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應(yīng)用技術(shù)
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“錸與高溫合金”系列十《添加錸對定向凝固N(yùn)bss/Nb5Si3原位復(fù)合材料的室溫?cái)嗔秧g性的影響》

“錸與高溫合金”系列十《添加錸對定向凝固N(yùn)bss/Nb5Si3原位復(fù)合材料的室溫?cái)嗔秧g性的影響》

  • 分類:應(yīng)用技術(shù)
  • 作者:
  • 來源:轉(zhuǎn)載嘉峪檢測網(wǎng)引用王磊,劉楊,宋秀,等《錸含量對第四代鎳基單晶高溫合金凝固組織的影響》[J].機(jī)械工程材料,2022,46(8):15-21,27.???
  • 發(fā)布時(shí)間:2024-01-09
  • 訪問量:0

【概要描述】為了提高室溫韌性,合金化和復(fù)合可以作為一種有效的方法和選擇。在第三代基于鎳的單晶高溫合金(SGX3)中,錸的添加顯著提高了γ′-Ni3Al的粗化活化能,從而降低其粗化動(dòng)力學(xué)。若采用真空非消耗性電弧熔煉的Nb–Si原位復(fù)合系統(tǒng),0.5 at.%的錸合金化量可以使其斷裂韌性達(dá)到39.4%的增量(從10.33 MPa m1/2增加到14.4 MPa m1/2)。

“錸與高溫合金”系列十《添加錸對定向凝固N(yùn)bss/Nb5Si3原位復(fù)合材料的室溫?cái)嗔秧g性的影響》

【概要描述】為了提高室溫韌性,合金化和復(fù)合可以作為一種有效的方法和選擇。在第三代基于鎳的單晶高溫合金(SGX3)中,錸的添加顯著提高了γ′-Ni3Al的粗化活化能,從而降低其粗化動(dòng)力學(xué)。若采用真空非消耗性電弧熔煉的Nb–Si原位復(fù)合系統(tǒng),0.5 at.%的錸合金化量可以使其斷裂韌性達(dá)到39.4%的增量(從10.33 MPa m1/2增加到14.4 MPa m1/2)。

  • 分類:應(yīng)用技術(shù)
  • 作者:
  • 來源:轉(zhuǎn)載嘉峪檢測網(wǎng)引用王磊,劉楊,宋秀,等《錸含量對第四代鎳基單晶高溫合金凝固組織的影響》[J].機(jī)械工程材料,2022,46(8):15-21,27.???
  • 發(fā)布時(shí)間:2024-01-09
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詳情

更熱、更強(qiáng)、更韌、更輕是設(shè)計(jì)和制造下一代航空推進(jìn)系統(tǒng)的關(guān)鍵技術(shù)指標(biāo)。由于市場對高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)的需求不斷增長,對難熔金屬間化合物復(fù)合材料的研究也因此越來越深入,特別是鈮硅化合物原位復(fù)合材料,因?yàn)槠渚哂谐錾奈锢砹W(xué)特性。作為Nb-Si基合金的主要組成相,室溫韌性源于體心立方(bcc)鈮固溶體(Nbss);而硅化物(Nb5Si3或Nb3Si)強(qiáng)化相與提高高溫時(shí)的蠕變和抗氧化性能息息相關(guān)。因此,實(shí)現(xiàn)Nb-Si基合金的平衡和綜合性能的因素主要取決于兩相的體積分?jǐn)?shù)、微觀結(jié)構(gòu)分布以及界面組合的優(yōu)化。

由于Nb-Si基合金在室溫下的斷裂韌性較差,這就限制了其在工業(yè)領(lǐng)域的應(yīng)用。為了提高室溫韌性,合金化和復(fù)合可以作為一種有效的方法和選擇。在第三代基于鎳的單晶高溫合金(SGX3)中,錸的添加顯著提高了γ′-Ni3Al的粗化活化能,從而降低其粗化動(dòng)力學(xué)。若采用真空非消耗性電弧熔煉的Nb–Si原位復(fù)合系統(tǒng),0.5 at.%的錸合金化量可以使其斷裂韌性達(dá)到39.4%的增量(從10.33 MPa m1/2增加到14.4 MPa m1/2)。

