Mo-Si 系金属硅化物是有望应用于1200℃以上的高温结构材料,近些年来得到了国内外材料研究人员的广泛重视和研究。但是,目前的研究大多数限于实验室阶段。阻碍Mo-Si系金属硅化物实际应用的主要问题是:室温韧性差、高温强度不够及高温抗氧化性差.本文采用电弧熔炼和定向凝固的方法制备Mo.Si系金属硅化物及其单晶,利用高温退火控制合金的显微组织.通过X射线衍射仪(XRD)、光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)等研究手段对合金显微组织进行观察和分析。通过高温压缩试验、三点弯曲试验、显微维氏硬度试验等评价合金的机械性能。 首先对Mo-Si系金属硅化物进行综合分析,从整体上了解Mo-Si系金属硅化物的显微组织及其机械性能,并通过添加合金元素(B、Nb)来改变合金显微结构进而改善机械性能；然后选取综合性能较好的合金体系进行重点研究.本文研究所涉及的合金体系包括:低硅合金(Mo-10Si和Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>共晶)；Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>共晶、亚共晶和过共晶；(Mo<,1-x>,Nb<,x>)Si<,2>合金。重点研究的合金体系为(Mo<,1-x>,Nb<,x>)Si<,2>合金。 电弧熔炼的Mo-10Si合金的组成相为Mo+Mo<,3>Si,该合金在高温下虽然强度不是非常高,在1300℃,应变速率为1×10<-4>s<-1>的条件下,强度峰值应力为250MPa,.但是却表现出明显的塑性形变能力。铸态Mo-10Si合金的室温断裂韧性为7.3 MPam<1/2>。经过高温退火处理后Mo<,3>Si相从Mo母相中析出。析出Mo<,3>Si相的尺寸对合金室温断裂韧性有较大的影响；经1200℃退火48h后,Mo母相中析出的Mo<,3>Si相尺寸较大,由于Mo<,3>Si相本身是脆性相,导致合金断裂韧性稍有降低,为6.0 MPam<1/2>；经1400℃退火24h后,细小弥散的Mo<,3>Si相从Mo相中析出,改善了合金的室温韧性,合金断裂由穿晶断裂变为穿晶、沿晶混合断裂,断裂韧性为9.5 MPam<1/2>。电弧熔炼制备的Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>合金由Mo<,3>Si相和Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>共晶相组成。 合金的显微结构在1200℃和1400℃非常稳定,不随着退火温度和时间的改变而变化.Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>合金的室温断裂韧性很低,约为1.1 MPam<1/2>.与Mo-10Si合金相比,电弧熔炼制备的MO<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>合金具有更高的高温强度,并且同样表现出塑性形变能力.合金在1300℃应变速率l×10<-4> s<-1>及1400℃应变速率1×10<-4>s<-1>条件下的强度峰值应力分别为540MPa和300MPa。 对于Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>合金系统的研究,目的是通过热处理的方法在合金中形成全片层结构.而D8m结构的Mo<.5>Si<,3>和C11<,b>结构的MoSi<,2>中存在[110]MoSi<,2>//[110]Mo<,5>Si<,3>和(110)MoSi<,2>//(002)MosSi3位相关系,为形成全片层结构的形成提供了晶体结构上的条件。铸态中无层状结构的Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>亚共晶合金在退火后在合金中观察到了Mo<,5>Si<,3>(D8m)/MoSi<,2>(Cll<,b>)交替的全片层结构。 片层结构中层间距在1200℃退火48h后为几百纳米.而对于Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>过共晶合金,无论是铸态还是经1200℃退火12、24、48和96h后,在中均观察到Mo<,5>Si<,3>(D8m)/MoSi<,2>(C11<,b>)交替的层状结构,但不是全片层结构,铸态合金中形成的MoSi<,2>相始终存在于合金中.Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>共晶合金的显微组织在退火前后也不发生变化,始终保持网络状结构。 本文对(Mo<,1-x>Nb<,x>)Si<,2>(其中x=0.05、0.10、0.15、0.20、0.30、0.50.)合金进行了系统的研究:着重考察合金中全片层结构形成所需的合金成分、制备工艺及热处理工艺；对全片层结构形成的机理进行探讨；评价全片层结构对合金高温力学性能的影响.首先研究了Nb含量对铸态合金显微结构和相组成的影响。结果表明,当x≤0.15时,合金为C40(NbSi<,2>)+Cll<,b>(MoSi<,2>)双相结构；当x>0.15时,合金为C40单相结构.经过1500℃/12h及1700℃/72h退火处理后分别在合金(Mo<,0.85>.Nb<,0.15>)Si<,2>和(Mo<,0.80>Nb<,0.20>)Si<,2>中形成了C40/C11<,b>(近)全片层结构。但是合金中存在畴界,而不同畴中的片层具有不同的取向。 定向凝固(光学悬浮区域熔炼)制备的(Mo<,1-x>Nb<,x>)Si<,2>(其中x=0.15、0.20)合金,对于(Mo<,0.85>.Nb<,0.15>)Si<,2>合金,采用2mm/h、2.5mm/h生长速率获得了C40结构单晶；对于(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>合金,采用4mm/h、5mm/h的生长速率获得了C40结构单晶.经过1600℃/6h及1700℃/48h退火处理后分别在(Mo<,0.85>,Nb<,0.15>)Si<,2>和(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>单晶中形成了取向一致的C40/C11b全片层结构.全片层结构的(Mo<,0.85>,Nb<,0.15>)Si<,2>和(Mo<,0.80>,Nb<,0.20>)Si<,2>合金具有优异的高温力学性能.在1500℃,应变速率为1×10<-4>s<-1>条件下,全片层结构的(Mo<0.80>,Nb<,0.20>)Si<,2>合金比(Mo<,0.85>.Nb<,0.15>)Si<,2>合金具有更高的高温压缩强度(压缩方向与片层方向呈45°角),其强度峰值应力分别为400MPa和160MPa.全片层结构改善合金高温力学性能的原因在于片层界面的存在阻碍了位错的运动,当片层间距足够小时可以抑制位错的增殖。 通过SEM和TEM分析了经过不同热处理制度后C11<,b>片层结构的形成规律,研究结构表明:合金中全片层结构的形成主要受到C11<,b>相形核率的制约而不受C11b相生长速率的制约.通常在全片层结构(C11<,b>+C40)形成前,形核率随着退火时间的延长逐渐增大,温度越高增加的幅度越大；片层宽度随着退火时间延长逐渐增加.全片层结构形成后,对于较低的退火温度(1300℃),形核率及片层宽度均表现为恒定不变； 而对于较高的退火温度(1500℃),由于部分cll<,b>片层发生融合现象,导致片层宽度增加.尝试通过B元素的合金化提高(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>合金的室温断裂韧性.所设计的合金成分为(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>-xB(x=0.5、1.0、1.5).B的加入显著的改善了合金的室温断裂韧性,(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>0.5B、(Mo<,0.8>Nb<,0.20>)Si<,2>-1.0B和(Mo<,0.80>。Nb<,0.20>)Si<,2>-1.5B的室温断裂韧性分别为7.1 MPam<1/2>、8.1 MPam<1/2>和6.7 MPam<1/2>。 B合金化改善(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>合金室温断裂韧性的原因在于:使合金由C40单相结构变为C11<,b>、C40和NbB<,2>三相相结构:裂纹在相界处,尤其是遇到NbB<,2>相时发生裂纹桥连、裂纹偏转消耗大量的能量；另外两相之间存在的残余应力区也阻止裂纹的扩展。