李运菊[1]2002年在《Ni_3Al的显微组织与压缩性能》文中研究说明研究了钮扣炉熔铸Ni_3Al合金、真空炉熔铸和退火Ni3Al合金的显微组织及压缩性能。采用XRD、光镜、透射电镜和扫描电镜分析了合金的相结构、组织及断口特征，利用菊池线对分析了钮扣炉熔铸Ni3Al合金的晶界特征分布。研究结果表明： (1)钮扣炉熔铸的Ni3Al合金中，存在大量的位错、层错。位错结构的一个显著特点是：排列成小角度晶界的位错墙比较普遍，晶界两侧的晶粒尚不能形成明显的取向差。Ni3Al中的扩展层错以±土ilq+CSF+土121]为主。高密度位错的形成是超饱和空位和热应力的结果。 (2)菊池线对分析表明：在多晶Ni3Al中，晶界以大角度晶界为主。对于#1-Ni74.7Al25.3试样，横截面中小角度晶界所占的比例为16.7％，纵截面中小角度晶界所占的比例为41.7％；对于#1-Ni76.1Al23.9试样，横截面中小角度晶界所占的比例为12.5％，纵截面中小角度晶界所占的比例为37.5％。 (3)压缩实验表明：随Al含量的增加，合金的抗压强度ob、屈 西安理工大学硕士学位论文服强度O。。、压缩比。均升高；材料的断裂模式由脆性正断向韧性切断转变；均匀化退火使合金的屈服强度O。。升高，抗压强度O。和压缩比E降低，合金的脆性增大。造成这些变化的主要原因有：随AI含量的增加，小角度晶界所占的比例增大，合金的层错能升高，交滑移容易进行。 （4）关于颇有争议的m个 二元相图，在本文实验的基础上，认为相图 5－2具有较大的合理性：在 1382．3OC，液相与 Y相（N）发生包晶反应生成Y”寸i。AI；在1381．4OC，液相发生共晶反应生成Y”－Ni＊ 与p－NIAI；在1378aC左右，Y”－Ni＊ 相区的成分范围为23．523．88at．％AIo
胡萍[2]2004年在《结构金属间化合物的国内外研究分析及其超塑性的研究》文中进行了进一步梳理超塑性是具有点阵结构的材料的普遍潜在属性，是材料变形失稳后能重新建立起的稳定的变形过程，其微观物理过程主要是晶界行为，晶界的滑移、迁移和移位。超塑性的实现是材料的内在条件和外在条件相协调的结果。先进的超塑材料，有陶瓷、金属间化合物、铝锂合金等。金属间化合物由金属元素与类金属元素形成，原子长程有序排列，原子间金属键及共价键共存，可同时兼顾金属的较好塑性和陶瓷的高温强度，是一类低密度、高熔点、性质介于金属与陶瓷之间的有序结构化合物，是航空、航天、交通运输、化工、机械等工业部门的重要结构材料和半导体、磁性、储氢、超导等方面的功能材料。金属间化合物作为结构材料的基本特色是在室温下有高的比强度，且高温也能保持。近十多年来，先进工业国家，如美、日、欧洲诸国都制定了全国性的研究计划发展金属间化合物，特别重视发展一种介于Ni基高温合金和高温陶瓷材料之间的高温结构材料，以便在温度和机械性能上都能填充Ni基高温合金和高温陶瓷材料之间的空隙。金属间化合物普遍存在脆性问题，加工性能非常差。超塑性成形为金属间化合物的加工成形提供了可行的途径。本文目的是为后续的金属间化合物的超塑性研究做前期工作，使超塑性研究的新领域——硬脆性结构材料的研究得以延伸和扩展。金属间化合物的种类有铝化物、硅化物、难熔金属间化合物等，国内外的研究集中于铝化物和硅化物两种体系。铝化物包含Ni-Al、Ti-Al、Fe-Al等，硅化物包括Mo-Si、Fe-Si、Ni-Si等。金属间化合物结构材料的基本力学性能特征是：1)屈服强度随温度升高而提高，即R现象；2)脆性——本征脆性和环境脆性。脆性问题是影响金属间化合物走向实用化的最严重的<WP=149>问题。