放電等離子燒結(jié)制備Nb-Si-Ti-Al-Hf-Cr合金的顯微組織及力學性能

趙東陽，劉 偉，沙江波

(北京航空航天大學 材料科學與工程學院，北京 100191)

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放電等離子燒結(jié)制備Nb-Si-Ti-Al-Hf-Cr合金的顯微組織及力學性能

趙東陽，劉 偉，沙江波

(北京航空航天大學 材料科學與工程學院，北京 100191)

以預合金化的粉末尺寸D50為3.3μm的NbSS固溶體相細粉末，粉末尺寸D50分別為22.1μm和23.5μm的Nb5Si3和Cr2Nb化合物粉末為原料，采用放電等離子燒結(jié)技術制備NbSS/Nb5Si3兩相合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金，研究顯微組織形貌、室溫和高溫力學性能及高溫氧化性能。結(jié)果表明：兩相合金的顯微組織由NbSS基體和呈均勻島狀分布的Nb5Si3組成，三相合金中NbSS有相互連接成基體的趨勢，而Nb5Si3和Cr2Nb相也以塊狀散布在NbSS中。NbSS/Nb5Si3兩相合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金的室溫斷裂韌性值KQ分別達到15.1MPa·m1/2和11.3MPa·m1/2，室溫下合金中NbSS相以韌窩型斷裂為主，對Nb-Si基合金的室溫斷裂韌性有利，而Nb5Si3和Cr2Nb相為脆性斷裂。1250℃時NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金的壓縮強度高于NbSS/Nb5Si3合金，但當溫度上升到1350℃時兩者強度出現(xiàn)反轉(zhuǎn)。Cr2Nb相對合金高溫抗氧化性能有利，1250℃下靜態(tài)氧化100h時NbSS/Nb5Si3合金的氧化增重為233mg/cm2，大于NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金的175mg/cm2。

Nb-Si基合金；放電等離子燒結(jié)；顯微組織；力學性能；氧化行為

推重比12～15及15以上的新型高推比航空發(fā)動機要求其熱端部件材料的承溫能力為1200～1400℃。目前廣泛使用的Ni基單晶高溫合金的最高使用溫度為1150℃，該溫度是其熔點的85%，已經(jīng)達到承溫極限，不能滿足新型高推比航空發(fā)動機熱端部件對材料承溫能力的需求，研制承溫能力達到1200～1400℃超高溫結(jié)構(gòu)材料勢在必行。近年來Nb-Si基合金因具有優(yōu)異的高溫強度、高熔點(高于Ni基合金1000℃)、適中的密度(6.6～7.5g/cm3)，一定的室溫韌性和良好的組織穩(wěn)定性而備受關注[1-8]，其承溫能力可達1200～1400℃，是最有潛力成為新一代高推比航空發(fā)動機和高比沖火箭發(fā)動機等動力裝備上使用的超高溫結(jié)構(gòu)材料。 Nb-Si合金主要由韌性的Nb固溶體(NbSS)和高強并在1600～1800℃下穩(wěn)定的硅化物Nb5Si3相組成，為了提高其抗高溫氧化性能，常引入抗氧化的金屬間化合物Laves-Cr2Nb相。通過優(yōu)化NbSS,Nb5Si3和Cr2Nb三相比例、組織形態(tài)以及合金化，有望獲得室溫韌性、高溫強度和高溫抗氧化性能的匹配。

