Ni_Al_Fe中NiAl_Fe互为基体_析出相的组织特征
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图 3表示 N iE 合金试样经 1373 K 固溶体处理 后, 在 873和 973 K 温度下时效处理后样品的维氏 硬度随时效 时间的变化规律。相对于 973 K 的时 效, 873 K 时效时合金的硬度增加较大。实验结果 表明, N iA l的添加对 F e起到固溶强化的作用, 但 时效强化效果并不明显。同时, 从图 2, 3 可以看 到, 随着时效时间的增加, 硬度又逐步减小, 这是 因为在时效前, 合金处于固溶强化状 态, 硬度较
在 N i2A l2Fe系合金中, 当 B22N iA l( Fe)和 A2F e (N ,i A l)互为基体和析出相时, 析出相的形状变化 有着不同的变化规律。有研究认为相邻析出 相的 反相位关系阻碍析出相合并 [ 11] 。B22N iA l( Fe)中析 出相 A2Fe( N ,i A l)是无序结构相, 相邻的析出相之 间不存在反相位关系, 相互合并, 析出相形状很快 由球形转化为板条形。而当析出相为 B22N iA l( F e) 型结构, 基体为 A2Fe( N ,i A l)相时, 情况相反。相 邻的 B22N iA l( Fe)析出相之间存在反相位关系, 又 由于 N iA l反相畴界能高 [ 12] , 两个相邻的 N iA l( F e) 粒子不能合并, 因此 N iA l( F e) 析出 相不能 够像
N i2A l2Fe系合金通过调整 F e, A l的含量以及 适当的热处理, 可以从 N iA l( F e)基体中沉淀出细 小的体心立方结构的富 F e颗粒 [ 10] 。图 6( a) ~ ( c) 分别是 N iD 合金经 973 K, 0. 3, 30, 300 h时效后 [ 100]取 向的透射 电镜图像。从这些图 中可以 看 出, 随着时效时间的延长, 析出相的大小和形貌发
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摘要: 以 N i2A l2Fe系合金中 B2型金属间化合物 N iA l( Fe)和 A2Fe( N,i A l)固溶体互为基体和析出相, 主要研究了时效处理对其强 度的影响及 其时效组织特征。结果表明, 以 N iA l( Fe)作为基体并经时效处理后, A2Fe( N ,i A l) 析出相对 N iA l( Fe)有时效硬化作用, 含有 A2Fe( N,i A l)析 出相的 N iA l( Fe)在所有实验温度区域内, 其屈服强度均远高于单相 N iA l的屈服强度。透射电镜的观察揭示出 A2Fe(N ,i A l) 析出 相为体心立 方结构, 时效初期是球状, 相邻 析出相合并变成 板条状, 平行于有序基 体的 {100 }晶面析出。当以 A2Fe( N ,i A l)相为基体进行 时效处理后, N iA l( Fe)析出相对 A2Fe(N ,i A l)也起到了析出强化的作用。通过透射电镜的观察可知, N iA l( Fe)析出相的形态在时效初 期时呈球状, 随着时 效时间的延长, 析出相会长大并呈四方六面体, 但相邻析出相之间不会合并。
N i2A l2Fe系合金中, 选择合适的塑性好的第二 相作为强化相对 N iA l进行强韧化处理的研究已有 很多 [ 6~ 9] , N i2A l2Fe系合金的成分不同, 热处理条 件不同, 则其微观结构和机械性能相差较大。本文 研究了 N i2A l2Fe 系合金中不同 Fe 元素含量 的 B2 型金属间化合物 B2N iA l( F e) 作为基体析 出 A2F e (N ,i A l) 相时的时效硬化现象, 同 时研究了 A2F e (N ,i A l) 固溶体作为基体析出 B2N iA l( F e)相时的 时效硬化现象。利用透射电镜观察在 B2N iA l( Fe ) 基体中 A2Fe( N ,i A l)析出相的形态特征及其长大过 程, 同时研究了在 A2Fe( N ,i A l)基体中 B2N iA l( F e)
