賈麗娜，翁俊飛，沙江波，周春根，張　虎

(北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191)

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第一作者：賈麗娜，女，1981年生，講師

Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金研究進(jìn)展

賈麗娜，翁俊飛，沙江波，周春根，張虎

(北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191)

摘要：Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金具有熔點高、密度低、高溫強(qiáng)度和加工性能良好的優(yōu)點，被認(rèn)為是最有希望取代第3代Ni基單晶高溫合金的候選材料。介紹了Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金的典型組織特征、合金成分優(yōu)化、組織控制以及組成相的作用等方面的研究進(jìn)展。目前，室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能等單項指標(biāo)基本達(dá)到應(yīng)用要求，但綜合性能指標(biāo)距航空發(fā)動機(jī)熱端部件的應(yīng)用要求還有較大差距。未來，在合金優(yōu)化設(shè)計的基礎(chǔ)上，如何尋求更合適的組織控制途徑，實現(xiàn)室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能硅化物的綜合匹配，是Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金發(fā)展的重要研究方向。

關(guān)鍵詞：Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金；組織特征；綜合性能

1前言

隨著航空發(fā)動機(jī)推重比的提高，渦輪進(jìn)口溫度不斷提高?，F(xiàn)役推重比7～8一級渦輪風(fēng)扇發(fā)動機(jī)的渦輪前溫度在1 680～1 750 K，在研發(fā)的推重比9～10一級渦輪風(fēng)扇發(fā)動機(jī)的渦輪前溫度在1 850～1 988 K，下一代推重比12～15一級渦輪風(fēng)扇發(fā)動機(jī)的渦輪前溫度提高到2 000～2 100 K，推重比15～20一級渦輪風(fēng)扇發(fā)動機(jī)的渦輪前溫度則可能提高到2 050～2 150 K。考慮到新型雙層壁冷高效冷卻和熱障涂層的降溫效果，對渦輪葉片材料本身承溫能力的要求，也由1 050～1 100 ℃，提高到1 150～1 300 ℃。目前使用的Ni基單晶高溫合金難以滿足這一條件[1]。

新一代高推重比航空發(fā)動機(jī)要求材料耐高溫、高比強(qiáng)、具有良好的抗氧化能力和加工工藝性能。相對于其他超高溫結(jié)構(gòu)材料，難熔金屬間化合物Nb-Si基超高溫合金具有高熔點(大于1 750 ℃)、低密度(6.6～7.2 g/cm3)、良好的高溫強(qiáng)度和可加工性，以及一定的斷裂韌性、疲勞性能等優(yōu)點，被認(rèn)為是最有希望取代第3代Ni基單晶高溫合金的候選材料，受到國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注[2]。

超高溫結(jié)構(gòu)材料對綜合性能要求十分苛刻，必須平衡高溫強(qiáng)度、蠕變抗力、室溫韌性、抗氧化性和密度等各種相互矛盾的性能指標(biāo)。在一個合金體系中，單相組織難以滿足這樣的要求，強(qiáng)度、韌性和環(huán)境穩(wěn)定性等關(guān)鍵性能需要依靠不同相承擔(dān)。因此，Nb-Si基合金發(fā)展之初就進(jìn)行了多相組織匹配設(shè)計，從而獲得強(qiáng)韌性及抗氧化性能配合。目前，Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金的研究工作，主要針對合金化及不同組成相的特征和性能展開，以期望實現(xiàn)Nb-Si基合金的室溫塑性、高溫強(qiáng)度和抗氧化性能的綜合匹配。自20世紀(jì)90年代以來，美國GE公司[4-12]、英國Sheffield大學(xué)[13-16]以及國內(nèi)的北京航空航天大學(xué)、北京航空材料研究所、西北工業(yè)大學(xué)[17-21]等多家單位對Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金展開了多元合金化、組織優(yōu)化控制等基礎(chǔ)研究工作，取得了一定進(jìn)展。

2Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金的典型組織特征

根據(jù)Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金組成相的不同，可以將其分為兩相合金和三相合金[2-5]。其基本相組成包括Nb基固溶體和Nb-Si化物相，主要依靠金屬固溶體相承受塑性變形、提高室溫斷裂韌性，依靠Nb-Si化物相提供高溫強(qiáng)度[3]，從而形成Nb基固溶體/Nb-Si化物相原位復(fù)合結(jié)構(gòu)，并利用兩相界面效應(yīng)來改善高低溫綜合力學(xué)性能。但是，Nb-Si兩相合金的抗氧化性能仍然不足，易發(fā)生災(zāi)難性氧化。在Nb-Si合金中Cr元素含量超過臨界值時，可形成第3種相，即Laves相Cr2Nb。與兩相合金(Nb基固溶體/Nb硅化物相)相比，三相合金(Nb基固溶體/Nb硅化物相/Laves相)的抗氧化性能得到大幅度提高。

3Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金的合金化

Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金的研究起步于20世紀(jì)80年代末期。最初的研究主要針對Nb-Si二元合金，集中在Nb-Si二元相圖的富Nb成分區(qū)域，以韌性NbSS相與脆性Si化物相為主要研究對象。目前，Nb-Si基合金中已添加的合金化元素主要有Ti,Al,Hf,Cr,W,Ta,Mo,B,C,Ge,Zr,V,Sn,N,Fe,In,稀土元素(Ho,Dy,Y),Pt系金屬(Re,Ru)，其合金體系也由最初的二元Nb-Si體系逐漸發(fā)展到三元甚至多元體系[2,4-14]。

Zhao J C等系統(tǒng)地研究了系列三元合金Nb-Cr-Si、Nb-Si-Al、Nb-Cr-Al、Ti-Cr-Si、Nb-Hf-Si和Nb-Ti-Si等在不同溫度的等溫截面圖，以期設(shè)計出更合理的六元以上成分的合金[20-21]。為了提高Nb-Si二元合金的室溫斷裂韌性，首先加入了第三組元Ti。Nb-Ti-Si三元合金液相面投影如圖1所示[22]，在定向凝固N(yùn)b-33Ti-16Si合金中，微觀組織由非小平面相NbSS枝晶和小平面相Nb3Si組成，定向凝固N(yùn)b-21Ti-16Si和Nb-33Ti-16Si合金的韌性分別達(dá)到15 MPa·m1/2和18 MPa·m1/2，與定向凝固N(yùn)b-16Si合金相比有了明顯提高。Chan K S等人研究認(rèn)為,添加Ti有利于降低P-N障礙能(Peierls-Nabarro Barrier Energy)，導(dǎo)致位錯移動增加，促使裂紋尖端位錯發(fā)散[23-24]。Nb-Ti-Si等三元合金體系的研究結(jié)果為Nb-Si基合金的發(fā)展打下了良好的基礎(chǔ)。

圖1　Nb-Ti-Si三元合金中富Nb-Ti區(qū)的液相面投影圖[22]Fig.1　Liquidus surface projection of Nb-Ti-rich zone in Nb-Ti-Si ternary system[22]

合金化元素的添加量及其作用，總結(jié)如表1所示。

表1　Nb-Si基合金中的合金元素的作用及其添加量[2-14,18,25-31]

在合金化元素作用的研究方面，美國GE公司的工作具有代表性，其對Nb-Si合金的研發(fā)過程可分為3個時期。

1996～19991996～1999年為第1時期。GE公司將Nb-Si合金使用溫度目標(biāo)定位1 200 ℃，旨在通過合金化手段實現(xiàn)室溫韌性、高溫強(qiáng)度、抗氧化性等綜合性能的平衡。在保證合金密度低于Ni基高溫合金的前提下，得到與高溫合金相當(dāng)或者更為優(yōu)良的機(jī)械性能。以Nb,Si,Ti,Hf,Cr,Al為主要合金元素[4-6]，得到了一系列不同成分原子比的合金，其中典型成分為MASC合金Nb-24.7Ti-8.2Hf-2.0Cr-1.9Al-16.0Si[4]。該合金定向凝固組織照片如圖2所示，其組成相主要是金屬相和M3Si金屬間化合物，并伴有少量M5Si3金屬間化合物，金屬相的體積分?jǐn)?shù)為54%。隨后，為了增強(qiáng)合金的抗氧化性能，在兩相合金內(nèi)引入Laves相Cr2M(M=Nb+Ti+Hf)進(jìn)行優(yōu)化[5]。在一系列優(yōu)化的MASC合金中，典型抗氧化合金的原子百分比為Nb-18Ti-7Hf-20Cr-2Al-18Si[5]，硅化物的體積分?jǐn)?shù)為42%，固溶體相25%，Laves相達(dá)到33%。加入Laves相Cr2M的優(yōu)化合金，其抗氧化性能明顯提高，1 200 ℃/ 200 h的質(zhì)量損失約為10 mg/cm2，如圖3所示。這一時期形成了兩類典型合金，一類合金的綜合力學(xué)性能較好，一類合金的高溫抗氧化性能較好，距離實際應(yīng)用要求均有一定差距。

