金属顶刊《Acta》:开发低密度高强韧铁素体AlCrFeNiTi合金

导读:通过感应铸造以块体形式制备三种新型沉淀强化bcc合金,它们显示出平滑的显微组织梯度和成分(www.khdr.net)。所有三种合金都由铸态和在900℃长期退火后的无序A2-(Fe,Cr)和L21-有序(Ni,Fe)2AlTi型相的混合物组成。当Cr被Al和Ti取代时,无序与有序相的比率、一次枝晶分数和整体显微组织尺寸都降低。整体拉伸试验显示,对于包含有序相和无序相的纳米级迷宫状排列的合金,900℃的强度接近250 MPa。一种合金包含具有韧性枝晶区域和高度抗蠕变枝晶间区域的双重微观结构,显示出高温延展性和强度之间的平衡。这种合金超过了类似的铁素体超级合金,并在低得多的密度和原材料成本下与包括因I包含nconel617和718在内的几种常规使用的高温结构合金相媲美。

近年来,高熵合金(HEA)和成分复杂合金(CCA)的设计方法已经产生了许多用于高温结构应用的有前途的新合金。已经发表了许多关于由L12沉淀物强化的fcc结构的CCAs的研究,类似于镍基高温合金,其在压缩和拉伸中都显示出优异的高温机械性能。虽然fcc的CCA通常具有优异的延展性,但是一些bcc结构的成分复杂合金具有良好的高温强度和合理的延展性。在一项相关的工作中,Shaysultanov等人测量了Fe36Mn21Cr18Ni15Al10合金在600 ℃时的拉伸屈服应力为310 MPa,失效应变为55%。周等报道了强化bcc结构的Fe34Cr34Ni14Al14Co4合金在800℃时的压缩屈服应力接近400 Mpa。然而,总的来说,目前缺乏bcc结构CCAs的高温拉伸试验数据更不用说蠕变数据了——这大概是由于这种合金中经常观察到的低拉伸延展性。

Al-Cr-Fe-Ni-Ti合金系统包括几个研究得很好的二元和三元系统。与目前工作特别相关的是Al-Cr-Fe、Al-Cr-Ni、Al-Fe-Ti和Al-Ni-Ti体系。对于这些系统中的每一个,大部分组成空间的相和微结构的形成是众所周知的,特别是在单相和双相A2、B2和/或L21稳定性的区域。B2-FeAl和D03-Fe3Al作为结构材料具有成本相对较低、密度低、抗高温氧化性非常好、高温强度适中等优点。类似地,B2-NiAl和L12-Ni3Al显示出与FeAl相同的优点,但是具有更高的高温强度和更好的抗蠕变性。在Al-Fe和Al-Ni体系中加入Ti可以形成L21结构的赫斯勒相和拉维斯相。单相L21-Ni2TiAl以及双相B2-NiAl+L21-Ni2TiAl(β-β’)已被证明具有高温抗蠕变性,可直接与高达约1000 ℃的高性能γ-γ’Ni基高温合金相媲美。对于旋转部件的应用,其中最大应力与合金密度成正比,这些赫斯勒相合金可能超过镍基高温合金的抗蠕变性。

上述金属间合金的主要问题是它们在多晶形式下的延展性和断裂韧性非常低,即使在高温下也是如此。一类突出的合金是所谓的铁基高温合金,最初是作为镍基高温合金的低成本替代品开发的,用于温度高达约760 ℃的结构应用。此类合金利用共格沉淀的B2-NiA 和/或L21-TiAl作为A2富铁基体的主要强化相。虽然肯定比纯B2/L21合金更具延展性,由于A2基体的强度和抗蠕变性在高于约700 ℃的温度下迅速下降,因此这些合金的最大应用温度固有地受到限制。保持高温机械性能的一种方法是增加有序相的含量,但是,超过一定量的Ni和Al,不再有明确的基体析出关系,因为有序相域变得完全连续。在HEA/CCA文献中广泛报道了这种迷宫状或层状微结构,虽然表面非常坚固,但已被证明非常脆。

在目前的工作中,德国马普所Silas Wolff-Goodrich教授团队探索了一组低密度CCA,其中沉淀硬化和固溶强化的最大贡献相结合,以获得高达800 ℃的优异高温机械性能。我们定制了一个由三种成分组成的微观结构梯度,以铝为中心,其中Al和Ti代替Cr,同时保持Fe和Ni不变。要研究的三种合金的成分可以指定为Al4xCr5∗(9−x)Fe35Ni20Tix,x∈{4,5,6}(at.%).。当此类合金中的有序相域形成B2和L21的分层混合物时,可实现最佳抗拉伸蠕变域。相关研究以题“Towards Superior High Temperature Properties in LowDensity Ferritic AlCrFeNiTi Compositionally Complex Alloys”发表在Acta Materialia上。

链接:https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117113

通过改变(Al+Ti):Cr的比例,我们能够调整这些合金中枝晶偏析的程度:在梯度的高Cr端,大部分结构由具有A2基体的初生枝晶和等轴B2/l21沉淀物组成。由于Cr被Al和Ti取代,初级枝晶的体积被越来越多的枝晶间结构所取代,该结构由B2/L21和A2相精细迷宫状排列组成。