多元合金化結(jié)合制備工藝優(yōu)化是實現(xiàn)Nb-Si基超高溫合金性能平衡的主要手段[8-11]。Nb-Si基合金通常添加Ti，Cr，Al，Hf，Mo，W，稀土等合金元素。Ti和Hf是韌化Nb的主要元素[12, 13]，添加40%Ti(原子分數(shù)，下同)后可使鑄態(tài)Nb-16Si合金的斷裂韌性從6 MPa·m1/2提高到13 MPa·m1/2[6]。W和Mo是強烈的高溫強化元素[14]，鑄態(tài)Nb-18Si-10Ti-10Mo-15W合金1500℃的抗壓強度可達350MPa，是目前所報道的最高強度水平。而Cr和Al對提高Nb-Si合金高溫抗氧化性能有利[15-17]。目前Nb-Si基合金主要通過鑄造的方法制備，如真空非自耗/自耗電弧熔煉和定向凝固等。然而，凝固方法制備的合金不容易實現(xiàn)顯微組織控制，容易產(chǎn)生粗大的Nb相枝晶、連續(xù)的硅化物基體以及裂紋、孔洞等宏觀和微觀缺陷[13,15]，對合金的力學性能尤其是室溫韌性產(chǎn)生不利的影響。相比而言，粉末冶金技術能更好地控制合金中晶粒尺寸、相比例、形態(tài)和分布等，有望實現(xiàn)Nb-Si基合金的組織設計，獲得優(yōu)化組織，提高合金綜合性能[18-21]。有報道表明，采用反應熱壓燒結(jié)制備得到的Nb-16Si-2Fe合金，平均顆粒尺寸可控制在3μm，呈等軸狀均勻分布，室溫拉伸伸長率達到2%[22]，是目前報道的Nb-Si合金的最好塑性水平。在相同Nb和Nb5Si3相比例的條件下控制Nb和Nb5Si3晶粒尺寸(小尺寸的Nb晶粒配大尺寸的Nb5Si3晶粒)可以使室溫斷裂韌性提高一倍以上[8]。目前采用粉末冶金技術實現(xiàn)Nb-Si基合金組織控制的研究才剛剛開始，對粉末冶金合金的顯微組織、力學性能和斷裂行為的研究有待系統(tǒng)和深入。

本研究以不同顆粒尺寸的預合金化的NbSS固溶體粉末、預合金化的Nb5Si3和Cr2Nb化合物粉末為原料，采用放電等離子燒結(jié)(SPS)技術制備了兩種具有典型組織的Nb-Si基合金，即多元NbSS/Nb5Si3兩相合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金，實現(xiàn)顯微組織的可設計性。研究了室溫韌性、高溫強度和高溫抗氧化性與顯微組織的關系，對室溫斷裂機制進行了分析，以期明確合金化與粉末冶金技術的結(jié)合對Nb-Si基合金性能的影響，為Nb-Si基合金的顯微組織優(yōu)化設計提供一定的依據(jù)。

1 實驗材料與方法

楊春艷等研究了Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-17Cr六元合金的相組成、顯微組織以及相成分[24]，該合金由NbSS，Nb5Si3和Cr2Nb三相組成，具備了韌性相、強化相和抗氧化相。本研究采用的預合金化NbSS， Nb5Si3和Cr2Nb粉末是按照上述六元合金中三個平衡相的成分制備的，見表1。以純度≥99.95%的Nb，Si，Ti，Al，Cr和Hf為原料，按表1分別配制后，在非自耗真空電弧熔煉爐內(nèi)反復熔煉6次，得到NbSS，Nb5Si3和Cr2Nb合金錠。采用氫化+球磨+脫氫法制備NbSS相粉末，采用機械破碎+球磨+篩分法分別制備Nb5Si3和Cr2Nb相粉末，設計了NbSS/Nb5Si3兩相合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金。由于NbSS/Nb5Si3兩相強韌匹配合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相抗氧化合金分別是在Nb-16Si二元合金和Nb-16Si-17Cr三元合金發(fā)展起來的。目前進一步開展的多元合金化也都是在上述兩個合金成分基礎上通過添加Ti, Al, Hf等元素進行的，這些元素固溶于上述各相，不改變相的比例。平衡態(tài)Nb-16Si二元合金NbSS/ Nb5Si3兩相體積比約為6∶4，Nb-16Si-17Cr三元合金NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相體積比約為4∶4∶2。本研究是遵循上述相比例設計合金的，以研究加工方式和相顆粒尺寸對性能的影響。取NbSS/Nb5Si3合金兩相體積比為6∶4，其名義成分約為Nb-16Si-25Ti-2Al-2Hf-7Cr(原子分數(shù)/%，下同)。NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金中NbSS，Nb5Si3和Cr2Nb的體積分數(shù)分別為0.4，0.4和0.2，其名義成分為Nb-18Si-21Ti-1Al-3Hf-16Cr。采用QM-QX行星式球磨機以無球干混的形式將預合金化粉末按照上述體積比混合2h，球磨機轉(zhuǎn)速為400r/min?；旌戏勰┰赟PS-1050型放電等離子燒結(jié)爐中進行燒結(jié)，升溫速率為120℃/min，燒結(jié)溫度1350℃，保溫時間5min，壓力50MPa，燒結(jié)完成后隨爐冷卻。燒結(jié)合金錠的尺寸為φ30mm×10mm。

