齊義輝, 李 慧, 楊旭光, 郭建亭

(1.遼寧工業(yè)大學材料科學與工程學院,遼寧錦州 121001;2.中國科學院金屬研究所,沈陽 110016)

NiAl具有高熔點、低密度、良好的熱導率和優(yōu)良的抗氧化性等優(yōu)良性能,使其成為鎳基高溫合金的候選材料,但在室溫韌性差和高溫強度低阻礙了它的實用化[1,2]。為了改善室溫韌性,提高高溫強度,最有效的方法是在NiAl基體中加入第三組元進行合金化。上世紀70年代,Walter和Cline等人系統地研究了NiAl-Cr共晶合金及合金化規(guī)律,以及凝固組織中第二相由棒狀向片層狀轉變的行為及機理[3,4]。Johnson[5]和Heredia[6]等人研究了NiAl-Cr定向共晶的室溫斷裂行為,NiAl-Cr的斷裂韌性值比二元NiAl提高了近兩倍。Noebe[7]等人總結了過渡族金屬和ⅢA族元素在NiAl中的合金化行為。通常情況下,P被認為是鋼和高溫合金中的有害元素。然而,越來越多的關于 P在鋼和高溫合金中的有益作用被認識。Cao和Kennedy[8]等發(fā)現適量的P能顯著提高變形 IN718合金的持久壽命并且有一峰值效應。Guo[9]等研究了P對DZ417G合金持久性能的有益作用。微量元素 P[10～12],Ag[13],C[14]等

對二元NiAl合金組織和性能影響的研究表明,微合金化有效改善了NiAl合金的室溫塑性或韌性。但P元素在綜合性能較優(yōu)異的NiAl-34Cr合金的微合金化行為尚無報道,因此,本文研究不同成分的 P含量對NiAl-34Cr合金顯微組織和力學性能的影響。

1 實驗材料與方法

用高純Ni,Al,Cr和Ni-14 P中間合金(質量分數,下同)作為原材料,在真空非自耗電弧爐中氬氣保護下熔煉合金錠。合金錠的名義 P含量分別為0.005%,0.02%,0.05%和0.15%,即NiAl-34Cr-0.005 P,NiAl-34Cr-0.02 P,NiAl-34Cr-0.05 P和NiAl-34Cr-0.15 P四種合金。每個合金錠反復熔煉三次,并采用電磁攪拌以保證其成分均勻性。由于紐扣錠試樣各部位的冷卻速度不同,因此,顯微組織的比較、共晶胞尺寸的測量和硬度的測量等,都盡可能地采用相同的取樣部位。共晶胞尺寸的測量是用線交截法截取 60個以上的共晶胞,分別測量每個共晶胞的尺寸,取平均值。硬度是測量五點以上的硬度,取平均值。高溫均勻化熱處理在SX2-4-13型高溫箱式電阻爐中進行,分別進行 1150℃,1200℃, 1250℃,保溫10h及爐冷處理。利用Axiovert-200-MAT型光學顯微鏡和 S-3000N型掃描電鏡觀察合金的顯微組織,腐蝕劑為5gFeCl3+65mlHCl+ 15mlCH3COOH溶液。利用BDX-3200型X射線衍射儀和QUIST-LEVEL-Ⅱ型能譜儀分析合金相組成和成分分布。利用HR-150DT型洛式硬度計測定合金硬度。壓縮實驗在Gleeble1500試驗機上進行。

2 實驗結果與分析

2.1 鑄態(tài)NiAl-34Cr-xP合金

2.1.1 顯微組織

四種P含量的NiAl-34Cr-xP鑄態(tài)合金接近紐扣錠底部的顯微組織如圖 1所示,四種 P含量的合金的顯微組織均為典型的胞狀樹枝晶組織,且生長較為規(guī)則。隨著 P含量的增加,共晶胞的尺寸有逐漸減小的趨勢,四種合金共晶胞平均尺寸約為 50μm, 40μm,30μm,20μm。

圖1 鑄態(tài)NiAl-34Cr-xP合金的顯微組織Fig.1 Themicrostructure of cast NiAl-34Cr-xP alloys (a)0.005%P;(b)0.02%P;(c)0.05%P;(d)0.15%P

