一种具有择优位向关系的NbSi合金的制作方法

本发明属于超高温合金材料领域，尤其是涉及一种具有择优位向关系的nbsi合金。

背景技术：

随着对航空发动机推重比和工作效率的不断提高，要求涡轮转子进口温度不断提高，这对涡轮叶片使用材料的承温能力提出了很高的要求。目前最先进的金属高温结构材料—镍基单晶高温合金，其使用温度极限约为1150℃，接近其熔点(约1350℃)的85％，能够提升的空间十分有限，因而迫切需要研发能够在1200-1400℃条件下服役的新型超高温结构材料。

nb-si合金由于其具有高熔点、低密度、良好的高温强度等优点，有望取代ni基合金成为新一代的超高温结构材料，应用于发动机涡轮叶片等热端部件。nb-si基合金主要依靠金属固溶体相(nbss)提高室温韧性，依靠金属间化合物相(nb5si3、nb3si和cr2nb等)提高高温强度和高温抗氧化性能，通过恰当组合，获得强韧性匹配、性能优异的超高温结构材料。

目前，采用定向凝固法生产的nb-si基多元合金在室温断裂韧性方面有了很大程度的改善。然而，由于组成相nbss/nb5si3相的非小平面/小平面的生长特点，使得nb-si基多元合金的微观组织多变，室温断裂韧性不均，从而阻碍了nb-si基多元合金的工程应用。nb-si基多元合金的定向凝固组织调控，对于改善合金的室温断裂韧性具有重要的意义，但由于合金的组分、制备方式和后处理方法各异，上述的各种关系非常复杂，而难以定性表征其与性能之间的关系。对于nb-si基多元合金来说，制备方法、组分与微观组织组成相生长取向关系、共晶演变规律关系的研究报道较少，同时上述组织参数与力学性能的关系的研究也很少，阻碍了nb-si基合金性能的进一步研究与改善。

技术实现要素：

为解决上述技术问题，本发明提供了一种具有择优位向关系的nbsi合金。

本发明完整的技术方案包括：

一种nbsi合金，包括nbss相、α-nb5si3相和/或γ-nb5si3相，其特征在于，nbss相与α-nb5si3相的位向关系为：nbss相的[001]晶向与α-nb5si3相的[001]晶向平行，并且nbss相的(110)晶面与α-nb5si3相的(110)晶面平行，并且nbss相的(111)晶面与α-nb5si3相的(112)晶面平行。

一种nbsi合金，包括nbss相、γ-nb5si3相和/或α-nb5si3相，其特征在于，nbss相与γ-nb5si3相的位向关系为：nbss相的[001]晶向与γ-nb5si3相的[0001]晶向平行，并且nbss相的(110)晶面与γ-nb5si3相的晶面平行，并且nbss相的(111)晶面与γ-nb5si3相晶面平行。

一种nbsi合金，包括α-nb5si3相、γ-nb5si3相和/或nbss相，其特征在于，α-nb5si3相与γ-nb5si3相的位向关系为：α-nb5si3相的[001]晶向与γ-nb5si3相的[0001]晶向平行，并且α-nb5si3相的(110)晶面与γ-nb5si3相的晶面平行，并且α-nb5si3相的(112)晶面与γ-nb5si3相的晶面平行。

所述的合金中至少包括10-22at.％si和14-28at.％ti。

所述合金采用定向凝固制备，抽拉速度范围是0.1-200mm/min。

所述nbss相的小角度晶界比例大于30.0％，尤其是大于95.0％；α-nb5si3相的小角度晶界比例大于25.0％，尤其是大于85.0％，所谓的小角度晶界是指晶粒间取向差为2-10°。

所述nbsi合金经热处理后的断裂韧性高于15mpa·m^1/2，优选的，nbsi合金经热处理后的断裂韧性高于20mpa·m^1/2，优选的，nbsi合金经热处理后的断裂韧性高于25mpa·m^1/2。