采用阿基米德排水法測量燒結(jié)塊體合金的相對密度，采用配備了EBSD探頭和EDX探頭的Quanta200F場發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡對預合金粉末形貌、塊體合金的顯微組織、晶粒尺寸和相成分進行觀察分析。Rigaku D/Max 2200PC型X射線衍射分析儀用于確定粉末及塊體合金的相組成，定量金相分析軟件測量顯微組織中相比例。使用HXZ-1000型數(shù)字式硬度計測量塊體合金的維氏硬度，載荷500N，壓力保持時間15s，每個試樣測試11個點取平均值。采用單邊缺口三點彎曲試樣測定室溫斷裂韌性，試樣尺寸為3mm×6mm×30mm，用直徑為0.2mm的鉬絲預制出長度為a的單邊缺口(a/w=0.5，w為試樣寬度)。三點彎曲在SANS微機控制電子萬能試驗機上進行，跨度S=24mm，加載速率0.1mm/min，加載至裂紋失穩(wěn)擴展。高溫壓縮在Gleeble -1500D熱/力模擬試驗機上進行，溫度分別為1250℃和1350℃，加熱速率為20℃/s，到達溫度后保溫5min，高溫壓縮在氬氣保護條件下進行，壓縮試樣尺寸為φ6mm×9mm，加載速率為3×10-3s-1。靜態(tài)等溫氧化實驗在SK2-2.5-13S型高溫管式電爐中進行，實驗溫度為1250℃，試樣尺寸為6mm×6mm×3mm，氧化過程中樣品稱重采用電子分析天平(Sartorius BS210S，精度為0.0001g)。測試前所有試樣表面用1200#砂紙打磨。

表1 預合金化NbSS，Nb5Si3和Cr2Nb相粉末的成分

2 結(jié)果與分析

2.1 粉末形貌及組成

本研究采用較小尺寸的NbSS固溶體粉末和較大尺寸的多元Nb5Si3和Cr2Nb化合物粉末為原料進行搭配，以期獲得韌性相NbSS為基體的顯微組織。預合金化NbSS，Nb5Si3和Cr2Nb粉末的形貌及其粒度分布如圖1所示。NbSS粉末呈顆粒狀，粒徑小，平均粒徑D50約為3.3μm。Nb5Si3和Cr2Nb粉末表面光滑，尺寸大，分布較窄，其D50分別約為22.1μm和23.5μm。預合金化粉末的XRD衍射圖見圖2，三種粉末分別為單相NbSS固溶體，β-Nb5Si3和C14-Cr2Nb金屬間化合物。

圖1 預合金化粉末形貌(1)及其粒度分布(2)(a)NbSS；(b)Nb5Si3；(c)Cr2NbFig.1 Micrographs (1) and size distribution diagrams (2) of pre-alloyed powders(a)NbSS；(b)Nb5Si3；(c)Cr2Nb

