NiAl-Mo共晶复合材料定向凝固组织特性研究
2010年 6月 RARE METAL MATERIALS AND ENGINEERING June 2010
收稿日期：2009-06-05
基金项目：国家航空科学基金(2007ZF53067)
作者简介：苏慧平，女，1981年生，硕士，西北工业大学凝固技术国家重点实验室，陕西 西安 710072，电话：029-********，E-mail:
breety428@https://www.sodocs.net/doc/b62796595.html,
NiAl-Mo 共晶复合材料定向凝固组织
特性研究
苏慧平，沈 军，张建飞，傅恒志
(西北工业大学 凝固技术国家重点实验室，陕西 西安 710072)
摘 要：采用定向凝固技术制备出两种不同成分的NiAl-Mo 共晶复合材料，研究在不同抽拉速率下该合金的凝固组织特性。结果表明：46.59Ni-45.61Al-7.8Mo (at%, 下同)合金在不同抽拉速率下都形成了亚共晶组织，初生的NiAl 相呈树枝晶状，并且随着抽拉的进行，优先生长方向与热流方向不一致的枝晶被逐渐淘汰；随着抽拉速率的增加，NiAl 相的枝晶间距也不断的减小。44.86Ni-46.3Al-9.01Mo 合金在不同抽拉速率下皆形成以棒状Mo 相镶嵌在NiAl 基体中的共晶组织，随着抽拉速率的增加，Mo 相的平均直径和平均棒间距有越来越小的趋势，在抽拉速率达到14 mm/h 以上时，Mo 相由连续的、排列均匀的棒状变为断续的、排列不均匀的棒状。 关键词：NiAl-Mo 合金；金属间化合物；定向凝固；共晶；枝晶间距
中图法分类号：TG146.1 文献标识码：A 文章编号：1002-185X(2010)06-1009-04
金属间化合物NiAl 具有优异的高温性能，例如高熔点(1638 ℃)、低密度(5.7 g/cm 3)、高导热率(>6 W/m/K)和温度高于1000 ℃时优异的抗氧化性能，是一种很有潜力的高温结构材料[1,2]。 但是, 室温塑性差、高温强度较低，阻碍了NiAl 合金的实用化[3]。改善其室温脆性并进一步提高韧性，是该材料在发动机等方面应用的关键。改善金属间化合物NiAl 塑性和韧性的一个重要方法是改变和调整微观组织结构，引入塑性第二相，通过塑性相与裂纹的交互作用，如裂纹桥接、裂纹钝化或裂纹偏转，改善合金的塑性和韧性。可以添加第三组元如Nb 、Cr 、Mo 等元素，其中Mo 增强NiAl 合金韧性最有希望。当需要控制相的排列方向以得到所谓的复合材料时，共晶形态的规则程度就变得特别重要。近年来，国外使用定向凝固使强化相定向排列的工艺，可以制备出具有良好室温韧性和高温强度的NiAl 基合金[4-7]。
本实验将复相强化和定向凝固技术结合起来，研究两种不同成分NiAl-Mo 合金在不同的生长速率下凝固组织的变化情况，分析凝固参数、合金成分对凝固过程中相的选择，相的形态和定向共晶组织制备的影响规律，探究共晶凝固组织与凝固参数之间的关系，为NiAl 合金进入工程实用化提供理论依据。
1 实 验
通过真空感应熔炼在氩气保护下制备出直径D =34 mm ，长度L =80 mm 的NiAl-Mo 合金铸锭，为保证成分的均匀性，将铸锭倒置于Al 2O 3坩埚中进行多次重熔。用电感耦合等离子体发射光谱仪对合金成分进行化学分析，结果如表1所示。
实验采用电磁感应定向生长炉，用电磁感应加热结合液态金属冷却。为了减小电磁扰动对NiAl-Mo 合金定向凝固过程的影响，实验中加入厚度为25 mm 的高纯石墨套，用以屏蔽电磁场并作为加热体。定向凝固试验选用纯度为99.99%的Al 2O 3陶瓷管，其内径、外径分别为4 mm 和6 mm 。从铸锭上线切割成直径D =4 mm ，长度L =80 mm 的NiAl-Mo 合金试棒，以供随后的定向凝固试验使用。实验前用砂纸打磨，并用丙酮多次清洗试棒和陶瓷管，以消除杂质对凝固过程的影响。试样的熔化和凝固过程是在真空度达到10-3 Pa 后充入氩气下进行。在每次实验过程中，除试样尺寸相同外，保证固-液界面到达相同的位置，以确保温度梯度一致，实验中的温度梯度为250 K/cm 。采用不
表1 NiAl-Mo 合金化学成分
Table 1 Initial chemical composition of NiAl-Mo alloy(at%)
Material Ni Al
