CN106929764A - 一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料及制备方法 - Google Patents

一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料及制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料及制备方法，选取合金化元素使得材料发生相变时，体系仍处于纳米尺度；选定元素后，利用高能球磨法制备纳米晶粉末，并通过高压烧结制备得到单相纳米晶材料；依据选定的两相分数和晶粒尺寸，依据相图计算确定热处理工艺；依据得到的热处理工艺，对单相纳米晶材料在高于同素异构转变温度以上，低于同素异构转变结束温度以下进行短时退火，使部分晶粒发生相变，并利用纳米尺度晶界对相界迁移的抑制作用，使得新相处于超细晶尺度并保留至室温，从而得组织可控的纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料。

Description

一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料及制备方法
技术领域
本发明属于纳米晶铁基块体材料及其制备方法，涉及一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料及制备方法。
背景技术
金属材料的强度和塑性往往不可兼得：高强度对应低塑性，反之亦然；该倒置关系，极大限制了金属材料的发展。金属纳米晶材料具有数倍于传统金属粗晶材料的强度，但纳米晶粒的位错存储和增殖能力较差，导致金属纳米晶材料塑性变形不均匀，加工硬化能力差，塑性大大降低[Meyers,M.A.,Mishra,A.&Benson,D.J.Mechanical properties ofnanocrystalline materials.Prog.Mater.Sci.51,427-556(2006).]。因此,提高金属纳米晶材料的塑性，获得高强高塑的综合力学性能，具有重大的科学及工程意义。
双峰组织通过向纳米晶基体中引入超细晶/粗晶来抑制纳米晶基体的塑性失稳，兼有纳米晶材料的高强度和粗晶材料的高塑性，近年来在材料力学性能优化调控中发挥重要作用。2002年，Y.M.Wang等[Y.M.Wang,et al.High tensile ductility in ananostructured metal.Nature 419,912-915(2002).]首先制备得到超细晶+粗晶双峰Cu。其制备工艺为，首先在液氮温度下对粗晶Cu进行低温轧制生成超细晶Cu，随后采用短时退火使得部分晶粒再结晶获得双峰Cu，最终获得超过60％的拉伸塑性和6倍于粗晶Cu的拉伸强度。2003年，D.Witkin等[D,Witkin,et al.Al-Mg alloy engineered with bimodalgrain size for high strength and increased ductility.Scripta Mater.49,297-302(2003).]将低温球磨获得的Al-Mg纳米晶颗粒和未经球磨的粗晶颗粒混合，通过热等静压挤出块体Al-Mg双峰材料，获得了847MPa的高断裂强度。南京理工大学公开的“晶粒尺寸可控双峰分布的块体超细/纳米晶合金制备方法”(公开号：101348869B，公开日期：2010-06-02)针对共析或共晶体系合金，由相图结合杠杆定律计算选取合金成分，固溶加热后冷却，控制先共析相或先共晶相的尺寸，再由塑性变形细化合金组织得到完全的超细晶/纳米晶合金，最后在高于先共析相或先共晶相再结晶温度条件下对得到的合金短时退火，得到具有晶粒尺寸双峰分布组织的块体超细/纳米晶合金。太原理工大学公开的“一种亚微米尺度双峰超细晶镍材料的电化学沉积制备方法”(公开号:CN105951132A，公开日:2016.09.21)利用直流电沉积技术具有亚微米尺度晶粒双峰分布的超细晶镍及其制备方法；所要解决的技术问题是提供一种强度与塑性匹配性好、制备工艺简单的亚微米尺度双峰超细晶镍材料。唐山学院公开的“具有双峰尺度铁素体组织的高强钢及其低成本制备方法”(公开号:CN106011422A，公开日:2016.10.12)采用普通低碳钢为原料板，通过冷变形+两相区淬火处理，获得了细小的准多边形铁素体晶粒分布在粗大的多边形铁素体晶粒周围的双峰尺度组织。
值得注意的是，南京理工大学的工艺对参数较为敏感，性能不易重复；D.Witkin、太原理工大学的工艺涉及复杂的化学物理过程，成本较高；Y.M.Wang、唐山学院的工艺仅能制备单相材料，在工业应用中存在局限性。
发明内容
要解决的技术问题
为了避免现有技术的不足之处，本发明提出一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料及制备方法，首次公开一种新的纳米晶+超细晶双相铁基块体材料，制备方法可以定量控制双峰组织中铁素体和奥氏体两相的体积分数、晶粒度。
技术方案
一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料，其特征在于合金成分的原子百分比为：5-25％的Ni，0.5-3％的Zr，其余为Fe。
一种纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料及其制备方法，其特征在于步骤如下：
步骤1：将选定合金利用高能球磨使合金晶粒尺寸细化至20～50纳米；
步骤2：通过高压烧结制备得到单相块体材料；其中：压力为2～6GPa，温度为500～1000摄氏度；
步骤3：选定目标双相双峰组织的两相体积分数和晶粒度，根据相图T0线确定α→γ相变开始点，再使用新相生长模型和晶粒长大模型计算最终热处理温度和时间；
和计算最终热处理温度和时间；
步骤4：采用步骤3得到的最终热处理温度和时间进行热处理，使步骤2得到的纳米晶材料部分发生相变，从而得到组织可控的纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料。
所述球磨时间为30～100小时，转速200～500转每分钟，球料比为10:1～5:1。
所述高压烧结的压力为2～6GPa，温度为500～1000摄氏度。
所述新相生长模型采用“Inter.Mater.Rev.52,193-212(2007).”所述的模型。