2.2 塊體合金相組成和顯微組織

燒結(jié)后兩相合金X射線衍射圖譜如圖3中a線所示，表明合金由NbSS和α-Nb5Si3相組成。對比預合金化Nb5Si3粉末的XRD圖譜(圖2(b))可知，在SPS燒結(jié)后，亞穩(wěn)的β-Nb5Si3相粉末轉(zhuǎn)變成為穩(wěn)定的α-Nb5Si3相，這是因為β-Nb5Si3是高溫穩(wěn)定相，而α-Nb5Si3是低溫穩(wěn)定相，SPS燒結(jié)塊體隨爐慢速冷卻過程中發(fā)生β向α同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變[26]。由三相合金的XRD圖譜(圖3中b線)可知該合金主要由NbSS，α-Nb5Si3和C14-Cr2Nb組成，燒結(jié)過程中Nb5Si3的晶體結(jié)構(gòu)也由β-Nb5Si3轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Nb5Si3，但Cr2Nb的晶體結(jié)構(gòu)沒有發(fā)生改變。圖4(a)，(b)分別為NbSS/Nb5Si3合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金的背散射電子像，相對密度標于顯微組織右上角，可見放電等離子燒結(jié)可獲得高致密度塊體，兩塊體致密度達到99.26%以上。由圖4(a)可知，NbSS/Nb5Si3合金主要由白色的NbSS相和灰色的Nb5Si3相組成，其中Nb5Si3相較均勻地分布在連續(xù)的NbSS基體上。定量金相分析表明兩相比例為58.4∶41.6，與配制混合粉末的體積比一致。三相NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金主要由白色相、灰色相和黑色相組成，分別是NbSS，Nb5Si3和Cr2Nb相。此外，該合金中還存在少量白亮的HfO顆粒，在鑄態(tài)Nb-Si基合金中也有微量的Hf氧化物存在[23]。由圖4(b)可知NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金的顯微組織中三相呈混合分布，NbSS有相互連接成基體的趨勢，Nb5Si3和Cr2Nb以塊狀形式散布在NbSS周圍，三相比例為42.1∶39.1∶18.8，也與混合粉末的體積比基本一致。上述兩相和三相合金中各相成分和比例分別與各自的名義成分Nb-16Si -25Ti-2Al-2Hf-7Cr和Nb-18Si-21Ti-1Al-3Hf-16Cr的退火態(tài)準平衡組織的相組成、相成分和相比例基本一致(表1)[26]。由圖4可見，兩相組織相分布均勻，而三相組織的均勻性較差。SPS燒結(jié)顯微組織的均勻性取決于混合粉末的均勻性，主要受到組成相的尺寸、顆粒形狀和體積分數(shù)的影響。由機械破碎+篩分法制備得到的金屬間化合物β-Nb5Si3和C14-Cr2Nb粉末形貌不規(guī)則且多棱角，且尺寸大，粉末流動性較差，見圖1(b)，(c)。相比而言，呈顆粒狀的NbSS粉末尺寸小流動性較好。NbSS/Nb5Si3兩相合金粉末中流動性較好的NbSS粉末的體積分數(shù)占60%，多于Nb5Si3+Cr2Nb粉末，所以混合粉末流動性較好，混合均勻，顯微組織也均勻(圖4(a) )。而三相合金粉末中流動性較差的Nb5Si3+Cr2Nb粉末的體積分數(shù)占到60%，導致混合粉末的流動性相對二相合金粉末較差，顯微組織均勻性也較差，見圖4(b)。圖5(a)是NbSS/Nb5Si3合金NbSS相的EBSD圖，約85%以上的晶粒尺寸分布在2.5～10μm之間，D50為5.7μm，見圖5(b)，比原始NbSS粉末顆粒尺寸增長約2μm。NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金中NbSS相的D50與上述值相差不大。以上結(jié)果說明采用預合金化粉末制備的燒結(jié)合金中沒有新相產(chǎn)生，實現(xiàn)了相組成、相成分、相體積比例、顯微組織和晶粒尺寸的控制。

圖2 預合金化粉末的X射線衍射圖譜Fig.2 X-ray diffraction patterns of the pre-alloyed powders

圖3 塊體合金的X射線衍射圖譜Fig.3 X-ray diffraction patterns of the bulk alloys

圖4 塊體合金顯微組織(a)NbSS/Nb5Si3兩相合金；(b)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金Fig.4 Microstructure of bulk alloys(a)NbSS/Nb5Si3 two phase alloy；(b)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb three phase alloy

