一种NiCrAlSiY涂层对Ti65钛合金板材循环氧化和室温力学性能的影响

钛合金的比强度高、综合力学性能和抗蚀性能优异，在航空航天领域得到了广泛的应用 高温钛合金是先进航空发动机的重要高温结构材料，其最高使用温度为600℃[1~4] 随着临近空间飞行器和空天飞机等对轻质高温高强金属材料的需求，工况在600℃以上的高温钛合金受到了极大的关注

随着使用温度的提高，钛合金表面在大气中的氧化程度加剧 在高温钛合金零部件表面生成的氧化膜使塑性降低，显著影响其可靠性 在钛合金基体表面涂覆涂层，是一种提高其抗氧化性能的好方法 钛合金表面抗氧化涂层中的Al、Cr、Si等元素能生成致密的氧化膜，阻止氧向内部扩散[5,6] 镍基合金优异的抗氧化性、耐腐蚀性和热疲劳性能，使其作为涂层材料得到了广泛的应用 MCrAlY系合金具有良好的结合强度，是一种常用的镍基涂层[7~12] MCrAlY涂层中的Cr、Al元素与氧反应生成的Cr2O3、Al2O3氧化物，能致密地贴合整个基体而阻止氧的内扩散 同时，Cr元素能降低生成Al2O3膜所需的最低Al含量[13]，使涂层发生选择性氧化而促进Al2O3的形成；Y元素能提高涂层与基体的粘合性，降低在热循环过程中涂层与基体热膨胀系数的差异而其开裂，从而保护基体[14~16]

可用于高温钛合金的MCrAlY涂层，主要有NiCrAlY和NiCoCrAlY系镍基涂层 Gong[17]等用等离子喷涂方法在纯钛表面涂覆Al/NiCrAlY复合涂层 热循环后这种复合涂层表面的氧化产物主要为Al2O3，NiO和少量TiO2，氧化增重为1.51 mg/cm2且氧化膜完整致密，表明其抗氧化效果良好 同时，扩散层生成的Ni2Al3提高了涂层与基体的粘合性 Lin[18]等研究了磁控溅射Zr-Y/NiCrAlY复合涂层对Ti-6Al-4V合金的热保护 结果表明，表层的Zr-Y能降低热通量而内层的NiCrAlY能防止氧化和提高涂层/基体结合力，使合金的高温性能提高 无论是复合涂层还是单一涂层，NiCrAlY的抗氧化效果都十分显著 钛合金涂覆NiCrAlY涂层，能延长钛合金的高温使用寿命

Ti65是一种近α型高温钛合金，可用于制造先进航空发动机整体叶盘、临界空间高超声速飞行器的机身和尾翼等高温部件，其长时使用温度为650℃，短时使用温度可达700℃ 这种合金的板材，可用于制造空天飞机和高超声速飞行器的高温零件 拟在预研的某种飞行器Ti65合金板材表面涂覆NiCrAlSiY涂层以防氧化，因此必须深入系统地研究其力学性能、抗氧化性能 为此，不仅须研究高温下的抗氧化性能，还要研究涂层和板材在热循环过程中产生的热应力以及涂层与基体的相容性[19] 鉴于此，本文研究涂覆NiCrAlSiY涂层的Ti65钛合金板材在不同温度下的抗氧化性能，以及NiCrAlSiY涂层对板材力学性能的影响

1 实验方法1.1 实验用试样和涂层的制备

实验用Ti65钛合金板材的厚度为2 mm，名义成分为Ti-5.8Al-3.8Sn-3.5Zr-0.5Mo-0.4Si-0.3Nb-1.0Ta-1.0W-0.05C(质量分数，下同)，铸锭的β相转变温度为1035℃；用电弧离子镀(工作气压0.1 Pa~10 Pa)在板材表面涂覆NiCrAlSiY涂层，靶材的名义成分为68.89Ni-18.11Cr-11.5Al-0.6Y-0.9Si循环氧化实验用板材试样的尺寸为10 mm×10 mm×2 mm，拉伸性能测试用试样的尺寸在图1中给出