图 5表示 N iE 合金在 973 K时效 0. 3 h以及在 1073 K 时效 100 h后屈服强度随变形温度的变化 规律。为了进行对比, F e245A l合金的屈服强度随 变形温度的变化曲线也标在图中。从图上可 以看 出, 经过时效处理以后含有析出相的 N iE 合金在 673~ 873 K 温度区域内, 其屈服强度均远高于 F e2 45A l合金合金的屈服强度。 2. 2 时效组织特征
图 4表示 N iB和 N iD 合金在 973 K 时效 0. 3 h 以及在 1073 K 时效 100 h后屈服强度随变形温度 的变化规律。为了进行对比, N i250A l和 N i253A l合 金的屈服强度随变形温度的变化曲线也标在图中。 从图上可以看出, 经过时效处理以后含有析 出相 的 N iB和 N iD 合金在所有实验温 度区域内, 其屈 服强度均远高于单相 N iA l合金的屈服强度。实验 结果表明, 析出相的存在可以显著地提高 N iA l金 属间化合物的高温强度。
的压缩试样, 在 WDW 2200D 型试验机上进行压缩 试验, 测定屈服强度, 压缩试验时变形速度为 0. 3 mm#m in- 1。
用双喷电解抛光法制备 电镜的薄膜试 样, 所 用的电解液为体积比 20B80的高氯酸和甲醇。在电 解侵蚀过程中加入液氮, 以保证电解抛光过 程中 保持低温。时 效组织的观察所使用的电镜为 配有 双轴倾斜试样台的 JEM2100CX透射电镜。
金的硬度随时效时间 的延长增加 较小, 只有 N iD 合金的硬度增加较大。实验 结果表明, F e 的添加 对 N iA l起到固溶强化的作用, Fe 的含量越高, 固 溶强化作用越大, 但 F e对 N iA l的时效强化效果并 不明显, 尤其当铁含量较低时。只有含 Fe 最高的 N iD 合金的时效强化效果较明显。
2 结果与讨论
2. 1 机械性能变化 图 2表示 N iA, N iB, N iC 和 N iD 合金试 样经
1373 K 固溶处理后, 在 973 K 温度下时效 处理后 样品的维氏硬度随时效时间的变化规律。在 时效 处理前的 B2 型 N iA l( F e) 金属间 化合物 状态下, N iA, N iB, N iC和 N iD 合金的硬度呈增加趋势, 也 就是说 N iA l( Fe)金属间化合物的硬度随 F e的含量 增加而增大。经过时效处理后, N iA, N iB和 N iC合
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稀有金属
33卷
图 1 N i2A l2Fe系中 N iA l2Fe 拟二元系状态图 F ig. 1 N iA l2Fe pseudo2b inary alloy phase d iagram
表 1 实验材料的化学成分 Ta ble 1 Ch em ica l com position of tested m a ter ia ls
先对试样进行 1473 K @260 ks的均匀化热处 理后, 再进行 1373 K @10 ks的单相固溶化处理, 以获得单相组织。再将试样用石英管真空封装后, 分别在 873, 973, 1073 K 进行等温时效处理, 时效 时间取 1. 08~ 1080 ks不等。在 HX21000显微硬度计 上测定各个样品的维氏硬度, 选用载荷为 1. 96 N。时 效处理后的样品切割成尺寸为 3 mm @3 mm @7 mm
2期
冷文秀等 N i2A l2Fe中 N iA l/F e互为基体 /析出相的组织特征
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高。在时效初期, 由于析出相较小, 时效强化作用 大, 因此合金的整体硬度会有增加。但是随着时效 时间的延长, 析出相在不断长大, 而由于固溶元素 脱溶的加剧, 固溶强化作用明显减小, 时效强化作 用也在减小, 使合金整体硬度减小。
析出相的形态特征及其长大过程, 解释了 N i2A l2F e 系合金中 B2N iA l( Fe) /A2Fe( N ,i A l)互为基体 /析出 相时析出相形状变化不同的原因。
