張虎，原賽男，周春根，沙江波，趙新青，賈麗娜

北京航空航天大學 材料科學與工程學院，北京 100191

新一代高推重比航空發(fā)動機熱端部件需要承溫能力更高的高溫結構材料。Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金（以下簡稱Nb-Si基合金）具有高熔點（≥1 750℃）、低密度（≤7.2 g/cm3）和良好的加工性能，目標使用溫度達到1 200～1 400℃，成為用于新一代高推重比航空發(fā)動機熱端部件最有潛力的候選材料，也是當前材料領域的研究熱點之一。

新一代高推重比航空發(fā)動機熱端部件對超高溫結構材料性能要求十分苛刻，必須在高溫強度、蠕變抗力、室溫韌性、抗氧化性和密度等方面達到綜合性能平衡。從材料組織角度上講，上述強度、韌性和環(huán)境穩(wěn)定性等關鍵性能應該由不同相或組織來承擔［1-2］，需要應用多相組織匹配理論設計以滿足材料綜合性能平衡的要求。Nb-Si基合金就是一種具有上述多相組織特點的新一代超高溫結構材料［3-7］。Nb-Si基合金的基本組成相包括塑韌性的Nb基固溶體NbSS相和在1 600～1 800℃下熱動力學穩(wěn)定并保持高強度的金屬間化合物Nb5Si3相，NbSS相提供室溫塑性和韌性，而Nb5Si3相提供高溫強度和蠕變抗力，并用Cr合金化進一步獲得具有抗氧化和抗腐蝕性能的金屬間化合物Laves Cr2Nb相以提高合金的高溫抗氧化性能［8-11］。通過優(yōu)化NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb多相組織，使Nb-Si基合金既保持一定的室溫韌性，又具有一定的高溫強度和抗氧化能力，NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb多相組織是Nb-Si基合金強韌性和抗氧化性匹配的組織基礎。

20世紀90年代以來，美國GE公司［1-7］、日本新能源產業(yè)綜合開發(fā)機構（NEDO）［12-13］、英國Surrey大學［14-15］和國內的北京航空航天大學、北京航空材料研究所、西北工業(yè)大學、哈爾濱工業(yè)大學和中國科學院金屬研究所［16-21］等單位對Nb-Si基合金開展了多元合金化、凝固組織控制、熱機械加工以及熱防護涂層設計等各具特色的基礎研究工作，在Nb-Si基合金的合金化、強韌化和高溫抗氧化等方面均取得了一定的研究進展。

美國GE公司以航空發(fā)動機葉片為應用對象，目標使用溫度為1 200～1 400℃，從1990年開始系統(tǒng)開展了對Nb-Si基合金的成分設計、組織設計、加工制備技術、強韌化和抗氧化機理的研究，相關成果處于領先地位。他們從兩個途徑設計合金成分，一是追求力學性能的高Ti、高Hf的Nb-Si-Ti-Hf-Al-Cr合金，該合金具有高的韌性（20 MPa·m1/2）和 高 的 拉 伸 強 度 （1 250 ℃/300 MPa），采取涂層技術來改善高溫抗氧化性；二是追求高溫抗氧化性的高Cr的Nb-Si-Ti-Hf-Al-Cr合金。目前GE公司更多關注材料綜合性能匹配和復雜部件制備方法研究，已采用熔模鑄造法成功制備了Nb-Si基合金葉片模擬件，并申請了相關專利［7］。

日本以使用溫度1 500～1 700℃的高溫高強合金為發(fā)展目標，以發(fā)電燃氣輪機為使用對象，主要通過Mo、W合金化來提高對Nb的固溶強化效果，所開發(fā)的Nb-Si-W-Mo系列合金1 500℃的強度達到了500 MPa［12-13］。

最近英國的Surrey大學為了解決Nb-Si基合金中溫“Pesting”現象，廣泛開展了Fe、Sn、Ge等元素對Nb-Si基合金的相組成和顯微組織的影響［14-15］，豐富和發(fā)展了Nb-Si基合金的合金化理論。