图 1



图 1拉伸性能测试用板状试样的尺寸

Fig.1Size of tensile specimen for plate

1.2 显微组织的观察

用线切割在循环氧化后板材的横截面切取试样，将其依次用150#、800#、2000#砂纸机械研磨，使用SiO2悬浮液抛光后用Kroll's试剂腐蚀，用Axiovert 200MAT金相显微镜观察试样的显微组织 用D/MAX-RAX射线衍射仪测定试样表面氧化膜的成分 用带有X射线能谱仪的TESCAN MIRA4场发射扫描电子显微镜观察在650℃循环氧化后板材试样拉伸断口的形貌和涂层与板材界面的组织，用EDS分析涂层与板材界面不同部位成分的变化 用EPMA-1610电子探针分析在不同温度循环氧化后涂层与板材界面元素的分布

1.3 循环氧化实验

用专用管式循环氧化炉进行循环氧化实验，实验温度分别为650℃，700℃，750℃和800℃，每个温度循环次数为500次 实验前记录板材的初始质量，然后将其挂在镍铬丝上 每次循环氧化时间共计20 min，先在高温马弗炉中保温15 min取出后在室温冷却5 min，然后进行下一次循环 每循环氧化100次后取出试样，将其冷却到室温后用精度为10-5 g的电子天平上称量试样的质量(氧化膜剥落物不计入增重)，每个试样每次称3次取其结果的平均值 然后将试样放入马弗炉中继续进行循环氧化 至少用3个平行试样在每个温度进行循环氧化实验，取其氧化增重的平均值 按照HB 5258-2000标准进行氧化实验，以平均氧化速率为抗氧化性能的评价标准(平均氧化速率小于0.1 g·m-2·h-1为完全抗氧化级别，0.1~1.0 g·m-2·h-1为抗氧化级别，1.0~3.0 g·m-2·h-1为次抗氧化级别，3.0~10.0 g·m-2·h-1为弱抗氧化级别，大于10.0 g·m-2·h-1则表明其不抗氧化)

1.4 显微硬度和拉伸性能的测试

用FM-700e维氏硬度计测试板材横截面距表面20 μm~345 μm处的显微硬度值，距离表面相同的位置各测5个平行点，每点间隔65 μm，压头的压力为100 g

在TSE504D型电子万能试验机上进行拉伸实验，拉伸速率为：屈服前0.00007 s-1，屈服后0.0014 s-1 取3个试样性能的平均值为拉伸性能

2 结果和讨论2.1 抗氧化性能

图2给出了涂覆涂层板材和供货态板材在不同温度500次循环氧化的增重曲线 可以看出，随着热循环温度的提高和循环次数的增加，两种板材的氧化增重均明显增加 氧化温度为800℃时板材的氧化增重比650℃~750℃时明显增加，涂覆涂层的板材氧化循环次数超过400次后曲线的斜率(氧化速率)显著增大；供货态板材在800℃循环氧化100次后表面的氧化皮脱落，使测得的增重值出现负值

图2



图2在650℃~800℃循环氧化增重曲线

Fig.2Mass change curves of plates after 500 cycles oxidized at 650℃~800℃ (a) coated plates，(b) as-received plates

表1列出了板材循环氧化500次后单位面积的氧化增重和平均氧化速率 可以看出，在650℃氧化时，供货态板材和涂覆涂层板材氧化速率的比值为18.9，从700℃开始此比值开始减小，分别为11.3(700℃)和11.7(750℃)，表明此时涂层对板材的保护作用降低，涂覆涂层的板材其氧化速率的增速明显提高

Table 1

表1

表1在650℃-800℃循环500次后的抗氧化性能评价

Table 1Oxidation performance evaluation after 500 cycles oxidized at 650℃~800℃

Oxidation temperature /℃		Mass gain / mg·cm-2	Mean oxidation rate / g·m-2·h-1	Ratio of mean oxidation rate (as received / coated)
650	Coated	0.02857	0.0017	18.9
	As received	0.53849	0.0322
700	Coated	0.08452	0.0051	11.3
	As received	0.96032	0.0575
750	Coated	0.17897	0.0107	11.7
	As received	2.07778	0.1244
800	Coated	0.5714	0.0342	/
	As received	-1.52976	-0.0916

将表1中的氧化速率与HB 5258-2000抗氧化评价准则对照表明，500次循环氧化后供货态板材在650℃~700℃达到完全抗氧化级别，750℃为抗氧化级别，在800℃氧化层剥落表明其没有抗氧化性能；进行相同次数的循环氧化后，涂覆涂层的板材在所有试验温度的抗氧化性能良好，达到完全抗氧化级别

