1 挤压对增强粒子取向的影响 |
| 4.4.2 热挤压对复合材料铝基体取向的影响 |
| 4.5 Al-ZrO_2-B_2O_3反应合成复合材料的性能 |
| 4.5.1 复合材料的热膨胀性能 |
| 4.5.2 复合材料的室温和高温拉伸性能 |
| 4.5.3 复合材料的强化和断裂机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 多相多尺度颗粒网状构型(Al_2O_3+ZrB_2+AlN)/Al复合材料的设计与制备 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 (Al_2O_3+ZrB_2+AlN)/Al复合材料的制备 |
| 5.3 Al_2O_3,ZrB_2和AlN增强相构型的构筑 |
| 5.3.1 增强相的网状构型 |
| 5.3.2 网状增强相的构筑机理 |
| 5.4 (Al_2O_3+ZrB_2+AlN)/Al复合材料的性能测试 |
| 5.4.1 复合材料的硬度和弹性模量 |
| 5.4.2 复合材料的热膨胀性能和拉伸性能 |
| 5.4.3 多相多尺度颗粒及其构型强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录Ⅰ:攻读硕士期间发表的论文 |
| 附录Ⅱ:攻读硕士期间授权的专利 |
| 附录Ⅲ:参加的学术会议 |
| 附录Ⅳ:所获奖励 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（3）多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金的研究进展 |
| 1.2.1 高温合金的分类及强化机理 |
| 1.2.2 高温合金的制备工艺研究 |
| 1.3 Mo-Si-B合金的研究进展 |
| 1.3.1 Mo-Si-B合金的相组成与结构 |
| 1.3.2 Mo-Si-B合金的力学性能研究 |
| 1.3.3 Mo-Si-B合金的高温抗氧化与摩擦磨损性能研究 |
| 1.3.4 Mo-Si-B合金的制备 |
| 1.4 研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究的目的和意义 |
| 1.4.2 研究的主要内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金成分设计 |
| 2.2.1 合金成分的确定依据 |
| 2.2.2 试验成分设计 |
| 2.3 Mo-Si-B合金的制备与技术路线 |
| 2.3.1 原始粉料选择 |
| 2.3.2 粉料球磨处理 |
| 2.3.3 真空热压烧结 |
| 2.4 性能测试与表征 |
| 2.4.1 粉体粒度测试 |
| 2.4.2 密度测试 |
| 2.4.3 硬度测试 |
| 2.4.4 抗弯强度测试 |
| 2.4.5 抗压强度测试 |
| 2.4.6 断裂韧性测试 |
| 2.4.7 高温抗氧化性能测试 |
| 2.4.8 摩擦磨损性能测试与表征 |
| 2.5 物相检测与结构分析 |
| 2.5.1 热分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 X射线光电子能谱分析 |
| 2.5.5 微观结构分析 |
| 3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的制备与组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 机械合金化过程中的主要相变 |
| 3.2.1 原始粉末形貌分析 |
| 3.2.2 机械合金化制备粉末的粒度分析 |
| 3.2.3 机械合金化处理和热处理对粉末物相的影响 |
| 3.3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的组织结构 |
| 3.3.1 相组成与晶体结构 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.4 真空热压烧结机理分析和讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Mo-Si-B-La_2O_3合金的力学性能与强韧化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的密度与硬度 |
| 4.3 合金的抗弯强度与断裂韧性 |
| 4.4 合金的抗压强度 |
| 4.5 合金的强韧化机制讨论 |
| 4.5.1 强化机制 |
| 4.5.2 韧化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Mo-Si-B-La_2O_3合金的高温氧化行为与抗氧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 恒温氧化动力学曲线 |
| 5.3 氧化膜的结构与微观形貌 |
| 5.3.1 氧化膜的物相组成 |
| 5.3.2 氧化膜的组织形貌 |
| 5.4 氧化过程与抗氧化机理 |
| 5.4.1 氧化膜的形成过程 |
| 5.4.2 合金的抗氧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦学行为与磨损机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金大气环境下摩擦磨损性能的研究 |
| 6.2.1 不同成分Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦磨损性能 |