近年來，北京航空航天大學在Nb-Si基合金領域開展了許多卓有成效的工作，建立了Nb-Si基合金的熱力學數據庫并計算了多元合金相圖，開展了合金化、材料加工制備技術（感應熔煉、定向凝固、粉末冶金）、熱防護涂層材料體系設計和制備技術等研究工作。

1 Nb-Si基合金的合金化與組織設計

航空領域使用的高溫結構材料需要室溫韌性、高溫強度和高溫抗氧化性等達到綜合平衡，所以必須對提高室溫韌性的NbSS相，提高高溫強度的Nb5Si3相和提高高溫抗氧化性能的Cr2Nb相進行組織優(yōu)化，以滿足綜合性能的需求。截止到目前為止，Nb-Si-Ti系多元合金最有可能滿足以上苛刻的綜合性能要求。

趙新青課題組等采用Thermo-calo軟件計算了Nb-Si-Ti系相圖［22］。在此基礎上，徐惠彬課題組［23］設計了 Nb-（12，14，16）Si-22Ti-2Hf-2Al-（2，6，10，14，17）Cr合金體系，系統(tǒng)研究了Si、Cr含量變化時該系列合金的組織演化規(guī)律、高低溫力學性能和抗氧化性能以及合金的損傷斷裂機制。

圖1 Nb-（12-16）Si-22Ti-2 Hf-2Al-（2-17）Cr合金鑄態(tài)組織演變圖［23］Fig.1 Microstructure evolution of casting Nb-（12-16）Si-22Ti-2Hf-2Al-（2-17）Cr alloy［23］

圖1為Cr、Si含量對合金各相的形成規(guī)律的影響［23］。在12at%～16at%Si和2at%～17at%Cr范圍內，Line 1為出現Cr2Nb相的成分線，把顯微組織分為兩個區(qū)，該線的右區(qū)組織由NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相組成，左區(qū)由NbSS/Nb5Si3兩相組成。Line 2為NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三元共晶成分線，該線左側是亞共晶，組織是初生NbSS相+NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb共晶。右側是過共晶，組織是初生Nb5Si3+NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb共晶。力學性能研究表明：16Si-2Cr合金具有良好的韌性和高溫強度匹配，斷裂韌性為15 MPa·m1/2，1 250℃壓縮屈服強度達到320 MPa，但高溫抗氧化性能不足。對于高Cr的16Si-17Cr合金，1 250℃靜態(tài)抗氧化性能最佳，100 h增重為50 mg/cm2。室溫彎曲條件下裂紋有分叉和橋接機制，裂紋與NbSS相相遇時沿著NbSS/Nb5Si3或NbSS/Cr2Nb相界面擴展，有時繞過或穿過NbSS相。NbSS相以解理方式斷裂，而Nb5Si3和Cr2Nb以脆性方式斷裂。

沙江波課題組［24-27］考慮到航天領域使用高溫結構材料的短時超高溫特點，發(fā)展了Nb-Si高溫高強合金體系。主要采用了W和Mo對共晶Nb-18Si合金進一步合金化的方法，發(fā)展了Nb-Si-Ti-Mo-C［24］、Nb-Si-W-Hf［25，26］、Nb-Si-Ti-Mo［27］和 Nb-Si-Ti-Mo-W［27］等合金體系。這類體系由NbSS和Nb5Si3兩相組成，其1 700℃的抗壓強度達到320 MPa，是目前所報道的Nb-Si基合金最高強度水平。W、Mo和Hf強烈的固溶強化是其高溫高強度的原因。

2 Nb-Si基合金的加工制備技術

Nb-Si基合金熔點高、易氧化、各組元間熔點差別大，制備比較困難。經過多年探索，北京航空航天大學在Nb-Si基合金的制備工藝方面取得了很大進展，發(fā)展了真空非自耗電弧熔煉技術、Y2O3坩堝真空感應熔煉及精密成型技術、定向凝固技術及粉末冶金技術等。

