高Nb含量的O相Ti合金(Ti2A1Nb基)使用温度介于。2-Ti合金(Ti3A1基)和}-TiAI合金的使用温度之间.与y-TiAI合金以及a2-Ti合金相比，O相合金具有更高的韧性和塑性，以及更高的比强度和低的热膨胀系数， Ti-22A1-25Nb的研究目标是在620-750℃范围内替代现役Ni基高温合金用于航空发动. Leyens等人[s}认为，尽管Ti-22A1-25Nb在650℃以上的力学性能仍在不断深入研究，但仅从氧化方面来说，650℃以上难以长期使用，改善O相合金的抗氧化性能具有重。要意义.Warrier等人[s)采用在。相合金表面包上一层-y-TiAI以提高其抗氧化性能，然而该方法降低了O相合金的强度.易形成保护性氧化铝的MCrAIY包覆涂层用于钦基合金时，由于两者之间的化学和物理兼容性较差，难以满足长期工作要求.通过渗铝或者化学气相沉积制备铝化物涂层对于Ti合金也不适合，因为在长期高温使用中，会在涂层中形成脆性相(TiA13和TiA12 ) ，从而影响Ti合金的力学性能. 在过去的30多年里，Ni-Al一直作为Ni基高温合金的抗氧化涂层应用于航空发动机涡轮叶片和导向叶片[io-is].这些涂层通常通过渗A1或者PtAI共渗获得.然而对于Ti基合金，由于基体中没有Ni或者Co来与A1形成少NiAI或房CoAI，这些方法均不可行.利用物理沉积方法则可以实现在Ti合金表面沉积Ni-Al涂层，本工作采用爆炸喷涂的工艺在Ti-22A1-26Nb基体上获得Ni-68.5A1合金涂层，并研究了Ni-Al涂层的组织结构及其对Ti-22A1-26Nb高温氧化性能的影响.
1、实验方法
基材为Ti-22A1-26Nb(原子分数，%)，用电火花线切割成尺寸为15 mmx10 mmx2 mm的氧化实验样品采用600号SiC砂纸打磨表面.用丙酮超声清洗、喷砂(74 }cm A1203，干喷).喷涂用粉末粒度为50-75}.m，成分(原子分数，%)为Ni-68.5A1.用‘ob’型计算机控制爆炸喷涂设备对基材进行6面喷涂.
喷涂后的试样在抽高真空后装入充有氢气的石英管中进行退火处理(900℃，1 h)，以提高涂层与基体的结合强度，升温速率控制在7℃/min.然后，试样在800℃下空气中进行等温氧化实验，每隔一定时间将样品从马弗炉中取出冷却至室温称重，天平灵敏度为10-5 g.称重
2、实验结果及讨论
2.1 涂层的组织和形貌
图la为爆炸喷涂试样退火后的表面形貌.可以看出，爆炸喷涂制备的涂层表面粗糙度较大.涂层的截面图(图1b)表明，涂层致密且与基体结合良好.这是由于爆炸喷枪被点燃的瞬间温度高达3000℃以上，在强大的爆炸冲击波推动下，粉末粒子以600-1000 m/s的速度飞离枪口，如此高的喷射速度决定了爆炸喷涂涂层良好的结合性能和致密的组织结构。在涂层和基体的结合处有一个明显的互扩散区(见图1b中的IDZ处)，这是因为在真空高温(900℃)扩散退火处理过程中，界面处发生了元素互扩散反应，得到的伪冶金界面(is,i7]，互扩散区约为3 }.m.从图lc(截面元素分布图)中可以看出，在A和B之间涂层各种元素分布均匀;在B和C之间为互扩散区，互扩散主要为A1由涂层向基体扩散，从而使Ni在靠近涂层处富积(见图1b中的白色亮带)，而靠
近基体处由于Al含量的增加而变暗.
根据Ni-Al二元相图，Ni-68.5A1合金构成应为A13Ni和A13Ni2，但是本实验退火后的涂层由A13Ti,A13Nb，和口-NiAI组成(图2).这是由于爆炸喷涂样品通常有低于5%的气孔率，这些气孔在退火时成为快速扩散通道，使得A1与Ti和Nb发生了固相反应.
