高溫合金的發(fā)展為燃?xì)鉁u輪發(fā)動機(jī)的性能提升做出了重要貢獻(xiàn)。近年來，為滿足發(fā)動機(jī)渦輪前溫度不斷提升的需求，在進(jìn)一步發(fā)展更高服役溫度和環(huán)境抗力的高溫合金的同時，也相繼開展了探索研發(fā)鐵、鈷、鎳基以外的高溫金屬結(jié)構(gòu)材料的研究工作，例如：高熵合金、金屬間化合物基合金等。其中，關(guān)于Ti-Al、Ni-Al和Nb-Si系金屬間化合物的研究歷史較長、相對比較深入，一些合金也逐漸在航空航天等領(lǐng)域獲得應(yīng)用。本文主要對近年來Ti-Al、Ni-Al和Nb-Si系金屬間化合物的研究進(jìn)展和成果進(jìn)行介紹。

1 Ti-Al系金屬間化合物

近年來，我國Ti-Al系金屬間化合物的基礎(chǔ)研究與工程應(yīng)用均取得重要進(jìn)展，主要體現(xiàn)在：（1） 新一代高鈮含量TiAl合金成分設(shè)計與組織-性能關(guān)系研究發(fā)現(xiàn)新的規(guī)律和機(jī)制；（2） 二代TiAl合金工程應(yīng)用取得突破；（3） Ti3Al和Ti2AlNb合金工藝進(jìn)步顯著，應(yīng)用范圍不斷擴(kuò)大。

1.1 鍛造高鈮含量TiAl合金組織控制及力學(xué)性能優(yōu)化

高鈮TiAl合金是北京科技大學(xué)Chen等最早提出的，特點(diǎn)是高溫蠕變和抗氧化性能好，使用溫度比普通TiAl合金高約100 ℃，缺點(diǎn)是室溫塑性更低，難以鑄造成形。因此，高鈮TiAl合金大多是由高溫鍛造、擠壓等熱機(jī)械變形的方法制備，之后再通過熱處理優(yōu)化組織提高其室溫塑性。

在對該系合金進(jìn)行廣泛研究的基礎(chǔ)上，提出了辯證地利用和控制B2相，即高溫下細(xì)化組織、提高熱變形能力，同時在熱變形過程中逐步減少和消除室溫非平衡的脆性B2相的產(chǎn)生。變形高鈮合金Ti-45Al-8.5Nb-（W, B, Y, C） （原子分?jǐn)?shù)，%，下同）的細(xì)小近片層組織比國外強(qiáng)度最大的TNB （Ti-45Al-8Nb-0.2C）和TNM （Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B）合金[6,7]強(qiáng)度高約200~300 MPa，其塑性也與TNB和TNM相當(dāng)。經(jīng)多次等溫鍛造變形，形成均勻細(xì)小的雙態(tài)組織，室溫延伸率超過2%，900 ℃的強(qiáng)度為490 MPa。鑄態(tài)直接軋制板材通過控制變形溫度可以得到TiAl合金的雙態(tài)和近全片組織（圖1），這是首次通過控制高溫變形溫度直接得到的均勻細(xì)小的全片層組織，省去了繁瑣的熱處理工藝。

研究發(fā)現(xiàn)，8Nb和10Nb的添加對Ti-（40%~50%）Al成分區(qū)間的垂直截面圖產(chǎn)生顯著影響。如：β/β+α相轉(zhuǎn)變點(diǎn)降低大約50~80 ℃，β相區(qū)擴(kuò)大并擴(kuò)展到高Al含量區(qū)，α單相區(qū)被壓縮、移向高Al含量區(qū)，添加8Nb使α→α2+γ共析轉(zhuǎn)變溫度上升至1170 ℃。因而，高鈮TiAl合金的Al含量上下限對于合金的相變、組織和性能影響很大，應(yīng)控制Al含量（原子分?jǐn)?shù)）偏差小于1%。

1.2 鑄造高鈮含量TiAl合金的成分設(shè)計與熱處理

精密鑄造具有近凈成形、工藝流程短等優(yōu)點(diǎn)，是TiAl合金工程應(yīng)用重點(diǎn)考慮的成形工藝。在國家973項目支持下，針對鑄造工藝特點(diǎn)開發(fā)了新型高鈮含量TiAl合金及特殊的熱處理制度。

