CN105821271B - 一种改善Nb‑Si基多元合金室温断裂韧性的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种改善Nb‑Si基多元合金室温断裂韧性的方法，属于超高温结构材料领域。本发明应用等离子旋转电极雾化法，以Nb‑Si基多元合金棒作为旋转电极，以等离子束为加热源，通过合理的旋转速度和等离子束功率参数设置，在真空条件下制备具有微米‑亚微米级相尺寸的Nb‑Si基多元合金粉末。再以该粉末为原料，应用放电等离子技术烧结制备出组织均匀致密的Nb‑Si基多元合金锭，显微组织由微米‑亚微米级的NbSS固溶体和Nb5Si3强化相两相组成。本发明通过等离子旋转电极雾化技术和放电等离子烧结技术相结合，细化了Nb‑Si基多元合金组织，使Nb‑Si基多元合金中NbSS固溶体相的室温断裂式由传统凝固条件下的解理型断裂转变成延性的韧窝型断裂，大幅改善了Nb‑Si基多元合金的室温断裂韧性。该细化Nb‑Si基多元合金组织的制备方法实用性较强。

Description

一种改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法
技术领域
本发明公开一种改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法，属于超高温结构材料领域，特别涉及通过等离子旋转电极雾化技术和放电等离子烧结技术相结合改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性。
背景技术
随着现代航空航天技术的不断发展，对先进燃气涡轮发动机的涡轮前温度和推重比提出了更高的要求，高推重比发动机要求叶片材料本身的承温能力达到1200～1400℃。目前最先进的叶片材料——第三代镍基单晶合金的承温能力约为1150℃，并已达到其熔点的85％，接近其极限使用温度，不能满足高推重比航空航天发动机的设计要求。因此，研制具有更高承温能力的超高温结构材料迫在眉睫。
Nb-Si基超高温合金，也称Nb-Si基自生复合材料，具有高熔点(>1750℃)、低密度(6.6-7.2g/cm3)、良好的高温强度及一定的断裂韧性、疲劳性能和可加工性等优点，是极具竞争力的新型高温结构材料之一。作为超高温结构材料，必须满足室温韧性、高温强度和抗氧化性等综合性能的平衡。Nb-Si基合金主要由Nb基固溶体(NbSS)和硅化物Nb5Si3组成，根据复合材料设计原理，NbSS相提供室温塑韧性而Nb5Si3相提供高温强度，同时添加Cr元素而形成Cr2Nb相，可提高Nb-Si基多元合金的高温抗氧化性能。调整NbSS、Nb5Si3和Cr2Nb三相含量可以在一定程度上获得室温韧性、高温强度和抗氧化性等综合性能匹配。
室温韧性是超高温结构材料所要求的重要性能指标之一，目前采用铸造方法制备的凝固组织晶粒粗大且成分分布不均匀，NbSS相往往发生解理断裂，不能充分发挥其韧化作用，造成Nb-Si基合金室温韧性低，是制约该合金实际应用的一大瓶颈。现阶段采用的提高Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法主要是加入韧化Nb的元素Ti和Hf以及使用定向凝固技术。添加Ti韧化NbSS可提高Nb-Si基合金的断裂韧性，但随着Ti含量的增加，合金承温能力降低；定向凝固技术可以减少缺陷，降低合金的缺口敏感性而改善韧性，但制备工艺复杂，NbSS相依然发生解理断裂，难以完全保证室温断裂韧性。因此，仍需继续研发一种有效改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法，以保证作为航空发动机叶片材料的Nb-Si基多元合金在服役过程中的可靠性。
发明内容
本发明正是针对铸态Nb-Si基多元合金室温断裂韧性较差的问题，在兼顾高温强度的前提下，提供了一种改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法。先利用等离子旋转电极雾化技术制备出球形、无偏析、组织细小均匀的Nb-Si基多元合金粉末，再以该粉末为原料利用放电等离子烧结技术制备Nb-Si基多元合金锭(以后简称粉末冶金合金)，获得微米-亚微米级的NbSS/Nb5Si3两相组织，这时NbSS相室温断裂式由铸态条件下的解理型断裂转变成韧窝型断裂，大幅改善了Nb-Si基多元合金室温断裂韧性。本发明提供了一种改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法，包括以下步骤：
(1)以一定原子比的Nb-Si基多元合金元素为合成原料，制备Nb-Si基多元合金棒；
(2)将Nb-Si基多元合金棒固定在等离子旋转电极设备的装样室，密封装置抽真空后充入保护气体进行气氛保护；