1实 验
图 1 是 N i2A l2F e 系的 N iA l2F e拟 二元系状 态 图, 图中的 B为 B2 结构的 N iA l( F e), A为 Fe 的 固溶体 F e( N ,i A l)。用高纯度的 N i( 99. 9% )、A l ( 99. 9% )和 Fe( 99. 9% )配制所定成分的合金, 使 用电弧炉熔炼 30 g的块状试样, 为使成分均匀化, 在非自耗式真空电弧炉中反复熔炼 5次以上。在熔 炼过程中, 由于重量损失小于 0. 15% , 所以可以认 为合金成分等同于配比合金。合金的化学成 分如 表 1所示。将试样切成块状样品装入石英管中封装 好, 同时向管内充入适量的保护气体氦气。
02587076200902018506作为航空航天耐热结构材料nial金属间化合物由于熔点高密度低热传导性能好和抗高温氧化能力优异具有很大实用潜力但其低温塑性差和高温强度低限制了它们的应用ial只有3个独立滑移系少于多晶体变形至少个独立滑移系的要求如果没有其他滑移系的参nial的脆性就不可能被克服改善ial塑性的一个有效方法是增加滑移系合金元素crzrfe能促进111滑移同时产生强的固溶强化效果关于改善ial塑性的研究已经很多i2al2fe系合金中选择合适的塑性好的第二相作为强化相对ial进行强韧化处理的研究已有很多i2al2fe系合金的成分不同热处理条件不同则其微观结构和机械性能相差较大
第 33卷 第 2期 Vol1 33 No1 2
稀 有 金属
CH INESE JOURNAL OF RARE METLAS
2009年 4 月 Ap r12009
N i 2A l 2Fe中 N iA l / Fe互为基体 /析出相的组织特征
冷文秀 1, 2* , 田文怀1
( 1. 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083; 2. 中国石油大学 (北京 )数理系, 北京 102249)
生明显变化。在时效初期的 0. 3 h时, 析出相呈现 细小的球状形态。时效 30 h以后, 相邻 的析出相 之间相互 合并, 析 出相的 尺寸 增大。时效 300 h 后, 析出相变为板条状形态, 而且板条状析出相与 基体点阵的 {100}晶面平行。
在 N iE 合金中, 析出物 是 B2 型 结构的 N iA l ( F e), 而基体是 2Fe( N,i A l)。图 7( a) ~ ( c)分别是 N iE 合金经 973 K, 0. 3, 30 h 时效后 和 1073 K, 100 h时效后 [ 100]取向的透射电镜图像。从图中 可以看到, 随着时效时间的延长, 析出相的尺寸逐 渐增大, 形状发生变化。在时效初期的 0. 3 h析出 相的形态呈现球形, 时效 30 h时 仍然是球状, 相 邻粒子没有合并, 时效 100 h 以后, 析出相由球状 形态变化为四方六面体形态, 而且析出相与 基体 之间的界面保持 {100}晶面。析出相的空间分布发 生变化, 图 7( a), ( b)中析出相均匀分布, 图 7( c) 中, 析出相沿 < 100> 方向形成队列。
关键词: 析出; 时效硬化; 显微结构; 金属间化合物 中图分类号: TG113. 25+ 1 文献标识码: A 文章编 号: 0258- 7076( 2009) 02- 0185- 06
作为航空航天耐 热结构材料, N iA l金 属间化 合物由于熔点高、密度低、热传导性能好和抗高温
氧化能力优异, 具有很大实用潜力, 但其低温塑性 差和高温强度低限制了它们的应用 [ 1, 2] 。由于多晶
N iA l只有 3个独立滑移系, 少于多晶体变形至少 5 个独立滑移系的要求, 如果没有其他滑移系 的参 与, 则 N iA l的脆性就不可能被克服, 改善 N iA l塑 性的一个有 效方法是增加滑 移系, 合金元 素 Cr, V, Mn, T,i Zr, Fe能促进 < 111> 滑移, 同时产生 强的固溶强化效果, 关于改善 N iA l塑性的研究已 经很多 [ 3~ 5] 。
