SiC<,f>/Ti<,2>AlNb基复合材料和TiAlCrAg合金氧化膜的微结构研究本论文应用现代透射电子显微镜(TEM)技术(包括高分辨电镜(HREM)，扫描一透射电镜(STEM)及相关的X射线能谱仪(EDS)和电子能量损失谱(EELS)等成分分析技术)详细表征了化学气相沉积(CVD)方法生产的连续SiC纤维(W芯)的结构以及化学成分信息和用该纤维增强的O相(Ti-22Al-23Nb-2Ta)合金基复合材料中，纤维/基体界面反应区的微结构和化学元素分布，并研究了该界面的稳定性；还研究了Ti-48Al-8Cr-2Ag合金高温氧化后氧化膜结构随时间的演化过程和合金的不同组织结构对表面氧化膜结构的影响。 复合材料所用的SiC增强纤维是用射频加热+化学气相沉积(CVD)方法生产的，它是由W芯，SiC壳层和表面热解碳涂层三部分组成。在W芯/SiC壳层的界面上形成了反应层，其可以分为三层，分别由W<,2>C相，W<,5>Si<,3>相和WC相组成。SiC壳层可以分成两部分：第一部分从W芯表面到距其13μm处，第二部分是从距W芯表面13μm处到SiC壳层表面。它们的差别主要在于：在第一部分SiC壳层中晶粒较小并含有许多同心的富碳条纹，条纹间距在400-500nm之间。条纹区是由SiC的细晶粒与游离碳混合组成的，宽度在10nm左右。SiC壳层/热解碳涂层界面是由SiC纳米晶与热解碳混合形成的过渡层。 CVD方法制备的SiC纤维中的游离碳能够提高纤维的力学性能；避免在W芯/SiC界面上形成WO<,3>，从而防止氧元素被引进到纤维中；还能够降低W芯附近SiC的晶粒尺度，并形成许多同心的富碳层，这些结构上的改变都有利于纤维强度的提高。 用CVD方法生产的连续SiC纤维，采用磁控溅射+真空热压方法制备成SiC纤维增强Ti-22Al-23Nb-2Ta合金的复合材料。复合材料的纤维/基体界面上形成了反应层，它呈分层形态，从SiC表面到基体分别是由细晶粒的TiC+TiSi/粗晶粒TiC/(Al，Ti)Nb<,2>相组成。经700℃真空热处理100小时后，(Al，Ti)Nb<,2>相转变成(Al，Ti)Nb<,3>相。界面形成过程是Ti元素与C涂层直接反应生成TiC而在界面处形成富Ti区；相应的在TiC层下形成贫Ti区，贫Ti区中的Al元素向基体合金中扩散，在成分改变的驱动下发生相变，导致形成(Al，Ti)Nb<,2>相层；高温热处理时，界面附近Al元素将继续向基体中扩散，导致(Al,Ti)Nb<,2>相向(Al，Ti)Nb<,3>相转变。铸态Ti<,42>A<,48>Cr<,8>Ag<,2>合金在900℃空气中分别氧化5，30和180分钟后，通过表征其表面形成的氧化膜结构，揭示了初期氧化的氧化膜结构演化过程。5分钟氧化后，氧化膜由三层组成，最外层是细晶粒的TiO<,2>层，其次是非晶态的氧化铝而第三层是氮化物层。氧沿着晶界向基体内扩散，在晶界上形成非晶的氧化铝。氧化时间增加到30分钟，氧化膜的结构发生很大变化，外层仍是TiO<,2>层，氧化铝层增厚，并已经转变成稳定的α-Al<,2>O<,3>；同时氧化膜中氮化物层消失，形成了由U相+X相组成的亚表面层。氧化时间增加到180分钟，氧化膜仍由氧化钛和氧化铝组成，亚表面层由连续的Iraves相组成。其中的U相是一个新相，它的晶体结构被确定为体心立方结构(body center cubic，简称BCC)，晶格常数a=1.371nm，化学式是Ti<,3>AlCr(O)。 Ti<,42>Al<,48>Cr<,8>Ag<,2>的铸态合金和涂层在1000℃高温空气中氧化50小时后，它们表面的氧化膜结构很相似，都是由外层的TiO<,2>层和次层的连续氧化铝层组成，但它们表面层的TiO<,2>晶体形态不同；铸态合金的氧化膜下形成了由X相+Laves相组成的亚表面层，而涂层表面氧化膜下却没有这一层。它们不同的亚表面结构是因为原始组织不同导致的它们的氧化机制不同。Ti<,42>Al<,48>Cr<,8>Ag<,2>铸态合金的氧化膜形成机制是内氧化，氧化膜形成所需的铝是由反应γ-TiAl(Cr)+[O]→X-phase+Al+Cr提供的。而涂层是外氧化过程，由于晶粒纳米化，晶界增加导致铝收集效应，即铝的存储和释放。