1、添加錸后的Nb–Si基合金的室溫韌性

經(jīng)過三點(diǎn)彎曲測試,圖1展示了Re對Nb–Si基合金室溫?cái)嗔秧g性的影響。在變形過程中,所有曲線(圖1(a))都呈線性上升趨勢,然后急劇下降,這也意味著在這一刻發(fā)生了失效行為。對于基礎(chǔ)合金,其最終承載力只有130.8N,韌性(KQ)僅達(dá)到8.4 MPa m1/2。隨著Re含量的進(jìn)一步增加,承載力和KQ的值幾乎呈同步變化的趨勢。0.1Re合金的平均KQ為11.7 MPa m1/2,最大載荷也達(dá)到了172.6 N。與基礎(chǔ)合金相比,0.4Re合金在最終載荷(234.3 N)和斷裂韌性(13.1 MPa m1/2)方面均表現(xiàn)出79%和56%的最大增長。但0.6Re合金的問題是,這兩個(gè)指標(biāo)都縮小到了119.4 N和7.6 MPa m1/2以下,均低于基礎(chǔ)合金。

 

 

 


圖1 四種不同Nb–Si基合金的單刃缺口三點(diǎn)彎曲測量:(a)載荷與加載點(diǎn)彎曲位移;(b)室溫?cái)嗔秧g性(KQ)

 

圖2顯示了經(jīng)過三點(diǎn)彎曲測試后四種不同Nb–Si基合金的裂紋傳播路徑的比較。沿加載方向,基礎(chǔ)合金和0.6Re合金的裂紋直接穿透試樣。特別是對于0.6Re合金,盡管其峰值力相對較?。?19.4N,圖1(a)),但導(dǎo)致了更大的斷裂間隔(圖2(d))。而對于基礎(chǔ)-xRe(x=0.1或0.4,at.%)合金,裂紋的傳播路線以蜿蜒和曲折的狀態(tài)為特征,而不是直線。同時(shí),在0.1Re和0.4Re合金中,主裂紋路徑附近表現(xiàn)出更多的增韌行為,如裂紋偏轉(zhuǎn)、橋接、阻滯和次生微裂紋,這些都有助于提高Nb–Si基合金的斷裂韌性。

 

 

圖2. 四種不同Nb–Si基合金在三點(diǎn)彎曲測試后裂紋傳播的比較:(a) 基礎(chǔ)合金;(b) 0.1Re合金;(c) 0.4Re合金;(d) 0.6Re合金。

 

從圖3可以看出,四種不同Nb–Si基合金的斷口表面也展現(xiàn)出一系列不同的特征。無論是否摻雜Re,硅化物的斷口表面都呈現(xiàn)出典型的脆性斷裂模式,沒有波浪狀。作為合金在變形過程中的主要可塑性來源,基礎(chǔ)合金和0.6Re合金中相鄰脆性硅化物明顯阻礙了Nbss相的塑性作用(圖3(a)和(d));斷口表面的河流圖案也標(biāo)志著Nbss基體的發(fā)生了脆性斷裂。對于0.1Re合金,對可塑性Nbss相的約束逐漸減輕,因此在變形過程中明顯出現(xiàn)了斷裂步進(jìn)和撕裂脊(圖9(b))。而在Re摻雜量達(dá)到0.4 at.%后,這一變化更進(jìn)一步(圖3(c));例如,許多微裂紋可以清晰可見,特別是Nbss硅化物界面的脫粘現(xiàn)象的出現(xiàn)。

 

 

圖3. 四種不同Nb–Si基合金在三點(diǎn)彎曲測試后的斷口表面對比:(a) 基礎(chǔ)合金; (b) 0.1Re合金; (c) 0.4Re合金; (d) 0.6Re合金。

 

圖4顯示了四種不同Nb–Si基合金在三點(diǎn)彎曲測試后的斷口表面的3D拓?fù)鋱D。與基礎(chǔ)合金相比,0.1Re合金的斷口表面明顯呈波動(dòng)狀,而在0.4Re合金中更為明顯。從基礎(chǔ)到0.6Re合金的所選斷口表面的面積分別為468,115.2 μm2、823,381.2 μm2、894,434.4 μm2和430,498.8 μm2。為方便起見,上述表面的投影平面(645 x 648 = 417,960 μm2)用作參考平面,以計(jì)算表面積比(SAR,所選表面與參考平面的面積比),從而進(jìn)一步比較和定量評估斷口表面。SAR隨著錸的進(jìn)一步合金化逐漸增加,并在0.4Re合金中最大化為2.14,在此達(dá)到了最佳的斷裂韌性(圖1(b))。但幾乎與平坦的參考平面一致,0.6Re合金的SAR僅為1.03,甚至低于基礎(chǔ)合金的1.12。

 

 

圖4. 不同Nb–Si基合金在三點(diǎn)彎曲測試后的三維表面形貌比較(基礎(chǔ)-xRe,x=0, 0.1, 0.4, 0.6,原子%)

 