由于鑄造合金不需引入β相來增加高溫變形能力，提出采用較高Al含量的成分設(shè)計，以避免高溫?zé)o序β相對高溫強(qiáng)度的不利影響，同時還可減小凝固區(qū)間、有利鑄造充型。實驗發(fā)現(xiàn)，選定Nb含量為7%，當(dāng)Al含量由46%增至47.5%時，900 ℃抗拉強(qiáng)度可提高至594 MPa；當(dāng)Al含量超過47.5%時，抗拉強(qiáng)度稍有降低。分析表明，高鋁、高鈮的TiAl合金中B2相很少，是其高溫強(qiáng)度和持久性能（圖2）具有明顯優(yōu)勢的原因之一。但是，其室溫拉伸塑性幾乎為零，室溫脆性問題突出。根據(jù)研究經(jīng)驗，采用多步熱處理工藝可得到細(xì)小的雙態(tài)或近全層片組織，使合金的室溫延伸率提高到1.0%以上，但900 ℃下的強(qiáng)度優(yōu)勢卻因此消失。然而實驗[15]發(fā)現(xiàn)，700 ℃退火處理可使該合金的室溫拉伸塑性從小于0.4%提高到1.0%以上，這種采用低溫退火改善TiAl合金室溫塑性的現(xiàn)象目前尚未見報道。

應(yīng)用英國ISIS的EngX設(shè)備對鑄態(tài)和低溫退火2種狀態(tài)試樣殘余應(yīng)力進(jìn)行中子衍射測試，以退火態(tài)試樣基體中（001）和（110）晶面的面間距為d0，計算拉伸試樣標(biāo)距內(nèi)橫截面外緣到中心位置應(yīng)變和殘余應(yīng)力的相對值。結(jié)果表明，相對退火態(tài)，鑄態(tài)試樣中的確存在較高的殘余張應(yīng)力，最大差值出現(xiàn)在近表面層0.5 mm處，該位置鑄態(tài)試樣中殘余應(yīng)力為49.7 MPa，而退火態(tài)殘余應(yīng)力平均值僅為4.1 MPa。

可見，導(dǎo)致材料脆性的因素除化學(xué)成分、晶體結(jié)構(gòu)、冶金缺陷和組織之外，還有殘余應(yīng)力狀態(tài)。塑性較低的TiAl合金中存在的殘余拉應(yīng)力會阻礙塑性變形，導(dǎo)致拉伸試樣的脆斷。

1.3 二代TiAl合金工程應(yīng)用取得突破

國際上二代TiAl合金已在航空和汽車發(fā)動機(jī)上取得商業(yè)應(yīng)用。國內(nèi)研制的Ti-47.5%Al-2.5%V-1.0%Cr-0.2%Zr合金增壓器渦輪應(yīng)用取得重要進(jìn)展。某型高功率密度增壓發(fā)動機(jī)對比實驗表明，裝配該零件的發(fā)動機(jī)全負(fù)荷瞬態(tài)加速響應(yīng)性提高49%，比油耗降低3 g/（kW·h），穩(wěn)態(tài)煙度降低0.2波許，總機(jī)械效率提高1.5%。在車輛實驗中，整車的加速響應(yīng)時間縮短了近30%，結(jié)構(gòu)減重效果十分顯著。該TiAl渦輪已通過增壓器超溫超轉(zhuǎn)和發(fā)動機(jī)整機(jī)耐久性考核，現(xiàn)正在車輛上進(jìn)行全路況考核，首階段1000 km行駛后拆解檢驗渦輪本體完好，渦輪葉片與渦輪殼體配合間隙未見變化。

1.4 Ti3Al和Ti2AlNb合金制備工藝與應(yīng)用的研究進(jìn)展

Ti3Al基合金和Ti2AlNb基合金同屬Ti-Al系金屬間化合物材料，但工藝性能優(yōu)于TiAl合金，已成為新一代航空發(fā)動機(jī)中高溫部件最有潛力的備選輕質(zhì)合金材料。

美國GE公司研制的Ti3Al基合金高壓渦輪定子支撐環(huán)在GE-29發(fā)動機(jī)上成功地經(jīng)受了試車考驗[20]，Ti3Al基合金高壓壓氣機(jī)匣和燃燒室擴(kuò)張型噴管封口也進(jìn)行了試車。