2.1 真空非自耗電弧熔煉技術

真空非自耗電弧熔煉技術是以水冷銅坩堝為正極，以外部電極為負極，利用電極與坩堝之間電弧放電產生的焦耳熱來熔煉合金。熔煉過程中，原料損失較小，而且基本不存在引入雜質的問題，合金成分更易控制，可重復性好。

對于組元多、各組元間熔點差別大、部分組元含量很低的多元Nb-Si基合金來說，真空非自耗電弧熔煉技術是較好的制備方法。通過對真空非自耗電弧熔煉技術的工藝探索以及合金熔煉過程中料損規(guī)律的研究，張虎課題組［28］已成功制備出多種大尺寸高質量的多元Nb-Si基合金錠，為真空感應熔煉和定向凝固等后續(xù)加工提供了低氧含量、成分準確均勻的母合金。

2.2 真空感應熔煉及精密成型技術

Nb-Si基合金熔點高，且含有Ti、Al和Hf等高活性元素，這導致難以采用普通的水冷銅坩堝真空感應熔煉，并極大地限制了真空感應熔煉坩堝及精密成型模殼材料的選擇。Y2O3陶瓷熔點大于2 400℃，在高溫下較難以與某些活潑金屬（如 Ti、Al、Hf、Nb等）發(fā)生反應，具有優(yōu)良的耐腐蝕性和高溫穩(wěn)定性，被廣泛作為反應容器或是耐火材料來使用。但由于Y2O3的高熔點、成型和燒結問題一直是一個難點，限制了其在真空感應熔煉上的應用，至今沒有商業(yè)化的Y2O3坩堝產品面世。

張虎課題組［29-31］將Y2O3引入Nb-Si基合金的真空感應熔煉工藝，研發(fā)出可滿足真空感應熔煉要求的純Y2O3坩堝，發(fā)展了適用于超高溫高活性合金的Y2O3坩堝真空感應熔煉、Y2O3-Y2O3模殼精密鑄造近凈成型和小溫度梯度順序凝固技術，制備了低氧含量、組織均勻的渦輪葉片模擬件，基本消除了葉片模擬件的宏觀縮孔縮松缺陷，初步解決了超高溫Nb-Si合金的精密成型問題。在國際上繼美國GE公司之后制備出Nb-Si系合金葉片模擬件，如圖2所示。

圖2 北京航空航天大學Nb-Si系合金高壓渦輪葉片模擬件Fig.2 Simulated blade of Nb-Si based alloy for high pressure turbine fabricated by Beihang University

2.3 定向凝固技術

定向凝固技術能消除大部分橫向晶界，獲得良好的定向效果以及連續(xù)細化的組織，提高合金的室溫斷裂韌性及高溫強度等綜合性能，逐漸成為Nb-Si基合金研究的主要工藝手段。

最初用于Nb-Si基合金的定向凝固技術主要是光懸浮區(qū)熔法［32-33］。使用陶瓷模殼的液態(tài)金屬冷卻Bridgman定向凝固技術能提供較高的溫度梯度，而且可以制備葉片等具有復雜形狀和變截面的零部件，具有更為重要的應用前景。張虎課題組［34-35］利用凝膠注模成型工藝、注漿成型工藝和傳統(tǒng)的失蠟工藝制備了適用于Nb-Si基合金液態(tài)金屬冷卻定向凝固的Y2O3陶瓷管/模殼和Y2O3/Al2O3雙層陶瓷管，最高使用溫度可以達到2 150℃，抽拉速度可在1.2～50 mm/min范圍內變化，定向凝固試棒尺寸可達15 mm×220 mm。圖3為Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf合金在1 900℃、6～50 mm/min范圍內的典型組織，由定向排列的NbSS+Nb5Si3共晶組織構成，組織定向性好。通過對定向凝固工藝及后續(xù)熱處理工藝的調節(jié)，可控制析出相的種類及相形貌，消除了塊狀的初生硅化物相，基本消除了縮孔縮松和微裂紋，降低了硅化物的小平面生長趨勢。

