CN110090942A - 采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法 - Google Patents
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Abstract
采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe‑Al‑Ta多功能一体材料的方法，通过改变Fe‑Al‑Ta三元合金不同区域的凝固速率，来改变凝固组织特征，从而得到Fe‑Al‑Ta多功能一体材料。在低凝固速率时组织为层片状共晶，随着凝固速率的增大，组织向棒状共晶转化，当凝固速率进一步增大时，组织逐渐转变为球状共晶。由于不同凝固速率的凝固组织具有不同的性能，因此可以通过改变不同区域的凝固速率来改变材料性能，从而使材料性能集中化、简洁化、多样化，制备出多重功能集于一体的材料，使材料的综合性能提高。
Description
技术领域
本发明属于冶金技术领域，涉及对材料进行特定区域的特定的加工技术，特别涉及Fe-Al-Ta共晶复合材料，为一种采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法。
背景技术
随着现代科技的飞速发展，元件不断向小型化、集中化、储存量大的方向发展。目前虽然可以通过各种制备技术制备出性能优良的复合材料，但在实际应用中仍存在很多问题，例如材料性能趋于单一化、利用率低。这是因为在实际应用中多需要综合性能良好的材料，因此对材料的加工制备提出了更高的要求。在实际应用中如果材料性能被集中，可以使元件趋于小型化、集中化、简洁化，多重功能集于一体。
目前的一些方法可以制备出性能优异的复合材料，但是所制备出的材料性能单一，不能在同一块材料上呈现出多重性能，这就使得材料的利用率相对较低、使用寿命短。为了使器件材料具有多重性能，当前大多采用自组装方式来增加材料的多重性能，这种自组装模式制备出的材料器件的体积大、寿命短，并且在使用过程中易出现物理化学性能不相容等问题，极大地限制了在实际中的广泛应用。
发明内容
为了克服现有材料利用率低、性能单一等缺点，本发明的目的在于提供一种采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，通过布里奇曼定向凝固技术制备出某个特定的区域有特定性能的同时也能集多功能于一体的复合材料。此材料可以根据服役要求不同，使不同区域能够获得不同的性能，因而制备出不同区域具有不同性能的块体材料。进而有效地克服了自组装材料寿命短、性能差的缺陷和不足，同时也可以使材料性能单一的问题得到有效的解决，使整个材料具有多样化的性能，可以满足现代高技术飞速发展对高性能结构材料的迫切需求。
为了实现上述目的，本发明采用的技术方案是：
采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，通过改变Fe-Al-Ta三元合金不同区域的凝固速率，来改变凝固组织特征，从而得到Fe-Al-Ta多功能一体材料。
通过控制冷却速度、结晶方向、温度梯度，使试棒材料的凝固组织按照定向凝固的方向排列，消除晶体内的横向晶界，从而能有效地防止横向晶界处裂纹的萌生和扩展，使得抗热疲劳能力明显提高。其中冷却速度是单位质量的物体在单位时间内下降的温度，一般情况下，冷却速率越大，组织越细小；结晶的方向即定向凝固的方向；温度梯度是等温线或面的法线方向的温度变化率，本发明的布里奇曼定向凝固技术采用的是正温度梯度，它的方向是沿等温面法线由低温指向高温方向。同时，由定向凝固技术制备的材料具有弹性模量低、各向异性明显以及良好的振动阻尼效果。此外，在合适的工艺条件下，定向凝固技术可以消除气孔和偏析，从而改善机械性能，特别是强度和塑性。