收稿日期: 2008- 12- 18; 修订日期: 2009- 01- 20 基金项目: 国家自然科学基金资助项目 ( 50671012 ) 作者简介: 冷文秀 ( 1976 - ), 女, 辽宁人, 博士研究生, 讲师; 研究方向: 合金析出硬化方向 * 通讯联系人 ( E - m ai:l lengwenx iu_xx@ yahoo. com. cn )
在 N i2A l2Fe系合金中, 当 B22N iA l( Fe)和 A2F e (N ,i A l)互为基体和析出相时, 析出相的形状变化 有着不同的变化规律。有研究认为相邻析出 相的 反相位关系阻碍析出相合并 [ 11] 。B22N iA l( Fe)中析 出相 A2Fe( N ,i A l)是无序结构相, 相邻的析出相之 间不存在反相位关系, 相互合并, 析出相形状很快 由球形转化为板条形。而当析出相为 B22N iA l( F e) 型结构, 基体为 A2Fe( N ,i A l)相时, 情况相反。相 邻的 B22N iA l( Fe)析出相之间存在反相位关系, 又 由于 N iA l反相畴界能高 [ 12] , 两个相邻的 N iA l( F e) 粒子不能合并, 因此 N iA l( F e) 析出 相不能 够像
N i2A l2Fe系合金通过调整 F e, A l的含量以及 适当的热处理, 可以从 N iA l( F e)基体中沉淀出细 小的体心立方结构的富 F e颗粒 [ 10] 。图 6( a) ~ ( c) 分别是 N iD 合金经 973 K, 0. 3, 30, 300 h时效后 [ 100]取 向的透射 电镜图像。从这些图 中可以 看 出, 随着时效时间的延长, 析出相的大小和形貌发
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摘要: 以 N i2A l2Fe系合金中 B2型金属间化合物 N iA l( Fe)和 A2Fe( N,i A l)固溶体互为基体和析出相, 主要研究了时效处理对其强 度的影响及 其时效组织特征。结果表明, 以 N iA l( Fe)作为基体并经时效处理后, A2Fe( N ,i A l) 析出相对 N iA l( Fe)有时效硬化作用, 含有 A2Fe( N,i A l)析 出相的 N iA l( Fe)在所有实验温度区域内, 其屈服强度均远高于单相 N iA l的屈服强度。透射电镜的观察揭示出 A2Fe(N ,i A l) 析出 相为体心立 方结构, 时效初期是球状, 相邻 析出相合并变成 板条状, 平行于有序基 体的 {100 }晶面析出。当以 A2Fe( N ,i A l)相为基体进行 时效处理后, N iA l( Fe)析出相对 A2Fe(N ,i A l)也起到了析出强化的作用。通过透射电镜的观察可知, N iA l( Fe)析出相的形态在时效初 期时呈球状, 随着时 效时间的延长, 析出相会长大并呈四方六面体, 但相邻析出相之间不会合并。
N i2A l2Fe系合金中, 选择合适的塑性好的第二 相作为强化相对 N iA l进行强韧化处理的研究已有 很多 [ 6~ 9] , N i2A l2Fe系合金的成分不同, 热处理条 件不同, 则其微观结构和机械性能相差较大。本文 研究了 N i2A l2Fe 系合金中不同 Fe 元素含量 的 B2 型金属间化合物 B2N iA l( F e) 作为基体析 出 A2F e (N ,i A l) 相时的时效硬化现象, 同 时研究了 A2F e (N ,i A l) 固溶体作为基体析出 B2N iA l( F e)相时的 时效硬化现象。利用透射电镜观察在 B2N iA l( Fe ) 基体中 A2Fe( N ,i A l)析出相的形态特征及其长大过 程, 同时研究了在 A2Fe( N ,i A l)基体中 B2N iA l( F e)
图 5表示 N iE 合金在 973 K时效 0. 3 h以及在 1073 K 时效 100 h后屈服强度随变形温度的变化 规律。为了进行对比, F e245A l合金的屈服强度随 变形温度的变化曲线也标在图中。从图上可 以看 出, 经过时效处理以后含有析出相的 N iE 合金在 673~ 873 K 温度区域内, 其屈服强度均远高于 F e2 45A l合金合金的屈服强度。 2. 2 时效组织特征