2.2等通饭化动力学
图3为Ti-22A1-26Nb合金及900℃退火处理的Ti-22A1-26Nb/Ni-Al在800℃的恒温氧化动力学曲线.可以看出，表面有Ni-Al涂层的合金样品的高温氧化增重大大降低.Ti-22A1-26Nb合金的氧化增重近似呈线性增加，这是由于生成的氧化物为非保护性的，不能延缓其随后的氧化.含Ni-Al涂层试样的氧化动力学曲线符合抛物线规律.氧化增重主要发生在前30 h, 100h后增重缓慢.需要指出的是，在前15h含有Ni-Al涂层试样的增重稍高于没有涂层试样的增重.氧化初期，富A1的a-NiAI涂层在高温下迅速发生反应生成了A1203,使得增重较快增加;随着时间的延长，生成的A1203逐渐形成致密的连续氧化层，一旦连续的氧化膜形成后氧化增重就缓慢下来。
2.3衰面饭化膜的结构和形貌
图4a为基体合金在氧化300 h后的表面氧化膜形貌.从图可以看出，基体合金表面的氧化膜疏松多孔且发生大面积剥落.氧化产物为黄色鱼鳞状物，X射线衍射分析表明，其氧化产物为Ti02, A1Nb0;和A1203，并且以Ti02为主(图5).有涂层的试样在氧化300h后生成的氧化物呈现山脊状，与合金结合良好，没有发生剥落现象(图4c). X射线衍射分析表明，有涂层试样在氧化300 h后仍然以,l3-NiAl为主，其中部分,(3-NiAI发生退化，转变为丫-Ni3A1，这是由于部分A1向外扩散生成A1203，使NiAI相由于失去A1转变成Ni3A1所致.氧化物中，除} a-A1203外，仍有部分9-A1203, NiA1204,以及少量的Ti02和Ni0(图5).
2.4合金和涂层的权化机制
在氧化50 h后基体合金表面即有黄色氧化产物生成，100 h后表面全部为黄色氧化物，并呈现鱼鳞状且开始剥落，到300 h氧化物已大面积剥落(见图4a).氧化产物为Ti02,A1Nb04和A1203，并以Ti02为主(图5).Ti-22A1-26Nb合金中的Ti与O有很强的亲和力，两者极易发生反应，其产物为Ti02.由于Ti02多为针状，因而很难形成致密氧化层，不能阻止氧向合金进行扩散.另外，高Nb(原子分数为26%)合金氧化生成的A1Nb04(图5)也会促进快速生长的混合氧化物的形成，而不是像低Nb合金那样形成慢速生长的氧化层f211.从图4c Ti-22A1-26Nb合金氧化的截面形貌可以看出，氧化层疏松多孔，不具防护性能.因此，不加防护的Ti-22A1-26Nb合金难以在800℃下长期使用.
图4b为含有涂层的试样氧化后的表面形貌，可以看出它与退火态的表面形貌相似，在氧化实验中没有发现剥落现象，说明氧化物粘附性好.氧化反应产物在合金表面的附着性在决定合金的抗氧化性方面起着重要的作用，氧化物附着性好的合金与生成同样氧化物但附着性较差的合金相比，其抗循环氧化性要好!20}.进一步观察可见，山脊状的结构出现在氧化后的表面，这是在Ni-Al涂层中的常见现象}12,22}.这种在气体一氧化物界面处形成的脊状物可以分成两种模式【12}:外在的脊状物是B-A1203向。-A1203转变的结果，而内在的脊状物是A1通过。-A1203层向外扩散氧化形成的.本工作示出的外在脊状物是由氧化初期生成的B-A1203向a-A1203转变的结果.与Ti-22A1-26Nb合金氧化后主要形成Ti02不同，含涂层的试样氧化后主要生成了。-A1203、9-A12 03和NiA1204，以及少量的Ti02和Ni0.对于Ni-Al合金，开始的快速氧化阶段是由于形成了快速生长的亚稳定的过渡氧化铝，如。或者7相{23,24.这种初始形成的相随时间转变为慢速生长的稳态的。-A1203，温度不同转变时间亦不同，如900℃要30 h，1000℃要2.5 h，而1100℃要0.9 hI25}，从而在后一阶段降低氧化速率.从图3可以看出:含有Ni-A1涂层的试样在前30 h氧化增重比较迅速，这一阶段主要是亚稳态的氧化铝生成;随后氧化速率逐渐降低;在100 h后氧化增重曲线趋于平坦(即氧化增重变得缓慢).这是由于氧化生成的为慢速生长的a-A1203.故施加Ni-Al涂层后合金的抗高温氧化能力大大提高.
从Ni-Al涂层氧化后的截面形貌(图4d)可以看出，在外表面形成单一的A1203的氧化层.在氧化层下面为白色的富(Ni，Al)相，用EDS分析表明Ni与A1的原子比接近3，标定为Ni3Al，这是,Q-NiAI发生退化
的结果.氧化300 h后，涂层与基体的互扩散区进一步加大(约有20 },m).值得注意的是，涂层中存在明显的内氧化，这可能是由于爆炸喷涂制备的试样含有5%左右的空隙.故有必要进一步优化爆炸喷涂工艺和退火工艺以降低空隙率.
3结论
(1)采用爆炸喷涂在Ti-22A1-26Nb合金基体上制备了Ni-Al涂层.涂层在退火后与基体结合良好，退火后涂层主要是由庄NiAI组成.
(2) 800℃的等温氧化实验表明，施加Ni-Al涂层可以很好保护Ti-22A1-26Nb合金.氧化增重曲线表明，Ti-22A1-26Nb合金的氧化呈线性规律，含Ni-Al涂层的试样遵循抛物线规律.
(3) Ni-Al涂层能够提高合金抗氧化性的原因是由于生成了稳定。-A120s.涂层中富A1相可以不断为氧化铝的生成提供所需要的A1.如果能够降低涂层的气孔率，涂层的抗氧化性能还可以进一步提高.
参考文献略
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