将定向凝固技术应用于制备金属基自生复合材料，可以使金属基体相与增强相从熔体中同时共生复合，由于彻底消除了基体相与增强相之间的人为界面，并可通过凝固参数的调整来控制复合材料的显微组织，从而实现材料性能的最优化。通过改变不同区域的凝固速率，对凝固组织进行控制，可使不同区域具有不同的凝固组织，由于凝固组织的不同而导致力学性能的不同，从而具有不同的力学性能。采用较快的凝固速率，可以细化Fe-Al-Ta共晶的凝固组织，提高材料强度。随着凝固速率的提高Fe-Al-Ta共晶的凝固组织会逐渐细化，通过细化晶粒以提高材料强度的方法称为细晶强化，单位体积内晶粒的数目越多晶粒越细。实验表明，在常温下细晶金属材料比粗晶金属材料有更高的强度、硬度、塑性和韧性。这是因为细晶粒收到外力发生的塑性变形可分散在更多的晶粒内进行，塑性变形较均匀、应力集中较小；其次，晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折，越不利于裂纹的扩展；再次，晶界是位错运动的障碍，晶粒越细晶界越多，位错的阻力越大，屈服应力越高，强度越高。由此方法制备的共晶复合材料，它的最大特点是强化相的取向好、均匀分布、晶粒细化，增强相与基体相的界面结合牢固、物理化学兼容性好、具有良好的热稳定性和机械稳定性。
所述Fe-Al-Ta三元合金是根据Fe-Al-Ta相图共晶点成分配制的共晶合金，将所述共晶合金在高纯Ar气氛的真空感应熔炼炉中1580～1680℃熔炼制备共晶合金铸锭，将共晶合金铸锭进行布里奇曼定向凝固，获得Fe(Al,Ta)/Fe2Ta(Al)共晶复合材料，在液固相变过程中发生共晶反应。该共晶复合材料中Fe2Ta(Al)作为增强相，Fe(Al,Ta)固溶体作为基体相，增强相Fe2Ta(Al)沿着热流定向生长、均匀分布在Fe(Al,Ta)固溶基体相中，且有明显的各向异性。其力学性能被大幅提高，特别是高温强度和高温抗蠕变性能得到明显改善。
增强相的体积分数直接影响规则的共晶组织形貌，研究分析表明，当增强相体积分数小于1/π时，共晶组织一般为棒状组织，当增强相体积分数大于1/π时，共晶组织为层片状组织。本发明中，根据Fe-Al-Ta相图共晶点成分，所述Fe-Al-Ta三元合金中Fe:Al:Ta原子百分比为85：8：7。由此计算各质量百分数为Fe:76.25wt.％、Al:3.46wt.％、Ta:20.29wt.％。
所述布里奇曼定向凝固是在高温度梯度下进行的，温度梯度为150～200K/cm，定向凝固速率在0.1～900μm/s范围内调节，真空度为4.0×10-2Pa，Fe-Al-Ta三元合金试样的升降数据精度为±2μm/m。
通过改变定向凝固过程中的凝固速率，从而改变材料的微观组织结构，使构件的不同部位产生特定的凝固组织晶粒形态、大小和分布，从而达到不同部位具有不同性能的目的；所述凝固速率与凝固组织形态之间的关系为：
0<凝固速率≤6μm/s，定义为低凝固速率，凝固组织为短层片状共晶组织；
6μm/s<凝固速率≤200μm/s，定义为较低凝固速率，凝固组织既有短层片状共晶组织，也有部分短层片状共晶组织转变为棒状共晶组织；
200μm/s<凝固速率≤600μm/s，定义为较高凝固速率，凝固组织为棒状共晶组织；
600μm/s<凝固速率≤900μm/s，定义为高凝固速率，凝固组织为球状共晶组织。
采用较高的凝固速率，可以细化Fe-Al-Ta共晶的凝固组织提高材料强度。组织细化、均匀分布的增强相，提高了Fe-Al-Ta共晶的强度，其主要一方面是对于给定成分的共晶合金其析出的增强相的体积分数一定，且组织的细化增多了晶粒与晶粒的界面，材料变形时，大量的晶界阻碍了位错的移动；另一方面，增强相的细化使得共晶合金中两相相界面的增多，增大的相界面结合力固化了基体相，增强相的分布越是均匀，材料强度就越高。
金属的微观组织决定其力学性能，因此不同凝固组织所体现的性能略有差异：一般情况下，层片状共晶组织的高温抗蠕变性能、抗断裂性能以及室温塑性等高温力学性能较好。这是由于全层片组织能够产生较大的裂纹尖端应变，层片相界面两侧存在的不同晶体位向及晶体结构也能够阻碍解理裂纹跨越相界面，从而增大了抗裂纹扩展的能力；棒状组织拥有优良的塑性、韧性和抗疲劳性能，这是由于当增强相Fe2Ta(Al)以纤维状(棒状)分布在金属固溶体基体上，在承受载荷时，纤维状的强化相起到主要的作用。基体相起着连接纤维相和传递载荷的作用，若其中某些纤维断裂时它又能承受局部载荷。因此，棒状共晶组织具有良好的常温力学性能；球状组织则具有耐磨性好、强度高的特点。