在氧化过程中MCrAlSiY涂层在纯钛和钛合金表面生成氧化膜，使基体具有抗氧化性能[17,18] 在不同温度循环氧化后生成的氧化膜由TiO2或Al2O3组成，涂层氧化膜的组成影响其抗氧化性能 图3给出了在650℃~800℃循环氧化500次后涂覆涂层的板材表面的X射线衍射谱 由图3可见，在650℃循环氧化后板材表面未出现氧化物的衍射峰；在700℃和750℃循环氧化时板材表面出现Al2O3的衍射峰；在800℃循环氧化后，板材表面的氧化物为TiO2和Al2O3 由此可以推测，随着循环氧化温度的提高板材与涂层之间的元素互扩散加剧，在800℃循环氧化时板材中的Ti元素扩散到涂层中，与渗入的氧发生反应在涂层表面和内部生成TiO2 NiCrAlSiY涂层中生成的TiO2氧化物使Al2O3氧化膜的完整性受到破坏[20]，比较疏松的TiO2中更多的氧扩散通道使涂层的保护作用降低和板材的氧化速率提高[21] 因此，在800℃循环氧化400次后，涂覆涂层的板材氧化速率显著提高(图2a)

图3



图3在不同温度循环氧化后涂覆涂层板材表面的X 射线衍射谱

Fig.3XRD patterns of surface of coated plates cyclicly oxidized at different temperatures

2.2 循环氧化后板材的显微组织和元素扩散

图4给出了供货态板材循环氧化后横截面的显微组织金相照片 作为α相的稳定元素，氧渗入后在板材表面生成富氧的α层 从图4可见，循环氧化后在低倍下即可观察到板材表面明显的富氧层，随着循环氧化温度由650℃提高到800℃，白色的富氧层厚度从约为30 μm增大到约180 μm

图4



图4供货态板材在不同温度循环氧化后的显微组织

Fig.4Microstructure of as-received plates cyclicly oxidized at different temperatures: (a) 650℃; (b) 700℃;(c) 750℃;(d) 800℃

图5给出了涂覆涂层板材循环氧化500次后的背散射电子成像(BSE)照片 可以看出，这种板材的厚度横截面由涂层(coating)、扩散层(diffusion layer)和基材区(substrate)组成 在650℃~800℃次循环氧化500后涂层与板材的结合界面较致密，涂层下的基材区未出现明显的氧化层 随着循环氧化温度的提高扩散层的厚度由10 μm增大到约250 μm，扩散层中细小的白色针状组织转变为尺寸较大的块状组织 循环氧化温度提高到800℃，随着距板材表面距离的增加出现组织明显不同的两个扩散区域(图5d)

图5



图5在不同温度循环氧化后涂覆涂层板材的背散射电子成像组织

Fig.5BSE microstructure of coated plates cyclicly oxidized at different temperatures: (a) 650℃; (b) 700℃; (c) 750℃; (d)800℃

扩散层和基材区组织的不同，主要是元素扩散产生的相变所致 对涂覆涂层板材厚度横截面上不同区域元素分布的电子探针(EPMA)分析结果(图6)表明，在650℃~750℃循环氧化后(图6a~图6c)在基材区(区域1)和扩散层(区域2)均未检测到Cr元素 这表明，涂层中的Cr元素较稳定，没有从扩散涂层到基材，但是在扩散层(区域2)中观察到大量的Ni元素富集，在涂层(区域3)中观察到Ti元素的富集，表明发生了Ni元素向基材和Ti元素向涂层的扩散 在800℃循环氧化后，涂层中的Ni、Cr元素向基材的扩散，因扩散程度的不同基材中出现两个组织明显不同的扩散区(图6d中1和2区域) 同时，基材中的Ti扩散到涂层内部和表面与氧反应生成了大量的TiO2(图3)，使涂层的防护性能降低

图6



图6在不同温度循环氧化后涂覆涂层板材表面附近的电子探针元素分布

Fig. 6EPMA element distribution in near surface of coated plates cyclicly oxidized at different temperatures: (a) 650℃; (b)700℃; (c) 750℃ and (d) 800℃

2.3 涂层与基材界面间发生的相变

在涂层区和基材区出现Ti与Ni的互扩散 根据Ti-Ni二元相图[22]，循环氧化时界面附近元素的扩散会生成TiNi和Ti2Ni等产物 Peng等[23]研究发现，在高温循环氧化过程中NiCrAlY涂层中的Ti和Ni在涂层/基体界面发生界面反应