(3)设定等离子枪功率、等离子弧电流和电极棒转速等工艺参数，使高速旋转的Nb-Si基多元合金棒料端部熔化，在离心力作用下熔化体雾化成液滴飞射出去，同时在惰性气体中冷却，液滴凝固成Nb-Si基多元合金球形粉末颗粒；
(4)利用放电等离子烧结炉，在一定的热压温度、压力和保压时间下对Nb-Si基多元合金粉末进行烧结，使致密化过程在极短时间内完成，烧结完成后试样进行随炉冷却；关闭***，待部件冷却至室温时取出，整个粉末冶金合金的制备过程是在真空条件下进行。
(5)用线切割机床从粉末冶金合金锭与非自耗真空电弧熔炼制得的铸态合金锭(以后简称铸态合金)中切取单边缺口三点弯曲试样；利用电子万能试验机对试样进行三点弯曲试验，算出断裂韧性，并取平均值。
(6)利用扫描电镜观察试样的组织形貌、三点弯曲后的断形貌口，比较粉末冶金合金与铸态合金室温断裂韧性的差异。
步骤(1)中所选用的Nb-Si基多元合金棒由非自耗真空电弧熔炼+感应熔炼浇铸而成，棒料尺寸Φ75mm×150mm。
步骤(3)中，等离子旋转电极工艺对试样进行制粉时具体的参数：等离子枪功率100～200kW，等离子枪起弧电流100～200A，等离子枪工作电压40～50V，电极棒转速10000～15000m/min。
步骤(4)中，利用放电等离子烧结炉对金属粉末进行烧结，使合金致密化，烧结参数：热压温度1300℃，压力50MPa，保压时间5min，随炉冷却至室温。
所述的Nb-Si基多元合金成分以原子百分比计为Nb-16Si-24Ti-2Cr-2Al。
所述的Nb-Si基多元合金成分以原子百分比计为Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al。
所述的Nb-Si基多元合金成分以原子百分比计为Nb-20Si-24Ti-2Cr-2Al。
所述的Nb-Si基多元合金成分以原子百分比计为Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al。
步骤(5)中，利用三点弯曲法测量室温断裂韧性，压头加载速率为1mm/min，支撑点距离为24mm，试样尺寸为3mm×6mm×30mm，用直径为0.2mm的铜丝在试样中部切出3mm深的缺口。
制备获得了组织细小(相尺寸<2μm)、均匀且致密的Nb-Si基多元粉末冶金合金锭，组织由NbSS固溶体和Nb5Si3强化相组成，这时Nb-Si基多元合金中NbSS相的室温断裂方式由铸态的解理型断裂转变成韧窝型断裂，大幅改善了Nb-Si基多元合金室温断裂韧性。
本发明的特点是：
(1)本发明利用等离子旋转电极法所制备的Nb-Si基多元合金粉末，粉末成球形，粉末表面光亮洁净，粒度分布均匀；
(2)本发明中利用放电等离子烧结炉所制备的Nb-Si基多元合金，组织细小，相分布均匀，致密度高，NbSS固溶体和Nb5Si3强化相尺寸<2μm。
(3)本发明针对室温韧性较差的铸造Nb-Si基多元合金，结合等离子旋转电极雾化技术和放电等离子烧结技术，细化了NbSS相尺寸，改变了NbSS相室温下的断裂方式，由解理型断裂转化成韧窝型断裂，能充分发挥NbSS相的韧性。
(4)本发明所用方法简单实用，在兼顾强度的前提下使Nb-Si基多元合金的室温断裂韧性提高了50％以上。此外，本发明的细化组织方法还可以推广到其他超高温合金材料领域。
附图说明：
附图1Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金XRD图谱；
附图2Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金未经本发明处理，组织形貌和断口的扫描电镜图片；
附图3Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金经过本发明处理，组织形貌和断口的扫描电镜图片；
附图4Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金XRD图谱；
附图5Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金经过本发明处理，组织形貌和断口的扫描电镜图片。
具体实施方式
以下结合实例对本发明做进一步阐述，但本发明并不局限于具体实施例。
实施例1
利用等离子旋转电极雾化技术和放电等离子烧结技术相结合改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性，步骤如下：
1.以Nb、Si、Ti、Cr、Al为合成原料，利用真空非自耗电弧熔炼技术和感应熔炼浇铸技术得到Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金棒，尺寸Φ75mm×150mm，表面磨光，清洗后干燥备用；
2.将Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金棒固定在等离子旋转电极雾化设备的装样室，密封装置抽真空后充入高纯氩气(99.99％)进行气氛保护；