铝化物的晶体结构比硅化物简单，晶体对称性高，且材料的脆性问题没有硅化物严重。从应用的角度看，以铝化物体系为主。Ni-Al系中有Ll2型Ni3Al和B2型NiAl两种化合物。Ni3Al基合金有晶体结构，熔点高、抗高温氧化性好，在一定的温度范围内，呈R特性。现研究的Ni3Al合金的成分范围一般为Ni-14/18Al-6/0Cr-1/4Mo-0.1/1.5Zr或Hf-0.01/0.02B (原子分数，%)。可由熔铸工艺或粉末冶金法生产。围绕Ni3Al开发的商业合金牌号有美国的IC-50、IC-218、IC-221M和MX-246等，我国北京航空材料研究院也自主开发了Ni3Al基的IC-6合金。Ni3Al基合金可应用于涡轮发动机燃烧室、柴油机增压器等。NiAl合金熔点高，密度低，抗环境性能好，导电率高，弹性模量高，在韧-脆转变温度以上具有类似金属的性能。多晶NiAl合金经调整铝含量和铁合金化得到Ni-20Al-30Fe和Ni-30Al-20Fe双相组织合金系列。无坩埚区域熔炼技术，可制备出大尺寸的NiAl单晶。惰性气体冷凝法和机械合金化法可制备大块纳米晶体NiAl材料。多晶NiAl常常是利用常规PM技术或铸件+挤压技术进行制备。美国通用电器(GE)公司已开发了NiAl合金单晶叶片，用于新一代喷气发动机。Ti-Al系化合物主要包括Ti3Al和TiAl，低密度、高的高温强度和抗蠕变性能使其特别适合于航空航天应用，是目前研究得最多的合金系。Ti3Al工程合金多以Ti-24/25Al-11Nb为基础合金，有双相α2＋β组织。国内结合现有熔炼设备，开发了真空自耗炉双联工艺等，可获得成分均匀的Ti3Al合金铸锭。Ti3Al可应用于高压涡轮启动器支撑环，燃烧室末端环件等。TiAl基合金的力学性能对成分和显微组织敏感，一般以Ti-45/48Al为基础合金，得到γ-TiAl+α2-Ti3Al双相组织。目前发展出的TiAl成分范围大致是，Ti-45/48Al-0/5X-0/2Z (M＝Cr、Mn、V，X＝Nb、Ta、W，Z＝Si、B、C、N)。TiAl合金室温塑性较差，通常采用一些特殊的加工工艺，以很低的速度进行挤压和等温锻造，以加工成形。TiAl合金可应用于涡轮发动机叶片、涡轮增压器、汽车阀门、压气机部件等。<WP=150>Fe-Al系有DO3结构的Fe3Al和B2结构的FeAl两种化合物。Fe3Al合金的力学性能明显依赖于铝含量、温度、成分、相结构等，一般以Fe-28Al-5Cr-B为基础，再加若干强化元素组成。表面镀锰、铬、铜和镍等元素可明显提高延伸率，消除氢脆。是替代不锈钢的理想材料，可在加热炉(800(C)和输油管等腐蚀性环境中应用。FeAl强度高，耐腐蚀抗氧化性能优异，Cr、Zr、B和C等合金化可改善其存在的严重的水汽环境脆性。Fe-Al系化合物的制备常规方法有：急冷薄带、粉末冶金或铸锭热挤压、滴铸、真空熔炼法以及制成单晶。FeAl基合金可制成煤气炉热交换器管件。硅化物以其优异的高温抗氧化性和导电、传热性，作为高温抗氧化涂层，集成电路电极薄等功能用材料已进行了广泛研究并获得应用。MoSi2有极好的抗氧化性和高熔点，已在高温电炉发热元件和高温抗氧化涂层等方面得到了工业化应用，可望作为航空涡轮发动机构件的极佳候选材料。金属间化合物的超塑性有细晶(Ni3Al，Ni3Si，TiAl，Ti3Al，Co3Ti)和粗晶(Fe3Al，FeAl，Fe3Si)超塑性，部分NiAl、TiAl基合金中也有大晶粒超塑性行为。金属间化合物细晶超塑性的变形特征可用常规细晶材料超塑方程描述，但变形过程中位错滑移的作用较常规金属显著；大晶粒超塑性在金属间化合物中具有一定的普遍性，这些现象产生的根本原因在于金属间化合?
