本發(fā)明屬于超高溫合金材料領(lǐng)域，涉及一類可以用于制備在航空、航天領(lǐng)域應(yīng)用的一系列熱端部件的nb-si基多元合金，具體為一種定向凝固nb-si基多元合金及其制備方法。
背景技術(shù)：
新一代高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件需要承溫能力更高的高溫結(jié)構(gòu)材料。nb-si基合金具有高熔點(diǎn)(≥1750℃)、低密度(≤7.2g/cm3)和良好的加工性能，目標(biāo)使用溫度達(dá)到1200～1400℃，成為用于新一代高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件最有潛力的候選材料，也是當(dāng)前材料領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。
新一代高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件對(duì)超高溫結(jié)構(gòu)材料性能要求十分苛刻，必須在高溫強(qiáng)度、蠕變抗力、室溫韌性、抗氧化性和密度等方面達(dá)到綜合性能平衡。從材料組織角度上講，上述強(qiáng)度、韌性和環(huán)境穩(wěn)定性等關(guān)鍵性能應(yīng)該由不同相或組織來(lái)承擔(dān)，需要應(yīng)用多相組織匹配理論設(shè)計(jì)以滿足材料綜合性能平衡的要求。nb-si基合金就是一種具有上述多相組織特點(diǎn)的新一代超高溫結(jié)構(gòu)材料。nb-si基合金的基本組成相包括塑韌性的nb基固溶體(nbss)相和在高溫下保持高強(qiáng)度的金屬間化合物nb5si3相，nbss相提供室溫韌性，而nb5si3相提供高溫強(qiáng)度、蠕變抗力和高溫抗氧化性能。nbss/nb5si3雙相組織是nb-si基合金強(qiáng)韌性和抗氧化性匹配的組織基礎(chǔ)，通過優(yōu)化nbss/nb5si3組織，使nb-si基合金既保持一定的室溫韌性，又具有良好的高溫強(qiáng)度和抗氧化能力。對(duì)于nb-si基合金，關(guān)鍵性問題是如何通過合金成分設(shè)計(jì)和工藝優(yōu)化來(lái)實(shí)現(xiàn)nb-si基合金在室溫和高溫下的強(qiáng)韌化匹配。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明正是針對(duì)nb-si基多元合金高低溫力學(xué)性能強(qiáng)韌化難以匹配的問題，提供了一類nb-si基多元合金，通過合理的組分優(yōu)化設(shè)計(jì)，以及定向凝固法得到的橫向晶界極少的柱狀晶組織，使合金的高低溫強(qiáng)韌化匹配性顯著改善，可應(yīng)用于一級(jí)渦輪葉片部件、燃燒室等渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件。
本發(fā)明完整的技術(shù)方案包括：
一種定向凝固nb-si基多元合金，其特征在于，所述合金包括下列元素：30％≤nb≤70％，12％≤si≤30％，16％≤ti≤28％，1％≤cr≤24％，1％≤al≤10％，2％≤hf≤10％，0<sc≤5％，以上元素含量均為原子百分比。
進(jìn)一步的，還包含以下含量的元素：0<y≤5％，以上元素含量為原子百分比。
進(jìn)一步的，還包含以下含量的元素：0<zr≤10％，以上元素含量為原子百分比。
進(jìn)一步的，還包含以下含量的元素：0<sr≤5％，以上元素含量為原子百分比。
進(jìn)一步的，還包含以下含量的元素：0≤dy≤3％，0≤ce≤3％，0≤ho≤3％，0≤b≤8％，0≤ge≤8％，0≤mo≤8％，0≤sn≤6％，0≤w≤8％，0≤ta≤8％，0≤v≤8％，0≤re≤5％，0≤rh≤5％，以上元素含量為原子百分比。