3.设定等离子枪功率、等离子弧电流和电极棒转速等工艺参数，使高速旋转的Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金棒料端部熔化，在离心力作用下熔化体雾化成液滴飞射出去，同时在惰性气体中快速冷却，液滴凝固成球形粉末颗粒，粉末尺寸为0.5mm，每个粉末颗粒中NbSS/Nb5Si3两相尺寸<2μm。具体的参数：等离子枪功率200kW，等离子枪起弧电流180A，等离子枪工作电压48V，电极棒转速15000m/min；
4.利用放电等离子烧结炉，在一定的热压温度、压力和保压时间下对Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金金属粉末进行烧结，使致密化过程在极短时间内完成，烧结完成后试样进行随炉冷却至室温。烧结参数：热压温度1300℃，压力50MPa，保压时间5min；
5.将上述所制得的粉末冶金Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金与铸态Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金用线切割机床切取单边缺口三点曲试样；利用电子万能试验机进行三点弯曲试验，计算断裂韧性，并取平均值；
6.利用扫描电镜观察试样的组织形貌和三点弯曲后断形貌口，比较粉末冶金合金与铸态合金室温断裂韧性的差异。
由附图1的X射线衍射图分析可知Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金由NbSS固溶体和Nb5Si3两相组成。图2铸态合金的组织中浅色相为NbSS固溶体，深色相为Nb5Si3相(图2(a))，NbSS固溶体分布在Nb5Si3基体上，两相尺寸粗大，NbSS相以解理方式断裂(图2(b))。
由附图3可以看出，粉末冶金合金以NbSS固溶体为基体，Nb5Si3相弥散分布，两相尺寸<2μm(图3(a))。合金中NbSS相的室温断裂方式是韧窝型断裂(图3(b))。通过三点弯曲试验Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al合金的室温断裂韧性由铸态时的11.3MPa·m1/2提高到由粉末冶金态的18.4MPa·m1/2，提升了50％以上。
实施例2
利用等离子旋转电极雾化法+放电等离子烧结法改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性，步骤如下：
1.以Nb、Si、Ti、Cr、Al为合成原料，利用真空非自耗电弧熔炼技术和感应熔炼浇铸技术得到Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金棒，试样尺寸Φ75mm×150mm；
2.将Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金试样固定在等离子旋转电极设备的装样室，密封装置抽真空后充入高纯氩气(99.99％)进行气氛保护；
3.设定等离子枪功率、等离子弧电流和电极棒转速等工艺参数，使高速旋转的Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金棒料端部熔化，在离心力作用下熔化体雾化成液滴飞射出去，同时在惰性气体中快速冷却，液滴凝固成球形粉末颗粒，粉末尺寸为0.5mm，每个粉末颗粒中NbSS/Nb5Si3两相尺寸<2μm。具体的参数：等离子枪功率200kW，等离子枪起弧电流180A，等离子枪工作电压48V，电极棒转速15000m/min；
4.利用放电等离子烧结炉，在一定的热压温度、压力和保压时间下对Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金金属粉末进行烧结，使致密化过程在极短时间内完成，烧结完成后试样进行随炉冷却，烧结参数：热压温度1300℃，压力50MPa，保压时间5min；
5.将上述所制得的粉末冶金Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金与铸态Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金用线切割机床切取单边缺口三点曲试样；利用电子万能试验机进行三点弯曲试验，计算断裂韧性，并取平均值；
6.利用扫描电镜观察试样的组织形貌和断形貌口，比较粉末冶金合金与铸态合金室温断裂韧性的差异。
由附图4的X射线衍射图分析可知Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al合金由NbSS固溶体和Nb5Si3两相组成。由附图5可以看出粉末冶金合金以浅色NbSS相为基体，深色的Nb5Si3相均匀弥散粉末在基体上，两相尺寸<2μm(图5(a))，合金中NbSS相的室温断裂式为韧窝型断裂(图5(b))。