圖5 NbSS/Nb5Si3兩相合金中NbSS相晶粒形貌的EBSD圖像(a)及尺寸分布特征(b)Fig.5 EBSD images of grain (a) and size distribution (b) of the NbSS phase in the NbSS/Nb5Si3 alloy

2.3 塊體合金室溫力學性能

合金的維氏硬度HV和室溫斷裂韌性KQ如表2所示。NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金的HV為860，明顯高于NbSS/Nb5Si3兩相合金的699，這與合金中強化相Nb5Si3+Cr2Nb的體積分數(shù)對HV的影響規(guī)律是一致的。由于NbSS/Nb5Si3兩相合金中韌性相的體積分數(shù)約為60%，而NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金中韌性相僅約40%，因此前者的斷裂韌性KQ為15.1MPa·m1/2，高于后者的11.3MPa·m1/2。

表2 塊體合金的維氏硬度HV及室溫斷裂韌性KQ(MPa·m1/2)

三點彎曲實驗后合金的斷口形貌如圖6所示。由圖6(a)，(c)可以觀察到，斷裂的Nb5Si3或Cr2Nb相在斷口上形成光滑斷面，可知其以脆性機制斷裂。由放大的斷裂NbSS相照片圖6(b)，(d)可知，NbSS相呈現(xiàn)細小的韌窩狀斷口，是典型的韌性斷裂。NbSS相韌性斷裂方式是Nb-Si合金具有高室溫斷裂韌性的原因。

2.4 塊體合金高溫力學性能

NbSS/Nb5Si3兩相和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金在1250℃和1350℃條件下的壓縮真應力-真應變曲線如圖7所示。1250℃下NbSS/Nb5Si3合金的抗壓強度為269MPa，低于NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金的336MPa。值得注意的是1350℃時，兩者的相對強度出現(xiàn)了反轉(zhuǎn)，NbSS/Nb5Si3兩相合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金的抗壓強度分別為203MPa和101MPa。

2.5 高溫氧化行為

兩相和三相合金在1250℃靜態(tài)空氣中氧化增重曲線如圖8所示。隨著氧化時間的延長，增重速率逐漸降低呈拋物線形狀。氧化初期金屬表面直接暴露于靜態(tài)空氣中，合金氧化增重速率較快；隨氧化時間的延長，由于氧化膜的保護作用，氧化速率逐漸降低。在1250℃靜態(tài)空氣中暴露100h后，NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb和NbSS/Nb5Si3合金氧化增重分別為175mg/cm2和233mg/cm2，前者的抗氧化性好。這表明Cr2Nb相對高溫抗氧化性能有利。

圖6 三點彎曲實驗斷口形貌(a)，(b)NbSS/Nb5Si3兩相合金；(c)，(d)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金Fig.6 Fracture morphologies of bulk alloys after three-point bending(a)，(b)NbSS/Nb5Si3 alloy;(c)，(d)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb alloy

圖7 高溫壓縮真應力-真應變曲線(a)1250℃；(b)1350℃Fig.7 Compressive true stress-true strain curves at high temperatures(a)1250℃；(b)1350℃

圖8 塊體合金1250℃/100h的氧化動力學曲線Fig.8 Kinetic curves for the isothermal oxidation of bulk alloys at 1250℃ for 100h