進(jìn)一步的，所述的合金熔煉后，經(jīng)定向凝固處理，再經(jīng)熱處理獲得，具體的工藝包括如下步驟：
(1)通過真空非自耗電弧熔煉進(jìn)行母合金制備；
(2)在母合金錠上切取圓棒，除去圓棒表面氧化皮之后，采用液態(tài)金屬冷卻法定向凝固，以氧化釔陶瓷或者氧化鋯涂覆氧化鋁陶瓷或者氧化釔涂覆氧化鋁陶瓷為型殼，在一定抽拉速度范圍內(nèi)和保溫溫度下得到所述的nb-si基多元合金；
(3)將定向凝固方法制備的合金進(jìn)行均勻化熱處理，得到組織均勻、性能優(yōu)異的nb-si基多元合金。進(jìn)一步的，所述的抽拉速度在1.2～100mm/min范圍內(nèi)可控，保溫溫度為1700～2100℃，在抽拉前，試棒需要在設(shè)定溫度保溫30min；所述的均勻化熱處理溫度為1000-1500℃，時(shí)間為1～50小時(shí)。
進(jìn)一步的，所述合金組織包含nbss相、nb5si3強(qiáng)化相，其中nbss相含量為20-60％，nb5si3相含量為20-60％。
進(jìn)一步的，所述合金組織包含0-25％cr2nb相。
進(jìn)一步的，所述合金的室溫?cái)嗔秧g性＞20mpa·m1/2，1250℃/80mpa下高溫持久性能大于100小時(shí)。
本發(fā)明相對(duì)于現(xiàn)有技術(shù)的優(yōu)點(diǎn)在于：
1.合金組分的設(shè)計(jì)，首先，在nb-si-ti-cr-al-hf六元合金體系的基礎(chǔ)上，加入了sc元素，進(jìn)一步的加入了y和/或zr和/或sr組合的合金組分體系，更進(jìn)一步的，加入了多種其它合金化元素并存的體系，并在此基礎(chǔ)上，針對(duì)各合金化元素，通過實(shí)驗(yàn)、計(jì)算，研究分析了相關(guān)的微觀組織，得到了不同合金元素的合理含量。
合金元素sc的添加減輕了合金在凝固過程中的元素偏析現(xiàn)象，減少了γnb5si3中的微裂紋，減輕了各組成相的元素偏析，使得合金中各相的成分更均勻，尤其是固溶體相的成分。其次合金元素sc的添加降低了硅化物相的彈性模量以及硬度，同時(shí)使得固溶體相的彈性模量和硬度增加，這有利于二者在室溫和高溫下的協(xié)同變形，從而提高合金的強(qiáng)韌化匹配性。再次，合金元素sc的添加弱化了相界面強(qiáng)度，保持其高溫持久強(qiáng)度不變。
2.通過定向凝固實(shí)現(xiàn)了對(duì)nb-si基多元合金的組織控制，獲得了具有長(zhǎng)度、寬度適合的纖維狀nb5si3相，其中纖維狀nb5si3的平均長(zhǎng)度大于20微米。以合適的定向凝固工藝使得nbss和nb5si3相在凝固過程中協(xié)同生長(zhǎng)，從而減少橫向晶界，減小nbss樹枝晶的二次枝晶臂，通過熱處理使得纖維狀nb5si3分布在nbss基體上。協(xié)同生長(zhǎng)的nbss和nb5si3在高低溫力學(xué)性能測(cè)試中晶界強(qiáng)度適中，改善了合金強(qiáng)韌化匹配性。
附圖說(shuō)明
圖1為本發(fā)明實(shí)施例1、5、8、10所選合金經(jīng)定向凝固和熱處理后典型的組織圖；
具體實(shí)施方式
以下結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步闡述，但本發(fā)明并不局限于具體實(shí)施例。
本發(fā)明實(shí)施例1-10分別選用組分如表1所示的合金成分(原子百分比成分)。經(jīng)真空非自耗電弧熔煉技術(shù)得到合金母錠，隨后采用定向凝固液態(tài)金屬冷卻法制備定向凝固合金，再對(duì)定向凝固合金進(jìn)行熱處理，具體工藝步驟如下：
第一步，按照表1中的名義成分進(jìn)行配比，稱取純度高于99.90wt％的各組分原材料，其中sc是以sc或alsc中間合金加入，對(duì)各組分原材料進(jìn)行清洗(包括酸洗、堿洗去除氧化皮，采用丙酮和/或酒精去除油污)和打磨，隨后對(duì)原材料進(jìn)行烘干處理，烘干后用高精度電子天平進(jìn)行稱量，封裝好原材料等待熔煉。