以上所述仅为本发明的优选实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

Claims (3)

1.一种改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法，其特征在于，所述的Nb-Si基多元合金成分以原子百分比计为Nb-16Si-24Ti-2Cr-2Al、Nb-18Si-24Ti-2Cr-2Al、Nb-20Si-24Ti-2Cr-2Al、Nb-22Si-24Ti-2Cr-2Al中的一种，所述方法包括以下步骤：
(1)以一定原子比的Nb-Si基多元合金元素为合成原料，制备Nb-Si基多元合金棒；
(2)将Nb-Si基多元合金棒固定在等离子旋转电极设备的装样室，密封装置抽真空后充入保护气体进行气氛保护；
(3)设定等离子枪功率、等离子弧电流和电极棒转速工艺参数，让等离子枪扫描高速旋转的Nb-Si基多元合金棒料端部使其熔化，在离心力作用下熔化体雾化成液滴飞射出去，同时在惰性气体中冷却，液滴凝固成球形粉末颗粒，具体的参数为：等离子枪功率200kW，等离子枪起弧电流180A，等离子枪工作电压48V，电极棒转速15000m/min；
(4)利用放电等离子烧结炉，在一定的热压温度、压力和保压时间下对所得的球形粉末颗粒进行烧结，使致密化过程在极短时间内完成，烧结完成后试样随炉冷却，得到粉末冶金块体试样，烧结参数：热压温度1300℃，压力50MPa，保压时间5min；
(5)将上述所制得粉末冶金块体试样与非自耗真空电弧熔炼所制得的铸态试样用线切割机床切取单边缺口三点弯曲试样；在室温下利用电子万能试验机对试样进行三点弯曲试验，计算出断裂韧性，并取平均值；
(6)利用扫描电子显微镜观察试样的组织形貌和断形貌口，比较粉末冶金合金与铸态合金的室温断裂韧性的差异。
2.根据权利要求1所述的一种改善Nb-Si基多元合金室温断裂韧性的方法，其特征在于，步骤(1)中所选用的Nb-Si基多元合金锭为由非自耗真空电弧熔炼制备而得，再通过感应熔炼方法熔化合金锭并浇铸成的Φ70×150mm的合金棒。
3.根据权利要求1-2任一项所方法得到的Nb-Si基多元合金，其特征在于，步骤(4)得到的粉末冶金块体试样组织均匀致密，由NbSS固溶体和Nb5Si3强化相两相组成，相尺寸<2μm，其中NbSS固溶体是基体，而强化相Nb5Si3以岛状均匀分布于基体上，细化的NbSS相室温断裂方式为延性的韧窝型断裂。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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CN107790730B (zh) * 2017-10-20 2023-07-28 北京航空航天大学 一种在Nb-Si基合金上制备高温抗氧化涂层的方法
CN108456816A (zh) * 2018-02-08 2018-08-28 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种增加铁铬铝三元合金韧窝型断裂几率的方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104550956A (zh) * 2015-01-20 2015-04-29 哈尔滨工业大学 beta-gamma TiAl预合金粉放电等离子烧结制备构件的方法
CN104831100A (zh) * 2015-05-04 2015-08-12 北京航空航天大学 一种放电等离子(sps)烧结制备石墨烯增强金属基复合材料的方法
CN105081323A (zh) * 2015-09-16 2015-11-25 哈尔滨工业大学 一种放电等离子烧结及包套热轧制备TiAl/Ti合金层状复合板材的方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104550956A (zh) * 2015-01-20 2015-04-29 哈尔滨工业大学 beta-gamma TiAl预合金粉放电等离子烧结制备构件的方法
CN104831100A (zh) * 2015-05-04 2015-08-12 北京航空航天大学 一种放电等离子(sps)烧结制备石墨烯增强金属基复合材料的方法
CN105081323A (zh) * 2015-09-16 2015-11-25 哈尔滨工业大学 一种放电等离子烧结及包套热轧制备TiAl/Ti合金层状复合板材的方法

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