论文部分内容阅读
NiAl金属间化合物因其具有高熔点、相对较小的密度、较高的强度、较好的导热性能和较好的抗高温氧化性等优点，被视为高温结构材料极有竞争力的候选材料之一，但是由于其室温韧性较差，高温条件下的强度较低。因此，使其实际应用受到一定限制。目前，合成和制备NiAl金属间化合物及其合金的方法有很多，常见的方法有：高温熔炼、自蔓延高温合成、定向凝固、电弧熔炼等等。然而，这些方法或多或少都存在一些不足，例如，熔炼条件苛刻，生产成本高，容易造成成分偏析等。为了改善上述方法带来的缺陷，本论文利用燃烧合成+热压法合成和制备NiAl合金及其复合材料。燃烧合成+热压法是在燃烧合成反应后，样品处于高温状态时，立即对反应物施加压力。这种方法具有操作简单、成本低廉、所制得的合金晶粒细小等特点。本文利用Ni-Al-Nb-B4C体系，Ni-Al-Me（Me=Mo，Cr和B）体系，通过燃烧合成+热压法合成制备NiAl合金及NiAl基复合材料，并且研究了陶瓷颗粒的种类、尺寸和合金化元素的种类、含量对NiAl合金室温压缩性能的影响规律；提出了陶瓷颗粒和合金化元素强韧化NiAl的机制。本文的主要研究结果如下：（1）发现分别采用Ni-Al、Mo/Cr-Ni-Al、Ni-Al-Nb-B4C等体系，通过烧合成+热压一体化方法制备的纯NiAl合金，5、10、15at.%的Mo或25、30、35at.%的Cr合金化NiAl合金和5、10、15、20wt.%（NbB2、Nb2C、NbC）三相陶瓷颗粒增强NiAl基复合材料的NiAl基体的晶粒尺寸得到非常显著的细化，分别为60-80μm，10-20μm和10-30μm。同时，由于反应速度和凝固过程的冷却速度极快及在压力下成型，产生很大内应力，所以在铸态NiAl基体组织中具有较多位错。（2）提出了纯NiAl合金、Mo/Cr合金化NiAl合金和（NbB2、Nb2C、NbC）三相陶瓷颗粒增强NiAl基复合材料NiAl基体的晶粒细化机制。a)纯NiAl合金晶粒细化机制：采用Ni-Al体系燃烧合成NiAl金属间化合物在瞬间发生和完成。因此，冷却速度极快，产生很大的过冷度，使临界自发形核的核心尺寸大大减小，使形核几率显著增加，导致晶粒细化。b) Mo/Cr合金化NiAl合金晶粒细化机制：在Ni-Al燃烧合成体系中添加大量的高熔点第三组元Mo（熔点：2623℃）或Cr（熔点：1863℃），使体系的最高燃烧温度明显下降，导致NiAl的晶粒尺寸显著细化。c) Nb2C、NbB2和NbC颗粒增强NiAl基复合材料NiAl基体晶粒细化机制：NbB2的（0001）面和Nb2C的（0001）面与NiAl基体的（100）面的错配度（δ（%））分别为6.1和6.2%，为半共格关系。因此，NbB2和Nb2C可作为NiAl形核的有效异质核心，大幅度增加了NiAl的形核核心数量，使NiAl晶粒得到显著细化。同时，较大尺寸的NbB2和Nb2C颗粒陶瓷被推到固液界面前沿，最后分布在NiAl基体的晶界处，起到了阻碍NiAl生长的作用，使NiAl晶粒得到进一步细化。（3）揭示出纯NiAl合金、Mo/Cr合金化NiAl合金和陶瓷颗粒增强NiAl基复合材料在压缩应变速率为1.0×10-4s-1时具有十分优异的室温压缩力学性能和加工硬化能力。a)纯NiAl合金的压缩真实屈服强度、断裂强度、断裂应变、加工硬化能力和硬度分别达到419MPa、1005MPa、21.6%、1.40和360HV。b)在NiAl合金中添加Mo明显地提高室温压缩力学性能，随着Mo含量的提高，性能提高。在分别添加5、10和15at.%的Mo含量中，15at.%Mo的综合性能最好，其真实屈服强度、断裂强度和硬度分别达到747MPa、1619MPa和621HV，分别比纯NiAl提高328MPa、614MPa和261HV，真实断裂应变和加工硬化能力（Hc值）稍有降低，分别从21.6%和1.40降低到20.4%和1.16。c)在NiAl合金添加Cr，十分明显地提高室温压缩力学性能。在分别添加25、30和35at.%的Cr中30at.