| 6.2.2 载荷对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.3 滑动速度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.4 温度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 室温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.3.1 不同载荷与滑动速度下单相合金的摩擦系数 |
| 6.3.2 载荷与滑动速度对单相合金磨损率的影响 |
| 6.3.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.3.4 室温条件下合金的磨损机制探讨 |
| 6.4 高温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.4.1 高温时单相合金的摩擦系数与磨损率 |
| 6.4.2 高温时单相合金的磨损形貌 |
| 6.4.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.4.4 高温条件下合金的氧化磨损耦合机制探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（4）熔融渗硅制备SiCf/MoSi2过程中SiC纤维的结构损伤研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 MoSi_2材料的结构与性能 |
| 1.3 MoSi_2的合金化研究 |
| 1.3.1 合金化的技术途径 |
| 1.3.2 合金化的材料性能 |
| 1.4 MoSi_2的复合化研究 |
| 1.4.1 复合化的技术途径 |
| 1.4.2 复合化的材料性能 |
| 1.5 新型熔融渗硅法制备SiC_f/MoSi_2复合材料 |
| 1.6 论文的研究内容与创新点 |
| 第二章 实验 |
| 2.1 实验原料及仪器设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备和仪器 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 新型熔融渗硅法制备SiC_f/MoSi_2复合材料 |
| 2.2.2 Mo与SiC纤维反应产物的制备与表征 |
| 2.2.3 液硅与SiC纤维反应产物的制备与表征 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 XRD测试方法 |
| 2.3.2 SEM测试方法 |
| 2.3.3 聚焦离子束(FIB) |
| 2.3.4 TEM测试方法 |
| 第三章 新型熔融渗硅法制备SiC_f/MoSi_2复合材料的微结构研究 |
| 3.1 结果与讨论 |
| 3.1.1 成分分析 |
| 3.1.2 形貌分析 |
| 3.1.3 MoSi_2形成机理研究 |
| 3.2 小结 |
| 第四章 复合材料制备过程中纤维的腐蚀损伤行为 |
| 4.1 Mo对纤维的腐蚀损伤 |
| 4.1.1 热力学研究 |
| 4.1.2 动力学研究 |
| 4.2 液硅对SiC纤维的腐蚀损伤 |
| 4.2.1 无Mo存在时,液硅对SiC纤维的腐蚀损伤 |
| 4.2.2 少量Mo存在时,液硅对SiC纤维的腐蚀损伤 |
| 4.2.3 大量Mo存在时,液硅对SiC纤维的腐蚀损伤 |
| 4.3 小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录:硕士期间发表成果 |
（5）纳米TiCp增强（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 MoSi_2的晶体结构与基本特性 |
| 1.1.1 MoSi_2的晶体结构 |
| 1.1.2 MoSi_2的基本特性 |
| 1.2 MoSi_2材料的应用现状 |
| 1.2.1 高温结构材料 |
| 1.2.2 发热元件 |
| 1.2.3 高温抗氧化涂层 |
| 1.2.4 其他应用 |
| 1.3 MoSi_2材料的制备 |
| 1.3.1 MoSi_2粉体的合成制备 |
| 1.3.2 MoSi_2材料的烧结制备 |
| 1.4 MoSi_2材料强韧化研究 |
| 1.4.1 合金化 |
| 1.4.2 复合化 |
| 1.4.3 协同化 |
| 1.5 本文研究的目的、意义以及主要研究工作 |
| 2 试验内容与研究方法 |
| 2.1 试验原材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 技术流程 |
| 2.4 样品表征 |
| 2.4.1 物相组成 |
| 2.4.2 显微结构 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 相对密度 |
| 2.5.2 抗弯强度 |
| 2.5.3 显微硬度 |
| 2.5.4 断裂韧性 |
| 3 W、Al合金化MoSi_2的自蔓延高温合成 |
| 3.1 试验方法与工艺 |
| 3.1.1 试验配方 |
| 3.1.2 试验步骤 |
| 3.2 反应过程与产物形貌 |
| 3.2.1 燃烧模式与产物宏观形貌 |
| 3.2.2 产物微观形貌 |
| 3.3 产物物相分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 (Mo_(0.9)W_(0.1)(Si_(1-x)Al_x)_2的真空热压烧结及其性能研究 |
| 4.1 试验方法与工艺 |
