简介概要

NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf-0.012P合金的蠕变性能研究

来源期刊：稀有金属2006年第3期

论文作者：伍先明郭建亭张光业张华

关键词：金属间化合物; NiAl基合金; 蠕变;

摘要：研究了热等静压态NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf-0.012P合金的高温蠕变行为.结果表明:实验合金具有较短的减速蠕变阶段和相当长的稳态蠕变阶段以及很高的蠕变应变;在研究的实验条件范围内,合金的蠕变变形机制为低温高应力下的位错粘滞滑移控制和高温低应力下的位错攀移控制;蠕变后合金的显微组织变化不大,表明蠕变断裂受孔洞及裂纹的形成和扩展所控制,而且蠕变断裂行为符合修正后的Monkman-Grant规律:lntf+0.775lnε=1.104.

稀有金属 2006,(03),305-309 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2006.03.011

NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf-0.012P合金的蠕变性能研究

张华伍先明郭建亭

湖南科技大学机电工程学院,湖南科技大学机电工程学院,湖南科技大学机电工程学院,中国科学院金属研究所湖南湘潭411201,中国科学院金属研究所,辽宁沈阳110016,湖南湘潭411201,湖南湘潭411201,辽宁沈阳110016

摘要：

研究了热等静压态NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf-0.012P合金的高温蠕变行为。结果表明:实验合金具有较短的减速蠕变阶段和相当长的稳态蠕变阶段以及很高的蠕变应变;在研究的实验条件范围内, 合金的蠕变变形机制为低温高应力下的位错粘滞滑移控制和高温低应力下的位错攀移控制;蠕变后合金的显微组织变化不大, 表明蠕变断裂受孔洞及裂纹的形成和扩展所控制, 而且蠕变断裂行为符合修正后的Monkman-Grant规律:lntf+0.775ln.ε=1.104。

关键词：

金属间化合物;NiAl基合金;蠕变;

中图分类号： TG113.2

收稿日期：2005-08-16

基金：国家自然科学基金重点项目 (59895152);“863”高技术项目 (863-715-005-0030) 资助;

Creep Behavior for NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf-0.012P Alloy at High Temperature

Abstract：

The Microstructure and creep behavior for NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf-0.012P alloy at high temperature were investigated.The results reveal that the high temperature creep behavior of NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf-0.012P alloy is characterized by transient primary creep and dominant steady-state creep as well as high creep strain.The creep mechanisms are dislocation glide at lower testing temperatures in higher stress levels and dislocation climb at higher temperatures in lower stress levels.The microstructure has no change, indicating that the creep fracture is controlled by the formation and propagation of cavities and cracks.The creep fracture behavior obeys Monkman-Grant relationship: lnt_f+0.775ln=1.104.

Keyword：

intermetallics;NiAl-based alloy;creep;

Received： 2005-08-16

尽管NiAl要作为实用的新型高温结构材料需要克服室温塑性差和高温强度低的缺点, 但是它的高熔点、低密度、良好的热导率和优异的抗氧化性能等诱人的优点, 是人们继续研究并且使它成为实用高温结构材料的动力。目前, 通过严格控制定向凝固工艺参数可以获得纤维状 (NiAl-Mo, NiAl-Cr) 或层片状 (NiAl-Cr-Mo) 分布的NiAl共晶合金组织, 从而大幅度提高了NiAl合金的高温强度和室温韧性, 获得了迄今为止具有最佳综合性能的合金系。郭建亭和崔传勇等 ^[1,2] 为进一步提高NiAl-28Cr-6Mo的高温强度, 以Hf替代了合金中部分Mo, 详细研究了定向凝固NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf合金的显微组织、界面和力学性能。结果发现: Hf以块状Heusler相的形式分散在NiAl/Cr (Mo) 相界上, 使NiAl/Cr (Mo) 界面结合较弱, 影响了合金韧性的提高, 同时也并未充分发挥Heusler相的沉淀强化作用, 通过热处理也很难将相界上的Heusler相溶解掉。为了充分发挥Hf的强化作用, 一方面是降低Hf的含量, 另一方面是可以尝试加入新的组元来改善Heusler相的分布形态, 减弱它在NiAl/Cr, Mo相界上析出的能力。 P在合金中是强烈偏聚于晶界的元素, 因此, 有可能通过加入P而抑制Hf向相界的偏聚, 从而改善Heusler相的分布形态。另外, 发现了P对高温合金的蠕变性能和持久性能有显著的影响, P显著提高IN600和IN718合金的蠕变抗力。 P最主要的作用是显著延长蠕变第二阶段, 即降低稳态蠕变速率。适量的P能显著提高它们的持久性能, 并且存在一峰值效应。 P对高温合金有益作用的机制尚无定论, 主要是认为P提高了晶界结合力和晶界抗氧化能力。因而, 本文研究P对NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf合金的显微组织和拉伸蠕变性能的影响。