将所述Fe-Al-Ta三元合金加工成毛坯棒，作为试棒放入连接在布里奇曼定向凝固设备抽拉杆(17)上的刚玉管中，在真空环境下加热使试棒熔化，设定抽拉杆(17)的抽拉速率和行程进行抽拉，使刚玉管从加热区向加热区外的液态金属冷却液(16)单向运动，从而改变试棒不同区域的凝固速率，实现定向凝固，当抽拉到指定行程后进行快淬，停止加热，冷却至室温即得Fe-Al-Ta多功能一体材料。随抽拉杆(17)抽拉速率的增大，单位体积内Fe-Al-Ta共晶的增强相Fe2Ta(Al)相的数量不断增加，组织分布逐渐细化、均匀，凝固组织发生由层片共晶向棒状组织甚至向短棒状或球状组织的转变；且Fe-Al-Ta共晶的连续长层片组织出现断裂，转变为不连续的短层片组织，随后层片组织断裂口间距逐渐拉大，且层片组织的弯曲度逐渐消失，转变为横直的层片组织。抽拉杆(17)的抽拉速率在从150μm/s增加到200μm/s时，短层片组织转变为棒状组织，当凝固速率进一步增大，棒状组织逐渐变为球状。
晶粒在没有达到纳米晶前，基本符合霍尔佩吉公式，也就是晶粒越小硬度越高。材料的耐磨性与材料的组成成分、结构、强度、硬度等因素有关。一般来说，强度较高且密实的材料，其硬度较大，耐磨性较好。在室温下，晶粒越细小，其强度、硬度越高，塑性、韧性越好，但晶粒太细，易产生应力集中，因而对高温条件下工作的金属材料，晶粒过粗、过细都不好，而对于制造电视和变压器的硅钢片来说，则希望晶粒越粗大越好。因此，控制晶粒大小是改善材料性能的重要措施之一。
随着抽拉速率的增大，Fe-Al-Ta共晶的层片状结构具有明显的演变规律，连续的长层片组织出现了断裂，转变为不连续的短层片状组织，随后层片组织断裂口间距逐渐拉大，且层片组织的弯曲度逐渐消失，转变为横直的层片组织。抽拉速率较高时，短层片组织转变为棒状组织，当凝固速率进一步增大，棒状组织逐渐变为球状。从晶体学的角度来讲，为了适应较高的抽拉速度，界面能趋于降低，层片状组织向棒状组织转变，棒状组织向球状组织转变。
本发明通过改变定向凝固过程中的凝固速率，从而改变材料的微观组织结构，使构件的不同部位产生特定的凝固组织晶粒形态、大小和分布，从而达到不同部位具有不同性能的目的。在凝固速率较低的时候，材料的组织结构为层片状共晶，随着凝固速率的提高，凝固组织发生层片状-棒状-球化的演变。
与现有技术相比，本发明采用布里奇曼定向凝固技术制备的材料集多重功能于一体，可使器件小型化、高效化、集中化，并且提高了材料的利用率，延长了器件的使用寿命。该多功能材料在工业生产中有望大规模应用，对于拓展布里奇曼定向凝固技术的应用具有重要价值。
附图说明
图1为共晶复合材料组织示意图。
图2为布里奇曼定向凝固设备原理图。
图3为定向凝固原理示意图。
图4为本发明所得多功能一体Fe-Al-Ta共晶复合材料示意图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例详细说明本发明的实施方式。
本发明利用布里奇曼定向凝固技术制备Fe(Al,Ta)/Fe2Ta(Al)共晶复合材料。通过改变特定区域材料凝固速率而改变复合材特定区域的凝固组织结构，从而可以改变特定区域的性能。
当布里奇曼定向凝固的凝固速率较低时，为层片状共晶组织，凝固速率增大时则向棒状共晶组织转化，随着凝固速率进一步增大，组织将转变为球状共晶组织。层片状共晶组织高温抗蠕变、抗断裂性能及室温塑性较好，棒状共晶组织塑性、韧性及抗疲劳性等力学性能较好，球状共晶组织具有耐磨性好、强度高的特点。
层片状共晶组织是最常见的一类规则共晶组织，组织中共晶两相成层片状交替生长，如图1(a)所示。当共晶结晶时，两相并排长大，且其生长方向与固-液界面保持宏观上的平界面。规则共晶除层片状共晶外，另一类是棒状共晶。该组织中增强相以棒状或纤维状形态沿着生长方向规则地分布在连续基体中，如图1(b)所示。球状(或短棒状)共晶是增强相呈球状或短棒状分散在连续基体中。如图1(c)所示。
具体地，本发明可基于图2所示的布里奇曼定向凝固设备来执行所述布里奇曼定向凝固技术，通过改变凝固速率，从而获得特定组织且性能优异的共晶自生复合材料。该设备主要由PCL控制中心、抽真空装置系统、加热控制系统、抽拉装置等部分组成，在加热炉外布设带有进水口11和出水口12的循环冷却水管路，加热控制系统主要包括设置在加热炉壁的隔热衬套14和发热棒13，抽拉装置主要包括从加热炉底部深入炉内的抽拉杆17，抽拉杆17顶端连接用于放置试棒15的刚玉管，抽拉杆17外设置液态金属16作为金属冷却液，液态金属16为Ga-In-Sn合金，该合金熔点低，室温下表现为液态，冷却能力优良且对冷却体无污染，交流电机18的输出连接抽拉杆17控制其抽拉动作。
结合图3的定向凝固原理，该设备工作过程：