韩建超[3]2016年在《TiB_2及Ni对Ti-48Al-2Cr-2Nb合金凝固组织与性能的影响》文中指出Ti-48Al-2Cr-2Nb合金作为一种铸造Ti Al合金,具有高比强度和比模量,良好的高温抗氧化及断裂抗性等优点,在航空航天工业及汽车工业领域中极具应用前景。但是Ti-48Al-2Cr-2Nb合金铸态组织为粗大柱状晶组织,影响了其力学性能的发挥,并导致了力学性能的各向异性。如何细化铸态组织晶粒尺寸,获得均匀的等轴组织是当前铸造Ti Al合金的研究热点。本文通过在熔炼过程中添加Ti B2及Ni来控制合金凝固组织并改善其力学性能与成形能力,对凝固组织演化、组织细化机理、力学性能及熔模精密铸造等方面进行了系统的研究。采用真空非自耗电弧熔炼制备了不同Ti B2含量的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金,研究结果表明随Ti B2含量的增加,合金铸态显微组织由粗大柱状晶转变为细小等轴晶,添加0.3%(原子比,下同)及以上的Ti B2时合金晶粒尺寸细化至200μm。等B含量的单质B和Ti B2对合金的晶粒细化效果一致,但是添加单质B的合金铸态组织中存在气孔缺陷。合金中的硼化物均为C32结构的Ti B2颗粒,共有片状、块状和杆状三种形貌,均为原始添加的Ti B2颗粒溶解-再析出的产物。片状Ti B2颗粒为纳米尺度的片状B2相和Ti B2平行排列组成,两相具有特定位向关系:[1(?)1(?)]TiB2//[011]B2,(1(?)12)TiB2//(0(?)2)B2,是L→β+Ti B2共晶反应的产物。这种含β/B2相的片状Ti B2对α相的辅助形核作用和和固-液前沿B原子引发的成分过冷是此类含Ti B2的Ti Al合金晶粒细化的主要机理。采用水冷铜坩埚感应凝壳熔炼工艺(ISM)制备含Ti B2的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金,研究结果表明0.4%及以上的Ti B2添加使合金显微组织由粗大的柱状晶组织转变为细小等轴晶组织,晶粒尺寸由700μm细化至100μm,片层尺寸由400nm细化至185nm以下。Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的拉伸性能和断裂韧性均表现出显著的各向异性,硬取向试样具有最高的室温拉伸强度(600MPa)和断裂韧性(20.89 MPa·m1/2),而软取向试样则表现较差。T4822-0.4Ti B2合金的综合力学性能表现较好,提出了Ti B2细化的Ti Al合金中桥连韧化、片状硼化物致裂纹弯曲和杆状硼化物桥连作用三种韧化机制。在高冷却速率下合金的显微组织和硼化物尺寸得到细化,中速冷却时(1.2×103 K/s)合金力学性能最好,T4822-0.4Ti B2合金室温拉伸UTS达到550MPa,εf为0.36%。适量的Ti B2可以提高Ti Al合金熔体的流动性。研究了Ni合金化对Ti-48Al-2Cr-2Nb合金显微组织和性能的影响,结果表明3.0%以上Ni元素的添加使合金显微组织由粗大柱状晶转变为等轴晶,片层团尺寸由700μm细化至50μm。Ni元素的添加导致了六方结构的τ3相的形成和块状γ相的增多。τ3相和块状γ相的体积分数随Ni含量增加而增多,T4822-4.0Ni合金中两相的体积分数分别达到7.9%和39.5%。富镍τ3相的纳米硬度值达到8.6GPa,远高于片层团和块状γ相的硬度值。T4822-0.5Ni合金表现出良好的室温拉伸强度,UTS达到630MPa,但是εf为0.15%,较基体合金降低15%。随着Ni含量增加,含镍Ti Al合金的室温拉伸性能呈下降趋势,合金中硬而脆的τ3相应是其低温拉伸强度有所提高而塑性较差的原因。Ni合金化提高了合金高温拉伸的εf,同时降低了合金的韧脆转变温度。T4822-0.5Ni合金表现出最高的室温断裂韧性,KIC达到20.5 MPa·m1/2,但是随着Ni含量进一步增加断裂韧性反而降低,T4822-4.0Ni合金的KIC仅为11.74MPa·m1/2。1380℃/30min/炉冷的热处理可以有效消除含镍Ti Al合金中的块状γ相,τ3相在热处理过程中发生熔化反应:τ3+γ→α+L,Ni元素除固溶在基体合金中以外还以微米尺度的杆状和不规则形状的τ3重新在片层界面和晶界处析出,热处理后合金的拉伸性能得到提高。