Mo
NiAl-7.8Mo 46.59 45.16 7.8 NiAl-9.01Mo
44.86 46.13 9.01
同的抽拉速率，以观察两种成分合金的凝固组织变化，当进入稳态生长时(约抽拉30 mm后)淬火得到淬火界面，以分析各相的生长形态。
对所得试样横向和纵向剖切，打磨、抛光后在20%HNO3+80%HCl(体积分数)的混合溶液中腐蚀，利用DM4000M光学显微镜和EDS观察、分析金相组织。
2 结果与讨论
2.1 NiAl-7.8Mo合金的定向凝固组织
图1是NiAl-7.8Mo合金在不同抽拉速率下的淬火界面在光学显微镜下的微观组织。由初生枝晶相和共晶相组成。图2是其EDS分析结果，该结果显示初生枝晶是NiAl相。从图1中可知，尽管抽拉速率在22~180 mm/h范围内变化，NiAl-7.8Mo合金的组织都是亚共晶。在抽拉速率v=22 mm/h时，形成了一次枝晶和二次枝晶皆比较粗大的初生NiAl相(图1a)；当抽拉速率v=54 mm/h时，初生的NiAl枝晶已经明显变细，并且枝晶数量增多(图1b)；当抽拉速率v=180 mm/h时，获得了更加细小的NiAl柱状枝晶组织(图1c)。
经过测量，当抽拉速率为22, 54, 180 mm/h时对应的NiAl枝晶的平均一次枝晶间距λ1分别为295, 240, 101 μm；二次枝晶间距λ2分别为24.4, 19.7, 12.3 μm。可以得出，一次枝晶间距和二次枝晶间距同抽拉速率(V)的关系式分别是：
λ1=0.041G-0.5V-0.325 (1) λ2=0.0013(GV)-0.33 (2)式中，G是温度梯度，单位为K/cm，λi单位是cm，V 单位是cm/s。
图1 不同抽拉速率下定向凝固NiAl-7.8Mo合金的淬火界面组织
Fig.1 Microstructures of the interface of directionally solidified NiAl-7.8Mo alloy at various withdrawing rates: (a) 22
mm/h, (b) 54 mm/h, and (c) 180 mm/h
图2 抽拉速率为54 mm/h时定相凝固NiAl-7.8Mo合金的微观组织及其能谱分析
Fig.2 Microstructure (a) and its EDS of directionally solidified NiAl-7.8Mo alloy at the withdrawing rate of 54 mm/h
图3是NiAl-7.8Mo合金在抽拉速率为180 mm/h 下的凝固组织。在起始生长区，微观组织如图3a所示，其中白色初生枝晶NiAl相在起始时各枝晶优先生长的方向并不相同，而那些优先生长方向与热流方向相平行的枝晶，较之与热流方向不一致的相邻枝晶生长更为迅速，随着抽拉位移的增加，它们优先向前伸展并抑制相邻枝晶的生长，在逐渐淘汰取向与热流方向不同的晶体过程中发展成取向一致的树枝晶组织(图3b)，逐渐进入生长稳态区后，初生NiAl枝晶的定向排列基本平行于热流的方向，获得更加理想的亚共晶定向凝固组织。
2.2 NiAl-9.01Mo合金的定向凝固组织
图4和图5分别是不同抽拉速率下NiAl-9.01Mo 合金的定向凝固组织的纵截面和横截面照片。可以看到在不同的抽拉速率下, NiAl-9.01Mo合金皆是共晶组织，其中Mo相呈棒状镶嵌在NiAl基体中。
棒状结构的出现，取决于共晶中(将NiAl- Mo看作是伪二元相)两相之间的体积比以及凝固速率这两个因素。从热力学分析，共晶合金中两相的形态和分布应尽量使界面面积最小、界面能最低，当共晶中的某一相的体积分数小于30%时，容易出现棒状结构，
图3 在抽拉速率为180 mm/h下定向凝固的NiAl-7.8Mo合金微观组织
Fig.3 Microstructures of directionally solidified NiAl-7.8Mo alloy at 180 mm/h: (a) the beginning of the solidification,
and (b) the stable stage of growth
a b
a
0 4 8 12
b
Ni A l Ni
Ni
Ni: 48.97
Al: 51.03
I
n
t
e
n
s
i
t
y
/
a
.
u
.
