定向凝固nial-crmo合金的组织与性能

定向凝固nial-crmo合金的组织与性能

nial合金虽然具有良好的性能，但比密度低、导率好、拆卸低等优点，成为航空航天行业应用前景的新型高温结构材料。但实现实用化必须解决其室温塑性差和高温强度低的缺点。合金化无疑是解决这一缺点最为经济有效的工艺措施。研究发现NiAl与一些体心立方结构的难熔金属,如Cr,Mo等,具有较小界面失配度,其共晶组织也具有良好的高温稳定性,早在20世纪70年代初,Cline等人就对NiAl-Cr,NiAl-Mo等伪二元共晶系采用传统的Bridgman定向凝固工艺,对NiAl-Cr,NiAl-Mo,NiAl-W等伪二元共晶系进行了系统的研究,其中包括抽拉速度对合金组织(两相间距)和性能的影响,添加合金元素对定向凝固组织从纤维状向层片状转变的影响,以及对NiAl/Cr界面位错特征的研究。90年代初期,定向凝固NiAl-难熔金属伪二元共晶合金的研究又得到进一步发展。通过严格控制定向凝固工艺参数可以大幅度提高NiAl合金的高温强度和室温韧性,迄今为止,NiAl-Cr-Mo合金是获得了具有最佳综合性能的NiAl共晶合金。为了进一步提高合金的高温性能,特别是强度性能,许多学者研究了在NiAl中加入第IVB族元素,期望得到沉淀分布的Heusler相Ni2AlX(X=Ti,Zr,Hf)来强化合金。中国科学院金属研究所郭建亭等也以NiAl-28Cr-6Mo合金为基,研究了不同Hf含量的合金的组织及力学性能,并得到了许多有意义的结果。为了提高NiAl/Cr(Mo)合金的界面结合强度,并最大限度地发挥Hf的强化作用,必须降低合金中Hf的加入量。为此,本工作降低Hf含量,即研究了定向凝固NiAl-28Cr-5.85Mo-0.15Hf合金的组织及力学性能。1bridgmn技术的模拟实验用合金采用电解Ni,金属Al,Cr,Mo,Hf元素作为原材料,在真空感应熔炼炉中溶炼并浇铸成直径为36mm的圆棒。合金的配料成分为(原子分数/%,下同):Ni33,Al33,Cr28,Mo5.85,Hf0.15。熔炼合金采Bridgman技术在定向凝固真空炉中拉制成直径为16mm,长度为150mm的圆棒。合金的抽拉速度为5mm/min,固液界面的温度梯度为70～80℃/cm,定向凝固所使用的模壳为Al2O3-SiO2。对样品进行了固溶时效热处理,其工艺参数为:1400℃/40h+1050℃/20h。运用扫描电镜对固溶时效热处理态样品的组织进行了观察。测试力学性能用样品均沿定向凝固方向线切割而成。拉伸样品的尺寸为2.5mm×2mm×16mm。拉伸实验是在AG-250KNE拉伸机上进行。透射电镜观察用样品的制备过程为:线切割出0.2mm厚的样品,机械研磨至50mm,然后用挖孔仪在样品中央挖坑,预留尺寸为20mm,最后在离子减薄机上减薄至样品穿孔。透射电镜(TEM)观察和高分辨电镜(HREM)观察是在JEOL2010上进行的。2结果与讨论2.1mo与crmo相生长的缺陷图1是固溶时效热处理后的定向凝固NiAl-28Cr-5.85Mo-0.15Hf合金的扫描电镜照片。枝晶轴是由黑色的NiAl相组成,在枝晶轴之间存在衬度为灰色的Cr(Mo)相,而枝晶间区则是由NiAl和Cr(Mo)相组成,组织中的层片状Cr(Mo)相呈放射状垂直于胞界生长。胞界附近Cr(Mo)相的厚度大于胞内部的Cr(Mo)相,说明胞界附近Cr(Mo)相垂直于胞界的生长速度受到抑制而沿平行界面的方向生长。除了上述生长特点外,合金中还存在着一些生长缺陷。这是由于在合金的凝固过程中,NiAl和Cr(Mo)两相生长条件如温度梯度、生长速度等不同,为了适配两相间的错配度和片层间距,产生了这些生长缺陷。