CN113201706A - 一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法 - Google Patents

一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，属于合金材料加工技术领域。本发明在定向凝固的过程中施加与定向凝固方向平行的稳恒磁场，并重新调整稳恒磁场的强度和定向凝固的抽拉速率，利用磁场与热电流交互作用而引发的热电磁效应，以及通过控制抽拉速率改变磁场效果，即在磁场强度和抽拉速率的协同作用下，改善熔体中NiAl枝晶的形貌、取向和分布，使原本规则排列的柱状枝晶以颗粒形式存在，同时颗粒又保留有一定的择优取向，而枝晶间Ni3Al始终保持单晶基体，从而生成了定向NiAl颗粒和单晶Ni3Al基体组成的复合结构，使得Ni3Al合金的高温力学性能得到有效改善。

Description

一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法
技术领域
本发明涉及合金材料加工技术领域，具体涉及一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法。
背景技术
Ni3Al合金由于其主要金相组织为金属间化合物Ni3Al相，是一种硬脆相，因而在难以在高温环境下表现出较好的性能。目前经过多年研究，已经研制出一批以Ni3Al为基体，通过添加B、Cr、Hf、Zr等强化合金元素的系列合金，但是目前仅有富Ni的Ni3Al基合金(γ/γ′)投入到工业应用中，其熔点和密度较传统镍基高温合金仍提升不多。而提高Al含量引入β(NiAl)相虽然可以获得熔点和密度上的优势，但由于脆硬的β相和本征脆性的β/γ′两相界面容易导致合金的脆性断裂，使富Al的Ni3Al基合金的工业应用受到极大限制。
同时，另一种比较有效的提高Ni3Al基合金塑性的方法是控制晶粒的形状，采用定向凝固的方式得到柱状晶，可以抑制裂纹沿晶界的延伸和扩展，降低其脆性，但是其塑性的提高幅度仍有限，仍无法满足航空航天、能源动力等高温技术产业的极端苛刻条件下的服役要求，其中，高温强度不足仍然是Ni3Al基合金急需克服的问题之一。
发明内容
本发明的目的在于提供一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，本发明提供的方法制备得到的Ni3Al合金枝晶的形貌、取向和分布得到有效改善，表现出较高的高温力学性能。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明的技术方案提供了一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，包括：将Ni3Al合金棒材依次进行熔炼和定向凝固，得到Ni3Al合金；
所述定向凝固包括：将熔炼得到的Ni3Al合金熔体在稳恒磁场的作用下，抽拉入冷却介质中，直至完全凝固；所述稳恒磁场的方向与定向凝固的方向平行；所述稳恒磁场的磁场强度为0.05～0.9T；所述定向凝固的抽拉速率为8～30μm/s。
优选的，所述稳恒磁场的磁场强度为0.1～0.8T。
优选的，所述Ni3Al合金棒材的化学组成包括：Ni、Al、Zr和B；所述Ni、Al、Zr和B的物质的量之比为73：26.5：0.4：0.1。
优选的，所述定向凝固的抽拉速率为10～25μm/s。
优选的，所述熔炼的温度为1550℃，所述熔炼的时间为35～55min。
优选的，加热至所述熔炼的温度的升温速率为5～9.5℃/min。
优选的，所述定向凝固的温度梯度为45℃/cm。
优选的，所述冷却介质包括Ga-In-Sn液态合金、Ga-Sn液态合金、Ga-In液态合金或冰水混合物。
优选的，所述Ni3Al合金的相组成包括NiAl相和Ni3Al相。
优选的，所述NiAl相为定向分布的颗粒，所述Ni3Al相为单晶。