圖3 1 900℃時Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf合金在不同抽拉速率下的定向凝固形貌Fig.3 Microstructures of directionally solidified Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf alloy at the temperature of 1 900℃with different withdrawal rates

2.4 粉末冶金技術

與常用的熔煉技術相比，粉末冶金技術可以控制相的比例、形貌和分布，更適用于研究組織特征對性能的影響規(guī)律。

沙江波課題組［36-37］采用單質純金屬粉末、Nb5Si3和Cr2Nb相粉末作為原材料，應用反應熱壓燒結和放電等離子燒結技術制備了不同成分的合金，研究了球磨時間、反應燒結溫度、熱壓時間、熱壓載荷以及熱處理等對組織和性能的影響規(guī)律。通過燒結獲得了致密的組織，相對密度達到99.5%以上。圖4為采用單質元素粉末通過球磨再熱壓制備的Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-2Cr合金典型組織［37］，Nb5Si3、NbSS和 TiSS相呈顆粒狀均勻分布，未發(fā)現微孔和裂紋等缺陷，1 250℃壓縮屈服強度達到450 MPa，斷裂韌性為11～12 MPa·m1/2。

圖4 Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-2Cr合金球磨燒結組織形貌［37］Fig.4 Microstructures of Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-2Cr sample made from milled powers sintered［37］

3 Nb-Si基合金定向凝固組織優(yōu)化及性能表征

通過對液態(tài)金屬冷卻定向凝固工藝及后續(xù)熱處理工藝的優(yōu)化，可有效控制相組成，優(yōu)化組織形貌，從而提高合金的力學性能。

3.1 定向凝固組織優(yōu)化

以高強韌的Nb-14Si-22Ti-4Cr-2Al-2Hf合金為例［38-39］。經定向凝固后，電弧態(tài)組織中的Nb3Si亞穩(wěn)相被消除，定向凝固準穩(wěn)態(tài)生長區(qū)的組織由初生NbSS枝晶和NbSS+Nb5Si3共晶組成，如圖5所示［39］。初生NbSS枝晶的典型形貌為：同一枝晶主干長有十字交叉的4條2次枝晶臂，與2次枝晶臂垂直方向分布著發(fā)達的3次枝晶臂。隨著抽拉速率的增加，枝晶主干變細，體積分數減小。

圖5 1 900℃時Nb-14Si-22Ti-4Cr-2Al-2Hf合金在不同抽拉速率下的定向凝固形貌［39］Fig.5 Microstructures of directionally solidified Nb-14Si-22Ti-4Cr-2Al-2Hf alloy at the temperature of 1 900℃ with different withdrawal rates［39］

在所研究的抽拉速率范圍內存在3種類型的共晶組織。其中，第Ⅰ類共晶為花苞狀共晶，共晶胞橫截面為四方形貌，NbSS相以中間細小邊緣粗大的放射狀形貌分布在Nb5Si3基體上；縱截面NbSS相呈現棒狀或魚骨狀，定向排列在Nb5Si3相上。第Ⅱ類共晶為層片狀共晶，NbSS片層均勻分布在深色富Ti的Nb5基體上，Nb5相上存在微裂紋。該類共晶填充在初生枝晶臂間或第Ⅰ類共晶胞邊緣，富含低熔點元素，在凝固的最后階段析出。第Ⅲ類共晶組織，縱截面形貌由NbSS相與Nb5Si3相沿定向凝固方向耦合排列組成，其中Nb相為連續(xù)相，Nb5Si3相呈現非連續(xù)、沿定向凝固方向排列的細小棒狀結構；橫截面形貌為近圓形的NbSS與Nb5Si3相相間分布組成共晶胞。3類共晶胞的體積分數也隨抽拉速率的變化呈現一定的變化趨勢。當抽拉速率在1.2～6.0 mm/min的范圍內時，定向凝固組織中的共晶組織包含第Ⅰ類共晶胞和第Ⅱ類層片狀共晶，以第Ⅰ類共晶胞為主；當抽拉速率達到18 mm/min時，定向凝固組織中出現第Ⅲ類共晶，且第Ⅲ類共晶的體積分數隨抽拉速率的增加而增加，當抽拉速率在18～36 mm/min的范圍內時，試樣中的共晶組織主要以第Ⅲ類共晶為主。