| 4.1.1 试验原料 |
| 4.1.2 烧结工艺 |
| 4.2 (Mo_(0.9)W_(0.1)(Si_(1-x)Al_x)_2陶瓷物相分析 |
| 4.3 力学性能结果与讨论 |
| 4.3.1 样品相对密度 |
| 4.3.2 抗弯强度及断口形貌 |
| 4.3.3 维氏硬度与断裂韧性 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 纳米TiC_p/(Mo,W)(Si,Al)_2复合陶瓷的制备及其性能研究 |
| 5.1 试验方法与工艺 |
| 5.1.1 纳米TiC粉体的分散 |
| 5.1.2 试验配方 |
| 5.1.3 复合粉体制备流程 |
| 5.2 复合陶瓷物相分析 |
| 5.3 力学性能结果与讨论 |
| 5.3.1 样品相对密度 |
| 5.3.2 抗弯强度及断口形貌 |
| 5.3.3 维氏硬度与断裂韧性 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及研究成果 |
| 致谢 |
（6）粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用（论文提纲范文）
| 1金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的研究现状与发展趋势以及应用现状 |
| 1.1粉末冶金法的原理和工艺过程 |
| 1.2粉末冶金工艺制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状与发展 |
| 1.3自蔓延高温合成法(SHS)的原理和工艺过程 |
| 1.4自蔓延高温合成工艺制备金属间化合物/ 陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.5金属熔体熔融浸渗法的原理和工艺过程 |
| 1.6金属熔体熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.7原位反应合成法的原理和工艺过程 |
| 1.7.1原位复合技术 |
| 1.7.2定向氧化复合技术 |
| 1.7.3原位反应热压烧结工艺制备的金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.8金属间化合物/陶瓷复合材料的种类和研究现状以及未来发展趋势 |
| 1.9金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的应用现状 |
| 1.10金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的发展趋势 |
| 2结论与展望 |
（7）MoSi2基电热材料的制备与组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目录 |
| 第一章文献综述 |
| 1.1 MoSi_2的本征结构特性 |
| 1.2 MoSi_2材料的合成与制备 |
| 1.2.1 电弧熔炼技术 |
| 1.2.2 机械合金化 |
| 1.2.3 自蔓延高温合成技术 |
| 1.2.4 无压烧结 |
| 1.2.5 热压烧结法 |
| 1.3 MoSi_2材料的抗氧化性 |
| 1.3.1 MoSi_2材料的低温粉化现象 |
| 1.3.2 MoSi_2材料的高温氧化行为 |
| 1.4 MoSi_2材料的改性途径 |
| 1.4.1 MoSi_2的复合化 |
| 1.4.2 MoSi_2的合金化 |
| 1.5 MoSi_2材料的高温使用性能 |
| 1.5.1 较高的使用温度 |
| 1.5.2 高温电学性能 |
| 1.5.3 高温环境适应性 |
| 1.5.4 高温抗蠕变性能 |
| 1.6 MoSi_2电热材料国内外发展状况 |
| 1.6.1 MoSi_2材料的发展历史 |
| 1.6.2 国内外现状 |
| 1.6.3 MoSi_2电热材料的发展方向 |
| 1.7 本研究的目的、意义和主要内容 |
| 第二章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 实验方案设计 |
| 2.2 实验原材料 |
| 2.3 制备方法 |
| 2.3.1 常规MoSi_2发热元件制备 |
| 2.3.2 MoSi_2-ZrO_2基发热材料制备 |
| 2.4 化学成分、组织、物相分析 |
| 2.4.1 扫描电子显微分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 X射线荧光光谱分析 |
| 2.4.4 光学显微镜分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 粒度分析 |
| 2.5.2 致密度测试 |
| 2.5.3 硬度测试 |
| 2.5.4 抗弯强度测试 |
| 2.5.5 高温氧化实验 |
| 2.5.6 电学性能测试 |
| 2.5.7 断裂韧性的测试 |
| 2.5.8 抗热震性能测试 |
| 第三章 常规MoSi_2发热元件的制备和性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 制备工艺对MoSi_2材料组织和性能的影响 |
| 3.2.1 混料 |
| 3.2.2 真空练泥 |
| 3.2.3 干燥 |
| 3.2.4 真空烧结 |
| 3.2.5 MoSi_2的制备工艺小结 |
| 3.3 MoSi_2发热元件的室温性能 |
| 3.4 MoSi_2发热元件的通电氧化成膜和使用性能分析 |
| 3.4.1 MoSi_2发热元件通电氧化后的显微组织 |