试棒15选用Fe-Al-Ta毛坯棒，装入刚玉管中，刚玉管固定在突出液态金属16液面1cm的抽拉杆17上，为了保证恒定的温度梯度，用隔热板23将冷却区(液态金属16)与加热区(加热炉内)上下隔开，其中隔热板23选用高纯的氧化铝免烧砖制成，加热炉内可设置高纯较厚的石墨套21套在刚玉管外，与隔热衬套14共同起到加热保温的作用，同时石墨套21还能降低外加场对合金熔体定向生长产生的电磁扰动影响。打扫干净炉体后将其密封，进行抽真空，抽到指定真空度时充入氩气，打开循环冷却水确保实验设备的正常运转，打开加热电源，逐级调节输入功率，使合金逐渐熔化，将温度调到1600℃后保温一段时间待合金全部熔化后在PLC控制系统中设定抽拉速率和行程进行抽拉。当抽拉到指定行程后按快淬按钮停止，关闭加热电源待试样冷却至室温后打开炉门取出试样。
其中，刚玉管中的熔融的合金液26向下移动时进入液态金属16中开始结晶，晶体随刚玉管的下降沿着热流的反方向逐渐长大，实现定向凝固。其中24为定向凝固后的Fe-Al-Ta共晶复合材料，25为未熔化的铸态合金。22为感应线圈，作为加热设备，用于融化刚玉管内的Fe-Al-Ta铸态合金。当感应线圈22中通过一定频率的交流电时，在其内外将产生与电流变化频率相同的交变磁场。金属工件放入感应圈内，在磁场作用下，工件内就会产生与感应圈频率相同而方向相反的感应电流。由于感应电流沿工件表面形成封闭回路，通常称为涡流。此涡流将电能变成热能，将工件迅速加热，并熔化。
利用该设备进行布里奇曼定向凝固的工艺参数如下：
熔炼温度1580～1680℃，温度梯度为150～200K/cm，定向凝固速率可在0.1～900μm/s范围内调节，淬火速度为80mm/s，最高真空度为6.2×10-4Pa～4.0×10-2Pa，试样的升降数据精度为±2μm/m。
以下是几个得到不同功能材料的实施例。
实施例1：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程(抽拉速率是试样向下运动进入冷却液中的速率，如6μm/s；抽拉行程指的是向下运动的距离)进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后待定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，要求其高温抗蠕变性能、抗断裂性能以及室温塑性良好时，则通过控制抽拉速率，自下而上在低的凝固速率(0～6μm/s)下定向凝固。由此可获得微观组织为层片状共晶的块体材料，具有较高的高温抗蠕变性能。如图4(a)所示。
实施例2：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后待定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，要求其塑性、韧性及抗疲劳等性能优良时，则通过控制抽拉速率，自下而上在较高凝固速率(200μm/s～600μm/s)下定向凝固。由此获得微观组织为棒状共晶的块体材料，且具有良好的塑性、韧性及抗疲劳性能。如图4(b)所示。
实施例3：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后待定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，要求其耐磨性能及强度优良时，则通过控制抽拉速率，自下而上在高的凝固速率(600-900μm/s)定向凝固。由此获得微观组织为球状共晶的块体材料，具有较高的耐磨性及强度。如图4(c)所示。
实施例4：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，要求其一部分高温抗蠕变性能、抗断裂性能以及室温塑性良好，另一部分耐磨性能及强度高时，则通过控制抽拉速率，自下而上进行定向凝固。在要求高温抗蠕变、抗断裂性能以及室温塑性好的部分进行低速率(≤6μm/s)；要求耐磨性能及强度高的部分进行高速率(600-900μm/s)的凝固。如，材料的下半部分进行低速率凝固，上半部分进行高速率凝固，由此获得材料微观组织下半部分为层片共晶组织具有较高的高温抗蠕变、抗断裂性能以及室温塑性能，上半部分为球状共晶组织则具有良好的耐磨性及强度。如图4(d)所示。