3 討論

圖4和圖5的顯微組織分析結(jié)果表明可以通過粉末冶金方法控制合金的相組成、體積比例和晶粒尺寸，實現(xiàn)Nb-Si基合金的組織設計，這對合金的力學性能的可設計性十分重要。對粉末冶金所制備的Nb體積分數(shù)為60%，Nb5Si3為40%的Nb-16Si合金的研究表明，在相同體積比條件下通過Nb和Nb5Si3兩相粉末顆粒尺寸的不同搭配，可獲得不同相為基體的顯微組織[8]。當以2.9μm的Nb5Si3相粉末配以83.8μm的Nb粉末時，Nb5Si3以連續(xù)網(wǎng)絡狀分布，合金的斷裂韌性很低，僅為5.6 MPa·m1/2，與鑄造Nb-16Si合金的斷裂韌性相同[2]；這時Nb相的尺寸大到數(shù)十微米，以解理的方式斷裂，是Nb-16Si合金斷裂韌性低的原因。而以86.4μm的Nb5Si3粉末配以4.9μm 的Nb粉末時，Nb5Si3相以島狀形態(tài)分布在連續(xù)的Nb相基體中，此時合金的斷裂韌性最高，可達12.4MPa·m1/2，比前者提高了1倍以上，這時Nb相晶粒尺寸為9.2μm。在其斷口上首次發(fā)現(xiàn)小尺寸Nb晶粒斷裂方式為解理、撕裂、韌窩混合斷裂方式，Nb相韌窩型斷裂方式的出現(xiàn)使Nb-16Si合金斷裂韌性值得到大幅提升，是目前所報道的Nb-16Si二元合金的最高水平[8]?？梢娊档蚇b粉末尺寸也就相應減小Nb晶粒尺寸，這是提高其韌性的重要手段。目前由鑄造方法制備的Nb-Si基合金，其NbSS晶粒尺寸一般為數(shù)十微米，大尺寸bcc結(jié)構(gòu)的NbSS晶粒斷裂方式是解理型的[1,2]，當粉末冶金NbSS晶粒尺寸為數(shù)十微米時，也只發(fā)生解理斷裂[8]，這就不能充分發(fā)揮NbSS的韌性。而在以細小NbSS晶粒為基體的Nb-Si基合金中，NbSS晶界較多，每個晶粒形變過程中的位錯塞積數(shù)量較少，應力集中較小，相同的變形量可分布在更多的晶粒內(nèi)，使得變形更均勻，解理裂紋越難產(chǎn)生，材料易發(fā)生微孔聚集型斷裂，為韌窩形貌斷口的形成創(chuàng)造了條件。此外，合金化元素Ti能降低Nb的P-N力，即降低了Nb的表面能γ與P-N能壘UP-N的比值γ/UP-N比[12]，使Nb的斷裂阻力增加，即韌性增加。本研究結(jié)合Ti合金化和降低Nb晶粒尺寸的成分組織設計思想，在預合金化的NbSS中添加了原子比為29.81%的Ti對Nb進行韌化(表1)，把NbSS晶粒尺寸控制在幾個微米的水平(圖5(b))，這時NbSS/Nb5Si3兩相和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金中NbSS相的斷裂機制發(fā)生了徹底改變，是韌窩型主導的斷裂方式(圖6(b)，(d) )，使Nb-Si基合金斷裂韌性得到進一步提高，其中含NbSS相體積60%的NbSS/Nb5Si3兩相合金的斷裂韌性達到15.1MPa·m1/2，是同NbSS相體積分數(shù)的鑄態(tài)Nb-16Si合金斷裂韌性的3倍。

值得注意的是以Ti為主的多元合金化NbSS/Nb5Si3兩相和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金隨溫度由1250℃升高到1350℃時其抗壓強度出現(xiàn)反轉(zhuǎn)，見圖7，可能與合金元素對Cr2Nb相的熱強性影響有關。二元Cr2Nb相的熔點約為1770℃，對于多元Nb-Si-Ti-Al-Hf-Cr合金而言，固溶于Cr2Nb相中的Si，Ti，Al，Hf等元素降低其熔點[11]。研究表明Nb-Si合金在1500℃熱處理時，多元NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金已經(jīng)熔化，而無Cr2Nb相的多元NbSS/Nb5Si3兩相合金在1600℃熱處理時依然呈現(xiàn)熱處理前的形態(tài)[25]。與二元Cr2Nb相相比，多元Cr2Nb相的熔點大幅度降低是影響其高溫強度的負面因素。因此Cr2Nb相對合金整體強度的影響，受溫度的影響。溫度為1350℃時接近其熔點，多元Cr2Nb相將表現(xiàn)為軟化特征，降低合金的整體強度[27]。而1250℃時NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金強度高于NbSS/Nb5Si3兩相合金，表明該溫度下多元Cr2Nb相起到強化作用。與本研究NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb和NbSS/Nb5Si3合金成分相近的鑄態(tài)Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-17Cr三相合金和Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-2Cr兩相合金同樣存在類似的強度-溫度關系[23, 26]。