所述热处理工艺为：从室温到热处理温度的升温时间约为0.5-4h，温度达到设定温度900-1600℃后，保温一定时间。

本发明相对于现有技术的优点在于：目前对nbsi合金的研究中，由于合金的组分、制备方式和后处理方法各异，组织和性能之间的各种关系非常复杂，没有形成，微观组织组成相生长取向关系、共晶演变规律关系的研究较少，本发明从合金的微观组织组成相生长取向关系、共晶组织设计入手，通过合适的组分和制备方法，得到了相对现有技术，α-nb5si3相、γ-nb5si3相、nbss相之间特定的晶面和晶向之间的位向关系，并结合合适的热处理工艺，使择优位向关系的nbsi合金增大了竖直方向nb5si3相间距，从而减小其对nbss相的塑性约束作用，增大裂纹桥、裂纹偏折出现的几率，改善nb-si基合金室温断裂韧性。

附图说明

图1为nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金定向凝固组织照片，(a)纵截面；(b)横截面。

图2为nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金定向凝固组织取向成像面分布图。

图3为nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金定向凝固组织组成相晶粒间取向差统计图。

图4为nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金定向凝固组织极图，图中(a)-(c)α-nb5si3相；(d)-(f)nbss相；(g)-(i)γ-nb5si3相。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步说明。

选择nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf组分的合金，采用真空非自耗电弧炉熔炼制备nb-si基多元合金电弧锭，重量为1.5kg～1.8kg。合金所用的原料为纯度99.90％的铌(nb)、99.90％的钛(ti)、99.99％的硅(si)、99.99％的铝(al)、99.98％的铬(cr)、99.90％的铪(hf)。利用丙酮试液超声清洗后，置于烘干箱干燥约30min。使用精度为0.01g的电子天平按成份配比称重，后置于电弧炉的水冷铜坩埚中。熔炼前，分别用机械泵和扩散泵对真空非自耗电弧炉抽真空，当真空度达到5.0×10^-3pa时，充入高纯氩气至5×10⁴pa进行惰性气氛保护，熔炼时最高电流约为1000a。将合金反复熔炼5遍以保证成分均匀。制备的合金锭呈纽扣状。

将真空非自耗电弧炉所制备的nb-si基多元合金电弧锭，用线切割法切割成φ13mm的试棒。清除试棒表面氧化皮后，用丙酮试剂清洗、烘干，置于去离子水清洗并烘干的y2o3陶瓷管中。y2o3陶瓷管外径约为20mm，内径约为15mm左右，长约200mm。抽真空至5×10^-3pa后，充高纯氩气至3×10⁵pa的惰性气体保护气氛，以先慢后快的变速升温过程，使炉内温度升至设定温度2100℃，后保温20min，向下抽拉至ga-in-sn液态合金冷却液中。随炉冷却至室温后，取出定向棒。

在石墨加热体加热的超高温真空热处理设备中进行热处理。超高温真空热处理设备采用机械泵和扩散泵抽真空，当炉内的真空度达到5×10^-3pa时开始加热。从室温到热处理温度的升温时间约为2h。在升温过程中，机械泵和扩散泵继续抽真空，当加热温度达到1000℃时，关闭扩散泵并充入氩气到200pa左右。温度达到设定温度1500℃后，保温24h。保温结束后，断电，试样在炉内随炉冷却，炉温冷却速率约为10℃/min，当温度降到300℃以下时，关闭循环冷却水。

将铸态试样和热处理试样的表面进行60～1500#的sic砂纸打磨，清洗并烘干后，采用d/max-2500多功能x射线衍射仪对其进行物相分析。采用cu靶，λ＝0.15405nm，条件设置为扫描速度6°/min，扫描范围10～90°，工作电压40kv，电流40ma。通过jade6.5软件并对照pdf卡片(thepowderdiffractionfiles)对x射线衍射图谱进行物相和晶体结构分析。

对试样微观组织形貌的观察，选在定向凝固试棒的准稳态生长区。对该区域试样的纵截面和横截面用60#至2000#sic砂纸磨平，再用3μm的氧化铁(fe2o3)/三氧化铬(cr2o3)混合悬浊液(体积比是2：1)抛光。