这些生长缺陷可促进合金加载时的优先断裂。在NiAl/Cr(Mo)相界处还存在一种衬度为白色的相,EDXS分析结果表明此相为Hf的固溶体相(图2a)。特别应该注意的是,在组织内部局部弥散分布一些尺寸较小的白色相,EDXS成分分析为Al24.39,Cr6.31,Ni48.53,Hf20.76,Ni∶Al∶Hf=2∶1∶1,表明此相为Heusler相。2.2力学能力2.2.1拉伸塑性与高温该合金的室温至高温拉伸性能示于表1。表2中同时给出了HPESNiAl/TiC和DSNiAl/Cr(Mo,Hf)合金拉伸性能,以便比较。由表1可知,该合金在不同拉伸条件下经历了明显的韧脆转变过程,韧脆转变温度(DBTT)随应变速率的增加而增加。由表2可知,该合金在室温下拉伸塑性为零,仍然为脆性材料。有趣的是,同等应变速率的室温拉伸强度要高于Hf含量更高的DSNiAl/Cr(Mo,Hf)合金,原因可能在于该合金经历了高温长时间固溶时效处理得到细小弥散分布的Heusler相的缘故,在室温下更能有效地阻碍位错的运动。而在高温变形区,同等应变速率的拉伸强度反而低于Hf含量更高的DSNiAl/Cr(Mo,Hf)合金,原因在于高温条件下位错具有更大的可动性,可以通过交滑移或攀移行为轻而易举地绕过细小弥散分布的Heusler相,而高Hf含量合金形成大块的Heusler相在高温条件下更有效地阻碍位错的运动。无论如何,在同等条件下,试验合金的高温力学性能要远高于TiC颗粒增强的NiAl/TiC复合材料,体现了合金相强化NiAl合金的巨大潜力和优势。2.2.2拉伸断裂分析应变速率对NiAl-28Cr-5.85Mo-0.15Hf合金拉伸延伸率的影响如图3所示,图中的应变速率分别为1.04×10-4,1.04×10-3s-1和1.04×10-2s-1。为了便于分析,定义合金具有≥5%延伸率时对应的温度为韧脆转变温度,在测试的应变速率范围内,应力-应变曲线表明:低于1173K时,合金是脆性的;在1173K以上,拉伸塑性随温度的增加而增加,且与应变速率有关。应变速率为1.04×10-4s-1,该合金的韧脆转变温度为1173K,随着应变速率的增加,韧脆转变温度(BDTT)向高温区移动,即表现出明显的应变速率依赖性。由实验可知,当应变速率提高两个数量级,BDTT相应提高150K。在BDTT附近,典型的真应力-真应变曲线如图4所示。低于BDTT时,合金在屈服后先发生加工硬化,然后发生脆性断裂;温度高于BDTT时,合金发生屈服后,经历加工硬化达到一个峰值应力,随后发生应变微弱的软化并经历较大的塑性变形,最后稍微产生颈缩后断裂,应变曲线表现为应力的急剧下降。而二元NiAl在BDTT以上拉伸时的真应力-应变曲线没有应变软化阶段,这可能与加入合金元素Cr,(Mo)及Hf的有关,与Ni-25Al-15Cr,NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf共晶合金的拉伸真应力-真应变曲线相似。上述合金由于加入了合金元素形成了强度较高的新相,在BDTT以上温度条件下变形可有效地强化合金系,阻碍位错的运动,在一定的程度上平衡了由于回复过程造成的软化行为,使得合金以相对稳态流变方式进行变形,具备一定的抗颈缩能力,从而获得了较大的拉伸延伸率。合金经过韧脆转变温度,除了拉伸塑性急剧增加以外,拉伸断口形貌也发生显著的变化,如图5所示。在1123K,应变速率为1.04×10-4s-1,合金的拉伸断裂主要为NiAl相的解理和NiAl/Cr(Mo)的相界剥离(图5a);在此应变速率下,温度升高到1173K时,断口上还发现许多韧窝,断裂主要以塑性断裂为主(图5b)。