Energy/keV
a
b c
第6期 苏慧平等：NiAl-Mo 共晶复合材料定向凝固组织特性研究 ·1011·
图4 不同抽拉速率下定向凝固NiAl-9.01Mo 合金的组织(纵截面)
Fig.4 Longitudinal microstructures of directionally solidified NiAl-9.01Mo alloy at various withdrawing rates: (a) 7 mm/h, (b) 14 mm/h,
(c) 22 mm/h, and (d) 36 mm/h
图5 不同抽拉速率下定向凝固NiAl-9.01Mo 合金的组织(横截面)
Fig.5 Transverse microstructures of directionally solidified NiAl-9.01Mo alloy at various withdrawing rates: (a) 7 mm/h, (b) 14 mm/h, (c)
22 mm/h, and (d) 36 mm/h
因为在相同的凝固条件下，形成棒状(条状或纤维状)
组织的总界面能比形成层片状时较低。经过测量，发现NiAl-9.01Mo 合金中Mo 相的体积分数小于30%，形成了图4和图5中所示的棒状Mo 和NiAl 相共生生长的共晶组织。
抽拉速率为7 mm/h 时，Mo 相是非常规则的、连续的棒状组织，抽拉速率为14 mm/h 以上时，Mo 的棒状组织的排列开始不规则，棒状组织不再连续，成为断续状；抽拉速率越高，Mo 的棒状组织越细、断续杆的分布更不均匀。经过测量得知，NiAl-9.01Mo 合金在7, 14, 22, 36 mm/h 抽拉速率下对应的Mo 相的平均直径d 分别为1.8, 1.0, 0.8, 0.6 μm ，同时对应的Mo 相棒的平均间距λ分别为4.942, 4.571, 3.506, 2.508 μm 。Mo 相的平均直径(d )和棒的平均间距(λ)同抽拉速率(V )的关系式分别是：d =2.11V -1/2；λ=8.23 V -1/2。式中d 和λ单位是μm ，V 单位是μm/s 。说明随着抽拉速率的增加，Mo 相的平均直径和平均棒间距不断地减小。
如图4a 所示，Mo 相呈现挺直和连续的“杆”状，从横截面上(图5a)可以看出，Mo 棒的截面并不是圆形，而是四边形，并且Mo 相在基体NiAl 中呈非常规则的六边形排列。图6是NiAl-9.01Mo 合金在抽拉速率为7 mm/h 下凝固时EDS 分析，由图可知：在NiAl 基体中不含Mo 元素(图6a)，而在Mo 相中却固溶了比较多的Ni 和Al 元素(图6b)。
图6 在抽拉速率为7 mm/h 下定向凝固NiAl-9.01Mo 合金EDS
分析
Fig.6 EDS of directionally solidified NiAl-9.01Mo alloy at
7 mm/h (a) A in Fig.4a and (b) B in Fig.5a
3 结 论
1) NiAl-7.8Mo 合金，在温度梯度为250 K/cm 和抽拉速率为22~180 mm/h 范围内，都存在初生的NiAl 相枝晶，没有形成全共晶组织；初生的NiAl 相的枝晶间距随着抽拉速率的增大而减小，一次枝晶间距和二次枝晶间距同抽拉速率的关系式分别是：λ1=0.041- G -0.5V -0.325, λ2=0.0013(GV )-0.33。
2) NiAl-7.8Mo 合金在凝固起始时NiAl 枝晶主干方向并不相同，随着凝固的进行，方向与热流一致的枝晶优先生长，从而终止了其它方向枝晶的生长；进
c d
b b
B
c
d
b
a
A
0 4 8 12 Al Ni: 48.97Al: 51.03
Ni
Ni
Ni
Ni: 29.94 Al: 28.73 Mo: 41.34
Al Ni
Mo
Ni
Ni
0 4 8 12 I n t e n s i t y /a .u .
Energy/keV Energy/keV
a
b
·1012·稀有金属材料与工程第39卷
入生长稳态区后，枝晶NiAl相的定向排列水平较好，平行于热流的方向生长。
3) NiAl-9.01Mo合金在温度梯度为250 K/cm、抽拉速率为7~36 mm/h范围内，都形成Mo相呈棒状镶嵌在NiAl基体中的共晶组织。抽拉速率为7 mm/h时，Mo相是连续的棒状，其横向呈非常规则的六边形排列；抽拉速率在14 mm/h以上时，Mo相由连续的棒状变为断续的棒状，横截面上的排列也更加不规则。
4) NiAl-9.01Mo合金随着抽拉速率的增加，Mo 相平均直径和平均棒间距有越来越小的趋势，Mo相的平均直径和棒的平均间距同抽拉速率的关系式分别是：d=2.11V-1/2, λ=8.23 V-1/2。
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Study on Characteristics of Directionally-Solidified Microstructure for NiAl-Mo
Eutectic Composites
Su Huiping, Shen Jun, Zhang Jianfei, Fu Hengzhi
(State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China)
Abstract: NiAl-Mo eutectic composites with two kinds of composition, 46.59Ni-45.61Al-7.8Mo and 44.86Ni-46.3Al-9.01Mo(at%), were prepared by directional solidification technology. The characteristics of solidification microstructure for the alloys at different withdrawing rates were studied. Results show that the microstructure of 46.59Ni-45.61Al-7.8Mo alloy was hypoeutectic at different withdrawing rates. The primary NiAl phase was dendritic; those initial dendrites disappeared gradually as their preferred growth direction did not coincide with the direction of heat transfer during the vertical directional solidification. With increase of the withdrawing rate, the dendrite arm spacing of NiAl phases was decreased little by little. For the 44.86Ni-46.3Al-9.01Mo alloy, eutectic microstructure of rod-like Mo phases inserted in NiAl matrix was formed at different withdrawing rates. With the increase of the withdrawing rate, both of the average spacing and the average diameter of the Mo phases decreased. When the withdrawing rate exceeded 14 mm/h, the continuous and regularly-ranged rod-like Mo-phase turned to irregular and discontinuous.
Key words: NiAl-Mo alloy; intermetallic compound; directional solidification; eutectic; dendrite arm spacing
Corresponding author：Su Huiping, Master, State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, P. R. China, Tel: 0086-29-88486402, E-mail: breety428@https://www.sodocs.net/doc/b62796595.html,