一种Nb-Si基超高温合金成分梯度试件的制备方法与流程

本发明属于金属材料的合金化研究方法及高通量制备技术领域，涉及一种nb-si基超高温合金成分梯度试件的制备方法

背景技术：

nb-si基超高温合金具有熔点高且密度低的优势，有望取代镍基高温合金成为新一代飞机发动机用高温结构材料。然而其较差的抗氧化性能限制了该材料的发展和应用，因此急需通过合金化方法提高该材料的抗氧化性能。添加ti,cr,al等合金化元素可以显著提高该合金的抗氧化性能，但添加的含量过高后会降低合金的力学性能，使材料的综合性能无法达到应用要求。因此亟需优选合金化元素的含量，获得综合性能较佳的成分体系。

目前nb-si基超高温合金的成分设计及研发仍然依靠耗时费力的试错法，需要进行大量的配料及熔炼实验。为减少研发成本及缩短研发周期，加快合金的研发进度，材料基因组计划中的高通量制备技术成为关键。在一根合金棒中获取含量连续变化的合金化元素对nb-si基超高温合金的组织形貌、相组成、高温抗氧化性能和力学性能的影响规律，可快速获得成分-工艺-组织-性能之间的关系数据库，优化合金成分并揭示合金化原理和强韧化机理。

技术实现要素：

要解决的技术问题

为了避免现有技术的不足之处，本发明提出一种nb-si基超高温合金成分梯度试件的制备方法，按照合金化元素含量由低至高的顺序将几个合金棒焊接在一起，通过控制光学悬浮区熔炉的熔区高度、抽拉速率及旋转速率等，使熔区内合金液充分地混合和扩散，沿凝固方向实现合金化元素含量的连续变化，得到具有成分梯度的试件，为制备nb-si基超高温合金成分梯度试件提供了一种全新的技术，将传统的成分不连续变化的结果转变为成分连续变化的实验规律，提高材料设计及研发的效率。

技术方案

一种nb-si基超高温合金成分梯度试件的制备方法，其特征在于步骤如下：

步骤1、不同成分短合金棒的制备：采用真空非自耗电弧熔炼法制备“x”含量不同的nb-si基超高温合金纽扣锭，并在各纽扣锭的相同位置切取尺寸相同的圆柱形短合金棒；所述“x”为nb-si基超高温合金的某种合金化元素；所述“x”含量不同的nb-si基超高温合金纽扣锭尺寸相同；

步骤2、给料棒的制备：将多个圆柱形短合金棒，按照“x”含量从低至高排列后焊接成一根长棒，作为给料棒；

步骤3、结晶棒的制备：采用水冷铜坩埚高频感应熔炼法制备nb-si基超高温合金锭，在距离边缘8mm的位置切取圆柱形合金棒作为结晶棒；所述圆柱形合金棒的直径与步骤1的圆柱形短合金棒的直径一致，长度为50.0mm；且该合金棒中各元素的种类和含量与给料棒“x”含量低的一端完全相同；

步骤4、光学悬浮区熔：在给料棒“x”含量较高的一端焊接一根长50.0mm、直径与给料棒相同的合金棒，该合金棒中各元素的种类和含量与结晶棒“x”含量高的一端完全相同；