适量的Ni元素可以提高Ti Al合金熔体的流动性。结合前文Ti B2和Ni元素对Ti-48Al-2Cr-2Nb合金组织和性能的研究结果,确定Ti B2及Ni的最佳添加量分别是0.4%和0.5%。采用ISM工艺制备Ti-48Al-2Cr-2Nb-0.5Ni-0.4Ti B2合金,铸态组织由片层团、块状γ相和τ3相组成,平均晶粒尺寸为100μm,片层尺寸达到210nm。该合金的力学性能较基体显著改善,主要归因于组织的细化和均匀化,以及少量的τ3相和块状γ相。采用工业级20kg水冷铜坩埚感应凝壳熔炼设备成功浇注出无缺陷的T4822-(Ni,Ti B2)合金弯管构件,铸件的室温和高温拉伸性能表现优异,室温UTS和εf分别为590MPa和0.55%,700℃时UTS和εf分别达到565MPa和2.23%。
李建辉[4]2016年在《Zr_3Al基合金的化学成分设计与组织性能探究》文中提出多年来,空间结构件的选材主要为高强度钢或少量的Ti合金。但钢铁材料的密度太大,Ti合金的耐磨性较低,并不是最理想的空间结构材料。Zr和Zr合金具有良好的耐腐蚀性、较低的密度和较高的耐磨性,但现有Zr合金强度较低,限制了它在空间构件领域的应用。目前Zr合金强韧化的研究重点主要集中在固溶强化和非晶强化上,关于Zr基金属间化合物合金强韧化设计报导很少。Zr基金属间化合物合金的硬度和强度很高,且具有屈服强度随温度升高而升高的反常屈服现象等多种优异的力学及物理化学性能,只要克服了室温塑性差的缺陷,就有望成为新型空间结构材料。本文以丰富空间结构材料类型为目标,通过化学成分设计及优化、热变形和热处理工艺研究,制备出了具有较高室温塑性兼较高强度的Zr_3Al基金属间化合物合金,并探索了其成分、工艺、组织和力学性能之间的内在联系。利用非自耗电弧炉制备了不同Al含量的Zr-Al二元合金,通过铌合金化和硼微合金化对Zr-Al合金再合金化,并进行了不同工艺的热变形和热处理。结果表明:利用非自耗电弧炉熔炼得到的Zr-Al二元合金的相组成为Zr2Al和α-Zr,通过退火过程中发生的包析反应βZr+Zr2Al?Zr_3Al得到的合金相组成为Zr_3Al和α-Zr。Zr_3Al基合金的力学性能主要由相组成和晶粒尺寸决定。由于Zr2Al相的脆性很高,因此当合金含有Zr2Al时,延伸率几乎为零,拉伸试验的断口形貌为脆性断裂;当合金的相组成为Zr_3Al和α-Zr时,合金具备一定的塑性,拉伸试验的断口形貌为韧性断裂;Zr_3Al相的含量越大,抗拉强度越高,延伸率越低。Zr_3Al基合金中Al含量由6wt%增大至8wt%时,发生包析反应的温度由750℃提高至850℃。而将Zr-6Al合金的退火温度由850℃降低至750℃时,晶粒尺寸由400μm减小至150μm,强度由589MPa提高至664MPa,塑性少量提高。热变形处理大幅提高了合金的力学性能,热变形Zr-6Al合金750℃退火后的抗拉强度和延伸率分别达到777MPa和8.8%。在Zr-6Al合金中添加6wt%的Nb可使一部分体心立方结构的高温β相保留至室温,但9wt%的Nb完全抑制了合金中的βZr+Zr2Al?Zr_3Al包析反应。表明在Zr_3Al基合金中添加一定量的Nb元素有利于塑性更好的β-Zr保留至室温,但同时需要提高退火温度或延长保温时间以促进包析反应,由此引起的合金组织粗大导致其力学性能的降低。因此,在Zr_3Al基合金中添加大量Nb元素不能提高合金的力学性能。硼元素可显著细化Zr_3Al基合金的晶粒尺寸,0.1wt%的硼加入Zr-6Al合金经过750℃保温4小时退火后,晶粒尺寸由395μm细化至23μm,抗拉强度由777MPa增大至1093MPa,延伸率由8.8%增大至15.2%,获得了综合力学性能优异的Zr_3Al基合金结构材料。利用感应熔炼和热变形方法制备了φ38×260mm的较大尺寸Zr_3Al基合金,热变形使铸态合金中的第二相由棒状转变为颗粒状,Zr-6Al-0.1B合金经过750℃保温4小时退火后的抗拉强度为1173MPa,延伸率为17.6%,从而获得了可以制作小尺寸空间结构件的Zr_3Al基合金结构材料。