2.1.2 相組成分析

圖2為P含量為0.05%和0.15%的鑄態(tài)合金的X射線衍射譜。圖3為NiAl-34Cr-0.15P合金的高倍組織及Cr,P元素的能譜面掃描圖。圖3a中的灰色基體為NiAl相,黑色粒狀或條狀相為Cr相。P含量較多的胞界處很好地對應著 Cr元素的分布,如圖3b和3c所示。由于Cr相顆粒較小且分布較集中,以及NiAl相也固溶少量的Cr原子,Cr元素的面掃描圖與圖3a中Cr相并未很好地對應。X射線衍射和能譜綜合分析表明,P含量為0.05%和0.15%的NiAl-34Cr-xP合金除了NiAl和Cr相外,在胞界處的NiAl和Cr相的相界面上還有Cr3P相,如圖3a中箭頭所指處。這與周健等人的研究結果不一致,他們認為P在二元NiAl中形成Ni3P相[11]。能譜的進一步分析表明,P元素主要分布在共晶胞的胞界處,胞內分布較少。

圖2 鑄態(tài)NiAl-34Cr-xP合金的X射線衍射譜Fig.2 X-ray pattern of cast NiAl-34Cr-xP alloys

圖3 NiAl-34Cr-0.15P合金組織及元素面掃描圖 (a)顯微組織;(b)為圖(a)中Cr元素的面掃描圖;(c)為圖(a)中P元素的面掃描圖Fig.3 Microstructure and element area analysis of the NiAl-34Cr-0.15P alloy (a)microstructure;(b)distribution ofCr element of the fig.3(a);(c)distribution of P element of the fig.3(a)

2.1.3 合金的硬度

鑄態(tài)NiAl-34Cr-xP合金的洛氏硬度隨含P量的變化關系如圖 4所示。由圖可見,隨著 P含量的增加,合金的硬度呈先升高后下降的趨勢,且存在峰值。P含量為0.005%時合金的硬度約為40.3HRC。當P含量為 0.02%時合金的硬度升高達到44.7HRC,硬度值較大,表現為P的固溶強化。隨著P含量繼續(xù)增加,當P含量為0.05%和0.15%時,合金的硬度分別為43.3HRC和43.0HRC,與NiAl-34Cr-0.02%P合金的硬度基本一致。

圖4 鑄態(tài)NiAl-34Cr-xP合金的洛氏硬度與P含量的關系Fig.4 Relation of the HRC hardness and P contentfor cast NiAl-34Cr-xP alloys

圖5為含P的NiAl-34Cr合金在1000℃時的壓縮真應力-真應變曲線。三種合金均能夠進行大量的塑性變形而沒有出現裂紋。其中,NiAl-34Cr-0.005%P,NiAl-34Cr-0.02%P,NiAl-34Cr-0.05%P合金的壓縮屈服強度分別為 340MPa,360MPa, 330MPa,屈服強度的變化規(guī)律與硬度的變化規(guī)律一致。

2.2 NiA l-34Cr-xP合金的均勻化熱處理

圖5 不同 P含量合金的高溫壓縮真應力-真應變曲線Fig.5 The high-temperature compressive true stress-true strain curves of the alloys

2.2.1 熱處理后的顯微組織

圖6是經 1200℃均勻化熱處理后四種成分合金的顯微組織,仍是胞狀樹枝晶,形貌沒有變化,但與同種成分的鑄態(tài)合金的組織相比,共晶胞的尺寸稍有增加。隨 P含量的增加,均勻化熱處理后的NiAl-34Cr-xP合金共晶胞的平均尺寸的變化規(guī)律與鑄態(tài)合金類似,也呈現逐漸減小的趨勢。進一步的觀察表明,均勻化熱處理后,共晶胞中的Cr相有聚集長大的傾向。

2.2.2 熱處理后的硬度

圖7給出了三個溫度均勻化處理后洛氏硬度與P含量的變化關系。隨著 P含量的增加,經熱處理后合金的硬度仍呈先上升后下降的趨勢,這與鑄造合金的規(guī)律一致。由圖可知,三個溫度的均勻化處理都使同種成分合金的硬度降低,且溫度越高,硬度降低幅度越大,這與組織的變化規(guī)律一致。