将给料棒“x”含量低的一端与结晶棒衔接，采用光学悬浮区熔方法，自“x”含量低的一端向含量较高端进行光学悬浮区熔，使得给料棒生长在结晶棒上；

当给料棒长度剩50mm时，停止熔炼，获得“x”含量连续上升的nb-si基超高温合金的成分梯度试件。

所述不同“x”含量的纽扣锭中，“x”的含量间隔均等。

所述给料棒的圆柱形短合金棒的长度比其直径大2.0～4.0mm。

采用光学悬浮区熔方法时，熔区高度与给料棒的圆柱形短合金棒的长度相同。

所述步骤2的焊接采用真空电子束焊接，焊缝的深度在3mm以上,焊接时真空度为1×10^-3pa。

所述步骤1的圆柱形短合金棒和步骤3的圆柱形合金棒制备后采用80～2000#sic水磨砂纸将其侧面、底面和顶端打磨至光滑。

所述步骤4的光学悬浮区熔时，石英管中真空度抽至1×10^-4pa，给料棒转速为15r/min，结晶棒转速为0r/min。

有益效果

本发明提出的一种nb-si基超高温合金成分梯度试件的制备方法，方法步骤如下：(1)运用真空非自耗电弧熔炼法制备“x”(某种合金化元素)含量不同的nb-si基超高温合金锭，在每个锭的相同位置切取尺寸相同的短合金棒；(2)按“x”含量从低到高，将短合金棒焊接成一根长合金棒；(3)自长合金棒“x”含量较低的一端向较高的一端进行区熔，熔区中的金属液充分地混合和扩散，得到“x”含量连续变化的试件。本发明制备工艺简单，突破了传统合金化研究方法(试错法)成本较高且费时费力的缺点，可获得含量连续变化的“x”对合金组织及性能的影响规律，从而快速优选“x”的含量，有利于加速像nb-si基超高温合金等新材料的研发。

与现有技术方法相比，本发明具有以下优势：

(1)与传统nb-si基超高温合金的合金化研究方法相比，本发明有效实现了具有成分梯度试件的制备，在一根试样中可获得合金化元素含量连续变化时合金组织的变化规律，可快速高效地揭示组织和性能随合金化元素含量的变化规律；

(2)本发明利用光学悬浮区熔炉实现了nb-si基超高温合金成分梯度试件的制备，工艺设计合理，可操作性强。

附图说明

图1为本发明中所准备的给料棒和结晶棒

图2为本发明中光学悬浮区熔过程示意图

图3为ti含量连续变化的nb-si基超高温合金试件中ti含量随试样长度分布

图4为ti含量连续变化的nb-si基超高温合金试件中不同ti含量时组织的bse形貌

图5为ti含量连续变化的nb-si基超高温合金试件经1250℃/2min氧化后氧化膜表面的bse形貌

图6为cr含量连续变化的nb-si基超高温合金试件中cr含量随试样长度分布

图7为cr含量连续变化的nb-si基超高温合金试件中不同cr含量时组织的bse形貌

图8为cr含量连续变化的nb-si基超高温合金试件经1250℃/2min氧化后氧化膜表面的bse形貌

附图标记说明：1,2,3,4分别为“x”(某种合金化元素)含量依次升高的nb-si基超高温合金短棒；5-与4成分相同的合金棒；6-密封的石英管；7-给料棒的旋转方向；8-氙弧灯；9-与1成分相同的结晶棒；10-移动中的熔区；11-不同成分短合金棒间的焊缝。

具体实施方式

现结合实施例、附图对本发明作进一步描述：

具体实施例1

本实施例通过高通量的方法制备具有成分梯度的nb-si基超高温合金，研究连续变化的ti含量(0～25at.％)对合金组织及高温抗氧化性能的影响。

(1)不同成分短合金棒的制备：运用真空非自耗电弧熔炼法制备ti含量分别为0,10,20,25at.％的nb-si基超高温合金纽扣锭，并分别在相同位置切取尺寸为φ7.0×10.0mm的短合金棒，用水磨砂纸打磨各表面至光滑。所述ti含量不同的nb-si基超高温合金纽扣锭尺寸相同；

(2)给料棒的制备：按ti含量从低至高的顺序，将其焊接成一根长棒，如图1所示。此外，在ti含量较高的一端还需焊接一根ti含量为25at.％,且尺寸为φ7.0×50.0mm的合金棒。

(3)结晶棒的制备：运用水冷铜坩埚高频感应熔炼法制备ti含量为0at.％的nb-si基超高温合金锭，在固定位置切取尺寸为φ7.0×50.0mm的合金棒，作为结晶棒，如图1所示。且该合金棒中各元素的种类和含量与给料棒ti含量低的一端完全相同；

(4)光学悬浮区熔：在光学悬浮区熔炉中的真空度达到1×10^-4pa后，增大电源功率将给料棒ti含量为0at.％的一端熔化并生长在结晶棒上，调整电源功率使熔区的高度同(1)中所制备的短合金棒的长度基本一致。给料棒旋转速率设为15r/min,结晶棒旋转速率设为0r/min,待熔区稳定后，以20mm/h的生长速度向上进行区熔；当给料棒剩余长度约为50.0mm时，停止熔炼。即获得ti含量在0～25at.％之间连续上升的nb-si基超高温合金试棒。图2为光学悬浮区熔过程示意图。