实施例5：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，要求其一部分高温抗蠕变、抗断裂性能以及室温塑性能良好，另一部分要求塑性、韧性及抗疲劳等性能好时，则通过控制抽拉速率，自下而上进行定向凝固。在要求高温抗蠕变性能、抗断裂性能以及室温塑性好的部分进行低速率的凝固(≤6μm/s)的定向凝固，组织为层片共晶；要求塑性、韧性及抗疲劳性好的部分进行较高速率(200-600μm/s)的定向凝固，组织为棒状共晶。如，材料的下半部分进行低速率凝固，上半部分进行较高速率凝固，由此获得材料微观组织下半部分为层片共晶组织具有较高的高温抗蠕变性能、抗断裂性能以及室温塑性，上半部分为棒状共晶组织则具有良好的塑性、韧性及抗疲劳性能。如图4(e)所示。
实施例6：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后待定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，要求其一部分需要塑性、韧性及抗疲劳性能好，另一部分需要耐磨性能及强度高时，则通过控制抽拉速率，自下而上进行定向凝固。在要求塑性、韧性及抗疲劳等性能好的部分进行较高速率(200-600μm/s)的定向凝固，组织为棒状共晶；要求耐磨性能及强度高的部分进行高速率(600-900μm/s)的定向凝固。如，材料的下半部分进行较高速率凝固，上半部分进行高速率凝固。由此获得材料微观组织下半部分为棒状共晶组织塑性、韧性及抗疲劳性能好，上半部分为球状共晶组织耐磨性及强度高。如图4(f)。
实施例7：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后待定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，要求其兼具三种不同的性能时，则通过控制抽拉速率，自下而上进行定向凝固。在要求塑性、韧性及抗疲劳等性能好的部分进行较高速率(200-600μm/s)的定向凝固，组织为棒状共晶；要求高温抗蠕变、抗断裂性能以及室温塑性能良好的部分进行低速率的凝固(≤6μm/s)的定向凝固，组织为层片共晶；要求耐磨性能及强度高的部分进行高速率的凝固(600-900μm/s)，组织为球状共晶。如，材料的下半部分进行较高速率凝固，中间进行高速率凝固，上半部分进行低速率凝固。由此获得材料微观组织下半部分为棒状共晶组织塑性、韧性及抗疲劳性好，中间部分为球状共晶组织耐磨性及强度好，上半部分为层片共晶组织高温抗蠕变、抗断裂性能以及室温塑性能好。如图4(g)所示。
实施例8：
1)将刚玉管固定于抽拉杆上，然后将线切割的试棒放入其中，保证刚玉管与试棒位于石墨套中心位置。依次打开机械泵与分子泵抽真空，至真空度为4.0×10-2Pa时逐级调节加热功率依次为2.5Kw、5Kw和7Kw，在加热期间复合真空计数值降为0时依次关闭分子泵和机械泵，加热20min后按照设置的抽拉速率与抽拉行程进行抽拉。抽拉结束后关闭加热电源，30min后可关闭循环水随炉冷却，90min后待定向凝固试样完全冷却，可以从炉子中取出。
2)当材料服役时，若要求其兼具三种不同的性能的同时，性能更加多样化，则通过控制抽拉速率，自下而上在进行定向凝固。在要求塑性、韧性及抗疲劳的部分进行较高速率的凝固；要求高温抗蠕变、抗断裂性能以及室温塑性好的部分进行低的速率凝固；要求耐磨性能及强度高的部分进行高速率的凝固。如，将材料划分为四个区域，材料的最下部分进行较高速率凝固，中下进行高速率凝固，中上部分进行低速率凝固，最上的部分进行高速率凝固。由此获得材料微观组织最下部分为棒状共晶组织塑性、韧性及抗疲劳好，中下部分为球状共晶组织耐磨性能及强度高，中上部分为层片共晶组织高温抗蠕变、抗断裂性能以及室温塑性能好，最上的部分为球状共晶组织耐磨性及强度好。由此获得一整块材料分四个区域，具有三个不同的性能。如图4(h)所示。
产品性能描述：
通过布里奇曼定向凝固技术制备多功能为一体的Fe-Al-Ta共晶复合材料，通过改变凝固速率而改变合金的凝固组织，制备出多重功能集于一体的材料，材料的综合性能提高。
以上所述仅为本发明的一种材料实施方式，不是全部或唯一的实施方式，本领域普通技术人员通过阅读本发明说明书而对本发明技术方案采取任何等效的变换，均为本发明的权利要求所涵盖。
Claims (10)