國內(nèi)研制的Ti3Al基合金[21]零件已裝神舟號飛行，Ti2AlNb基合金完成了從實驗室向工程化生產(chǎn)的轉(zhuǎn)化。通過對電極制備、低熔速熔煉、末次氦冷熔煉過程控制，冶煉出直徑540 mm的噸級鑄錠。利用兩類合金在高溫單相區(qū)的熱變形能力，多次鐓拔鍛造破碎鑄態(tài)組織；在α2+O+B2三相區(qū)采用循環(huán)換向鍛造使α2+O相充分變形，獲得均勻細(xì)晶等軸組織。圖3顯示了制備的Ti-22Al-25Nb合金直徑300 mm棒材超聲波探傷達(dá)到GB/T 5193-2007標(biāo)準(zhǔn)A級（直徑2.0 mm平底孔-6 dB）。

2 Ni3Al金屬間化合物基合金

Ni3Al為具有長程有序的L12結(jié)構(gòu)的金屬間化合物，與鎳基高溫合金相比，Ni3Al基合金由于具有較高的比強(qiáng)度和較低的密度而受到關(guān)注。近年來，我國Ni3Al基合金研究取得了長足的進(jìn)展，已逐漸開始在航空航天等領(lǐng)域獲得應(yīng)用。

2.1 Ni3Al基合金強(qiáng)韌化研究

Ni3Al金屬間化合物的熔點(diǎn)為1390 ℃，密度7.5 g/cm3，Young's模量180 GPa，具有高的高溫比強(qiáng)度，是一種潛在的高溫結(jié)構(gòu)材料。自科研人員通過在Ni3Al中添加微量B元素，顯著改善了多晶Ni3Al的室溫塑性之后，國內(nèi)外對Ni3Al作為高溫結(jié)構(gòu)材料開展了大量研究，但未能在兼顧室溫塑性和高溫強(qiáng)度等綜合性能方面取得實用性突破。

近年來，為了滿足我國航空航天等領(lǐng)域?qū)Ω叱袦?、低密度高溫結(jié)構(gòu)材料的需求，我國科研人員借鑒鎳基高溫合金的強(qiáng)韌化經(jīng)驗，針對偏離金屬間化合物化學(xué)計量比（富Ni側(cè)）的Ni3Al基合金開展了強(qiáng)韌化和抗氧化的應(yīng)用基礎(chǔ)研究，成功研制了幾種Ni3Al金屬間化合物基合金。這類合金在性能上保持了Ni3Al金屬間化合物高比強(qiáng)、低密度的優(yōu)點(diǎn)，又兼具鎳基高溫合金良好的塑性和抗疲勞優(yōu)勢，并且在鑄造工藝上基本與鎳基高溫合金相同。

為滿足航空發(fā)動機(jī)高渦輪前溫度（≥1850 K）的要求，利用鎳基高溫合金現(xiàn)有數(shù)據(jù)庫、蠕變抗力計算、電子平衡理論和d電子理論，對Ni3Al金屬間化合物合金進(jìn)行了模擬計算，結(jié)合實驗驗證，研制出1100 ℃導(dǎo)向葉片用定向凝固金屬間化合物基合金JG4010 （IC10）。該合金不含貴金屬Re，初熔溫度≥1320 ℃，密度約8.29 g/cm3，高溫持久性能高，1100 ℃、100 h下的縱向持久性能大于80 MPa，高溫下組織穩(wěn)定，經(jīng)950 ℃、3000 h長期時效后無TCP相析出，1100 ℃達(dá)到完全抗氧化級，同時具備優(yōu)良的抗熱腐蝕和鑄造工藝性能，可進(jìn)行大緣板、薄壁（0.6 mm）、復(fù)雜內(nèi)腔結(jié)構(gòu)導(dǎo)向葉片的整體定向凝固成型。