%Cr的综合性能最好，其真实屈服强度、断裂强度、断裂应变、加工硬化能力和硬度分别达到809MPa、1909MPa、21.4%、1.35和667HV，其中真实屈服强度、断裂强度和硬度分别比纯NiAl合金提高390MPa、904MPa和307HV，均提高将近一倍。真实断裂应变和加工硬化能力与NiAl合金相当。d)在（NbB2、Nb2C和NbC）三相，（NbB2和NbC）、（NbB2和Nb2C）、（TaB2和TaB）双相和TaC单相陶瓷颗粒增强的NiAl基复合材料中5.0wt.%三相陶瓷颗粒（NbB2、Nb2C和NbC）增强的NiAl基复合材料具有最佳的综合压缩力学性能，其真实断裂屈服强度、断裂强度和硬度分别达到653MPa、1497MPa和466HV，分别比纯NiAl合金提高234MPa、492MPa和106HV，真实断裂应变和加工硬化能力（Hc值）稍有下降，分别从21.6%和1.40降低到18.3%和1.29。（4）发现纯NiAl合金、Mo/Cr合金化NiAl合金和陶瓷颗粒增强NiAl基复合材料均具有较强的压缩应变速率敏感性。在压缩应变速率由1.25×10-2s-1下降到1.0×10-4s-1时，a)纯NiAl合金：真实断裂应变和加工硬化能力（Hc值）分别提高8.4%和0.62；真实屈服强度和断裂强度分别降低151MPa和15MPa。b)30at.%Cr合金化NiAl合金：真实断裂强度、断裂应变和加工硬化能力（Hc值）同时提高，分别提高118MPa、2.7%和0.65，尤其是加工硬化能力提高了93%；真实屈服强度下降245MPa。c)5.0wt.%三相陶瓷颗粒（NbB2、Nb2C和NbC）增强的NiAl基复合材料：真实断裂应变和加工硬化能力同时提高，分别提高6.4%和0.46；真实断裂强度变化不大；真实屈服强度下降149MPa。在压缩应变速率由1.25×10-2s-1下降到5.0×10-4s-1时，15at.%Mo合金化NiAl合金：真实屈服强度、断裂强度、断裂应变和加工硬化能力（Hc值）同时提高，分别提高了46MPa、250MPa、13.7%和0.2，尤其是断裂应变提高一倍以上。（5）揭示出纯NiAl合金、Mo/Cr合金化NiAl合金和（NbB2、Nb2C、NbC）三相陶瓷颗粒增强NiAl基复合材料的强化机制。a)纯NiAl合金强化机制。采用燃烧合成+热压一体化方法制备的纯NiAl合金的晶粒显著细化，大大提高了强度和断裂应变；NiAl合金存在大量的位错和晶格扭曲。压缩变形过程中位错密度明显提高，压缩前后的位错密度分别为5.08×1011cm-2，5.92×1011cm-2，提高幅度为0.84×1011cm-2，导致强度和加工硬化能力提高。因此，纯NiAl合金的强化机制为：细晶强化。b) Mo/Cr合金化NiAl合金强化机制：Mo、Cr在NiAl合金中的存在形式为：一部分Mo、Cr固溶到NiAl合金中，使晶格发生畸变；一部分Mo、Cr在NiAl合金基体中析出，其尺寸大约为20-30nm。Mo（170HV）和Cr（115HV）的硬度均低NiAl合金的硬度（360HV）。因此，纯Mo、Cr相为一种软相存在于基体中；一部分Mo、Cr分布在晶界处。因此，添加Mo/Cr的强化机制为：细晶强化、固溶强化和第二相强化。c)（NbB2、Nb2C、NbC）三相陶瓷颗粒增强NiAl基复合材料的强化机制：尺寸大约在1-2μm的NbB2和Nb2C分布在NiAl基体中，尺寸大约在40μm的NbB2、Nb2C和NbC分布在NiAl基体的晶界处。由于NiAl基体晶粒尺寸的显著细化和NbB2、Nb2C和NbC陶瓷颗粒的存在，在压缩变形过程中位错密度显著提高，压缩前后的位错密度分别为8.28×1011cm-2和1.20×1012cm-2，提高幅度为3.72×1011cm-2，导致强度和加工硬化能力提高。因此，NbB2、Nb2C和NbC颗粒增强的强化机制为：细晶强化和第二相强化。总之，本文通过燃烧合成+热压法制备NiAl，NiAl合金以及NiAl基复合材料，研究了其室温压缩性能，揭示了不同制备方法、不同合金化元素含量、不同陶瓷含量对NiAl室温压缩性能的影响规律和机制，为实现NiAl室温压缩性能的提高奠定了必要的理论基础。