共晶組織形貌隨抽拉速率的演變規(guī)律與NbSSNb5Si3的非小平面/小平面共晶特征有關。不規(guī)則共晶系中，增大生長速度可能導致更多的超越現象甚至改變棱面相的生長機制。在較低的生長速度和溫度梯度下，由于棱面相多為高熔點相，往往作為領先相先行析出生長。此時，Nb5Si3相為領先相，形成四方結構的基體相，邊角特征明顯；而NbSS相的生長被領先的Nb5Si3相隔斷，成為不連續(xù)生長的棒狀或玉米粒狀，該形貌對應的是第Ⅰ類共晶組織。隨著生長速度的增加，棱面相要比非棱面相要求更大的動力學過冷度，從而造成非棱面相的增速生長。棱面相的領先生長會被非棱面相趕上，甚至非棱面相會成為領先相。當抽拉速率增加到18 mm/min時，NbSS相增速增長，造成共晶胞外側部分的NbSS相形成沿定向凝固方向連續(xù)生長的長棒狀結構；當抽拉速率繼續(xù)增加至36 mm/min后，NbSS相和Nb5Si3相的生長速率相當，呈現出兩相耦合生長的模式。在定向凝固過程中，隨著生長速率的增加，Nb5Si3相的小平面生長特性逐漸變?yōu)榉切∑矫嫔L特征，其小平面相四方結構的邊角特征也逐漸消失。

3.2 熱處理組織優(yōu)化

仍以高強韌的Nb-14Si-22Ti-4Cr-2Al-2Hf合金為例［40］。經過1 500℃、3～100 h的真空熱處理后，熱處理態(tài)相組成為NbSS、Nb5Si3相和富Ti的Nb5相，其中Nb5相襯度較深，且其上分布著橫向微裂紋。從圖6［40］可以看出，隨著均勻化熱處理的進行，NbSS相的成分偏析3 h后就得以消除，而Nb5Si3相和Nb5相中各元素含量基本不隨熱處理時間變化。Nb5Si3相和Nb5相為2種不同的晶格類型，且在熱處理過程中保持著晶格的穩(wěn)定。

圖6 NbSS相和Nb5 Si3相中Nb，Ti，Cr，Hf和Al元素的偏析率以及定向凝固態(tài)和熱處理態(tài)中Nb5 Si3相、Nb5相各元素的含量變化Fig.6 Segregation ratios of Nb，Ti，Cr，Hf and Al elemments in NbSS and Nb5 Si3 and components variation of Nb5 Si3 and Nb5 in DS and HT samples

在Nb-14Si-22Ti-4Cr-2Al-2Hf合金的熱處理組織中，大尺寸的初生NbSS枝晶會破壞組織的均勻性，無法獲得細小彌散的網絡狀結構；同時，帶有橫向微裂紋的Nb5相的存在，也會對合金的力學性能造成不良影響。通過對合金成分、定向凝固工藝及熱處理工藝制度的調節(jié)，Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf的定向凝固組織消除了初生枝晶，只由NbSS+Nb5Si3共晶組織構成，在36～50 mm/min抽拉速率所對應的組織中不存在有橫向微裂紋的富Ti的Nb5相，NbSS相和Nb5Si3相沿定向凝固方向耦合排列；橫截面中NbSS相與Nb5相交替排列，NbSS相橫截面呈近圓形，且相互連接。經1 450℃、12 h熱處理后，得到了纖維狀增強的網絡狀結構：NbSS相相互連接，形成沿定向凝固方向規(guī)則排列的網絡狀結構，纖維狀的Nb5Si3孤立相定向排列其中，如圖7所示，不存在帶有橫向微裂紋的Nb5相。