為了進(jìn)一步提高Ni3Al基合金的服役溫度，滿足更高渦輪前溫度（>1950 K）的新一代航空發(fā)動機(jī)研制需求，在對鎳基單晶高溫合金的γ‘-Ni3Al強(qiáng)化相回溶溫度研究分析的基礎(chǔ)上，開展了可進(jìn)一步發(fā)揮Ni3Al金屬間化合物高溫穩(wěn)定性和低密度優(yōu)勢、目標(biāo)服役溫度≥1150 ℃的新型Ni3Al基單晶合金的合金化研究。結(jié)果表明，通過適當(dāng)?shù)卦黾覣l和Ta的含量，并結(jié)合固溶熱處理消除初生大塊Ni3Al相，可有效提高Ni3Al相的回溶溫度（提高有序度）。如圖4c所示，1200 ℃熱暴露后Ni3Al相體積分?jǐn)?shù)大于55%。從圖4b還可以看出，熱處理后Ni3Al相的體積分?jǐn)?shù)大于80%，但室溫組織仍是由γ-Ni基固溶體相與γ'-Ni3Al相構(gòu)成，與鎳基高溫合金極其相似。借鑒鎳基高溫合金的合金化元素作用機(jī)制，采用第一原理計算和實驗研究確定固溶強(qiáng)化元素和加入量，通過添加Mo和Re元素（<1.6%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）有效提高了Ni-Ni、Ni-Al對間的鍵合強(qiáng)度，起到了Mo-Re合金協(xié)同強(qiáng)化作用，兩相界面為負(fù)錯配，1200 ℃的錯配度絕對值約為0.47%。在此基礎(chǔ)上，研究了添加微量活性元素Ce、Dy等對合金抗高溫氧化性能的影響。圖5a為添加不同含量Ce元素后合金1100 ℃循環(huán)氧化增重曲線（強(qiáng)制風(fēng)冷，每小時循環(huán)1次），Ce含量約為0.005% （質(zhì)量分?jǐn)?shù)）時，合金達(dá)到完全抗氧化級。

經(jīng)過成分優(yōu)化后的新型低錸Ni3Al基單晶合金（暫定牌號：IC21）的初熔溫度≥1340 ℃，密度約為8.20 g/cm3，[001]取向1150 ℃、80 MPa的持久壽命>1000 h （未斷），[111]取向1150 ℃、137 MPa的持久壽命>150 h，1100 ℃達(dá)到完全抗氧化級，同時具備優(yōu)良的鑄造工藝性能。值得指出的是，該合金[111]取向1100 ℃、137 MPa的蠕變壽命>1400 h。研究發(fā)現(xiàn)，IC21合金[111]取向在1100 ℃、137 MPa蠕變實驗初期（<10 h）即發(fā)生所謂的“拓?fù)浞崔D(zhuǎn)”現(xiàn)象。如圖5b中插圖所示，熱處理后呈網(wǎng)狀連續(xù)的γ-Ni基固溶體相被分割成“孤島”，γ'-Ni3Al相成為連續(xù)的基體相。透射電鏡觀察到有<110>位錯對切入γ'-Ni3Al相，此組織結(jié)構(gòu)一直保持到蠕變斷裂。該組織結(jié)構(gòu)演變特征難以用鎳基單晶高溫合金的機(jī)理解釋，尚有待于進(jìn)一步研究。

2.2 Ni3Al基合金的應(yīng)用

近年來，通過添加Hf、Zr、Cr、Mo、Re、B等合金化元素形成的Ni3Al基合金已逐步獲得應(yīng)用。美國橡樹嶺國家實驗室研發(fā)的Ni3Al基合金用于在1000 ℃以下使用的民用材料。俄羅斯研發(fā)的Ni3Al基合金B(yǎng)KHA-1B用于直升機(jī)燃燒室噴嘴和導(dǎo)向葉片、BKHA-2M合金在20~1300 ℃強(qiáng)度和塑性基本達(dá)到使用要求，并具有優(yōu)良的抗氧化和耐磨性。國內(nèi)研制的鑄造多晶Ni3Al基合金具有優(yōu)異的抗氧化、耐燒蝕性能，已被多型先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)選為噴口調(diào)節(jié)片和機(jī)匣材料。“十三五”期間將重點(diǎn)進(jìn)行多晶Ni3Al鑄造合金成分與鑄造工藝優(yōu)化，形成制備Ni3Al基合金復(fù)雜大型薄壁鑄件的成套技術(shù)，滿足航空發(fā)動機(jī)發(fā)展的需求。采用定向凝固金屬間化合物基合金JG4010，突破了大緣板導(dǎo)向葉片整體定向凝固、整體鑄造大緣板導(dǎo)向葉片尺寸控制和真空熱處理等關(guān)鍵技術(shù)，研制的高、低壓導(dǎo)向葉片隨我國某型發(fā)動機(jī)驗證機(jī)在高空臺順利完成了超聲速巡航狀態(tài)實驗，達(dá)到設(shè)計要求；完成了我國某型在研航空發(fā)動機(jī)高壓渦輪導(dǎo)向葉片1650 cyc的專項熱疲勞實驗、試車考核和裝機(jī)首飛。

目前，新型低錸Ni3Al基單晶合金IC21被選用為我國某型在研航空發(fā)動機(jī)的高壓渦輪導(dǎo)向單晶葉片用材料，突破了單晶薄壁鑄件尺寸和生長取向控制以及葉片熱處理等關(guān)鍵技術(shù)，現(xiàn)階段IC21合金已成功研制出單晶葉片。