图1 铸态和100小时退火条件下所有三种成分的XRD图谱。。

图2 合金D1-D3在退火和铸态条件下的低倍率SEM-EDS映射。每个图谱中都包含树突(d-)和树突间(i-)区域的元素浓度(at.%)。元素消耗由黑色背景上的彩色文本表示,而元素则由彩色背景上的黑色文本表示。

发现树枝状区域内的平均析出物尺寸以及迷宫状区域中的平均域宽度都随着 Al和Ti含量的增加而减小,这可能是由于各自的排序和分解温度降低所致。在900 ℃下退火100小时后,观察到所有三种合金的粗化率大致相等。发现铸态和退火条件下的无序相晶格参数随着Al和Ti含量的增加以及Cr含量的降低而略有增加,而有序相晶格参数则表现出相反的行为。发现相应的体平均晶格参数错配随着Al和Ti被Cr替代而减少。从三种合金不同区域的理论Orowan绕过应力计算中获得的见解用于解释高温拉伸实验的结果:

图3合金 D1-D3 在退火和铸态条件下的BSE SEM图像,所有图像的比例相同。铸态图像中的插图显示了代表性区域的更高放大倍数,所有插图的比例相同。在所有图像中,亮域被识别为 A2 相,暗域被识别为B2/L2。合金D1和D2已确定枝晶(d)和枝晶间(i)区域。铸态合金 D3 的插图中显示了一个具有更多迷宫状外观的区域和一个具有更多层状外观的区域。

图4:第一行图像显示了铸态条件下D1-D3的STEM-EDS图的NMF-PCA分解载荷。量化的相组成(at.%)直接显示在有序(B2/L21)和无序(A2)相的图像中。三张图的比例一样。第二行图像显示相位结构和界面位错网络,使用低角度环形暗场(LAADF)探测器成像,该探测器显示原子序数和衍射对比度。所有三个图像的比例都是相同的。(d)中的插图暗场图像是用g1`11L21和g2`22L21扩散矢量从同一区域拍摄的。对于g1`11L21,超晶格APB的位置用白色箭头表示。(e)和(f)中的插图HAADF图像已经过傅里叶滤波以去除高频噪声,并且每个图像都显示了合金D2和D3中有序和无序相畴之间的单一界面。。

图5 (a)退火合金D2的LAADF图像显示枝晶和枝晶间区域。白色箭头表示高位错密度区域。左下角的HAADF插图显示了树枝状区域中心内相结构的放大图像。(b)来自树枝状和树枝状区域之间边界附近的单个界面的NMF-PCA相映射,如(a)所示。。

图6 在700 ℃(a)和900 ℃(b)下测试的退火和铸态合金的代表性拉伸工程应力-应变曲线。注意,对于两个测试温度,不同的应力轴比例是必要的。。

图7 在900℃下测试的拉伸试样的断裂表面。颜色表示断裂模式。

图8 在700、750和800℃下测试的合金D2的稳态蠕变速率图。显示了每个温度和条件下的幂律指数。

D1枝晶间区域的脆化(Al16Cr25Fe35Ni20Ti4)导致该合金在700℃和900℃的铸态屈服前断裂。在退火条件下,屈服强度高于Orowan强化机制的预测值,这可能是由于纳米级二次沉淀的存在或溶质气氛锁定。全层状合金D3(Al24Cr15Fe35Ni20Ti6)铸态在两种测试温度下的屈服之前失效,并且在退火状态下显示出接近零的延展性,这表明在迷宫状微观结构中不存在位错滑移的连续路径。图9 在800 ℃和200 MPa下分别蠕变到应变为1.3%和2.0%后,铸态和退火态合金D2的显微组织。(a)和(c)显示了晶粒结构的BSE SEM图像,蠕变空洞用紫色突出显示,并用白色箭头表示。(b)显示了蠕变铸态材料的LAADF图像,而(c)显示了放大倍数更高的HAADF图像。(e)和(f)都显示了蠕变退火材料的HAADF图像,探测器设置为比(c)更长的相机长度,以特别显示应变对比。

图10 A2相中的Orowan绕过应力与D1-D3合金中存在的所有形态类型的平均颗粒间距离的关系。A2相的剪切模量值是在900℃下计算的。图像中的比例尺为2 μm。

图11 D2合金(Al20Cr20Fe35Ni20Ti5)以及其他几种为高温应用而设计的HEA/CCAs、一种优化的铁基超合金和Inconel 617的特定屈服应力与温度的关系。 图12 在800 ℃下测试的D2合金的最小稳态蠕变速率图。为了进行比较,还包括了在800 ℃下测试的其他几种高温合金的最小速率。

在700、750和800℃的一系列载荷条件下对合金D2进行的蠕变试验表明,在铸态和退火状态下都有希望获得抗蠕变性。对于在800℃下进行的试验,对蠕变微观结构的研究表明,铸态结构中的变形主要由晶界气蚀产生,导致扩散控制的蠕变行为。这表明观察到的蠕变速率是受晶界内聚力限制的上限。退火状态下的幂定律指数表明位错滑移和爬升控制的蠕变行为。蠕变试验后对退火结构的观察揭示了有序和无序畴中的移动位错,表明在预测退火条件下的应变速率时必须考虑这两种相。

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