申婷婷[5]2013年在《超细晶WC-Co及WC-Ni_3Al硬质合金的制备与性能研究》文中进行了进一步梳理摘要：硬质合金具有高硬度,高耐磨性等特点,在金属切削、磨具、采掘和耐磨零部件等领域得到了广泛的应用。近年来,超细硬质合金广泛应用于工业生产中,但在烧结过程中,WC晶粒容易发生异常长大,从而降低了合金的综合性能。由于稀土硬质合金具有较传统硬质合金优越的性能,在硬质合金中添加稀土元素的研究逐渐成为热点。WC硬质合金中,以WC-Co系硬质合金的研究和应用最为深入和广泛。但Co的耐腐蚀性能和耐高温性能较差,从而限制了硬质合金的工业应用范围。金属间化合物因具有较高的耐腐蚀性,抗氧化性以及对WC良好的润湿性,被认为是最有潜力代替Co作为硬质合金的粘结剂。其中Ni3Al是最受关注的金属间化合物。通过行星式球磨及低压真空烧结,制备了超细晶WC-1OCo和WC-Ni3Al硬质合金,通过X射线衍射、扫描电镜、力学性能测试以及电化学实验,研究了LaB6的添加和烧结温度对超细晶WC-1OCo硬质合金的组织与性能影响,以及LaB6的添加和Ni3Al粘结相的含量对超细晶WC-Ni3Al硬质合金显微组织、力学性能和电化学腐蚀行为的影响,并对其作用机制进行了探讨。主要结果如下：(1)在超细晶WC-1OCo硬质合金中,适量LaB6的添加(小于1wt.%)可以抑制WC晶粒的长大,随着LaB6含量的增加,烧结合金中的WC晶粒有明显的长大趋势,烧结体致密度增加,合金显微硬度增大,断裂韧性提高。同时,LaB6的加入抑制了脆性相C03W3C的形成,生成了CoWB目和W2Co21B6相,以及LaBO3稀土相。(2)0.0967wt.%的LaB6添加到WC-20vol.%Ni3Al硬质合金中,可以抑制WC晶粒长大。同时适量LaB6的添加可以抑制WC-20vol.%Ni3Al合金中脱碳相的生成,但是加入过量的LaB6后合金中出现另一种脱碳相。在WC-20vol.%Ni3Al超细硬质合金中,加入0.0967wt.%LaB6使得材料的硬度和断裂韧性达到最高值。在WC-N3Al硬质合金中,随着Ni3Al含量的增加,合金的硬度和抗压强度逐渐下降,合金的断裂韧性明显增加,而抗腐蚀性能却明显下降。WC-Co硬质合金的抗腐蚀性能明显低于WC-Ni3Al的电化学抗腐蚀性能；随着LaB6含量的增加,WC-20vol.%Ni3Al材料的抗腐蚀性能下降。本研究为研究不同粘结相的超细WC基硬质合金奠定了一定的基础,并为将Ni3Al作为硬质合金粘结剂的可行性提供了参考。
刘晓波[6]2006年在《有代表性的金属间化合物超塑性的研究》文中进行了进一步梳理本人在硕士阶段的培养是根据宋玉泉教授的“科、教、产”一体化的培养模式进行的。“科”是指研究生的论文要与科学研究密切配合,本人的论文工作是按照导师宋玉泉教授在超塑性研究领域,要进一步开拓和深化的需要,开展金属间化合物的研究,与吉林大学超塑性与塑性研究所的国家自然科学基金资助项目“增高陶瓷材料超塑性的新方法及其典型超塑性材料的对比研究”同属于现代先进材料(硬脆性材料领域)的重要研究内容;“教”是指人才培养,本人通过研一和研二的学习,阅读了大量相关文献,并通过具体查询,选取了NiAl、Ni3Al、TiAl和Ti3Al基金属间化合物,介绍其脆性和增韧方法,分析其脆性的本质原因及其增韧机理,总结国内外其超塑性试验的试验依据、试验规律和试验方法,并对其宏观试验和微观形貌进行了对比分析,将宏观与微观相衔接;“产”是指论文的研究成果对生产力的发展要有所贡献。我的研究生论文工作主要是承接我的师姐胡萍同志为本所关于金属间化合物的研究所做的前期准备工作,并对后续的研究提供研究基础和导向,从而为金属间化合物的改性研究和新材料的开发提供理论指导,对生产力的发展产生贡献。这些工作为超塑性与塑性研究所的硬脆性结构材料的超塑性研究提供背景基础、文献系统综述和开拓研究参考。
白石磊[7]2000年在《Ni_3Al合金的制备及晶界结构的研究》文中指出本课题是原国家教委留学基金项目“Ni_3Al双晶体的界面结构及强 度的研究”的一部分，侧重于试样的制备，包括Ni_3Al母合金的真空 熔炼、定向凝固制备Ni_3Al单晶体、真空扩散焊制备Ni_3Al双晶体等， 并对多晶Ni_3Al的界面构造作了初步探讨。研究表明： 1．用ZGJL 0．01-40-4型真空感应熔炼炉可以制备出合格的Ni_3Al 母合金。原料配比Ni－86.4wt％，Al－13.6wt％，真空度≤10~(-3)Pa，电压 280V，变频4KHz。 2．多晶Ni_3Al晶界中大角度晶界占主导地位。比较铸态Ni_3Al横 截面晶界角度与退火Ni_3Al晶界角度，可以发现退火使横截面晶界角 度有所降低。 3．在高温退火和高温变形退火条件下，Ni_3Al晶粒长大速度很慢， 通过多晶异常长大的方法制取Ni_3Al双晶试样的道路行不通。 4．采用Bridgman定向凝固方法可以制得Ni_3Al单晶体。单晶生 长工艺为：加热到1500℃(1000℃时通入氩气保护）熔融，经圆柱选 晶器（直径≤ 2mm）选晶，以 10 μm/s的速度进行定向抽拉。 5．采用TDR-40型单晶炉真空扩散焊的方法可以制备Ni_3Al双晶 体。真空扩散焊工艺为：预加压0.4Mpa，预抽真空至极限真空度，分 段加电压至64V，保温8小时，随炉冷却至室温。