圖2　定向凝固N(yùn)b-16Si-25Ti-8Hf-2Cr-2Al合金縱截面的組織特征[4]Fig.2　Microstructure of directionally solidified Nb-16Si-25Ti-8Hf-2Cr-2Al alloy[4]

圖3　Cr2Nb 改善的 MASC合金的抗氧化曲線[5]Fig.3　Oxidation resistance curve of Cr2Nb phase optimized MASC alloy[5]

2000～20052000～2005年為第2時期。GE公司提出了Nb基難熔金屬間化合物復(fù)合材料(Niobium-Based Refractory Metal Intermetallic Composites, RMIC)的概念[2,8-11]，旨在實現(xiàn)高溫高應(yīng)力下長時抗氧化和抗蠕變，以解決第1時期合金的不足。在基本的六元Nb-Si-Ti-Cr-Al-Hf合金基礎(chǔ)上，添加了多種合金化元素以進(jìn)一步優(yōu)化組織及性能，得到了Nb-Ti-Hf-Ta-Si-Ge-B-Cr-Fe-Al-Sn-W-Mo體系的合金，成分范圍為20%～25%Ti，1%～5%Hf, 0～2%Ta，(Nb+Ta)∶(Ti+Hf)≈1.4，12%～21%Si，2%～6%Ge，2%～5%B，22%～25%(Si+B+Ge)，12%～14%Cr，0%～4%Fe，12%～18% (Fe+Cr)， 0%～4%Al， 0%～3%Sn，0%～3%W。合金的相組成為NbSS(35%～60%)，Nb5Si3/Nb3Si，部分含有Cr2Nb(<15%)[2,9-11]。在1 315 ℃下，抗氧化性能最優(yōu)的合金成分為Nb-22.5Ti-4Hf-15Si-13Cr-5Ge-3Fe，材料損失厚度為300 μm/ 100 h[10]。2003年，最優(yōu)抗氧化性能為1 204 ℃下的材料損失厚度25 μm/ 100 h[11]。同時提出梯度成分設(shè)計概念，在外層選用抗氧化性能好的成分，而在內(nèi)層則注重加強(qiáng)其高溫蠕變性能。

2006～20122006～2012年為第3時期。第2時期合金在1 000 ℃以上擁有高強(qiáng)度、低密度和高剛度，但是600～1 000 ℃的損傷容限和塑性較差。因此，GE公司隨后又添加了1%～15%的Pt系元素(Re和Ru等)以提高強(qiáng)度、抗氧化性能、成型、延展性、韌性、疲勞和蠕變性能。并在原合金基礎(chǔ)上至少添加1種稀土元素(Y,Tb,Dy,Er)，添加量為0.1%～5%，以提高其抗氧化性能和延展性。最終形成了Nb-Si-Ti-Cr-Hf-Al-Pt系金屬(Re、Ru等)+(Wo,Ta,Mo)+稀土元素+(B,C,Ge,Zr,V,Sn,N,Fe,In)合金體系。以Si元素為基準(zhǔn)，又分為兩個合金體系：一種為了得到600～1 000 ℃之間的良好綜合性能，Si含量小于9%的合金體系；一種是為了獲得良好的綜合性能(抗氧化性能、高溫強(qiáng)度和抗蠕變性能)，Si含量9%～25%[12]。

4Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金組成相對性能的影響

Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金的組成相包括Nb基固溶體相、Nb-Si化物相、Laves相。NbSS為體心立方，空間群Im3m，理論晶格常數(shù)為a=0.3303 nm。Nb-Si化物相包括Nb3Si與Nb5Si3相。Nb3Si為亞穩(wěn)相，tP32結(jié)構(gòu)，空間群P42/n。Nb5Si3有3種同素異構(gòu)的形態(tài)，分別為α-Nb5Si3、β-Nb5Si3和γ-Nb5Si3。α-Nb5Si3為低溫穩(wěn)定相，體心四方，D8l結(jié)構(gòu)，與Cr5B3同型，空間群為I4/mcm，理論晶格常數(shù)a=0.656 9 nm，c=1.188 nm；β-Nb5Si3為高溫穩(wěn)定相，體心四方，D8m結(jié)構(gòu)，與W5Si3同型，空間群為I4/mcm，理論晶格常數(shù)為a=1.002 0 nm，c=0.506 9 nm；γ-Nb5Si3為六方，D88結(jié)構(gòu)，空間群為P63/mcm，理論晶格常數(shù)a=0.753 6 nm，c=0.524 8 nm。γ-Nb5Si3的復(fù)雜結(jié)構(gòu)使其對稱性低，滑移系不足，使得其具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，但又具有本征脆性，多晶Nb5Si3室溫斷裂韌性為1～3 MPa·m1/2。Laves相Cr2Nb的熔點為1 770 ℃，密度為7.16 g/cm3，1 585 ℃下通常為立方C15結(jié)構(gòu)，高于該溫度通常為六方的C14結(jié)構(gòu)。Cr2Nb為典型拓?fù)涿芘沤Y(jié)構(gòu)，其配位數(shù)和空間填充度很高，晶胞尺寸及位錯的滑移矢量大，位錯形核非常困難，具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、蠕變抗力和高溫耐腐蝕性能，但其斷裂韌性很低，僅為1.5 MPa·m1/ 2，斷裂方式主要為解理斷裂。

Nb-Si合金的組成相的尺寸、形態(tài)、分布、成分與室溫韌性、高溫強(qiáng)度及抗氧化性能息息相關(guān)。

4.1室溫韌性

Nb-Si基合金中延性相NbSS作為主要增韌相，以保證合金具有一定的斷裂韌性。在室溫下，Nb-Si基合金的斷裂機(jī)制包括：①Cr2Nb或Nb5Si3顆粒的斷裂；②裂紋沿著NbSS與Cr2Nb或Nb5Si3的相界處擴(kuò)展；③裂紋貫穿脆性相Cr2Nb和Nb5Si3；④裂紋終止于較大尺寸的NbSS。自生復(fù)合材料中的延性相主要通過裂紋尖端的鈍化、裂紋轉(zhuǎn)向、裂紋偏折、裂紋橋接中的一種或多種方式發(fā)揮韌化作用。

Nb-Si基自生復(fù)合材料的斷裂韌性依賴于延性相NbSS的體積分?jǐn)?shù)，隨著延性相NbSS體積分?jǐn)?shù)的增加、Nb5Si3體積分?jǐn)?shù)的減少而增加。同時，斷裂韌性與NbSS、Nb5Si3的幾何特征及形態(tài)分布也有關(guān)聯(lián)。Yan等[32]研究了電磁冷坩堝定向凝固N(yùn)b-22Ti-16Si-3Cr-3Al-2Hf的斷裂韌性，發(fā)現(xiàn)合金內(nèi)NbSS/Nb5Si3共晶結(jié)構(gòu)可以使晶界大量增加，提高合金的斷裂韌性。原賽男[33]針對Nb-14Si-22Ti-2Hf-2Al-4Cr,Nb-16Si-24Ti-2Hf-2Al-4Cr和Nb-15Si-24Ti-2Hf-2Al-4Cr合金定向凝固和熱處理的斷裂韌性進(jìn)行了測試分析，發(fā)現(xiàn)雖然Nb-14Si-22Ti-2Hf-2Al-4Cr合金中NbSS相體積分?jǐn)?shù)高達(dá)70%，明顯高于另外兩個合金，但其NbSS相以初生枝晶形貌為主，不發(fā)達(dá)的枝晶主干與細(xì)長的二次枝晶臂均起不到較好的增韌作用，且會破壞熱處理組織的均勻性。另一方面，在Nb-16Si-24Ti-2Hf-2Al-4Cr合金中，Nb5Si3以四方形橫截面形貌存在，大尺寸的初生Nb5Si3相在斷裂過程中會成為裂紋源和裂紋擴(kuò)展通道，不利于斷裂韌性的提高。而在Nb-16Si-24Ti-2Hf-2Al-4Cr中，合金中NbSS呈規(guī)則網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，Nb5Si3相以孤立增強(qiáng)相均勻分布其中，NbSS/Nb5Si3晶界大量增加，裂紋通過共晶區(qū)域受到的抵抗程度增強(qiáng)，因此斷裂韌性得到了提高。