本发明提供了一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，包括：将Ni3Al合金棒材依次进行熔炼和定向凝固，得到Ni3Al合金；所述定向凝固包括：将熔炼得到的Ni3Al合金熔体在稳恒磁场的作用下，抽拉入冷却介质中，直至完全凝固；所述稳恒磁场的方向与定向凝固的方向平行；所述稳恒磁场的磁场强度为0.05～0.9T；所述定向凝固的抽拉速率为8～30μm/s。本发明在定向凝固的过程中施加与定向凝固方向平行的稳恒磁场，并重新调整稳恒磁场的强度和定向凝固的抽拉速率，利用磁场与热电流交互作用而引发的热电磁效应，以及通过控制抽拉速率改变磁场效果，即在磁场强度和抽拉速率的协同作用下，改善熔体中NiAl枝晶的形貌、取向和分布，使原本规则排列的柱状枝晶以颗粒形式存在，同时颗粒又保留有一定的择优取向，而枝晶间Ni3Al始终保持单晶基体，从而生成了定向NiAl颗粒和单晶Ni3Al基体组成的复合结构，使得Ni3Al合金的高温力学性能得到有效改善。
实施例和对比例结果表明，对比例1不施加磁场时，合金650℃时拉伸强度为688MPa，断裂延伸率为4.4％，1000℃时拉伸强度为143MPa，断裂延伸率为44％；实施例1～4施加不同稳恒磁场并匹配不同抽拉速率后，合金650℃时的拉伸强度和断裂延伸率分别能够达到693.2～927.1MPa、4.5～6％；1000℃时的拉伸强度和断裂延伸率分别能够达到149～193.5MPa、45.5～62.5％；实施例1～4相对于对比例1无磁场时，650℃和1000℃时合金的拉伸强度和断裂延伸率均显著提升。
附图说明
图1为本发明实施例1～4方法和Bridgman定向凝固装置的示意图；
图2为本发明对比例1和实施例1的定向凝固组织三维重构图；
图3为本发明实施例1～4制备得到的Ni3Al合金拉伸断口形貌扫描图，其中，图a～d分别对应实施例1～4；
图4为本发明实施例1制备得到的Ni3Al合金显微照片，其中，图a1为平行于稳恒磁场方向的金相组织图，图a2为垂直于稳恒磁场的金相显微图。
具体实施方式
本发明的技术方案提供了一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，包括：将Ni3Al合金棒材依次进行熔炼和定向凝固，得到Ni3Al合金；
所述定向凝固包括：将熔炼得到的Ni3Al合金熔体在稳恒磁场的作用下，抽拉入冷却介质中，直至完全凝固；所述稳恒磁场的方向与定向凝固的方向平行；所述稳恒磁场的磁场强度为0.05～0.9T；所述定向凝固的抽拉速率为8～30μm/s。
本发明将Ni3Al合金棒材进行熔炼，得到Ni3Al合金熔体。
在本发明中，所述Ni3Al合金棒材的化学组成优选包括：Ni、Al、Zr和B；所述Ni、Al、Zr和B的物质的量之比优选为73：26.5：0.4：0.1。本发明通过控制Ni3Al合金棒材的组分为上述种类以及配比的条件下，能够使Ni3Al合金在定向凝固时获得更多的析出相数量并保持更细小的晶粒尺寸，从而更有利于提高Ni3Al合金的高温强度。
在本发明中，在所述熔炼之前还优选包括对Ni3Al合金棒材进行打磨。本发明对所述的打磨的操作没有特殊限定，能够充分去除所述Ni3Al合金棒材的表面氧化膜即可。本发明通过在熔炼前对Ni3Al合金棒材进行打磨，能够去除其表面的氧化膜，减少熔炼过程中杂质的夹杂，从而更有利于获得高温力学性能优良的Ni3Al合金。
在本发明中，所述熔炼的温度优选为1550℃，所述熔炼的时间为优选为35～55min，更优选为40～50min。本发明通过控制所述熔炼的温度和时间，能够使Ni3Al合金熔体中的各元素充分均匀地扩散，更好地对熔体实现均匀化处理，减少甚至消除元素分散不均而导致在凝固过程中出现的偏聚问题，从而更有利于提高Ni3Al合金的高温力学性能。
在本发明中，加热至所述熔炼的温度的升温速率优选为5～9.5℃/min，更优选为6～9℃/min，最优选为7～8℃/min。本发明通过控制升温速率，可以使Ni3Al合金的原料在熔化时均匀受热，防止合金外层元素受热时间过长而烧损，更有利于合金体系中的各元素维持原始配比并均匀分布。
得到Ni3Al合金熔体后，本发明将所述Ni3Al合金熔体进行定向凝固，得到Ni3Al合金。
在本发明中，所述定向凝固包括：将熔炼得到的Ni3Al合金熔体在稳恒磁场的作用下抽拉入冷却介质中，直至完全凝固。本发明通过在稳恒磁场的作用下进行定向凝固，可以改善熔体凝固过程中枝晶的形貌、取向和分布，从而有效提高Ni3Al合金的高温力学性能；同时，本发明采用抽拉的方式可以使合金熔体在接触冷却介质的过程中先接触冷却介质的熔体最先冷却，与后接触冷却介质的熔体形成一定的温度梯度，更有利于控制定向凝固枝晶的生长方向。