2Ti+Ni=Ti2Ni

和

Ti2Ni+Ni=TiNi

分别生成TiNi和Ti2Ni

在涂覆涂层的板材中涂层/基材界面的背散射电子成像(BSE)组织图(图7)上标记不同的位置，用能谱(EDS)分析不同位置Ti、Ni和Al元素的含量，可确定界面处产物的类型(表2) 由表2中的数据可知，在650℃~750℃循环氧化后涂层中Ti与Ni含量的比值接近1：1(图7a~c的1、5和10位置)，由此可确定产物为TiNi 在800℃循环氧化后涂层中Ti与Ni原子含量比值接近2:1(图7d中16位置)，表明产物为Ti2Ni，这是在高温下基材中的Ti大量向涂层扩散所致 涂层中接近扩散层(图2、6和11位置)和涂层与扩散层交界处(3、7和12位置)的Ti与Ni的含量比值接近2:1，表明产物为Ti2Ni 对扩散层中的白色相(4、8、13、17和18位置)和灰色相(9、14、15、19和20位置)进行能谱分析，结果表明白色相中的β稳定元素Ni的含量明显比灰色相高，而灰色相中的α稳定元素Al的含量则比较高，表明扩散层中的白色相为β相而灰色相为α相 这些结果，与涂覆NiCrAlY的TC4合金[24]和Ti60合金[25]的涂层界面分析结果一致 同时，涂层中的黑色箭头所示的柯肯达尔空洞表明，涂层与基材界面处的Ni与Ti元素发生了不均匀互扩散[18]

图7



图7在不同温度循环氧化后板材涂层/基体界面的背散射电子成像组织

Fig.7BSE microstructure of coating/substrate interface in plate cyclicly oxidized at different temperatures: (a) 650℃; (b)700℃; (c) 750℃; (d) 800℃

Table2

表2

表2在不同温度氧化后板材的涂层和基材区界面附近的能谱分析结果

Table2EDS results (%, atomic fraction) of coating/substrate interface in plate oxidized at different temperature

Temperature / ℃	Position	Elements			Result
		Ni	Ti	Al
650	1	36.67	32.85	13.78	TiNi
	2	30.38	59.10	6.47	Ti2Ni
	3	26.21	61.66	5.98	Ti2Ni
	4	10.47	74.62	10.17	β phase
700	5	43.60	45.84	6.21	TiNi
	6	30.27	60.85	5.75	Ti2Ni
	7	27.64	63.48	4.56	Ti2Ni
	8	16.10	70.98	7.93	β phase
	9	4.09	83.11	9.07	α phase
750	10	43.59	50.63	3.62	TiNi
	11	27.38	63.11	6.11	Ti2Ni
	12	29.73	62.85	5.51	Ti2Ni
	13	6.99	81.01	9.31	β phase
	14	4.34	75.55	12.88	α phase
	15	1.06	81.38	13.84	α phase
800	16	28.52	59.88	7.55	Ti2Ni
	17	5.28	79.61	10.03	β phase
	18	5.64	80.98	9.11	β phase
	19	0.56	76.48	17.45	α phase
	20	0.81	79.73	15.49	α phase

根据显微组织观察、元素扩散和涂层/基材界面附近产物组成的分析，图8给出了在650℃~800℃循环氧化后涂覆NiCrAlSiY涂层的板材从表面到内部的组织和元素扩散机制 在高温大气热循环作用下涂层表面发生氧化，在650℃~750℃氧化后生成的氧化物为Al2O3，此时涂层和基材之间主要发生Ni和Ti元素的扩散，在涂层/基材界面处生成TiNi和Ti2Ni；在800℃氧化后基材中的Ti大量扩散到涂层表面生成氧化物Al2O3+TiO2，此时涂层中的Ni、Cr元素向基材中扩散，与基材中扩散的Ti反应在涂层/基体界面处生成Ti2Ni 涂层界面附近的扩散层仍由α和β相组成，只是热循环温度和Ni、Cr等β稳定元素的扩散使β相的尺寸和形态出现显著的变化

图8



图8涂层/基体界面的组织和元素扩散示意图

Fig.8Schematic diagram of microstructure and element diffusion at interface of coating/substrate: (a) oxidized at 650~750℃; (b) oxidized at 800℃