Cr2Nb相對于Nb-Si基合金高溫抗氧化性是有益的，見圖8，但距離工程應用還有很大的差距。除了進一步優(yōu)化合金成分外，合金表面的熱防護涂層設計是徹底改善高溫抗氧化性可行的方法[28]，亟待開展深入系統(tǒng)的研究。

4 結(jié)論

(1)經(jīng)SPS制備得到致密度大于99.26%的NbSS/Nb5Si3兩相合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金。NbSS/Nb5Si3合金中Nb5Si3相較均勻地分布在連續(xù)的NbSS基體上，而NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金中NbSS相有連接成基體的趨勢，Nb5Si3和Cr2Nb以塊狀形式散布在NbSS周圍。

(2)NbSS晶粒尺寸為5.7μm，室溫三點彎曲條件下發(fā)生韌窩機制主導的斷裂，極大地提高了合金的斷裂韌性。NbSS/Nb5Si3兩相合金和NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金的斷裂韌性分別達到了15.04MPa·m1/2和11.31MPa·m1/2。

(3)合金元素影響Cr2Nb相的熱強性，1250℃時，Cr2Nb相提高Nb-Si基合金的抗壓強度，NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金的抗壓強度高于NbSS/Nb5Si3合金；1350℃時兩者強度出現(xiàn)反轉(zhuǎn)，Cr2Nb相降低了Nb-Si基合金抗壓強度。

(4)Cr2Nb相對Nb-Si合金高溫抗氧化性能有利，1250℃靜態(tài)空氣中氧化100h，NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb合金的氧化增重為175mg/cm2，小于NbSS/Nb5Si3合金的氧化增重233mg/cm2。

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Microstructure and Properties of Nb-Si-Ti-Al-Hf-Cr Alloys Fabricated by Spark Plasma Sintering

ZHAO Dong-yang，LIU Wei，SHA Jiang-bo

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

Pre-alloyed NbSSsolid-solution fine powder with aD50 size of 3.3μm, pre-alloyed Nb5Si3and Cr2Nb compound powders withD50 size respectively of 22.1μm and 23.5μm were used as raw materials, and two-phase NbSS/Nb5Si3alloy and three-phase NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb alloy were fabricated by Spark Plasma Sintering (SPS). The microstructure, mechanical properties and oxidation behavior at room and/or high temperatures were investigated. The results show that the microstructure of the NbSS/Nb5Si3alloy consists of the NbSSmatrix and the uniformly distributed Nb5Si3islands. As for the NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb alloy, the NbSSphase tends to connect to be the matrix, while the Nb5Si3and Cr2Nb blocks scatter in the NbSSphase. Fracture toughnessKQat room temperature of the two-phase and three-phase alloys are 15.0MPa·m1/2and 11.3 MPa·m1/2, respectively. The NbSSphase is found to fail in a dimple mode under bending, which is greatly beneficial toKQof the bulk Nb-Si based alloys; while the Nb5Si3and Cr2Nb phases fracture in a brittle mode. At 1250℃, the compressive strength of the NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb alloy is higher than that of the NbSS/Nb5Si3alloy, whereas it is contrary at 1350℃. The Cr2Nb phase plays a positive role in oxidation resistance at high temperature. Air exposed at 1250℃ for 100h, the oxidation mass gain of NbSS/Nb5Si3alloy is 233mg/cm2, greater than 175mg/cm2of the NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb alloy.

Nb-Si based alloy；spark plasma sintering；microstructure；mechanical property；oxidation behavior

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.10.004

TG13

A

1001-4381(2015)10-0020-08

國家自然科學基金項目(51171005)

2014-11-15;

2015-06-20

沙江波(1965—)，男，教授，從事高溫結(jié)構(gòu)材料研究工作，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)學院路37號，北京航空航天大學材料科學與工程學院(100191)，E-mail：jbsha@buaa.edu.cn