在本发明中，所述稳恒磁场的方向与定向凝固的方向平行。本发明通过在凝固过程中施加与定向凝固方向平行的稳恒磁场还可以控制枝晶的生长行为，改善枝晶的形貌、取向和分布，从而提高Ni3Al合金的高温力学性能。
在本发明中，所述稳恒磁场的磁场强度为0.05～0.9T，更优选为0.1～0.8T，最优选为0.3～0.7T。本发明在所述稳恒磁场的强度范围内，产生更为明显的热电磁效应，可显著改善熔体凝固过程中枝晶的形貌、取向和分布，从而有效提高Ni3Al合金的高温力学性能。
在本发明中，所述抽拉的速率为8～30μm/s，优选为10～25μm/s，更优选为10～20μm/s。本发明通过在控制稳恒磁场的强度的同时，协同控制所述的抽拉速率可以使合金熔体获得适宜的冷却速率，从而更好的控制枝晶的生长速率以及生长方向，并且稳恒磁场产生的热电磁力可以将凝固过程中形成的枝晶折断、破碎成小尺寸的枝晶，使原本规则排列的柱状枝晶以颗粒形式存在，同时颗粒又保留有一定的择优取向，而枝晶间Ni3Al始终保持单晶基体，从而生成了定向NiAl颗粒和单晶Ni3Al基体组成的复合结构，使得Ni3Al合金的高温力学性能得到有效改善。
在本发明中，所述定向凝固的温度梯度优选为45℃/cm。本发明通过控制进行定向凝固的温度梯度能够使稳恒磁场产生适宜的热电磁对流效应，加快各元素的扩散速率，减少甚至消除元素分布不均匀而在凝固时产生的偏析问题，从而有效提高Ni3Al合金的高温力学性能。
在本发明中，所述冷却介质优选包括Ga-In-Sn液态合金、Ga-Sn液态合金、Ga-In液态合金或冰水混合物。本发明通过使用所述的冷却介质，能够使Ni3Al合金熔体获得适宜的冷却速率。
在本发明中，所述Ni3Al合金的相组成优选包括NiAl相和Ni3Al相；所述NiAl相优选为定向分布的颗粒，所述Ni3Al相优选为单晶。本发明通过在稳恒磁场的定向凝固条件下使原本规则排列的NiAl柱状枝晶以颗粒形式存在，同时NiAl颗粒又保留有一定的择优取向，而枝晶间Ni3Al始终保持单晶基体，从而形成了NiAl颗粒和单晶Ni3Al基体组成的复合结构，使得Ni3Al合金的高温力学性能得到显著改善。
在本发明中，所述熔炼和定向凝固的装置优选为Bridgman定向凝固装置。本发明的方法及装置的示意图如图1所示，使用Bridgman定向凝固装置，将Ni3Al合金的原料放置该装置中的刚玉管中，通过加热体对所述置于刚玉管中的Ni3Al合金的原料进行加热使其熔化，由热电偶检测其加热温度至熔炼温度，得到液相合金熔体，其中，通过隔热层减少熔体热量散失，利用刚玉片阻隔熔体和液态合金冷却介质；同时，在熔炼完成后通过稳恒磁体对刚玉管中的Ni3Al合金熔体施加稳恒磁场，并保证刚玉管中的液相合金熔体在定向凝固过程中的固/液界面始终保持在稳恒磁体产生的稳恒磁场区域；然后在稳恒磁场的作用下将液相合金熔体抽拉进入液态金属冷却介质中直到完全凝固，得到固相Ni3Al合金。本发明通过使用Bridgman定向凝固装置可保证定向凝固过程完全处于稳恒磁场中，并可在亚共晶合金原料熔化后可以同时在该装置中进行定向凝固，无需转移熔体，从而降低熔体与大气的接触时间，减少氧化及其他气体的夹杂。
本发明提供的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法得到的Ni3Al合金组织均匀，无成分偏析；同时，本发明提供的方法能够使Ni3Al合金原本规则排列的NiAl柱状枝晶以颗粒形式存在，同时NiAl颗粒又保留有一定的择优取向，而枝晶间Ni3Al始终保持单晶基体，从而形成了NiAl颗粒和单晶Ni3Al基体组成的复合结构，使得Ni3Al合金的高温力学性能得到显著改善，工艺简单且成本低，具有更好的应用前景。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
本实施例提供的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，步骤如下：
将直径为10mm、长度为120mm的Ni3Al合金棒材进行打磨去除氧化膜，然后将其放置于相应尺寸的Bridgman定向凝固装置中的刚玉管中，以7.5℃/min的升温速率升温至1550℃对置于刚玉管中的Ni3Al合金棒材进行熔炼45min，得到Ni3Al合金熔体；其中，所述Ni3Al合金棒材的组分为：Ni、Al、Zr和B，且其物质的量之比为73：26.5：0.4：0.1。