傅丽华[8]2017年在《热等静压Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的组织及其磨损性能研究》文中进行了进一步梳理内燃机零部件的主要失效机制是摩擦磨损,而内燃机组件耐磨性能的好坏直接关系到内燃机的使用和运行,因此开发具有优异综合性能的耐磨材料,提高内燃机的使用寿命和工作效率是亟需解决的科学问题。Cr_3C_2增强的Ni_3Al基复合材料,具备优良的高温力学性能和耐磨性能,是一种潜在的新型耐磨材料。因此,本文利用热等静压技术制备了 Cr_3C_2含量不同的Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料,借助扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)、X射线衍射仪(XRD)、透射电子显微镜(TEM)、纳米压痕、洛氏硬度仪、拉伸试验机、摩擦磨损实验仪及白光干涉等相关分析手段,对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的微观组织、力学性能、室温和高温下的摩擦磨损行为及磨损机制进行了研究,以期为Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料在内燃机耐磨组件中的应用提供一定的指导意义和参考价值。本论文的主要研究成果如下:(1)通过分析热等静压Ni_3Al合金和Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的微观组织和相组成表明,Ni_3Al合金主要由γ'-Ni_3Al和γ-Ni固溶体组成,Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料主要由Ni_3Al基体相、M7C3(M=Cr,Fe或Ni)扩散相及Cr_3C_2硬芯相组成。在热等静压过程中,复合材料中Cr_3C_2颗粒与Ni_3Al粉末之间发生了元素的互扩散作用,且Cr_3C_2颗粒由于剧烈扩散作用发生了部分分解,而碳化物分解的区域在降温过程中再发生反应,形成了稳定的M7C3(M=Cr,Fe或Ni)结构。(2)Cr_3C_2含量对热等静压Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的微观组织组成类别影响不大,但显著影响了材料的硬度:随着Cr_3C_2含量的增加,材料的宏观硬度及基材的纳米硬度都显著提高。另一方面,随Cr_3C_2含量的增加,材料的断裂强度是先增大后减小,断裂形式由韧性断裂转变为脆性断裂,断口形貌由颗粒间剥离断裂转变为脆断特征。(3)Ni_3Al合金和Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的室温磨损机制表明:Ni_3Al合金和Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料在磨损过程中,首先在磨损表面下形成一定厚度的加工硬化层,该加工硬化层断裂、脱落后,作为磨粒对材料进行切削,造成材料的流失。其中,复合材料中的碳化物强化相能起到隔离摩擦副、阻断切削、减小加工硬化层厚度的作用,因此当Cr_3C_2含量在一定范围内时,复合材料的室温耐磨性随Cr_3C_2含量的增多而提高,但当Cr_3C_2含量过量时,复合材料的耐磨性又降低。此外,随着复合材料中Cr_3C_2含量的增多,其对对磨灰铸铁的磨损减弱,使对磨灰铸铁的体积磨损量随着复合材料Cr_3C_2含量的增多而减少。(4)200℃时,Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的磨损机制是磨粒磨损和氧化磨损共存,该条件下复合材料中Cr_3C_2的最佳添加量为12 vol.