4.2高溫強(qiáng)度

Nb-Si基原位復(fù)合材料的高溫強(qiáng)度與組織內(nèi)硅化物體積分?jǐn)?shù)有關(guān)，隨著硅化物體積分?jǐn)?shù)的增加而增加。Jackson等[8]的研究表明，為保證Nb-Si基原位復(fù)合材料的高溫強(qiáng)度，硅化物體積分?jǐn)?shù)需在35%以上。

固溶強(qiáng)化是提高高溫合金高溫強(qiáng)度的有效手段之一。固溶強(qiáng)化效果取決于組成相的固溶度以及固溶原子與組成相的晶體結(jié)構(gòu)及原子尺寸的差別。Hf，W，Mo對Nb-Si基原位復(fù)合材料均有顯著的固溶強(qiáng)化作用，Hf主要固溶于Nb5Si3相中，W，Mo則主要固溶于NbSS。鄭鵬等[34]研究了 Hf對Nb-W-Si-B系合金高溫強(qiáng)度和室溫延展性的影響, 發(fā)現(xiàn)Hf 在提高合金高溫強(qiáng)度的同時并不降低其室溫韌性，Nb-15W-0.5Si-2B-15Hf合金在1 400 ℃的壓縮屈服強(qiáng)度為365 MPa。康永旺等[35]發(fā)現(xiàn)，Mo對Nb-Si化物基合金有顯著的固溶強(qiáng)化作用，Nb-Mo-Si合金在1 500 ℃的壓縮屈服強(qiáng)度隨著Mo和Si含量的增大而提高，Nb-18Si-15Mo合金在1 500 ℃的壓縮屈服強(qiáng)度達(dá)到400 MPa。馬朝利等[36]研究的Nb-16Si-10Mo-15W合金在室溫～1 500 ℃具有優(yōu)異的強(qiáng)度和抗蠕變性能。

4.3抗氧化性能

純Nb合金的抗氧化性能較差，主要是由于其易氧化，形成的氧化產(chǎn)物Nb2O5不能提供保護(hù)基體的能力，并且容易開裂剝落。Nb-Si基自生復(fù)合材料大多是在Nb-Si-Ti系合金上發(fā)展起來的。Menon等[37]研究了多種Nb-Ti-Si系合金的氧化動力學(xué)特性，表明NbSS相易氧化且對氧化行為起決定性作用，通過合金化能夠大幅度改善NbSS的氧化行為；雖然硅化物的抗氧化性能遠(yuǎn)高于NbSS相，但在超高溫條件下也會發(fā)生氧化，且難以形成連續(xù)的保護(hù)性氧化膜[38]。

改善NbSS相和硅化物相的抗氧化性能、增加新的抗氧化相、優(yōu)化氧化產(chǎn)物、阻止O的擴(kuò)散等，是提高合金基體抗氧化性能的關(guān)鍵。通過合金化，引入抗氧化性能優(yōu)異的Laves相Cr2Nb，可以顯著提高合金高溫抗氧化性能。法國Jean Lamour機(jī)構(gòu)Mathieu等[39]研究了含Cr量僅為2%(原子分?jǐn)?shù))的Nb-25Ti-8Hf-2Cr-2Al-16Si (MASC)合金，組織中并未含有Cr2Nb相。在不同溫度下測試其高溫抗氧化性，發(fā)現(xiàn)在1 200 ℃/ 50 h后增量即為55 mg/cm2。而對于含有Cr2Nb相的合金抗氧化性能都得到大幅提高，如郭喜平等[40]發(fā)現(xiàn)Nb-22Ti-14Si-20Cr-3Al-5Hf-1.5B-0.06Y合金在1 250 ℃/100 h靜態(tài)氧化增量為29.1 mg/cm2，蘇琳芬等[41]發(fā)現(xiàn)Nb-24Ti-15Si-13Cr-2Al-2Hf-4B-5Ge合金的1 250 ℃/100 h靜態(tài)氧化增量為32.1 mg/cm2。