2、添加錸后的Nb–Si基合金的顯微硬度

隨著Nb–Si基合金中Re濃度的增加,圖5中的硅化物的平均直徑呈現(xiàn)了與維氏顯微硬度相似的變化特征。在基礎(chǔ)合金中,硅化物的尺寸為6.23μm,隨著Re的加入逐漸減小,最終達(dá)到最小值4.68μm;即,硅化物相對于基礎(chǔ)合金,在Re摻雜量達(dá)到0.4 at.%后,其粒度大約減小了25%。但在0.6Re合金中,硅化物的顆粒明顯變大,其平均尺寸最大為6.92μm,甚至比基礎(chǔ)合金還要大。同樣,維氏顯微硬度也呈現(xiàn)了先升后降的趨勢;在0.4Re合金中達(dá)到最小值,為1178 HV,比基礎(chǔ)合金“軟”了大約39%。

 

 

圖5. 基于不同Re含量(x=0, 0.1, 0.4, 0.6, at.%)的合金中硅化物尺寸和顯微硬度的比較。

 

對增韌相施加不同力的條件,可能會在Nb–Si基合金的整體塑性方面產(chǎn)生相當(dāng)大的差異,尤其是三軸壓應(yīng)力。在韌性的Nbss相中,有明顯的呈現(xiàn)為河流圖案的劈裂斷裂行為(圖3(a)和(d)),這是由于周圍硅化物對其具有強(qiáng)烈的約束效應(yīng)。而在0.1Re和0.4Re合金中,微裂紋(圖3(b)和(c))有助于分散對Nbss基體的韌性約束。由于在Nbss/αNb5Si3界面處的剪切強(qiáng)度較低,發(fā)生了界面剝離(圖3(c)),重新分布了應(yīng)力-應(yīng)變場,因此改善了塑性流動(dòng),從而在0.4Re合金中形成了更不均勻和起伏更大的斷裂表面(圖4)。不僅如此,在界面分離處發(fā)生了更多的裂紋偏轉(zhuǎn),并出現(xiàn)了許多次生裂紋(圖2(c)),這不可避免地提高了在裂紋傳播過程中的斷裂能量的消耗??偟膩碚f,諸如微裂紋、次生裂紋和界面剝離等有益的增韌行為都有助于降低裂紋尖端的驅(qū)動(dòng)力,增加裂紋尖端的屏蔽和裂紋尖端的開口位移(CTOD)。

由于錸的原子半徑大于鈮,因此錸可以引起更明顯的晶格膨脹,提高了Nb–Si基合金的內(nèi)在能量,從而在外部表現(xiàn)為具有更高的顯微硬度。這也意味著在(Nb, Re)ss的較大晶格空間中能夠容納更多的間隙Ti原子,可以進(jìn)一步增強(qiáng)Nbss基體的韌性;因此,0.1Re合金和0.4Re合金的維氏硬度略微降低而不是更“硬”了(圖5)。但除了Ti含量的增加外,Si含量也隨之增加,Si是一種容易使Nbss相硬化的典型元素。此外,添加難熔金屬的另一個(gè)重要考慮因素是韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)。盡管純鈮的DBTT很低(零下150°C),但(Nb, X)ss的DBTT非常容易受到間隙或替代含量的影響。除了Ti和Hf之外,當(dāng)前研究中Cr、Al和Re等其他成分都與DBTT呈負(fù)相關(guān)。以Re為例,僅僅2at.%的摻雜量就可以顯著提高(Nb, Re)ss的DBTT至室溫。因此,在0.6Re合金中,Ti的增韌效果無法抵消其他成分(尤其是Si和Re)引起的強(qiáng)化行為,從而導(dǎo)致更高的顯微硬度(圖5)和更低的斷裂韌性(圖1)。

 

3、結(jié)論

該研究系統(tǒng)地研究了Re對室溫下Nb–Si基合金的微觀結(jié)構(gòu)、相組成和力學(xué)性能的影響。從實(shí)驗(yàn)結(jié)果中可以得出以下結(jié)論:

1)四種不同Nb–Si基合金中的組分相均為Nbss、αNb5Si3和γNb5Si3,而Re主要分布在Nbss基體中。添加0.4 at.%的Re可以使硅化物精煉到最小值,其平均直徑為4.68μm,但過量添加會導(dǎo)致再次粗化。0.4Re合金中,Nbss基體連續(xù)性最佳,體積分?jǐn)?shù)最大,達(dá)到63.1%。

2)添加Re增加了Nbss基體中其他間隙元素的含量,并相應(yīng)地使0.6Re合金的顯微硬度最大化。由于Nbss相的體積分?jǐn)?shù)更高且更具韌性,以及硅化物變鈍且分散,室溫下的斷裂韌性從0.1Re合金的8.4 MPa·m1/2提高到0.4Re合金的最大值13.1 MPa·m1/2。

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