%:当Cr_3C_2添加量不超过12 vol.%时,材料的耐磨性能随Cr_3C_2含量的增多而提高;当Cr_3C_2添加量超过12 vol.%时,材料的耐磨性能随Cr_3C_2含量的增多而降低。350℃时,Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的主要磨损机制是氧化磨损机制,该条件下受到对磨灰铸铁高温力学性能的影响,复合材料的体积磨损量随Cr_3C_2含量的增多而增大。200℃和350℃时,随着复合材料中Cr_3C_2含量的增多,对对磨灰铸铁都有利。另外,当温度从室温升到350℃时,Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的耐磨性整体上是提高的,而对磨灰铸铁由于力学性能的降低,其耐磨性能变差。
张小朋[9]2007年在《EB-PVD制Ni/Ni_3Al微叠层板的组织结构及性能研究》文中研究指明本文用电子束物理气相沉积(EB-PVD)方法成功制备了厚度200μm~250μm的Ni/Ni_3Al微叠层板,并对其进行了组织形貌、力学性能研究及初步的相界模拟。由于采用EB-PVD工艺制备的微叠层板孔隙率较大,而结构材料的力学性能有对材料的宏微观结构缺陷非常敏感的特点,因此通过对制备态微叠层板进行差热分析,并结合现有试验条件,确定采用热轧、热等静压、热压方法对制得的两种微叠层板进行了热致密化处理。采用扫描电子显微分析(SEM)、电子探针分析(EPMA)、X射线衍射(XRD)方法分析了各种试样的成分、显微组织形貌特征、织构,并通过拉伸试验测量了室温和高温下材料的应力-应变曲线。试验结果分析表明,靶基距为500mm时制得的No.1微叠层板呈岛状生长模式,而靶基距为300mm时制得的No.2微叠层板的生长模式介于岛状生长模式和平面生长模式之间。EB-PVD的工艺过程对微叠层板的层合结构有重要影响。在靠近基板先沉积的层之间,扩散历程较长,使得层界面相互靠近,甚至消失。No.1微叠层板主要由Ni的固溶体组成,制备态不存在织构,σb的最大值为317MPa,δ最大值为48%;No.2微叠层板主要由Ni固溶体相和Ni_3Al(γ’)相组成,且呈层状分布,制备态两相中均存在着(111)和(200)织构,σb的最大值为797.9MPa,δ最大值为66.9%。热轧制态No.1微叠层材料与其制备态相比,出现了(111)和(200)织构;室温下强度和延伸率均有所下降,高温下强度升高,延伸率下降。热轧制态No.2微叠层材料的Ni固溶体相中存在着很强烈的(220)织构。热等静压态No.1微叠层材料中出现了(220),(311),(222)织构,除800°C下的延伸率有所下降外,各个测试温度下的强度和延伸率均较制备态有所上升。热压态No.2微叠层材料与其制备态相比,强度和延伸率均有所下降。热等静压处理是最有效的热致密化工艺。与普通合金的拉伸曲线不同,No.2微叠层板应力-应变曲线对应于线性段的部分表现出了明显的非线性特征,与应变强化段一起构成一个拉长倾斜的‘S’形,随着温度的升高,曲线上还出现了锯齿形波动。应用Material Studio软件分析了Ni/Ni_3Al在(001)、(110)共格相界上的衔接模式。按照能量的观点,得到了在(001)共格界面上最可能出现的1种衔接模式和在(110)共格界面上最可能出现的2种衔接模式;
郑海忠[10]2008年在《Laves相NbCr_2基合金的制备、增韧及高温氧化行为与机理研究》文中指出Laves相NbCr_2合金因其优异的高温力学性能而具有作为新型高强高温结构材料应用的潜力。针对其室温脆性及较差的高温抗氧化性,本文研究了不同制备方法及工艺过程对NbCr_2合金组织及性能的影响,重点探讨了晶粒细化对合金断裂韧性及高温氧化行为的作用机制;研究了相组成对Cr-Nb合金高温抗氧化性的影响规律;探究了合金元素Al及稀土元素Y对NbCr_2合金断裂韧性和高温氧化行为的影响,并探讨了多元合金化对Cr-20Nb高温抗氧化性的影响及采用涂层技术提高Cr-50Nb合金高温抗氧化性的可行性。