| 3.4.2 MoSi_2发热元件高温氧化动力学分析 |
| 3.4.3 高温通电氧化对MoSi_2发热元件抗弯强度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 MoSi_2-ZrO_2复合电热材料的组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 显微组织和相组成 |
| 4.2.1 物相分析 |
| 4.2.2 显微组织 |
| 4.3 性能研究 |
| 4.3.1 致密度 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.3.3 电阻率 |
| 4.3.4 抗热震性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要的研究成果 |
| 致谢 |
（8）MoSi2/Al2O3复合材料燃烧合成与组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| Contents |
| 图清单 |
| 表清单 |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 MoSi_2的晶体结构和基本性能 |
| 1.3 MoSi_2及其复合材料的强韧化 |
| 1.4 MoSi_2基复合材料的制备方法 |
| 1.5 MoSi_2及其复合材料的应用 |
| 1.6 研究意义和研究内容 |
| 2 原位燃烧合成 MoSi_2和 MoSi_2/xvol.%Al_2O_3 |
| 2.1 实验内容与研究方法 |
| 2.2 实验结果与讨论 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 热压烧结 MoSi_2和 MoSi_2/xvol%Al_2O_3复合材料 |
| 3.1 实验方法与工艺 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 MoSi_2和 MoSi_2/xvol.%Al_2O_3复合材料的力学性能 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.3 复合材料的强韧化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 纳米 Al_2O_3增强 MoSi_2材料的制备与性能 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 纳米 Al_2O_3增强 MoSi_2材料的燃烧合成 |
| 5.3 纳米 Al_2O_3增强 MoSi_2材料热压烧结 |
| 5.4 纳米 Al_2O_3增强 MoSi_2材料的物理性能及组织形貌 |
| 5.5 纳米 Al_2O_3增强 MoSi_2材料的力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（9）Nb、Al合金化MoSi2的合成、组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| Extended Abstract |
| 图清单 |
| 表清单 |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 高温结构材料 |
| 1.2 硅化物 |
| 1.3 MoSi_2材料发展历史 |
| 1.4 MoSi_2的结构与特征 |
| 1.5 Nb 强韧化 MoSi_2 |
| 1.6 Al 合金化 MoSi_2 |
| 1.7 多元合金化 |
| 1.8 硅化物的 Pest 氧化现象 |
| 1.9 硅化物的合成与制备方法 |
| 1.10 研究目的、意义和主要内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验材料与成分设计 |
| 2.3 燃烧合成实验 |
| 2.4 真空热压烧结 |
| 2.5 放电等离子烧结 |
| 2.6 样品表征 |
| 2.7 性能表征 |
| 3 C11_b型 MeS_2（Me=Mo,Nb;S=Si,Al）的价电子结构 |
| 3.1 固体与分子经验电子理论基本内容 |
| 3.2 C11_b型MoSi_2的价电子结构 |
| 3.3 C11_b型(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2（x=0.03, 0.06）的价电子结构 |
| 3.4 C11_b型Mo(Si_(1-y)Al_y)_2（2y=0.015, 0.03）的价电子结构 |
| 3.5 C11_b型(Mo_(0.97)Nb_(0.03))(Si_(0.97)Al_(0.03))_2的价电子结构 |
| 3.6 讨论 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 (Mo,Nb)Si_2和 Mo(Si,Al)_2体系燃烧合成热力学 |
| 4.1 Mo-Nb-Si 体系二元化合物反应生成标准 Gibbs 自由能 |
| 4.2 绝热燃烧温度计算 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Nb、Al 合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.1 Nb 合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.2 Al 合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.3 Nb、Al 协同合金化 MoSi_2的燃烧合成 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 真空热压烧结合金化 MoSi_2及其组织性能 |