3 Nb-Si基合金研究進(jìn)展

3.1 Nb-Si基合金的發(fā)展

Nb-Si基高溫合金的合金化研究起步于20世紀(jì)80年代，采用實驗研究、相圖計算及熱力學(xué)模擬，以Nb-Si二元合金為基礎(chǔ)，逐步發(fā)展到Nb-Si-X （X：Ti、Cr、Al、Hf、Zr、Sn、Mo、W、V、Ta、Fe、Zr、B、稀土元素）和Nb-Ti-Si-Cr-Al-Hf-Zr及Nb-Ti-Si-Cr-Al-Hf-B等多元體系，部分合金化元素對Nb-Si基高溫合金相組成和性能的影響如表1所示，為Nb-Si基高溫合金的成分優(yōu)化提供了指導(dǎo)。目前，以實用化為目標(biāo)的合金體系中，合金化元素高達(dá)5種以上，元素交互作用復(fù)雜，為加快該合金的研發(fā)進(jìn)度，高通量研究方法開始被用于研究合金化元素對Nb-Si基高溫合金組織及性能的影響，如采用高通量方法研究了Ti、Al元素的合金化作用，發(fā)現(xiàn)在多元合金體系中加入9.5%的Ti使α-Nb5Si3開始轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Nb5Si3，當(dāng)Ti含量為22.6%時，組織中硅化物全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Nb5Si3；當(dāng)Al含量達(dá)到4.5%時，組織中α-Nb5Si3完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Nb5Si3相。高通量研究方法將有助于該類合金的進(jìn)一步合金化研究。

3.2 Nb-Si基合金的制備研究

Nb-Si基合金的力學(xué)性能與其相尺寸、形貌、各相分布等密切相關(guān)。研究表明，定向凝固可有效改善合金室溫斷裂韌性及高溫拉伸持久性能。但由于Nb-Si基合金熔點(diǎn)高，定向凝固需在高達(dá)2000 ℃的溫度下進(jìn)行，且活潑組元多，成分與組織控制難度較大。因此，需要發(fā)展適用于Nb-Si合金的定向凝固技術(shù)。Czochralski法（晶體提拉法）、懸浮區(qū)熔法（電子束懸浮區(qū)熔、激光懸浮區(qū)熔和感應(yīng)懸浮區(qū)熔）等制備方法被用于Nb-Si基合金定向凝固制備研究，基本上實現(xiàn)了Nb-Si合金試棒的定向凝固生長。相較于上述無坩堝的懸浮區(qū)熔法及水冷銅坩堝內(nèi)的Czochralski法，有坩堝整體定向凝固技術(shù)是將合金棒放入坩堝中，通過電阻加熱將試樣整體熔化，再將試樣拉入裝有Ga-In-Sn液態(tài)金屬的結(jié)晶器中。該方法的加熱溫度可達(dá)到2150 ℃以上，溫度梯度高，可以獲得穩(wěn)定的定向凝固組織，其最大優(yōu)點(diǎn)是可以實現(xiàn)工業(yè)化的變截面的復(fù)雜形狀零件如葉片等的定向凝固。但此方法需要坩堝與Nb-Si基合金液在高達(dá)2050 ℃的溫度下長時間接觸，因此要求坩堝耐溫能力高，與合金熔體基本不反應(yīng)，研究發(fā)現(xiàn)，添加La2O3+ZrO2的Y2O3陶瓷坩堝基本適合Nb-Si基合金的定向凝固。

圖6為Nb-15Si-22Ti-5Cr-3Al-3Hf合金在200 μm/s抽拉速率下有坩堝整體定向凝固的微觀組織形貌。組織由沿著試棒軸向排列、并排耦合生長的花瓣狀或?qū)悠瑺頝bss/Nb5Si3共晶胞組成。研究表明，采用該技術(shù)制備的定向凝固N(yùn)b-Si基高溫合金的室溫斷裂韌性及高溫拉伸持久性能得到了顯著的提高。進(jìn)一步研究表明，合金的力學(xué)性能隨抽拉速率的變化與成分也具有關(guān)聯(lián)性，隨著抽拉速率從2.5 μm/s提高到100 μm/s，Nb-22Ti-16Si-6Cr-4Hf-3Al合金的共晶胞生長耦合度明顯提高，其室溫斷裂韌性（KQ）也明顯提高，可達(dá)22 MPa·m1/2。在Nb-29Ti-11Cr-8Si-5Hf-3Al亞共晶合金中，當(dāng)抽拉速率達(dá)到50 μm/s時，共晶胞中的鈮硅化物出現(xiàn)不連續(xù)生長，共晶耦合度下降，其室溫斷裂韌性隨著抽拉速率提高而下降。