1.采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，通过改变Fe-Al-Ta三元合金不同区域的凝固速率，来改变凝固组织的特征，从而得到Fe-Al-Ta多功能一体材料。
2.根据权利要求1所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，所述Fe-Al-Ta三元合金是根据Fe-Al-Ta相图共晶成分点配制的共晶合金。
3.根据权利要求2所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，所述共晶合金在高纯Ar气氛的真空感应熔炼炉中1580～1680℃熔炼制备共晶合金铸锭，将共晶合金铸锭进行布里奇曼定向凝固，获得Fe(Al,Ta)/Fe2Ta(Al)共晶复合材料，在液固相变过程中发生共晶反应，该共晶复合材料中Fe2Ta(Al)作为增强相，Fe(Al,Ta)作为基体相，增强相Fe2Ta(Al)沿着热流定向生长、均匀分布在Fe(Al,Ta)固溶基体相中，且有明显的各向异性。
4.根据权利要求3所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，所述Fe-Al-Ta三元合金中Fe:Al:Ta原子比例为85：8：7。
5.根据权利要求1或3所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，所述布里奇曼定向凝固是在高温度梯度下进行的，温度梯度为150～200K/cm，定向凝固速率在0.1～900μm/s范围内调节，真空度为4.0×10-2Pa，Fe-Al-Ta三元合金试样的升降数据精度为±2μm/m。
6.根据权利要求5所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，通过改变定向凝固过程中的凝固速率，从而改变材料的微观组织结构，使构件不同部位产生特定的凝固组织晶粒形态、大小和分布，从而达到不同部位具有不同性能的目的；通过改变不同区域的凝固速率，对凝固组织进行控制，使不同区域具有不同的凝固组织，从而具有不同的力学性能。
7.根据权利要求5所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，所述凝固速率与凝固组织形态之间的关系为：
0<凝固速率≤6μm/s，为短层片状共晶组织；
6μm/s<凝固速率≤200μm/s，既有短层片状共晶组织，也有部分短层片状共晶组织转变为棒状共晶组织；
200μm/s<凝固速率≤600μm/s，为棒状共晶组织；
600μm/s<凝固速率≤900μm/s，为球状共晶组织。
8.根据权利要求5所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，将所述Fe-Al-Ta三元合金加工成毛坯棒，作为试棒放入连接在布里奇曼定向凝固设备抽拉杆(17)上的刚玉管中，在真空环境下加热使试棒熔化，设定抽拉杆(17)的抽拉速率和行程进行抽拉，使刚玉管从加热区向加热区外的液态金属冷却液(16)单向运动，从而改变试棒不同区域的凝固速率，实现定向凝固，当抽拉到指定行程后进行快淬，停止加热，冷却至室温即得Fe-Al-Ta多功能一体材料。
9.根据权利要求8所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，随抽拉杆(17)抽拉速率的增大，单位体积内Fe-Al-Ta共晶的增强相Fe2Ta(Al)相的数量不断增加，组织分布逐渐细化、均匀，凝固组织发生由层片共晶向棒状组织甚至向短棒状或球状组织的转变；且Fe-Al-Ta共晶的连续长层片组织出现断裂，转变为不连续的短层片组织，随后层片组织断裂口间距逐渐拉大，且层片组织的弯曲度逐渐消失，转变为横直的层片组织。
10.根据权利要求1所述采用布里奇曼定向凝固技术制备Fe-Al-Ta多功能一体材料的方法，其特征在于，通过控制冷却速度、结晶方向、温度梯度，使试棒材料的凝固组织按照定向凝固的方向排列，消除晶体内的横向晶界，从而防止横向晶界处裂纹的萌生和扩展，使得抗热疲劳能力明显提高。其中冷却速率是单位质量的物体在单位时间内下降的温度，冷却速率越大，组织越细小；结晶的方向即定向凝固的方向；温度梯度是等温线或面的法线方向的温度变化率。
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