| 6.1 真空热压烧结 Nb 合金化 MoSi_2合金 |
| 6.2 真空热压烧结 Nb 和 Al 合金化 MoSi_2 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 放电等离子烧结合金化 MoSi_2及其性能研究 |
| 7.1 放电等离子烧结 Nb 合金化 MoSi_2 |
| 7.2 放电等离子烧结 Nb 和 Al 协同合金化 MoSi_2 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 合金化 MoSi_2的低温氧化特征 |
| 8.1 Nb 合金化 MoSi_2的低温氧化特征 |
| 8.2 Nb、Al 协同合金化 MoSi_2的低温氧化特征 |
| 8.3 本章小结 |
| 9 结论与展望 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 主要创新点 |
| 9.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（10）新型MoSi2-AlCr2准二元系化合物合金的制备与表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 MoSi_2的特性 |
| 1.2.1 MoSi_2的物理性能 |
| 1.2.2 MoSi_2的化学性能 |
| 1.2.3 MoSi_2的力学性能 |
| 1.3 MoSi_2基材料的研究现状 |
| 1.3.1 简介 |
| 1.3.2 MoSi_2单晶 |
| 1.3.3 MoSi_2多晶 |
| 1.3.4 MoSi_2合金 |
| 1.3.5 MoSi_2基复合材料 |
| 1.3.6 MoSi_2基材料存在的主要问题 |
| 1.4 MoSi_2基材料的强韧化 |
| 1.4.1 MoSi_2的合金化 |
| 1.4.2 MoSi_2的复合化 |
| 1.4.3 复合协同效应 |
| 1.5 难熔金属硅化物的制备技术 |
| 1.6 MoSi_2基材料的发展趋势 |
| 1.7 选题意义及研究内容 |
| 1.7.1 选题意义 |
| 1.7.2 主要研究内容 |
| 第2章 实验方法及过程 |
| 2.1 原料及试样成分设计 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.3.1 试验合金粉末的机械活化 |
| 2.3.2 试验合金粉末的热压烧结 |
| 2.4 结构与性能表征 |
| 2.4.1 物相结构与显微组织 |
| 2.4.2 致密度 |
| 2.4.3 显微硬度 |
| 2.4.4 抗氧化性能 |
| 2.5 实验流程图 |
| 第3章 试验合金的物相结构及演变规律 |
| 3.1 相结构分析 |
| 3.2 微结构分析 |
| 3.3 结构演变机理探讨 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 试验合金的显微组织与力学性能 |
| 4.1 显微组织分析 |
| 4.2 微区成分分析 |
| 4.3 性能分析 |
| 4.3.1 显微硬度 |
| 4.3.2 致密度 |
| 4.4 断口形貌分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 试验合金的抗氧化性能 |
| 5.1 氧化动力学分析 |
| 5.2 氧化层物相分析 |
| 5.3 氧化层形貌分析 |
| 5.4 低温抗氧化性机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
四、Fabrication and fracture analysis of MoSi_2 matrix composites by mechanical alloying（论文参考文献）
- [1]Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用[J]. 江涛,韩慢慢,付甲. 中国陶瓷工业, 2021(05)
- [2]Al-ZrO2-X体系原位反应机制及多相颗粒增强铝基复合材料的研究[D]. 卞一涵. 山东大学, 2021(12)
- [3]多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究[D]. 李文虎. 西安理工大学, 2020(01)
- [4]熔融渗硅制备SiCf/MoSi2过程中SiC纤维的结构损伤研究[D]. 王淇. 厦门大学, 2019(07)
- [5]纳米TiCp增强（Mo,W）（Si,Al）2复合陶瓷的制备及性能研究[D]. 李斯. 郑州大学, 2019(09)
- [6]粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用[J]. 江涛,陈阳,成铭,万海荣,王园园. 现代技术陶瓷, 2015(05)
- [7]MoSi2基电热材料的制备与组织性能研究[D]. 江川. 中南大学, 2014(02)
- [8]MoSi2/Al2O3复合材料燃烧合成与组织性能研究[D]. 王建栋. 中国矿业大学, 2014(02)
- [9]Nb、Al合金化MoSi2的合成、组织与性能研究[D]. 王晓虹. 中国矿业大学, 2013(07)
- [10]新型MoSi2-AlCr2准二元系化合物合金的制备与表征[D]. 任娟红. 兰州理工大学, 2012(10)