4.4室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能的綜合匹配

已有的研究結(jié)果表明，對于Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金，室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能對組織特征的要求互相矛盾，很難實現(xiàn)三者之間的協(xié)調(diào)、匹配。美國加州伯克利大學(xué)的Ritchie教授[42]曾對Mo-Si-B合金室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能對組織特征的要求總結(jié)如圖4。具有較小尺寸且不連續(xù)α-Mo晶粒的組織有利于高溫抗氧化性能(圖4a)，因為這種結(jié)構(gòu)能夠減小α-Mo與氧氣結(jié)合的幾率，并且提供原子短程擴(kuò)散的通道，比粗大晶粒更容易產(chǎn)生化學(xué)鈍化；另一方面，理想的抗蠕變性能要求合金組織中存在大量金屬間化合物相包圍α-Mo晶粒圖(4b)，因為這種組織限制了晶界等快速擴(kuò)散通道的數(shù)量，并且α-Mo晶粒體積分?jǐn)?shù)較低使得高溫時α-Mo相的相對變形較少，有利于金屬間化合物相的重新排列。與之形成對比，合金理想的損傷容限則依賴于尺寸較大并且連續(xù)的α-Mo相(圖4c)，這是因為α-Mo晶粒能夠通過產(chǎn)生塑性橋接、鈍化裂紋尖端、抑制裂紋擴(kuò)展，從而達(dá)到自身增韌的目的。這一結(jié)論同樣適用于Nb-Si合金。未來，在合金優(yōu)化設(shè)計的基礎(chǔ)上，如何尋求更合適的組織控制途徑，實現(xiàn)室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能的綜合匹配，是Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金發(fā)展的重要研究方向。

圖4　提高M(jìn)o-Si-B合金抗氧化性能(a)、抗蠕變性能(b)和損傷容限(c)的理想化組織示意圖[42]Fig.4　Schematic illustrations of the ideal microstructures to improve oxidation resistance (a), creep resistance (b) and damage tolerance (c) of Mo-Si-B alloys[42]

5結(jié)語

Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金被認(rèn)為是最有希望取代第3代Ni基單晶高溫合金的候選材料。通過合金化方法改進(jìn)Nb-Si合金組織特征及關(guān)鍵性能的基礎(chǔ)理論正不斷趨于完善。目前，室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能等單項指標(biāo)基本達(dá)到航空發(fā)動機(jī)熱端部件的應(yīng)用要求，借助于抗氧化涂層，1 250 ℃/ 100 h的抗氧化性能達(dá)到完全抗氧化級別。但是，由于室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能對組織特征的要求互相矛盾，尚難實現(xiàn)三者之間的綜合匹配。

未來，在合金優(yōu)化設(shè)計的基礎(chǔ)上，如何尋求更合適的組織控制途徑，實現(xiàn)室溫韌性、高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性能的綜合匹配，使綜合性能指標(biāo)達(dá)到航空發(fā)動機(jī)熱端部件的應(yīng)用要求，成為Nb-Si金屬間化合物基超高溫合金發(fā)展的重要研究方向。

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(編輯易毅剛惠瓊)

A Review of Ultra High Temperature Nb-SiBased Superalloys

JIA Lina, WENG Junfei, SHA Jiangbo, ZHOU Chungen, ZHANG Hu

(School of Materials Science and Engineering, Beihang University, Beijing 100191, China )

Abstract：With high melting point, low density, and good high-temperature strength and processability, ultra high temperature Nb-Si intermetallic based superalloys are considered as the most promising materials for replacing the third generation of monocrystal Ni-based superalloys. This paper introduced a series of results regarding typical microstructure characteristics, composition optimization, microstructural control, and roles of constituent phases for Nb-Si based superalloys. Recently, some properties, such as room-temperature fracture toughness, high-temperature strength, and oxidation resistance, have met the application requirements of turbine airfoil materials. However, there is still a gap between the current comprehensive properties and application requirements. In the future, based on the optimization of alloy design, how to develop a more available process for microstructural control to achieve a comprehensive combination of room-temperature fracture toughness, high-temperature strength, and oxidation resistance, is important for the development of ultra high temperature Nb-Si intermetallic based superalloys.

Key words：ultra-high-temperature Nb-Si based superalloys; microstructural characteristics; comprehensive properties

中圖分類號：TG132.3+2

文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A

文章編號：1674-3962(2015)05-0372-07

DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2015.05.08

通訊作者：張虎,男，1964年生，教授，博士生導(dǎo)師，Email:zhanghu@buaa.edu.cn

基金項目：青年科學(xué)基金(51471013)

收稿日期：2014-12-17