2.4 循环氧化后材料的室温力学性能2.4.1 显微硬度

图9给出了涂覆涂层和供货态板材在不同温度循环氧化后从板材表面(不包含涂层)到内部的维氏显微硬度 由图9a可见，在650℃~750℃循环氧化后涂覆涂层的板材从表面到内部的显微硬度没有明显的变化，与板材心部(1000 μm)的硬度值基本相同(330 HV~360 HV)，表明涂层对板材有很大的保护作用，基材区未发生O元素的渗入；循环氧化温度提高到800℃，在距表面20 μm和80 μm两个测试位置的显微硬度提高 其原因是，Ti元素大量扩散到涂层表面生成TiO2降低了涂层的防护效果，使少量的O穿过涂层渗入到基材中 同时，涂层中的Cr、Ni元素向基材扩散使成分和组织发生变化，也使显微硬度提高[26,27] 供货态板材的硬度分布如图9b所示 可以看出，与表面有涂层保护的板材相比，供货态板材表面及近表面(20 μm~150 μm)的显微硬度显著升高，距板材表面最近测试点(20 μm)的硬度最高(474 HV~630 HV) 这表明，循环氧化温度越高则显微硬度的最大值越大，随着距表面距离的增大硬度趋于稳定，逐渐降低到和基材区相同的水平 值得注意的是，在750℃和800℃循环氧化时，在测试的20~215 μm范围内显微硬度均大于基材的硬度值水平，表明O元素渗入板材的深度达到了215 μm

图9



图9不同温度循环氧化后板材的显微硬度分布

Fig.9Hardness distribution of plates cyclicly oxidized at different temperatures: (a) coated plates; (b) as-received plates

2.4.2 室温拉伸性能

在650℃循环氧化500次后板材的室温拉伸性能列于表3 由表3可见，循环氧化后板材的室温拉伸强度和塑性都降低了 循环氧化后供货态板材基本为脆断，涂覆涂层板材的拉伸延伸率为供货态板材的30% 循环氧化对板材的拉伸强度影响较小，循环氧化后涂覆涂层和供货态板材拉伸强度的保持率均高于90%

Table 3

表3

表3循环氧化后板材的室温拉伸性能

Table 3Room tensile properties of plate after 650℃/500 cycles oxidation

	Yield strength / MPa	Ultimate tensile strength / MPa	Elongation / %
Coated plates after oxidation	1012	1071	4.2
As-received plate after oxidation	1052	1061	0.3
As-received plate	1076	1137	14.0

2.5 拉伸断裂行为

图10给出了室温拉伸断裂后拉伸断口和断裂位置附近板材表面的扫描电镜照片 由图10可见，板材的室温拉伸断口由启裂区、裂纹扩展区和断裂区组成，位于板材表面附近的启裂区较平坦，呈现出脆性解理断裂的特征，裂纹扩展区主要以穿晶断裂为主，在断口表面可观察到大量的韧窝

图10



图10在650℃循环氧化后供货态板材和涂覆涂层板材断口处的形貌

Fig.10Fracture morphology of plates cyclicly oxidized at 650℃

循环氧化后供货态板材的裂纹主要与表面氧化层导致的脆性相关，从氧化层到界面附近的基体出现了解理台阶；涂覆涂层板材虽然涂层部位呈现脆性特征，但是界面附近的基体基本上为韧窝状，裂纹与涂层处没有明显连接

在供货态板材试样断口可观察到垂直于拉伸方向的裂纹(图11a)，这种裂纹由多条平行的直线裂纹组成 在断口附近的横截面(图11b)，线形裂纹主要是表面的氧化层开裂所致 在涂覆涂层的板材拉伸断口附近(图11c)，可观察到大量垂直于拉伸方向的直线裂纹 在断裂后试样的横截面(图11d)，表面裂纹主要是涂层和扩散区材料在拉伸应力作用下开裂所致 但是，在涂层与基体界面未出现明显的开裂，也未观察到裂纹向基材区明显扩展 这些结果表明，在拉伸过程中涂层与基体的结合较为稳固，涂覆涂层板材的拉伸断裂主要受基材的断裂模式影响，涂层对基体的断裂方式没有明显的影响

图11



图11在650℃循环氧化后板材断口的形貌和断口附近的组织

Fig.11Fracture morphology and microstructure near the fracture position of plates cyclicly oxidized at 650℃ (a, b) as-received plates; (c, d) coated plates

图12给出了循环氧化后两种板材的室温拉伸断裂过程示意图 在拉伸应力的作用下供货态板材表面的氧化层先出现裂纹，并由氧化层向基材区延伸和扩展 在涂覆涂层板材的拉伸过程中表面的涂层先开裂，但是裂纹并不向基材内扩展 这表明，拉伸断裂是基材区近表面空洞的萌生和相互连接所致