所述晶粒长大模型采用“Grain boundary migration in metals:thermodynamics,kinetics,applications.CRC press,2009.”所述的模型。
所述热处理温度为300～800摄氏度，升温速率为10～50摄氏度每分钟，时间小于为30分钟。
有益效果
本发明提出的一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料及制备方法，选取合金化元素使得材料发生相变时，体系仍处于纳米尺度；选定元素后，利用高能球磨法制备纳米晶粉末，并通过高压烧结制备得到单相纳米晶材料；依据选定的两相分数和晶粒尺寸，依据相图计算确定热处理工艺；依据得到的热处理工艺，对单相纳米晶材料在高于同素异构转变温度以上，低于同素异构转变结束温度以下进行短时退火，使部分晶粒发生相变，并利用纳米尺度晶界对相界迁移的抑制作用，使得新相处于超细晶尺度并保留至室温，从而得组织可控的纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料。
与现有技术相比，其优势有：(1)可以在具有相变的铁基合金中实现纳米晶/超细晶的可控双相双峰分布(定量控制两相体积分数和晶粒尺寸)；(2)通过相变原位生成新相，可人为设计引入相变诱导塑性、孪晶诱导塑性等强化机制；(3)首次在纳米晶合金中利用微观组织结构的本征变化，简单等运用大塑性变形+两相区短时退火的工艺组合，易于实现。
附图说明
图1是本发明纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料及制备方法的工艺路线图。
图2是铁镍合金相图。
图3是本发明制备得到的Fe91Ni8Zr1双相双峰合金的组织照片。
图4是本发明制备得到的Fe91Ni8Zr1双相双峰合金的晶粒尺寸分布图。
图5是纳米晶Fe91Ni8Zr1材料和Fe91Ni8Zr1双相双峰材料的室温压缩工程应力-应变曲线。
图6是纳米晶Fe90Ni8Zr2材料和Fe90Ni8Zr2双相双峰材料的室温压缩工程应力-应变曲线。
具体实施方式
现结合实施例、附图对本发明作进一步描述：
结合图1，本发明纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料及其制备方法，利用了合金化、大塑性变形和本征相变调控纳米晶材料组织，获得了双相双峰铁基块体材料，为新一代高强高塑铁基材料提供新的制备思路，包括以下步骤：
(1)选取元素Ni元素(5-25at.％)降低体系α→γ相变的相变点，同时选取Zr元素(0.5-3at.％)提高铁基纳米晶体系的热稳定性；
(2)选定合金成分后，利用高能球磨(球磨时间为30～100小时，转速200～500转每分钟，球料比为10:1～5:1)使合金粉末晶粒尺寸细化至20～50纳米，并通过压力为2～6GPa，温度为500～1000摄氏度的高压烧结制备得到单相块体材料；
(3)选定目标组织的两相体积分数和晶粒度，根据FeNi相图T0线确定α→γ相变开始点，再使用新相生长模型[Inter.Mater.Rev.52,193-212(2007).]和晶粒长大模型[Grain boundary migration in metals:thermodynamics,kinetics,applications.CRCpress,2009.]计算最终热处理温度和时间。
(4)根据热处理工艺进行短时退火，升温速率为10～50摄氏度每分钟，退火时间为0～30分钟，纳米晶基体部分发生相变，由于纳米晶大量晶界的阻碍作用，新相处于超细晶尺度，冷却时得以保留而不发生逆转变，从而得到组织可控的纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料。
下面以实施例进一步说明本方法。
实施例1：Fe91Ni8Zr1双相双峰合金的制备
合金成分(原子百分比)：8％Ni，1％Zr，其余为Fe。
制备工艺：(1)选用Fe粉、Ni粉和Zr粉，采用高能球磨法制备铁素体单相纳米晶粉末(工艺参数：转速为250转每分钟，球磨时间为50小时，球料比为10:1，过程控制剂为正己烷)；(2)采用六面顶设备进行超高压烧结制备铁素体单相纳米晶块体材料(工艺参数：15分钟内加压至5.5GPa，以200摄氏度每分钟的速率升温至600摄氏度保温10-30分钟后冷却，泄压)；(3)选定铁素体(bcc)平均晶粒尺寸50纳米，体积分数65％，奥氏体(fcc)平均晶粒尺寸150纳米，体积分数35％，计算得到最终热处理温度为710摄氏度。(4)30摄氏度每分钟的速率升温至710摄氏度保温10分钟后冷却至室温，获得Fe91Ni8Zr1双相双峰合金。
组织(如图2)：呈现铁素体(bcc)纳米晶+奥氏体(fcc)超细晶的双峰分布，两相晶粒尺寸统计图如图3所示，铁素体(bcc)体积分数67％，平均晶粒尺寸为53纳米，奥氏体(fcc)体积分数33％，平均晶粒尺寸为168纳米。
力学性能测试结果(如图4)：烧结获得纳米晶铁素体单相材料抗压强度为3.2GPa，塑性仅为4％，而经过两相区短时退火抗压强度提升至4.25GPa，塑性大幅提升至32％。
实施例2：Fe90Ni8Zr2双相双峰合金的制备
合金成分(原子百分比)：8％Ni，2％Zr，其余为Fe。
制备工艺：(1)选用Fe粉、Ni粉和Zr粉，采用高能球磨法制备铁素体单相纳米晶粉末(工艺参数：转速为250转每分钟，球磨时间为50小时，球料比为10:1，过程控制剂为正己烷)；(2)采用六面顶设备进行超高压烧结制备铁素体单相纳米晶块体材料(工艺参数：15分钟内加压至5.5GPa，以200摄氏度每分钟的速率升温至600摄氏度保温10-30分钟后冷却，泄压)；(3)选定铁素体(bcc)平均晶粒尺寸40纳米，体积分数50％，奥氏体(fcc)平均晶粒尺寸120nm，体积分数50％，计算得到最终热处理温度为690摄氏度。(4)30摄氏度每分钟的速率升温至690摄氏度保温5分钟后冷却至室温，获得Fe90Ni8Zr2双相双峰合金。
组织：铁素体(bcc)纳米晶+奥氏体(fcc)超细晶的双峰分布，铁素体(bcc)体积分数46％，奥氏体(fcc)体积分数54％。
力学性能测试结果(如图5所示)：烧结获得纳米晶铁素体单相纳米晶材料抗压强度为3.2GPa，塑性仅为3％，而经过两相区短时退火抗压强度提升至4.25GPa，塑性提升至11.5％。