图 4表示 N iB和 N iD 合金在 973 K 时效 0. 3 h 以及在 1073 K 时效 100 h后屈服强度随变形温度 的变化规律。为了进行对比, N i250A l和 N i253A l合 金的屈服强度随变形温度的变化曲线也标在图中。 从图上可以看出, 经过时效处理以后含有析 出相 的 N iB和 N iD 合金在所有实验温 度区域内, 其屈 服强度均远高于单相 N iA l合金的屈服强度。实验 结果表明, 析出相的存在可以显著地提高 N iA l金 属间化合物的高温强度。
的压缩试样, 在 WDW 2200D 型试验机上进行压缩 试验, 测定屈服强度, 压缩试验时变形速度为 0. 3 mm#m in- 1。
用双喷电解抛光法制备 电镜的薄膜试 样, 所 用的电解液为体积比 20B80的高氯酸和甲醇。在电 解侵蚀过程中加入液氮, 以保证电解抛光过 程中 保持低温。时 效组织的观察所使用的电镜为 配有 双轴倾斜试样台的 JEM2100CX透射电镜。
金的硬度随时效时间 的延长增加 较小, 只有 N iD 合金的硬度增加较大。实验 结果表明, F e 的添加 对 N iA l起到固溶强化的作用, Fe 的含量越高, 固 溶强化作用越大, 但 F e对 N iA l的时效强化效果并 不明显, 尤其当铁含量较低时。只有含 Fe 最高的 N iD 合金的时效强化效果较明显。
2 结果与讨论
2. 1 机械性能变化 图 2表示 N iA, N iB, N iC 和 N iD 合金试 样经
1373 K 固溶处理后, 在 973 K 温度下时效 处理后 样品的维氏硬度随时效时间的变化规律。在 时效 处理前的 B2 型 N iA l( F e) 金属间 化合物 状态下, N iA, N iB, N iC和 N iD 合金的硬度呈增加趋势, 也 就是说 N iA l( Fe)金属间化合物的硬度随 F e的含量 增加而增大。经过时效处理后, N iA, N iB和 N iC合
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稀有金属
33卷
图 1 N i2A l2Fe系中 N iA l2Fe 拟二元系状态图 F ig. 1 N iA l2Fe pseudo2b inary alloy phase d iagram
表 1 实验材料的化学成分 Ta ble 1 Ch em ica l com position of tested m a ter ia ls
先对试样进行 1473 K @260 ks的均匀化热处 理后, 再进行 1373 K @10 ks的单相固溶化处理, 以获得单相组织。再将试样用石英管真空封装后, 分别在 873, 973, 1073 K 进行等温时效处理, 时效 时间取 1. 08~ 1080 ks不等。在 HX21000显微硬度计 上测定各个样品的维氏硬度, 选用载荷为 1. 96 N。时 效处理后的样品切割成尺寸为 3 mm @3 mm @7 mm
2期
冷文秀等 N i2A l2Fe中 N iA l/F e互为基体 /析出相的组织特征
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高。在时效初期, 由于析出相较小, 时效强化作用 大, 因此合金的整体硬度会有增加。但是随着时效 时间的延长, 析出相在不断长大, 而由于固溶元素 脱溶的加剧, 固溶强化作用明显减小, 时效强化作 用也在减小, 使合金整体硬度减小。
析出相的形态特征及其长大过程, 解释了 N i2A l2F e 系合金中 B2N iA l( Fe) /A2Fe( N ,i A l)互为基体 /析出 相时析出相形状变化不同的原因。
1实 验