DSNiAl/Cr(Mo)合金的断裂主要发生在铸造缺陷或层片状生长不完全处。对于本实验合金,通过EDXS分析知,在合金的断口上存在大量的Hf元素。因此,该合金在低于BDTT条件下较低的塑性是由于在NiAl/Cr(Mo)相界上存在的Hf元素引起的,这些偏析的Hf元素会降低界面的结合强度,阻止应变传递,从而使裂纹很容易沿NiAl/Cr(Mo)界面扩展。应变速率对实验合金的BDTT影响很大。当应变速率提高两个数量级,BDTT相应提高150K。如果韧脆转变过程中开动了其它滑移系,由于非〈100〉滑移系能承载额外的变形且满足VonMises条件,位错发生攀移或滑移不需要通过扩散或热激活来提供,BDTT应该与应变速率无关,因此该合金的BDT排除了开动其它滑移系的可能性。另一方面,如果变形产生的应力集中需要通过蠕变(位错滑移或攀移)产生的软化行为来缓解,可知,NiAl/Cr(Mo,Hf)合金的屈服强度随应变速率变化而变化。这说明在1173K以上时,合金的变形过程是由热激活控制,是一种位错激活过程。图6为定向凝固NiAl/Cr(Mo,Hf)合金变形(1173K,1.04×10-4s-1)后组织的TEM观察。可见在BDTT以上,在NiAl基体中可动位错密度明显增加,位错通过攀移越过强化相粒子。从前面结果可知,实验合金在不同温度下的屈服强度明显依赖于应变速率,因此韧脆转变的微观机理一定与应变速率有关,结果可将目前的数据用于Arrhenius公式:σya=AeQ1/RT(1)σya=AeQ1/RΤ(1)式中:A为常数;R为普适气体常数;Q1为激活能;T为绝对温度。分析这些数据得Q1=412kJ/mol。由于合金BDTT与应变速率有关,因此BDTT变形机理也与应变速率有关,结果可将目前的数据用于Arrhenius公式:ε˙=Be−Q2/RT(2)ε˙=Be-Q2/RΤ(2)式中:ε˙ε˙是应变速率;Q2是韧脆转变温度范围内的表观激活能;T为脆性向韧性转变的温度;B为常数。通过线性拟合知,Q2=401kJ/mol。Q2与Q1大体相同,也说明韧脆转变过程是一个热激活过程,并与应变速率有关。在超过0.5Tm(Tm是材料的熔点,K)的温度条件下,金属材料变形或蠕变激活能通常与自扩散激活能一致。NiAl和Ni3Al的体扩散激活能分别为220～300kJ/mol和300kJ/mol。而本实验合金的Q远高于NiAl的体扩散,这主要是由于Cr,Mo,Hf的固溶强化及合金相的强化,增大了位错运动的阻力。特别是,元素Hf固溶在NiAl中形成原子气团(如柯垂耳气团),阻碍位错的运动。要使位错发生运动,必须需要额外的能量(增加温度)来克服这种钉扎作用。Yang等人研究DSNiAl/Cr(Mo)合金在1200～1400K之间的变形激活能为456.6kJ/mol,与本实验合金的表观激活能相近。而Stroh等人认为金属材料的韧脆转变温度与位错热激活运动有关,并解释了BDTT与应变速率之间的关系。他的解释是:当温度升高到BDTT以上时,热涨落使位错塞积群中的位错脱离钉扎而变得可以自由运动,这时材料呈现塑性断裂。当温度低于BDTT时,热涨落的能量不足以使位错塞积中的位错脱钉,位错塞积群将不断导致裂纹形核,此时材料呈现脆性断裂。应变速率较高时,激活位错运动的时间较短,因而需要较高的温度才能达到位错运动所需的Q值;应变速率较低时正好与此相反,所以对应的韧脆转变温度较低。综合分析以上的实验结果,可得该合金的韧脆转变过程是一个热激活过程,其真应力-应变曲线的应变软化现象表明该合金的韧脆转变过程也可能与动态回复和再结晶有关。3材料的固溶性能(1)定向凝固NiAl-28Cr-5.85Mo-0.15Hf合金是由NiAl枝