圖7 Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf合金定向凝固試樣經1 450℃、12 h熱處理后的微觀組織形貌Fig.7 Microstructures of directionally solidified Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf alloy heat treated at 1 450℃for 12 h

3.3 性能表征

Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf合金具有較好的強韌性結合，其室溫斷裂韌性最高值為19.1 MPa·m1/2，室溫抗拉強度可達491.7 MPa，在1 200℃和1 300℃時的高溫抗拉強度分別為314 MPa和158 MPa，接近目前已報道出的GE公司具有最優(yōu)綜合性能的MASC合金。

Nb-14Si-22Ti-10Cr-2Al-2Hf-0.1Y合金經1 900℃、18 mm/min定 向 凝 固，1 450 ℃、10 h熱處理后，室溫斷裂韌性可達22.1 MPa·m1/2，室溫抗拉強度為616.1 MPa。

對于高抗氧化性合金系列的基體抗氧化性能，目前取得的最好成果為1 200℃和1 250℃、100 h的氧化增重分別為26.7 mg/cm2和32.5 mg/cm2。

4 Nb-Si基合金的熱防護涂層設計與制備技術

雖然Nb-Si基合金具有優(yōu)異的力學性能，但其高溫抗氧化性能較差，限制了其廣泛使用［41］。作為新一代高性能航空發(fā)動機用候選材料，要求新型鈮硅基合金在1 315℃下氧化增重要低于第二代鎳基單晶合金（2GSX）（帶涂層及不帶有涂層）在1 150℃下的氧化結果。根據這一要求，美國GE公司制定了短期和長期的抗氧化目標：短期目標要求不帶涂層的鈮基合金在1 370℃下氧化10 h，金屬損耗＜200μm；長期目標要求帶涂層的鈮基合金在1 315℃下氧化100 h，金屬損耗＜25μm（與帶涂層的鎳基高溫合金在1 150℃的抗氧化性能相當）［6］。

通過Al、Cr、Ti等元素多元合金化可以有效地提高高溫抗氧化性能，降低合金氧化損耗速度［14，42］。周 春 根 課 題 組［43-44］研 究 了 Nb-Si基 合金在1 100～1 250℃溫度范圍內的氧化行為，發(fā)現硅化物的含量和尺寸對Nb-Si基合金的抗氧化性能具有重要影響。在高溫下的內氧化主要發(fā)生在相界和鈮固溶體中，而硅化物中較少，硅化物對氧的擴散起到一定的阻擋作用。硅化物的顆粒尺寸越小、總的體積分數越大、分布越均勻，越有利于合金表面連續(xù)性SiO2的形成。但是通過合金化來提高抗氧化性通常是以損失強度和加工性能為代價的，并且合金化對提高抗氧化性也是有限的。因此防護涂層被認為是最有效的提高鈮基合金抗氧化性能的方法。

涂層與基體的互擴散是影響涂層抗高溫氧化性能及其失效的主要原因之一。由于單一涂層存在涂層與基體的互擴散及與環(huán)境相互作用問題，要獲得理想的綜合性能，應該研究并發(fā)展具有良好界面及表面阻擴散作用的復合涂層體系。

為滿足我國航空、航天等領域對Nb-Si基超高溫合金高溫防護涂層的迫切需求，中南大學、西北工業(yè)大學、北京航空材料研究院、上海硅酸鹽研究所、大連理工大學、北京航空航天大學等單位相繼開展了多方面的研究工作，為Nb-Si基合金高溫防護涂層的發(fā)展做出了重要的貢獻。

Mo（Al，Si）2材料具有良好的抗高溫氧化性能，并且在高溫氧化過程中不發(fā)生相變，是1 200℃溫度以上理想的抗高溫氧化涂層材料［45-47］。但由于涂層與基體之間的熱膨脹系數相差較大，該復合涂層的抗循環(huán)氧化性能較差。