图 1 是 N i2A l2F e 系的 N iA l2F e拟 二元系状 态 图, 图中的 B为 B2 结构的 N iA l( F e), A为 Fe 的 固溶体 F e( N ,i A l)。用高纯度的 N i( 99. 9% )、A l ( 99. 9% )和 Fe( 99. 9% )配制所定成分的合金, 使 用电弧炉熔炼 30 g的块状试样, 为使成分均匀化, 在非自耗式真空电弧炉中反复熔炼 5次以上。在熔 炼过程中, 由于重量损失小于 0. 15% , 所以可以认 为合金成分等同于配比合金。合金的化学成 分如 表 1所示。将试样切成块状样品装入石英管中封装 好, 同时向管内充入适量的保护气体氦气。
02587076200902018506作为航空航天耐热结构材料nial金属间化合物由于熔点高密度低热传导性能好和抗高温氧化能力优异具有很大实用潜力但其低温塑性差和高温强度低限制了它们的应用ial只有3个独立滑移系少于多晶体变形至少个独立滑移系的要求如果没有其他滑移系的参nial的脆性就不可能被克服改善ial塑性的一个有效方法是增加滑移系合金元素crzrfe能促进111滑移同时产生强的固溶强化效果关于改善ial塑性的研究已经很多i2al2fe系合金中选择合适的塑性好的第二相作为强化相对ial进行强韧化处理的研究已有很多i2al2fe系合金的成分不同热处理条件不同则其微观结构和机械性能相差较大
第 33卷 第 2期 Vol1 33 No1 2
稀 有 金属
CH INESE JOURNAL OF RARE METLAS
2009年 4 月 Ap r12009
N i 2A l 2Fe中 N iA l / Fe互为基体 /析出相的组织特征
冷文秀 1, 2* , 田文怀1
( 1. 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083; 2. 中国石油大学 (北京 )数理系, 北京 102249)
生明显变化。在时效初期的 0. 3 h时, 析出相呈现 细小的球状形态。时效 30 h以后, 相邻 的析出相 之间相互 合并, 析 出相的 尺寸 增大。时效 300 h 后, 析出相变为板条状形态, 而且板条状析出相与 基体点阵的 {100}晶面平行。
在 N iE 合金中, 析出物 是 B2 型 结构的 N iA l ( F e), 而基体是 2Fe( N,i A l)。图 7( a) ~ ( c)分别是 N iE 合金经 973 K, 0. 3, 30 h 时效后 和 1073 K, 100 h时效后 [ 100]取向的透射电镜图像。从图中 可以看到, 随着时效时间的延长, 析出相的尺寸逐 渐增大, 形状发生变化。在时效初期的 0. 3 h析出 相的形态呈现球形, 时效 30 h时 仍然是球状, 相 邻粒子没有合并, 时效 100 h 以后, 析出相由球状 形态变化为四方六面体形态, 而且析出相与 基体 之间的界面保持 {100}晶面。析出相的空间分布发 生变化, 图 7( a), ( b)中析出相均匀分布, 图 7( c) 中, 析出相沿 < 100> 方向形成队列。
关键词: 析出; 时效硬化; 显微结构; 金属间化合物 中图分类号: TG113. 25+ 1 文献标识码: A 文章编 号: 0258- 7076( 2009) 02- 0185- 06
作为航空航天耐 热结构材料, N iA l金 属间化 合物由于熔点高、密度低、热传导性能好和抗高温
氧化能力优异, 具有很大实用潜力, 但其低温塑性 差和高温强度低限制了它们的应用 [ 1, 2] 。由于多晶
N iA l只有 3个独立滑移系, 少于多晶体变形至少 5 个独立滑移系的要求, 如果没有其他滑移系 的参 与, 则 N iA l的脆性就不可能被克服, 改善 N iA l塑 性的一个有 效方法是增加滑 移系, 合金元 素 Cr, V, Mn, T,i Zr, Fe能促进 < 111> 滑移, 同时产生 强的固溶强化效果, 关于改善 N iA l塑性的研究已 经很多 [ 3~ 5] 。
收稿日期: 2008- 12- 18; 修订日期: 2009- 01- 20 基金项目: 国家自然科学基金资助项目 ( 50671012 ) 作者简介: 冷文秀 ( 1976 - ), 女, 辽宁人, 博士研究生, 讲师; 研究方向: 合金析出硬化方向 * 通讯联系人 ( E - m ai:l lengwenx iu_xx@ yahoo. com. cn )