1 实验

采用电解Ni, 金属Al, Cr, Mo, Hf以及Ni-17.49%P母合金作为原材料, 按照Ni33Al33Cr28Mo5.5Hf0.5-0.012P的配比, 在真空感应炉中熔炼并浇注成Φ16 mm×200 mm的圆棒。然后对圆棒进行热等静压处理, 工艺参数为: 1300 ℃/200 MPa/4 h。利用金相显微镜, 扫描电镜和透射电镜分析合金的显微组织。线切割加工标距段尺寸为2 mm×2.5 mm×10 mm的平板拉伸试样, 用于恒载荷拉伸蠕变实验。实验前样品表面机械磨光至800^#砂纸。实验在RCL-3型高温蠕变实验机上进行, 实验炉温有连接在试样中部的Pt/Pt-13%Rh热电偶测量, 试样的变形由千分表测得。为了观察变形过程中微观组织的变化, 一些试样拉伸到预定的应变量, 停止拉伸并对试样迅速进行水淬处理。拉伸蠕变断口在Cambridge360扫描电镜上观察。 TEM样品通过线切割取样, 在Philips Tem420型分析电镜上观察, 操作电压为100 kV。

2 结果与分析

2.1 合金的显微组织

图1给出了合金铸态和等静压处理后的组织。由图2 (a) 可见, 它是由NiAl相, Cr (Mo) 相和聚集在NiAl/Cr (Mo) 相界上的大块白色Heusler (Ni₂AlHf) 相组成。由图1 (b) 可见, 合金经等静压处理后, NiAl和Cr (Mo) 的组织形貌基本没有变化, 但铸态时分布在NiAl/Cr (Mo) 相界上的大块Heusler (Ni₂AlHf) 相被打碎, 更加分散地分布在相界处。

2.2 高温拉伸蠕变行为

图2是实验合金典型的高温蠕变曲线。图2 (a) , (b) 和 (c) 分别为1223, 1273和1323 K温度下, 几种不同载荷的蠕变曲线; 可以看出, 各种条件下, 蠕变曲线具有相似的形状: 较短的减速蠕变阶段和较长的稳态蠕变阶段及很高的蠕变应变。在实验研究的范围内, 合金的蠕变应变值为34%～66%, 比定向凝固高温合金DZ17G和等轴晶IN100合金的最高蠕变应变值高许多。 Regev等 ^[3,4] 认为产生大的蠕变断裂应变的原因至少有两个: (1) 蠕变空洞的形成, (2) 位错交滑移到非主滑移面上, 即主滑移系以外的附加滑移系的激活能够解释大的蠕变断裂应变。

2.3 蠕变机制

由图2的蠕变速率和蠕变时间的关系曲线可以看出, 该合金存在明显较长的稳态蠕变阶段。稳态蠕变速率与温度和外加应力的关系可用幂指数蠕变方程来描述:

式中, A为与材料组织有关的常数, σ为外加应力, n为表观应力指数, Q为表观激活能, R为气体常数, T为绝对温度。在恒温及恒载荷条件下, 可按下式分别求出表观应力指数值和表观蠕变激活能。

图1 合金铸态 (a) 和等静压态 (b) 的显微组织

Fig.1 Microstructures of alloy as-cast (a) and HIPed (b)

图2 合金典型的高温蠕变曲线

Fig.2 Typical creep curves of alloy

图3为不同温度下稳态蠕变速率与外加应力的关系。在1223, 1273, 1323 K温度下的应力指数分别是3.42, 2.93, 5.38。可以看出, 合金的表观应力指数大致分为两段, 在较低温度下 (1223和1273 K) 为3, 在较高温度下 (1323 K) 为5。图4是不同应力下, 稳态蠕变速率与温度倒数的关系。在60, 80, 100 MPa应力下, 测得的表观蠕变激活能分别是: 295, 317, 428 kJ·mol^-1, 即随着外加应力的增加, 表观蠕变激活能增加。在100和150 MPa的外加应力时, 表观激活能很接近, 并且与Ni在NiAl中的扩散激活能 (220～300 kJ·mol^-1) 相当; 但在100 MPa时, 激活能值高了许多。 Johnson等 ^[5] 报道了NiAl [ 1] 硬取向单晶和定向凝固NiAl-28Cr-6Mo合金的压缩蠕变行为。其中, NiAl [ 1] 硬取向单晶在827～1027 ℃范围内, 蠕变速率与应力的关系为: ; 定向凝固NiAl-28Cr-6Mo合金在927～1127 ℃范围, 满足 (-456.6/RT) 。可见, 合金在低温高应力下的表观激活能与定向凝固NiAl-28Cr-6Mo合金相近。