图12



图12供货态板材和涂覆涂层板材的室温拉伸断裂过程示意图

Fig.12Schematic diagram of fracture process of as-received and coated plates

3 结论

(1) 在650℃~800℃循环氧化500次后，涂覆NiCrAlSiY涂层的Ti65钛合金板材表面的氧化物以Al2O3为主，随着循环氧化温度提高到800℃，表面氧化物中开始出现TiO2；涂覆涂层的板材，达到完全抗氧化级别

(2) 循环氧化后涂覆涂层的板材由涂层、扩散层和基材区三个区域组成，涂层与基体的结合界面较致密，基体区域未发生明显的氧化层；涂层与基体间的元素扩散主要以Ni、Ti两种元素为主，循环氧化温度提高到800℃，发生少量的Cr扩散 Ni与Ti元素的互扩散在涂层和基体的界面附近生成Ti2Ni和TiNi

(3) 循环氧化对板材的拉伸强度影响较小，涂覆涂层和供货态板材经循环氧化的拉伸强度的保持率均高于90%，但是循环氧化后其室温拉伸延伸率降低，属于脆断的供货态板材涂覆涂层后其拉伸延伸率约为初始状态板材的30%；供货态板材塑性降低的主要原因，是板材表面在高温下氧元素渗入产生了表面脆性

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研究了不同热处理条件下Ti65钛合金板材的显微组织和织构的变化规律，分析了板材织构的类型和热处理影响拉伸强度的机制 结果表明，热处理对板材的显微组织和织构类型具有显著的影响 通过热处理可分别得到具有等轴组织、双态组织或片层组织的板材 等轴组织板材的织构为晶体c轴与板材RD方向呈现70°~90°夹角的B/T型织构，双态组织和片层组织板材的主要织构类型与等轴组织类似，且出现晶体学c轴与RD方向平行的织构 双态组织板材内的位错和亚结构使板材的室温拉伸强度提高，但是对高温拉伸变形的阻碍能力有限 板材中的织构是影响合金力学性能各向异性的主要因素 经980℃/1 h/AC+700℃/4 h/AC热处理后的板材横、纵向拉伸强度的差异最小，且都具有较高的室温拉伸性能和最佳的650℃拉伸性能

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研究了不同热处理条件下Ti65钛合金板材的显微组织和织构的变化规律，分析了板材织构的类型和热处理影响拉伸强度的机制 结果表明，热处理对板材的显微组织和织构类型具有显著的影响 通过热处理可分别得到具有等轴组织、双态组织或片层组织的板材 等轴组织板材的织构为晶体c轴与板材RD方向呈现70°~90°夹角的B/T型织构，双态组织和片层组织板材的主要织构类型与等轴组织类似，且出现晶体学c轴与RD方向平行的织构 双态组织板材内的位错和亚结构使板材的室温拉伸强度提高，但是对高温拉伸变形的阻碍能力有限 板材中的织构是影响合金力学性能各向异性的主要因素 经980℃/1 h/AC+700℃/4 h/AC热处理后的板材横、纵向拉伸强度的差异最小，且都具有较高的室温拉伸性能和最佳的650℃拉伸性能

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研究了Ti-50Al，Ti-45Al-10Cr和Ti-50Al-10Cr（原子分数,％）合金在800－1100℃下的高温氧化性能.结果表明，Ti－45Al－10Cr合金在800和900℃形成的氧化膜具有与TiAl合金同样的分层结构，外层为Ti02，内层为Ti02和al2O3的混合氧化物，在内外氧化层中间有一富Al2O3的中间层，但内氧化层中有大量Cr掺杂、其氧化增重比Ti-50al的大.而1000和1100℃氧化时，Ti-45Al-10Cr合金能形成连续富Al2O3层，表现较好的抗氧化性能.Ti-50Al-10Cr合金在800－1100℃均能形成保护性的Al2O3膜，同样表现较好的抗氧化性能因此，Cr对TiAl金属间化合物的抗氧化性能具有两种不同的作用.当Cr的加入不足以形成Al2O3膜时，Cr以掺杂作用为主，使TiAl的抗氧化性能降低；但当Cr的加入可以促使形成保护性的Al2O3膜时，大大提高了Tial的抗氧化性能.

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