采用电子探针(electronprobemicro-analyzer,epma)观察合金显微组织的背散射像。根据背散射组织照片中各相的衬度差异，采用image-proplus6.0软件统计中各相体积分数。

采用电子探针上装配的oxford能谱仪和波谱仪进行成分分析(点分析、线分析和面分析)；其中点分析结果为不少于5个测量值的平均值。

对定向试样组成相生长取向关系的研究，研究不同抽拉速率、合金成分对组成相生长取向的影响机理。将试样横截面采用400#-2000#水砂纸磨平后，再用3μm的氧化铁(fe2o3)/三氧化铬(cr2o3)混合悬浊液(体积比是2：1)慢速抛光。

采用扫描俄歇纳米探针对所选区域进行ebsd分析，所选区域面积为260×260μm。

对三点弯曲法对合金室温断裂韧性进行测量。采用single-edge切口，用线切割方法切出尺寸为(b·w·l)3mm×6mm×30mm的样品，试样跨距(s)为24mm，并用直径0.15mm的钼丝切出长度(a)为3mm的u型切口(a/w＝0.5)，三点弯曲测试样用150#～800#水砂纸磨平。采用sans电子万能试验机进行三点弯曲实验，传感器量程为5kn，加载速率0.1mm/min，按照astme-399标准进行。由于无预制裂纹，其断裂韧性值为kq(条件断裂韧性)而不是kic(平面应变下i型断裂的断裂韧性)，kq的计算公式表示为：

其中，

其中，pq是根据载荷-位移曲线所求得的最大载荷，b为所测试样厚度，w为试样宽度，s为跨距，a为切口长度。三点弯曲试验过程中，当载荷-位移曲线中载荷达到最大值后，载荷发生骤降，此时停止试验。对测试完毕的试样进一步砂纸打磨和机械抛光，用扫描电镜观测裂纹扩展路径。然后继续在试验机上压断试样，在扫描电镜下观察裂纹萌生区域附近的断口形貌。

图1(a)，(b)分别为nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金的定向凝固微观组织照片。从纵截面来看，nbss相和nb5si3相沿定向凝固方向平行生长，从横截面来看，两相呈花苞状耦合生长，豆粒状的nbss相分布在花苞中心。

图2是nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金的定向凝固组织取向成像面分布图。从图中看出，nbss相，α-nb5si3相和γ-nb5si3相的择优生长趋势均非常明显，其择优生长方向分别为[001]、[001]、[0001]方向。

图3是nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金的定向凝固组织组成相晶粒间取向差统计图。图中表示nbss相、α-nb5si3相、γ-nb5si3相晶粒间取向差为2-10°的百分比以及nbss相、α-nb5si3相、γ-nb5si3相晶粒间取向差为10-100°的百分比。从图中可看出具有择优位向关系的nbsi合金，其组成相nbss相，α-nb5si3相和γ-nb5si3相的小角度晶界比例均高于85％，其中非小平面相nbss相的小角度晶界晶粒比例达到了98.9％。

图4是nb-24ti-17si-2cr-2al-2hf合金的定向凝固组织极图。从图中看出nbss相与α-nb5si3相的位向关系为：nbss相的[001]晶向与α-nb5si3相[001]晶向平行，并且nbss相的(110)晶面与α-nb5si3相(110)晶面平行，并且nbss相的(111)晶面与α-nb5si3相(112)晶面平行。nbss相与γ-nb5si3相的位向关系为：nbss相的[001]晶向与γ-nb5si3相[0001]晶向平行，并且nbss相的(110)晶面与γ-nb5si3相晶面平行，并且nbss相的(111)晶面与γ-nb5si3相晶面平行。α-nb5si3相与与γ-nb5si3相的位向关系为：α-nb5si3相的[001]晶向与γ-nb5si3相的[0001]晶向平行，并且α-nb5si3相的(110)晶面与γ-nb5si3相的晶面平行，并且α-nb5si3相的(112)晶面与γ-nb5si3相的晶面平行。

通过三点弯曲法对合金室温断裂韧性进行测量后的结果表明，经过处理后的合金断裂韧有了明显改善。

以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制，凡是根据本发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效结构变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。