将上述步骤得到的Ni3Al合金熔体在平行于定向凝固方向施加0.5T强度的稳恒磁场的条件下，以10μm/s的抽拉速率抽拉入Ga-In-Sn液态合金中，控制定向凝固的固/液界面的温度梯度为45℃/cm，直到完全凝固，得到Ni3Al合金。
实施例2
按照实施例1的方法进行处理，不同之处在于，稳恒磁场的强度为0.7T。
实施例3
按照实施例1的方法进行处理，不同之处在于，抽拉速率为15μm/s。
实施例4
按照实施例1的方法进行处理，不同之处在于，抽拉速率为20μm/s。
对比例1
按照实施例1的方法进行处理，不同之处在于，磁场强度为0T。
将本发明对比例1和实施例1得到的Ni3Al合金进行微观组织分析，其中图2为对比例1和实施例1的定向凝固组织三维重构图。从图2中可以看出，在对比例1不施加磁场时，NiAl枝晶为规则排列在Ni3Al基体上的柱状晶。实施例1施加0.5T磁场后，NiAl枝晶破碎为颗粒，弥散的分布于Ni3Al基体上，枝晶间的Ni3Al基体依然保持为一个单晶，从而形成了定向NiAl颗粒和单晶Ni3Al基体组成的新型复合结构。
将对比例1与实施例1～4得到的Ni3Al合金均加工成2mm厚的拉伸试样，依据GB/T4338-2006测试标准进行拉伸性能测试，每种Ni3Al合金试样均为5个，将拉伸试样在带有加热炉的电子万能试验机上分别进行650℃和1000℃高温拉伸性能测试，在相同条件下测试5个试样后取平均值，高温拉伸性能结果如表1所示。同时，实施例1～4拉伸断口扫描图如图3所示，其中，图a～d分别对应实施例1～4，可以看出在实施例1的0.5T磁场下得到的Ni3Al合金试样中，由于第二相的形貌和分布发生了变化，导致裂纹的扩展受到了明显的阻碍。
表1对比例1和实施例1～4高温拉伸强度(MPa)和断裂延伸率(％)测试结果
Figure BDA0003059853830000071
从表1中可以看出，在实施例1～4的方法下获得的Ni3Al合金，其高温拉伸强度和断裂延伸率均有明显增加，可见本发明的技术方案能够有效提高Ni3Al合金的高温力学性能。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，包括：将Ni3Al合金棒材依次进行熔炼和定向凝固，得到Ni3Al合金；
所述定向凝固包括：将熔炼得到的Ni3Al合金熔体在稳恒磁场的作用下，抽拉入冷却介质中，直至完全凝固；所述稳恒磁场的方向与定向凝固的方向平行；所述稳恒磁场的磁场强度为0.05～0.9T；所述定向凝固的抽拉速率为8～30μm/s。
2.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述稳恒磁场的磁场强度为0.1～0.8T。
3.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述Ni3Al合金棒材的化学组成包括：Ni、Al、Zr和B；所述Ni、Al、Zr和B的物质的量之比为73：26.5：0.4：0.1。
4.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述定向凝固的抽拉速率为10～25μm/s。
5.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述熔炼的温度为1550℃，所述熔炼的时间为35～55min。
6.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，加热至所述熔炼的温度的升温速率为5～9.5℃/min。
7.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述定向凝固的温度梯度为45℃/cm。
8.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述冷却介质包括Ga-In-Sn液态合金、Ga-Sn液态合金、Ga-In液态合金或冰水混合物。
9.如权利要求1所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述Ni3Al合金的相组成包括NiAl相和Ni3Al相。
10.如权利要求9所述的提高Ni3Al合金高温力学性能的方法，其特征在于，所述NiAl相为定向分布的颗粒，所述Ni3Al相为单晶。
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