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金属间化合物NiAl因具有众多优点,使其最有希望成为下一代高温结构材料,但是金属间化合物NiAl却因室温断裂韧性差和高温强度低限制了实际应用。过去研究发现将复相强化与定向凝固结合起来制备NiAl基共晶自生复合材料是改善NiAl合金性能的有效方法。本文通过向NiAl合金中添加差异含量的V元素并利用高温度梯度定向凝固技术进行制备,采用XRD、OM、SEM和HRTEM等手段对从共晶到过共晶大成分范围及不同生长速率下的合金组织进行表征观察,并利用三点弯曲、高温压缩和硬度测试实验分析了组织对力学性能的影响,探索了合金强韧化机制。定向凝固NiAl-xV(x=39、43)合金的XRD、EDS结果表明两种成分下合金凝固组织均由NiAl相和V相组成,两相间存在不同程度的互相固溶。生长速率增加使得在固液界面前排出的溶质原子来不及扩散而变得富集,产生成分过冷从而损害了共晶生长界面的稳定性,导致NiAl-39V合金固/液界面将会呈现平-浅胞-深胞转变,NiAl-39V合金凝固组织为全共晶组织。NiAl-43V合金的凝固组织全部由初生V枝晶和胞状共晶组成,初生V枝晶内固溶了大量的NiAl颗粒。因随着生长速率的增大将产生更大的过冷度,所以NiAl-39V合金组织逐渐细化,而NiAl-43V合金组织中初生V枝晶被细化的同时数量也明显增加。NiAl-39V合金的共晶片层间距与生长速率关系符合λ=3.76v-0.43,表明J-H模型也适用NiAl-V多元共晶合金的胞状生长。定向凝固NiAl-39V和NiAl-43V合金的断裂特点均为准解理断裂,其室温断裂韧性最大分别为150μm/s时的25.22 MPa·m1/2和6μm/s时的22.679 MPa·m1/2。合金韧性提高主要归因于复相强化作用以及裂纹偏转、界面剥离等韧化机制共同作用,但初生V枝晶的形成对合金性能产生恶化影响。定向凝固NiAl-39V和NiAl-43V的最大高温抗压强度分别为6μm/s下的365.51MPa和364.7MPa。随着生长速率的增加两种成分合金的最大高温抗压强度呈逐渐下降趋势,主要是因为高温下细晶强化作用不能抵消粗大混乱组织对材料性能的恶化影响。高温变形后NiAl相产生的位错密度更高,因片层错配处相对规则片层更容易产生应力集中,致产生更多的位错塞积。NiAl和V相界的半共格界面高的界面结合强度对位错运动产生很大的阻碍作用,这都为提高高温强度做出了贡献。NiAl-39V和NiAl-43V合金的显微硬度随生长速率增大也逐渐增大,细晶强化和固溶强化是导致的合金的硬度变大的主要原因。