Claims (7)

1.一种纳米晶/超细晶双相双峰块体材料，其特征在于合金成分的原子百分比为：5-25％的Ni，0.5-3％的Zr，其余为Fe。
2.一种权利要求1所述纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料的制备方法，其特征在于步骤如下：
步骤1：将选定合金利用高能球磨使合金晶粒尺寸细化至20～50纳米；
步骤2：通过高压烧结制备得到单相块体材料；其中：压力为2～6GPa，温度为500～1000摄氏度；
步骤3：选定目标双相双峰组织的两相体积分数和晶粒度，根据相图T0线确定α→γ相变开始点，再使用新相生长模型和晶粒长大模型计算最终热处理温度和时间；
和计算最终热处理温度和时间；
步骤4：采用步骤3得到的最终热处理温度和时间进行热处理，使步骤2得到的纳米晶材料部分发生相变，从而得到组织可控的纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料。
3.根据权利要求2所述纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料的制备方法，其特征在于：所述球磨时间为30～100小时，转速200～500转每分钟，球料比为10:1～5:1。
4.根据权利要求2所述纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料及其制备方法，其特征在于：所述高压烧结的压力为2～6GPa，温度为500～1000摄氏度。
5.根据权利要求2所述纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料的制备方法，其特征在于：所述新相生长模型采用“Inter.Mater.Rev.52,193-212(2007).”所述的模型。
6.根据权利要求2所述纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料的制备方法，其特征在于：所述晶粒长大模型采用“Grain boundary migration in metals:thermodynamics,kinetics,applications.CRC press,2009.”所述的模型。
7.根据权利要求2所述纳米晶/超细晶双相双峰铁基块体材料的制备方法，其特征在于：所述热处理温度为300～800摄氏度，升温速率为10～50摄氏度每分钟，时间小于为30分钟。
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