NiAl共晶合金的高温氧化行为的研究+文献综述(2)
长程有序金属间化合物NiAl具有熔点高（1638℃约比镍基高温合金高300℃）、密度低（约为镍基高温合金的三分之二）、抗氧化性好、导热率高（约为镍基高温合金的4-8倍）、杨氏模量高等一系列特点，作为高温合金材料具有很强的竞争力，有着广泛的应用前景，但室温脆性限制了其应用[2]。为此，人们采用微合金化、宏合金化和改进工艺等方法来改进NiAl的综合性能，并取得了一定的成效，其中通过复相化改善NiAl的室温断裂韧性的方法受到了广泛的重视。
NiAl合金的结构特点使得它在原子能工业，催化工业以及电子工业领域有着潜在的应用前景。为此，全世界各国材料科学工作者30多年来对NiAl及其合金开展了广泛的研究和应用研究。
1.2 NiAl的物理性质
NiAl是Hume-Rotheryβ相电子化合物，价电子与原子数之比为3/2，它的晶体结构是简单立方的CsCl结构，可以用两个互相贯穿的简单立方晶胞（Al原子占据一个亚晶格，Ni原子占据另一个亚晶格）来描述，见图1.1[1]。NiAl单相区存在一个较宽的成分范围(45-60at%Ni)，等原子比NiAl熔点为1638℃，见图2. NiAl的晶格常数与化学计量比有很大关系，化学计量比NiAl的晶格常数最大，为0.2887nm。化学计量比NiAl的密度是5.86 g/cm3，仅及镍基高温合金比重的2/3。人们对NiAl单晶和多晶材料的弹性行为进行了研究。结果表明，NiAl单晶的弹性系数是温度、冷却速率和化学成分的函数，而且是各向异性的，各向异性因子强烈地依赖于晶体取向和化学成分[3]。NiAl多晶的弹性系数对工艺路线和温度非常敏感，但对化学成分不敏感。NiAl的热膨胀系数与Ni基高温合金相似，化学计量比NiAl从277℃-1017℃的热膨胀系数为15.1x10-6K-1，较低温度下热膨胀系数变小。例如，从120K时的7.8x10-6K-1，变化到340K时的12.64 x 10-6K-1 。Ni Al的热传导率大，在20℃-1100℃范围内为70-80Wm-1K-1，是Ni基高温合金的4-8倍。近期的研究表明，NiAl加入合金化元素Ti和Re后，其热传导率显著下降。
图 1.1 NiAl的晶体结构
如图 1.2所示，NiAl的长程有序结构能够一直保持到熔点。单相NiAl在Al含量45-60at.%的范围内可以稳定存在，这可从Ni-Al二元相图上看到。
图 1.2 二元Ni-Al相图
1.3 NiAl基合金氧化机理讨论
在氧化过程中，NiAl相上生成的A12O3经历了由不稳定δ-或θ-A12O3。相向稳定α- A12O3相的相变过程。而合金化元素对其相变速度有一定程度的影响。经过大量的实验结果表明：Cr、Mo等宏合金化元素对其相变速度的影响不大，对合金抗高温氧化性能的主要影响体现在合金相结构的改变或挥发性物质的形成上。而微合金化的稀土元素或其它活性元素则对相变速度的影响较为明显。考虑到稀土元素的添加量很少，并且在氧化铝中也没有观察到稀土元素离子，所以不能够简单地描述为稀土元素改变相相变速度。有实验证明：在氧化初期，稀土元素主要通过氧化形成相应的氧化物质点，这些质点可以作为铝元素直接形成稳定的γ- A12O3相的形核点，而同时又抑制不稳定δ-或θ-A12O3相的形核。通过此种机理，可以解释稀土元素对由不稳定δ-或θ-A12O3相向稳定γ- A12O3相的相变速度的影响，同时也解释了稀土元素氧化物的作用机制。从表面上来看，则是稀土元素改变了由不稳定δ-或θ-A12O3相向稳定α- A12O3的相变速度。
NiAl基合金表面施加NiAl微晶涂层与传统的铝化物涂层、MCrAlY涂层与ZrO2热障涂层不同，微晶涂层采用与基体成分完全相同的合金作为涂层材料，对基体合金进行防护。这种合金不仅具有很好的抗恒温氧化和循环氧化性能，而且与基体有良好的相容性。由于涂层成分与基体合金完全相同，二者之间几乎不存在互扩散，因而不会像其它类型涂层那样，在长期使用过程中与基体互扩散形成孔洞或有害相。对高温合金微晶涂层大量的高温氧化实验表明，由于微晶化一方面能够提供大量的晶界从而有利于氧化物的形核；另一方面由于元素在高温环境下的扩散由体扩散为主变为晶界扩散为主，大大提高合金元素的扩散系数，因此，通过表面微晶化或纳米化能够显著降低形成稳定A12O3的Al含量。由于合金中的Al含量的相对增加将增大合金的脆性，即对合金的力学性能将产生一定程度的不利影响，因此，如果降低Al含量而又不影响合金的高温氧化性能，将有重要的实际应用价值[5,6]。