使用扫描电子显微镜(sem)及能谱分析(eds)对制备完成的合金棒的成分和组织进行分析。参照图3,合金棒的ti含量随合金棒长度的增加不断升高，达到了预期目的。参照图4,随ti含量上升合金的硅化物含量和尺寸不断增大，并且共晶组织不断粗化。更为重要的是，合金的相组成发生了变化，ti含量达9.5at.％后，γ-nb5si3相开始出现；ti含量达13.3at.％后，开始出现长条状的初生γ-nb5si3相；ti含量为22.6at.％时，α-nb5si3相消失，硅化物全部为γ-nb5si3相。

采用sgm9817a型高温热震氧化炉对制备完成的合金棒进行高温抗氧化性能测试，测试条件为1250℃/2min.参照图5,ti含量为13.7at.％时，氧化膜中开始出现tinb2o7相；ti含量达到19.2at.％后，氧化膜中的ti2nb10o29和nb2o5消失；ti含量达21.1at.％后，氧化膜剥落现象完全消失。

具体实施例2

本实施例通过高通量的方法制备具有成分梯度的nb-si基超高温合金，研究连续变化的cr含量(0～8at.％)对合金组织及高温抗氧化性能的影响。

(1)不同成分短合金棒的制备：运用真空非自耗电弧熔炼法制备cr含量分别为0,3,5,8at.％的nb-si基超高温合金纽扣锭，并分别在相同位置切取尺寸为φ7.0×10.0mm的短合金棒，用水磨砂纸打磨各个面至光滑。所述cr含量不同的nb-si基超高温合金纽扣锭尺寸相同；

(2)给料棒制备：按cr含量从低至高的顺序，将其焊接成一根长棒，如图1所示。此外，在cr含量较高的一端还需焊接一根cr含量为8at.％,且尺寸为φ7.0×50.0mm的合金棒。

(3)结晶棒的制备：运用水冷铜坩埚高频感应熔炼法制备cr含量为0at.％的nb-si基超高温合金锭，在固定位置切取尺寸为φ7.0×50.0mm的合金棒，作为结晶棒，如图1所示。且该合金棒中各元素的种类和含量与给料棒cr含量低的一端完全相同；

(4)光学悬浮区熔：在光学悬浮区熔炉中的真空度达到1×10^-4pa后，增加电源功率将给料棒cr含量为0at.％的一端熔化并生长在结晶棒上，调整电源功率使熔区的高度同(1)中所制备的短合金棒的长度基本一致。给料棒旋转速率设为15r/min,结晶棒旋转速率设为0r/min,待熔区稳定后，以20mm/h的生长速度向上进行区熔；当给料棒剩余长度约为50.0mm时，停止熔炼。即获得cr含量在0～8at.％之间连续上升的nb-si基超高温合金试棒。图2为光学悬浮区熔过程示意图。

使用扫描电子显微镜(sem)及能谱分析(eds)对制备完成的合金棒的成分和组织进行分析。参照图6,合金棒的cr含量随试棒长度的增加不断升高，达到了预期目的。参照图7,随cr含量上升合金中初生硅化物的含量和尺寸不断增大。cr含量为0.40at.％时，合金为全共晶组织；cr含量增加至1.48at.％时，有初生γ-nb5si3相开始形成；cr含量达到2.42at.％时，初生α-nb5si3相出现；cr含量在4.69at.％左右时，合金中出现了(ti,nb)ss/nb5si3/cr2nb三相共晶；cr含量为6.04at.％时，nbss/cr2nb共晶形成，cr2nb的含量随cr含量的增加而增加。

采用sgm9817a型高温热震氧化炉对制备完成的合金棒进行高温抗氧化性能测试，测试条件为1250℃/2min。参照图8,cr含量为3.16at.％时，成簇的tio2开始生成；当cr含量为4.69at.％左右时，氧化膜中tio2与nb2o5的混合氧化物转变为ti2nb10o29；cr含量继续增加至6.0at.％左右，氧化膜中开始出现tinb2o7相，氧化膜剥落现象完全消失。