第二步，將封裝好的原材料置于真空電弧熔煉爐坩堝中，并將si、al易揮發(fā)損耗的原材料置于坩堝底部，開始抽真空，當(dāng)真空度達(dá)到1.0×10-3pa之后充入高純氬氣，使真空電弧熔煉爐內(nèi)的壓力達(dá)到1-5pa左右開始熔煉，共熔煉5次，每一次熔煉后對(duì)母合金錠進(jìn)行翻轉(zhuǎn)，確保其成分均勻。
第三步，對(duì)母合金錠進(jìn)行線切割，在母合金錠上切取φ8-20mm的圓棒若干個(gè)，去除圓棒表面以及端面的氧化皮，用丙酮清洗后烘干，封裝備用。
第四步，將封裝后的圓柱棒置于自制氧化釔陶瓷管中，并將陶瓷管和圓棒一同置于真空定向凝固爐內(nèi)，開始抽真空升溫，當(dāng)真空度達(dá)到1.0×10-3pa之后充入高純氬氣至1-5pa，當(dāng)溫度達(dá)到1700-2100℃后保溫30min，開始以1.2-100mm/min的抽拉速度進(jìn)行抽拉，進(jìn)入ga-in-sn合金中快淬，隨爐冷卻。
第五步，將合金棒從氧化釔陶瓷管中取出，并打磨掉殘余的氧化釔陶瓷及表面氧化物，清洗后烘干。
第六步，將第5步所得的定向凝固合金棒置于真空熱處理爐中，抽真空至1.0×10-2pa之后開始升溫，當(dāng)真空抽至1.0×10-3pa之后開始充入高純氬氣，當(dāng)溫度升至1000-1500℃時(shí)保溫1-50h，隨爐冷卻。
第七步，將第6步獲得的熱處理試棒橫截面、縱截面用線切割切開，用水砂紙和研磨膏進(jìn)行樣品的打磨與拋光，制備金相試樣與xrd分析試樣。用線切割法在距離定向棒底端50mm-140mm的軸線位置切取三點(diǎn)彎曲試樣以及高溫持久試樣若干，三點(diǎn)彎曲試樣尺寸為30mm×6mm×3mm，高溫持久試樣長(zhǎng)度為60mm，其工作段的尺寸為30mm×2mm×3mm。
第八步，將三點(diǎn)彎曲試樣置于萬(wàn)能電子試驗(yàn)機(jī)設(shè)備上進(jìn)行斷裂韌性測(cè)試，每個(gè)合金棒切取6個(gè)三點(diǎn)彎曲試樣，最終性能取平均值。
第九步，將高溫持久試樣置于裝有熱電偶與加熱系統(tǒng)以及拉伸系統(tǒng)的高溫性能測(cè)試機(jī)上進(jìn)行測(cè)試，每個(gè)合金試棒上切取三個(gè)高溫持久試樣，取平均值。
表1實(shí)施例1-10的成分列表(元素含量均為原子百分比at.％)
圖1(a)-1(d)分別依次為實(shí)施例1、5、8、10的定向凝固+熱處理之后的顯微組織圖。定向凝固合金組織主要包括nbss相和α-nb5si3相以及少量γ-nb5si3組成，其中硅化物相沿定向凝固方向定向排列，硅化物相以纖維狀分布到基體上，纖維長(zhǎng)度大于20微米。對(duì)實(shí)施例1-10的室溫?cái)嗔秧g性和1250℃/80mpa高溫持久強(qiáng)度性能進(jìn)行測(cè)試，每一個(gè)性能開展3-5組實(shí)驗(yàn)，各性能的平均值如表2所示。由表2可見實(shí)施例1-10中的nb-si基多元合金經(jīng)定向凝固和熱處理后，室溫?cái)嗔秧g性平均值均超過20mpa·m1/2，1250℃/80mpa下高溫持久性能平均值均大于100小時(shí)。本發(fā)明所保護(hù)的定向凝固合金性能范圍均大幅優(yōu)于現(xiàn)有文獻(xiàn)中公開的nb-si合金性能。
表2實(shí)施例1-10的室溫?cái)嗔秧g性和高溫持久性能表
以上所述僅為本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例，并非因此限制本發(fā)明的專利范圍，凡是利用本發(fā)明說(shuō)明書內(nèi)容所作的等效結(jié)構(gòu)或等效流程變換，或直接或間接運(yùn)用在其他相關(guān)的技術(shù)領(lǐng)域，均同理包括在本發(fā)明的專利保護(hù)范圍內(nèi)。