【摘要】：鉬(Mo)及其合金由于其優(yōu)異的高溫綜合性能,被廣泛的應(yīng)用于航天、玻璃、電子、冶金、太陽(yáng)能電池等行業(yè)。但高溫下Mo與氧反應(yīng)生成的MoO_3易揮發(fā),導(dǎo)致鉬的結(jié)構(gòu)失效。而MoSi_2作為涂層材料高溫性能穩(wěn)定,且涂層表面在氧化中能形成穩(wěn)定致密的SiO_2,阻止氧與Mo基體進(jìn)一步發(fā)生反應(yīng),是頗具前景的抗氧化涂層材料。然而MoSi_2與Mo基體的熱膨脹系數(shù)差異較大,且MoSi_2中的Si原子在高溫下極易擴(kuò)散,從而造成MoSi_2涂層失效。有關(guān)研究表明,在MoSi_2涂層制備過(guò)程中,添加硼(B)元素能夠形成阻止MoSi_2中Si高溫?cái)U(kuò)散的硼化物結(jié)構(gòu),對(duì)改進(jìn)涂層性能具有一定作用。但已有B改性MoSi_2涂層制備工藝多為包埋共滲法,涂層致密度低,結(jié)構(gòu)梯度不明顯,高溫抗氧化性能有待進(jìn)一步提高�；谝陨戏治�,本文采用兩步包埋滲法在鉬表面制備稀土釔(Y)改性Si-B涂層,對(duì)鉬表面滲硼和Mo-B涂層表面滲硅的兩步包埋工藝進(jìn)行了優(yōu)化,分別采用XRD、EDS、SEM等檢測(cè)手段分析了涂層的形貌、物相組成以及成分分布,對(duì)不同工藝制備的Si-B-Y涂層抗氧化性能進(jìn)行了表征,并對(duì)兩步包埋法制備的Si-B-Y抗氧化涂層相關(guān)氧化及失效機(jī)制進(jìn)行了分析,得到結(jié)論如下:(1)鉬基體表面使用包埋法制備的Mo-B涂層表層為Mo_2B_5,次外層為MoB,靠近基體的是Mo_2B;Mo-B涂層表面使用包埋法制備出的Mo-Si-B涂層外層為MoSi_2、內(nèi)層為MoB、靠近基體一側(cè)為Mo_2B,外層MoSi_2的致密度高,涂層各層結(jié)構(gòu)梯度明顯;包埋滲劑中添加2wt.%Y能促進(jìn)Mo-B涂層表面Mo_2B_5的形成,增加Mo-B涂層的厚度,細(xì)化外層MoSi_2組織;(2)兩步包埋法制備的Si-B-Y涂層的綜合抗氧化性能優(yōu)于Si-B-Y共滲涂層。兩步包埋制備的Si-B-Y涂層經(jīng)1150℃氧化105 h后的拋物線氧化速率常數(shù)(K_w=1.20×10~(-4)mg~2/(cm~4·h))低于Si-B-Y共滲涂層(K_w=5.60×10~(-4) mg~2/(cm~4·h))。氧化時(shí)間延長(zhǎng)至275 h時(shí),兩步包埋制備的Si-B-Y涂層結(jié)構(gòu)仍未發(fā)生失效,其K_w值為3.96×10~(-4) mg~2/(cm~4·h);經(jīng)1600℃氧化3 h后Si-B-Y共滲涂層表現(xiàn)為失重,失重量為0.45%,而兩步包埋Si-B-Y涂層表現(xiàn)為增重,增重量為0.076%;(3)兩步包埋Si-B-Y涂層高溫氧化失效的主要原因在于Si的擴(kuò)散,表現(xiàn)為Mo_5Si_3層的增厚。與MoSi_2涂層相比,兩步包埋制備的Si-B-Y涂層在1150℃循環(huán)氧化時(shí)的Mo_5Si_3生長(zhǎng)速率較低,為3.20×10~(-4)μm~2/s;隨著氧化溫度(1600℃)的增加,涂層中的Mo_5Si_3生長(zhǎng)速率仍明顯低于MoSi_2涂層,說(shuō)明兩步包埋制備的Si-B-Y涂層有效減緩了Si的擴(kuò)散,延長(zhǎng)了抗氧化涂層的壽命。
【學(xué)位授予單位】：長(zhǎng)安大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：碩士
【學(xué)位授予年份】：2018
【分類(lèi)號(hào)】：TG174.4
【圖文】：

開(kāi)始發(fā)生氧化，而且鉬的氧化程度隨著溫度的升高而加劇，表面生成的氧化物（主要為MoO3）結(jié)構(gòu)疏松，從而令鉬及其合金發(fā)生脆化，當(dāng)氧化溫度進(jìn)一步升高時(shí)，氧化物會(huì)揮發(fā)從而使鉬及其合金高溫使用時(shí)的結(jié)構(gòu)發(fā)生失效（如圖 1.1 所示），嚴(yán)重的限制了鉬及其合金作為高溫結(jié)構(gòu)材料的使用[6]；同時(shí)鉬的高溫抗燒蝕性能較差，經(jīng)靜止及飛行試驗(yàn)證實(shí)，在發(fā)動(dòng)機(jī)點(diǎn)火 20 s 左右，使用不同工藝制備的純鉬續(xù)航發(fā)動(dòng)機(jī)噴管都出現(xiàn)了不同程度的燒蝕，部分噴管中甚至出現(xiàn)了局部熔化或沖刷溝槽等現(xiàn)象，從而令發(fā)動(dòng)機(jī)性能發(fā)生了極大的衰退；此外，續(xù)航發(fā)動(dòng)機(jī)所使用的推進(jìn)劑中為抑制燃料的高頻不穩(wěn)定燃燒或提高火藥能量，常添加 TiO2、Cr2O3、MgO 等硬質(zhì)相，因此純鉬作為噴管受到燃?xì)饧叭紵蟮挠操|(zhì)顆粒沖刷時(shí)，表面發(fā)生的機(jī)械磨損較大[7]，而純鉬在室溫下的硬度經(jīng)測(cè)定為HR=15~17，其硬度相較于其他材料并不突出，且純鉬在高溫時(shí)的強(qiáng)度下降十分明顯，硬度也相應(yīng)有所降低。故在上述的應(yīng)用條件中，對(duì)提高鉬金屬的高低溫抗氧化性能、高溫抗燒蝕性能與高溫耐磨損性能有著較為迫切的實(shí)際需求。

1.2 未滲氮及滲氮鉬金屬與氧化鋁配對(duì)副對(duì)磨摩擦系數(shù)變化曲線僅表明鉬及鉬合金高溫耐磨損性能的研究具有一定的嘗試?yán)?MoSi2、Mo2N 等涂層改性提高鉬及鉬合金表供了重要的思路，目前通過(guò)表面改性提高與改善鉬及鉬然極為少見(jiàn)，后續(xù)的研究人員應(yīng)該對(duì)鉬合金的耐磨損涂層研究現(xiàn)狀為航天推進(jìn)器、原子動(dòng)力技術(shù)等高性能要求的應(yīng)用時(shí)，蝕、燃料顆粒的沖刷等極端工作環(huán)境，因此相較于單純何提高與改善鉬及其合金的綜合抗燒蝕性能更加值得研指出：純鉬由于熔點(diǎn)高，高溫力學(xué)性能優(yōu)異，密度小于大對(duì)較低，加工程序簡(jiǎn)單等優(yōu)點(diǎn)，成為航天發(fā)動(dòng)機(jī)的重要

【參考文獻(xiàn)】

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本文編號(hào)：2732661