均勻化熱處理后合金中Cr相的聚集長大和共晶胞尺寸的增大可能是導致硬度降低的原因。

圖6 1200℃處理后合金的顯微組織Fig.6 Microstructure of the heat-treated NiAl-34Cr-xP alloys at 1200℃ (a)0.005%P; (b)0.02%P;(c)0.05%P;(d)0.15%P

圖7 熱處理后NiAl-34Cr-xP合金的洛氏硬度與xP含量的關系Fig.7 Relation of the HRC hardness and P content for the heat-treated NiAl-34Cr-xP alloys

3 結論

(1)NiAl-34Cr-xP合金的鑄態(tài)組織為典型的胞狀樹枝晶組織,形狀較為規(guī)則,且隨著 P含量的增加,共晶胞的平均尺寸逐漸減小。均勻化熱處理后NiAl-34Cr-xP合金仍為胞狀樹枝晶,但共晶胞尺寸與同種成分的鑄態(tài)合金相比稍有增大。

(2)四種P含量的NiAl-34Cr-xP鑄態(tài)合金主要由NiAl和Cr相組成共晶組織。在P含量為0.05%和0.15%的合金中還存在Cr3P相。P元素主要分布在共晶胞的胞界處,胞內分布較少。

(3)鑄態(tài)和熱處理后的NiAl-34Cr-xP合金的硬度都是隨 P含量的增加呈現先增加后下降的趨勢,硬度均在含 P量為 0.02%時達到較高值。經1150℃,1200℃,1250℃三個溫度的均勻化熱處理都使同種成分合金的硬度降低,且溫度越高,硬度降低幅度越大。均勻化熱處理后合金中Cr相的聚集長大和共晶胞尺寸的增大是導致硬度降低的原因。

[1]MIRACLE D B.The physicaland mechanical properties of NiAl[J].Acta Metall Mater,1993,41(3)：649-678.

[2]NOEBE R D,BOWMAN R R,NATHAL M V.Physical and mechanical p roperty of the B2 compound NiAl[J].Inter Mater Rev,1993,38(6)：193-201.

[3]CLINEH E,WALTER JL.The effectofalloy additions on the rod-plate transition in the eutectic NiAl-Cr[J].Metall Trans,1970,1：2907-2917.

[4]CLINEH E,WALTER J L,KOCH E F,et al.The variation of interface dislocation networks with lattice mismatch in eutectic alloy[J].Acta Metall,1971,19(2)：405-414.

[5]JOHNSON D R,OLIVER B F,NOEBER D,etal.NiAlbased poly-phase in-situ composites in the NiAl-Ta-X(X= Cr,Mo,orV)systems[J].Intermetallics,1995,3：503-509.

[6]HEREDIA F E,HEM Y,LUCASG E,etal.The fracture resistance of directionally solidified dual-phase NiAl reinforced with refractory metals[J].Acta Metall Mater, 1993,41：505-510.

[7]NOEBE R D,BOWMAN R R,NATHAL M V.Physics andmechanicalmetallurgy of NiAl[J].Scr Metall Mater, 1994,4：3398-3406.

[8]CAOW D,KENNEDYR L.Superalloys 718,625,706and Various Derivatives[C].TMS,Warrendale,1993,3：463 -470.

[9]LIH,WANG SH,GUO J T,et al.A directionally solidified nickel-base superalloy DZ417G with excellent properties and low cost[J].Acta Metalurigica Sinica,1995,31：316-321.

[10]周健.Ag,P,Cr對NiAl及其合金組織和性能的影響[D].沈陽：中國科學院金屬研究所,2002.

[11]周健,郭建亭.磷對NiAl合金的軟化作用[J].金屬學報,2004,40(1)：67-71.

[12]張光業(yè),郭建亭,張華.微量磷(P)對等原子比NiAl的微觀組織與力學性能的影響[J].材料工程,2007, (4)：7-11.

[13]周健,郭建亭,李谷松.Ag對NiAl合金組織和性能的影響[J].材料工程,2002,(3)：7-9.

[14]齊義輝,李惠,韓萍,等.微量元素C對NiAl顯微組織和力學性能的影響[J].稀有金屬材料與工程, 2008,37(5)：887-890.