周春根課題組［48］采用包埋滲的方法在Nb-Si合金表面制備了Ge改性的硅化物涂層，該涂層由外層和互擴散層組成，其中外層由多元合金化元素改性的（Nb，X）（Si，Ge）2（X代表Ti、Cr和Hf元素）相組成。涂層在1 250℃恒溫氧化100 h后氧化增重為5.42 mg/cm2，具有良好的抗高溫氧化性能。

近來，國內外學者的研究［49-52］發(fā)現：MoSi2合金在1 300℃時抗高溫氧化性能達到了完全抗氧化級。尤其是在合金中加入B元素后其抗氧化性能進一步提高，并且消除了500℃左右低溫區(qū)的“Pesting”現象。良好的抗高溫氧化性能是因為Mo（Si，B）2在500～1 000℃低溫區(qū)形成了流動性好的B2O3，該氧化物可抑制“Pesting”現象的產生；在1 000℃以上的高溫區(qū)形成了流動性好及連續(xù)致密的SiO2氧化膜，因此添加B的Mo-Si2合金在較寬的溫度范圍內都具有良好的抗高溫氧化性能，是理想的超高溫防護涂層材料，引起了國際上許多專家的極大興趣及高度關注。

周春根課題組［53］采用等離子噴涂 Mo結合擴散滲Si-B的方法在Nb-Si基合金上成功制備了Mo-Si-B涂層。其所用滲料為34Si-1B-2NaF-63Al2O3（wt%），包埋滲溫度和時間分別為1 000℃和50 h。Mo-Si-B涂層由外層和內層組成，涂層的外層和內層分別由（Mo，X）Si2和（Mo，X）5Si3相組成（X代表 Nb和 Ti）（見圖8），涂層在1 250℃下恒溫氧化100 h后氧化增重僅為1.28 mg/cm2（見圖9），顯著提高了Nb-Si超高溫合金的抗高溫氧化性能。

圖8 Mo-Si-B涂層微觀形貌Fig.8 Micrograph of Mo-Si-B coating

圖9 Mo-Si-B涂層在1 250℃下的氧化動力學曲線Fig.9 Oxidation kinetics curve of Mo-Si-B coating at 1 250℃

5 結 論

Nb-Si基合金作為新一代高推重比航空發(fā)動機熱端部件的最有潛力的候選材料成為當前材料領域的研究熱點之一。通過十幾年的研究，北京航空航天大學在合金化、加工制備技術（電弧熔煉、感應熔煉、定向凝固、粉末冶金）、組織控制與性能表征和熱防護涂層材料體系設計與制備技術等方面均取得了較顯著的進展，相關成果推動了Nb-Si基合金技術成熟度的不斷提高。

1）發(fā)展了Y2O3坩堝真空感應熔煉和Y2O3模殼精密成型順序凝固技術，成功制備了渦輪葉片模擬件。

2）發(fā)展了 Al2O3/Y2O3、Y2O3/Y2O3陶瓷坩堝/模殼液態(tài)金屬冷卻定向凝固技術，實現了Nb-Si基合金的定向凝固組織控制和強韌化匹配。

3）發(fā)展了熱防護涂層材料體系和制備技術，在合金基體和涂層的高溫抗氧化方面均取得了較大的進展。

從國際上看，目前Nb-Si基合金室溫塑韌性、高溫抗蠕變性和抗氧化性的匹配依然沒有獲得突破，綜合性能指標距離實際應用仍有一定差距。

未來，更有效的合金化與組織設計，更合理的復合涂層結構、成分與組織設計和更有序的組織控制方法，有望推動Nb-Si基超高溫合金的進一步發(fā)展，逐漸實現合金室溫塑韌性、高溫抗蠕變性和抗氧化性的匹配，滿足高推重比航空發(fā)動機的1 200～1 400℃范圍承溫能力的使用需求。

參 考 文 獻

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