總之，Nb-Si基高溫合金室溫斷裂韌性受到合金成分、定向凝固技術(shù)及其抽拉速率等因素的影響。整體來看，有坩堝整體定向凝固技術(shù)可明顯提高Nb-Si基高合金的室溫斷裂韌性，而且在1200 ℃、70 MPa下的持久壽命達(dá)到108 h。

3.3 Nb-Si基合金抗氧化涂層研究

合金化可在一定程度上改善Nb-Si基合金的抗氧化性能，但難以滿足1200 ℃以上應(yīng)用的要求，必須采用涂層防護(hù)。一般而言，傳統(tǒng)鋁化物涂層和MCrAlY （M：Ni、Co或Ni+Co）包覆涂層的抗氧化防護(hù)溫度低于1150 ℃；致密的貴金屬Ir涂層可實現(xiàn)高溫防護(hù)，但其成本限制了工程化應(yīng)用。硅化物（主要為NbSi2和MoSi2）因具有熱穩(wěn)定性好、使用溫度高、氧化后形成的SiO2不僅氧滲透率低且其自愈性能優(yōu)良等特點(diǎn)而被用于Nb-Si基合金的防護(hù)涂層，其制備方法多采用多元共滲法。

純NbSi2和MoSi2涂層在中溫區(qū)易發(fā)生pesting氧化，形成的SiO2氧化膜保護(hù)性較差，因此需要對其進(jìn)行改性。稀土元素Y可細(xì)化涂層組織，提高氧化膜的生長速率、致密性以及抑制金屬離子外擴(kuò)散，從而提高涂層的抗氧化性能；Al氧化后形成的Al2O3可與SiO2形成Al2O3·SiO2，能長時間保持完整致密；B和Ge氧化后生成的B2O3和GeO2可以溶入SiO2并降低其黏度，使其在低溫下具有較好流動性，能夠快速愈合氧化膜中的裂紋和孔洞，從而抑制pesting氧化?；钚栽豘r可以促進(jìn)致密氧化膜的形成并提高涂層的抗氧化性能。例如，采用多元共滲法制備的Si-Al-Y涂層經(jīng)1250和1350 ℃氧化100 h后試樣表面完整致密，氧化膜無脫落，氧化增重分別為2.3和24 mg/cm2 。

此外，高溫下MoSi2涂層與Nb-Si基合金的界面穩(wěn)定性差，涂層中的Si元素向基體擴(kuò)散會導(dǎo)致涂層退化從而影響其服役壽命，需要在界面處制備阻擴(kuò)散層。運(yùn)用電化學(xué)沉積法結(jié)合包埋滲法可在Nb-Si基合金表面制備MoSi2/ReSi2/NbSi2復(fù)合涂層，對于界面互擴(kuò)散具有一定的抑制作用。

4 結(jié)束語

近年來，我國在金屬間化合物基高溫結(jié)構(gòu)材料的基礎(chǔ)研究與工程應(yīng)用方面取得了重要的進(jìn)展，以TiAl、Ti3Al、Ti2AlNb、Ni3Al基合金為代表，在性能和工藝方面進(jìn)步顯著，研發(fā)出一些具有自主知識產(chǎn)權(quán)的新型高溫結(jié)構(gòu)材料，為我國高性能航空發(fā)動機(jī)的研制作出了重要的貢獻(xiàn)。Nb-Si基合金在凝固工藝和抗氧化涂層的基礎(chǔ)研究方面也取得了顯著的進(jìn)展，逐漸向?qū)嵱没咏?。但金屬間化合物固有的共價鍵和金屬鍵共存的特點(diǎn)導(dǎo)致其室溫塑性偏低的問題仍在一定程度上制約其應(yīng)用。因此，需要進(jìn)一步開展金屬間化合物基高溫結(jié)構(gòu)材料強(qiáng)韌化與抗氧化的基礎(chǔ)與應(yīng)用研究，使其固有的優(yōu)異高溫強(qiáng)度與較低密度的優(yōu)勢得到充分發(fā)揮，在航空航天等領(lǐng)域發(fā)揮出更加重要的作用。