冷坩堝定向凝固Nb-Ti-Si基超高溫合金的組織和性能.pdf

1、目前Ni基高溫合金的最高使用溫度已接近1150℃，超過了其熔點的80％，已經(jīng)不能滿足下一代高推重比航空渦輪發(fā)動機工作溫度(1200～1400℃)的要求。相比之下，Nb-Si基超高溫合金具有較低的密度（6.6~7.2 g/cm3）、高熔點（超過1900℃）、高剛度以及良好的高溫強度和優(yōu)異的抗高溫蠕變性能，使其成為具有潛力的高溫結(jié)構(gòu)材料之一。然而Nb-Si基合金在室溫下的斷裂韌性較差，高溫強度不足，因此制備室溫和高溫綜合力學性能優(yōu)異的合金具

2、有重要的理論和實際意義。
　　本文選用添加一定量Ti元素的Nb-Ti-Si基超高溫合金，運用電磁冷坩堝定向凝固技術(shù)成功地制備出不同工藝參數(shù)下的成分為Nb-22Ti-16Si-3Cr-3Al-2Hf（at.%）的方形鑄錠，分析了定向凝固工藝參數(shù)(抽拉速度和加熱功率)對定向凝固組織和力學性能的影響，獲得的組織狀態(tài)為沿著凝固方向耦合生長的(Nb,Ti)ss/(Nb,Ti)5Si3的定向組織，表現(xiàn)出良好的綜合力學性能。
　　定向凝固

3、試樣的宏觀形貌由初始生長區(qū)、定向生長區(qū)、凝殼層、固液界面和最后凝固區(qū)組成，其中定向生長區(qū)占到試樣長度的60%以上。初始生長區(qū)的組織與未定向的鑄態(tài)組織差別不大，包含一些大塊且有尖角的(Nb,Ti)5Si3相；凝殼層為細小的α-(Nb,Ti)5Si3相均勻地分布在(Nb,Ti)ss固溶體基體上；固液界面呈“ω”型，這可能與駝峰內(nèi)流體的交錯回漩運動狀態(tài)有關(guān)，固液界面呈胞枝狀或樹枝狀生長，這與(Nb,Ti)ss相和(Nb,Ti)5Si3相生長速

4、度相對快慢有關(guān)；最后凝固區(qū)由細小的等軸樹枝晶(Nb,Ti)ss和分布其間的(Nb,Ti)5Si3組成。
　　在試樣的定向生長區(qū)內(nèi)(Nb,Ti)ss固溶體相和(Nb,Ti)5Si3相平行于抽拉方向耦合生長，兩相之間分布著共晶組織，且共晶組織主要呈現(xiàn)三種形態(tài)，即網(wǎng)狀、胞枝狀和層片狀。切割試樣的橫截面發(fā)現(xiàn)其由初生的α-(Nb,Ti)5Si3塊、共晶胞以及胞間共晶組織組成，隨生長速率的加快，初生α-(Nb,Ti)5Si3塊逐漸變少甚至消失

5、，胞內(nèi)組織多為(Nb,Ti)ss+α-(Nb,Ti)5Si3共晶，胞間組織多為(Nb,Ti)ss+γ-(Nb,Ti)5Si3共晶。相對低熔點的Ti元素易于富集在胞間，形成富Ti的(Nb,Ti)5Si3相，即γ-(Nb,Ti)5Si3，且大部分分布在胞間。
　　隨著抽拉速率的升高共晶胞平均直徑減小，但隨著加熱功率的增加卻先增大而后減小。工藝參數(shù)對韌性(Nb,Ti)ss相含量影響不大，很難通過定向凝固大幅度提高(Nb,Ti)ss相含量

6、。隨著抽拉速率和加熱功率的升高，(Nb,Ti)ss和(Nb,Ti)5Si3兩相相間距均呈現(xiàn)減小的趨勢。
　　各定向凝固試樣的定向生長區(qū)硬度值在609.59~703.64HV之間變化，且硬度值與韌性(Nb,Ti)ss相含量V(Nb,Ti)ss成線性相關(guān)，滿足關(guān)系式HV=1143.63-9.91V(Nb,Ti)ss，且γ-(Nb,Ti)5Si3的硬度比α-(Nb,Ti)5Si3高。鑄態(tài)合金斷裂韌性為8.93 MPa·m1/2，定向凝固

7、后最高能提升到13.21 MPa·m1/2，這與裂紋曲折擴展路徑以及定向組織中裂紋偏轉(zhuǎn)、分叉、橋接等增韌機制有關(guān)。定向凝固合金室溫抗壓強度也比鑄態(tài)合金有明顯提高，隨著加熱功率的提高而增大，但隨著抽拉速率的加快先升高后略有下降，鑄態(tài)壓縮試樣呈45°剪切斷裂，定向凝固壓縮試樣平行于軸向斷裂，斷口有解理面和大量撕裂棱。
　　定向凝固合金1250℃抗拉強度水平明顯優(yōu)于鑄態(tài)試樣，最大提高了53%，斷口均垂直于加載方向，斷口中(Nb,Ti)5