图3 稳态蠕变速率与外加应力的关系

Fig.3 Dependence of steady state creep rate on applied stress

图4 稳态蠕变速率与温度的关系

Fig.4 Dependence of steady state creep rate on temperature

在纯金属和固溶合金中, 可以根据n值、 Q值判断蠕变变形机制。 Q值通常约等于原子的晶格扩散激活能, 与蠕变机制没有关系。 n值在4.5～6之间, 为原子扩散作用下的位错攀移; n=3为位错的粘滞滑移; n=1为扩散蠕变。综合上述结果, 可以认为在该合金中, 低温高应力下, 蠕变变形是受位错粘滞滑移控制的, 在高温低应力下, 蠕变变形是受位错攀移控制的。这将在下面的TEM观察中看到。蠕变样品的TEM形貌如图5所示。在低温高应力下, 基体中的位错与析出颗粒发生交互作用, 位错密度不高, 位错间距较宽, 表明蠕变变形过程受位错的粘滞滑移控制; 在高温低应力下, 基体内位错密度极高, 形成缠结, 这时, 蠕变变形需要克服的阻力主要来自于缠结位错。缠结的位错网只能通过攀移来释放应力, 因此, 合金蠕变变形是受位错攀移控制的。由于样品是在稳态初期进行观察, 图中未发现位错墙以及稳定的多边形化结构。可以推测, 在稳态变形后期, 会观察到位错攀移形成的亚晶粒。

2.4 加速蠕变与蠕变断裂

在高温合金的高温蠕变条件下, 加速蠕变开始阶段蠕变速率的增加, 往往意味着断裂过程的开始。通常根据t_f/t_t的比值来判定蠕变断裂机制。对蠕变期间组织稳定的合金而言, t_f/t_t约为1.5, 蠕变速率增加的原因是晶界孔洞和蠕变裂纹的形成与扩展。当t_f/t_t的值约为2.6时, 蠕变速率增加的原因可能是显微组织变化的结果, 具体表现在显微组织在蠕变过程中的不稳定性 ^[6,7] 。

图5 蠕变断裂样品的TEM组织

Fig.5 TEM images of creep sample

(a) 1273 K, 80 MPa位错与颗粒作用; (b) 1323 K, 50 MPa缠结位错网

该合金蠕变后的组织观察表明 (图6) , 蠕变后组织变化不大, 所以合金蠕变断裂主要靠晶界 (或相界) 孔洞和蠕变裂纹的形成与扩展来控制。这也与该合金产生较大的蠕变断裂应变相一致。蠕变过程中, 这种组织稳定性对蠕变抗力的贡献要大于析出强化的效果。

图6 蠕变断裂后的显微组织

Fig.6 Microstructures of creep samples

(a) 1273 K应力80 MPa; (b) 1323 K应力为40 MPa

蠕变断口的SEM观察表明, 合金的断口基本都是典型的韧窝状断口, 另外一个显著的特征是在断口上有明显的孔洞和裂纹, 这也进一步说明合金蠕变断裂主要靠晶界 (或相界) 孔洞和蠕变裂纹的形成与扩展来控制。

图7为蠕变断裂时间与稳态蠕变速率的关系, 在研究的实验条件范围内, 蠕变断裂数据遵守Monkman-Grant规律, 可表达为:

蠕变断裂时间与温度和外加应力的关系可写成:

t_f=Bσ^mexp (Q_f/RT) (3)

式中, t_f为蠕变断裂时间, B为常数, σ为外加应力, m为应力指数, Q_f蠕变断裂激活能, R气体常数, T绝对温度。外加应力为60, 80和100 MPa时, 蠕变断裂激活能分别为277, 306和351 kJ·mol^-1。蠕变断裂时间与蠕变行为的这种关系表明, 裂纹扩展速率受蠕变变形过程控制 ^[6] 。合金的蠕变断裂激活能小于表观蠕变激活能Q, 因此, 合金抗蠕变断裂的能力小于抗稳态蠕变的能力。孔洞和裂纹在蠕变的第一阶段和第二阶段都不明显, 在蠕变的第三阶段开始时, 孔洞互相连接, 裂纹加速扩展, 导致蠕变速率的显著增加, 直至蠕变断裂。最后需要说明的是, 该合金的蠕变性能比DS NiAl-28Cr-5.5Mo-0.5Hf合金低, 一方面是由于铸态合金有较多的缺陷, 另一方面是P没能显著改善Heusler相的分布形态。