研究中发现,采用机械活化热压合成的Cr-33Nb及Cr-25Nb合金晶粒分别细化到250nm和193.3nm,其维氏硬度和断裂韧性要高于相应成分的熔铸态合金,而且单相Laves相NbCr_2的Cr-33Nb热压合金的断裂韧性达到了5.7 MPam~(1/2) ;随着球磨时间的延长,有利于NbCr_2晶粒的细化及其热固相反应合成,维氏硬度不断增加,而断裂韧性则从球磨20h的5.7 MPam~(1/2)减小到球磨100h的3.7 MPam~(1/2) ,但远远高于熔铸态合金的1.3 MPam~(1/2) ,充分体现了细晶增韧的效果。熔铸态及热压合金950℃～1200℃氧化后均形成了以Cr_2O_3为外层、CrNbO_4为内层的双层结构氧化膜,热压合金氧化速率均接近抛物线规律;虽然熔铸态合金在950℃空气中氧化接近于抛物线规律,但在1200℃空气中氧化类似于直线规律。随着热压温度的升高,合金氧化速率减小;保压时间由15min延长到80min时,合金氧化速率逐渐减小,但保压时间达到120min时,氧化速率又有所提高。随着球磨时间的延长,热压合金1100℃及1200℃的氧化增重并不是一直呈现下降的趋势,在球磨时间为20-35h左右,其抗氧化性最好。提出了晶粒细化对Cr-33Nb合金高温抗氧化性有着双重作用机制,即晶粒的细化促进了体系的扩散及氧化膜内应力的释放,形成了Cr_2O_3外膜;当晶粒过细时,导致氧化膜内生长应力的增加,引起氧化膜的开裂、脱落,从而加剧了氧化。通过系统地研究相组成对Cr-Nb合金在950℃～1200℃空气中氧化行为的影响,揭示了软第二相Cr能显著增加NbCr_2合金950℃的抗氧化性能,但降低了NbCr_2合金1200℃的抗氧化性能;而软第二相Nb不利于合金950℃～1200℃高温抗氧化性的提高,甚至产生了灾难性氧化。通过掺杂Al和Y来提高NbCr_2合金的断裂韧性和高温抗氧化性,结果表明Al和Y分别占据了Laves相NbCr_2合金中Cr原子和Nb原子的晶格位置,从而形成了反位置缺陷。合金元素Al在一定程度上改善了NbCr_2合金的断裂韧性,当Al含量达到12%时,合金断裂韧性达到了6.8 MPam~(1/2) ,且提高了NbCr_2合金1100℃的抗氧化性。Y对NbCr_2合金断裂韧性和高温抗氧化性的影响均呈现先增后减的规律;当Y含量为0.1wt.%时,合金的断裂韧性最高,达到6.15 MPam~(1/2) ;Y含量在0.07-0.14wt.%时,NbCr_2合金抗氧化性能得到提高。同时研究了Al、Si、Y多元合金化对Cr-20Nb合金高温抗氧化性的影响,结果表明,多元合金化的Cr-20Nb合金抗氧化性要好于加入单一合金元素的及纯Cr-20Nb合金,并随着Si含量的增加,合金的氧化增重越小,抗氧化性越好;SEM结果表明,添加了合金元素后,合金氧化膜与基体的粘附性得到了明显的提高。采用包埋渗Si、Si-Al共渗及Si-Al共渗+sol-gel工艺+热压的复合工艺在Cr-50Nb合金制备涂层,发现采用复合工艺制备的涂层最致密,与基体的结合最紧密,并形成了以Al_2O_3为外层,Si、Al、Cr及Nb扩散层为内层的复合结构;复合涂层大大提高了Cr-50Nb合金的高温抗氧化性,在1100℃经10次共100h氧化后,氧化膜仅脱落0.049mg/cm~2,特别是在1200℃,氧化膜脱落量也只有0.13 mg/cm~2,而且氧化增重也只有3.38 mg/cm~2。
参考文献：
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[2]. 结构金属间化合物的国内外研究分析及其超塑性的研究[D]. 胡萍. 吉林大学. 2004
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[5]. 超细晶WC-Co及WC-Ni_3Al硬质合金的制备与性能研究[D]. 申婷婷. 中南大学. 2013
[6]. 有代表性的金属间化合物超塑性的研究[D]. 刘晓波. 吉林大学. 2006
[7]. Ni_3Al合金的制备及晶界结构的研究[D]. 白石磊. 西安理工大学. 2000
[8]. 热等静压Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的组织及其磨损性能研究[D]. 傅丽华. 钢铁研究总院. 2017
[9]. EB-PVD制Ni/Ni_3Al微叠层板的组织结构及性能研究[D]. 张小朋. 哈尔滨工业大学. 2007
[10]. Laves相NbCr_2基合金的制备、增韧及高温氧化行为与机理研究[D]. 郑海忠. 南京航空航天大学. 2008