Mo-Si系金屬硅化物組織結構與力學行為的研究.pdf

1、Mo-Si 系金屬硅化物是有望應用于1200℃以上的高溫結構材料,近些年來得到了國內外材料研究人員的廣泛重視和研究。但是,目前的研究大多數(shù)限于實驗室階段。阻礙Mo-Si系金屬硅化物實際應用的主要問題是:室溫韌性差、高溫強度不夠及高溫抗氧化性差.本文采用電弧熔煉和定向凝固的方法制備Mo.Si系金屬硅化物及其單晶,利用高溫退火控制合金的顯微組織.通過X射線衍射儀(XRD)、光學顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM

2、)等研究手段對合金顯微組織進行觀察和分析。通過高溫壓縮試驗、三點彎曲試驗、顯微維氏硬度試驗等評價合金的機械性能。 首先對Mo-Si系金屬硅化物進行綜合分析,從整體上了解Mo-Si系金屬硅化物的顯微組織及其機械性能,并通過添加合金元素(B、Nb)來改變合金顯微結構進而改善機械性能；然后選取綜合性能較好的合金體系進行重點研究.本文研究所涉及的合金體系包括:低硅合金(Mo-10Si和Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>共晶)；

3、Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>共晶、亞共晶和過共晶；(Mo<,1-x>,Nb<,x>)Si<,2>合金。重點研究的合金體系為(Mo<,1-x>,Nb<,x>)Si<,2>合金。 電弧熔煉的Mo-10Si合金的組成相為Mo+Mo<,3>Si,該合金在高溫下雖然強度不是非常高,在1300℃,應變速率為1×10<'-4>s<'-1>的條件下,強度峰值應力為250MPa,.但是卻表現(xiàn)出明顯的塑性形變能力。鑄態(tài)Mo-10Si合

4、金的室溫斷裂韌性為7.3 MPam<'1/2>。經過高溫退火處理后Mo<,3>Si相從Mo母相中析出。析出Mo<,3>Si相的尺寸對合金室溫斷裂韌性有較大的影響；經1200℃退火48h后,Mo母相中析出的Mo<,3>Si相尺寸較大,由于Mo<,3>Si相本身是脆性相,導致合金斷裂韌性稍有降低,為6.0 MPam<'1/2>；經1400℃退火24h后,細小彌散的Mo<,3>Si相從Mo相中析出,改善了合金的室溫韌性,合金斷裂由穿晶斷裂變?yōu)?/p>

5、穿晶、沿晶混合斷裂,斷裂韌性為9.5 MPam<'1/2>。電弧熔煉制備的Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>合金由Mo<,3>Si相和Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>共晶相組成。 合金的顯微結構在1200℃和1400℃非常穩(wěn)定,不隨著退火溫度和時間的改變而變化.Mo<,3>Si-Mo<,5>Si<,3>合金的室溫斷裂韌性很低,約為1.1 MPam<'1/2>.與Mo-10Si合金相比,電弧熔煉制備的MO<,3

6、>Si-Mo<,5>Si<,3>合金具有更高的高溫強度,并且同樣表現(xiàn)出塑性形變能力.合金在1300℃應變速率l×10<'-4> s<'-1>及1400℃應變速率1×10<'-4>s<'-1>條件下的強度峰值應力分別為540MPa和300MPa。 對于Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>合金系統(tǒng)的研究,目的是通過熱處理的方法在合金中形成全片層結構.而D8m結構的Mo<.5>Si<,3>和C11<,b>結構的MoSi<,2>

7、中存在[110]MoSi<,2>//[110]Mo<,5>Si<,3>和(110)MoSi<,2>//(002)MosSi3位相關系,為形成全片層結構的形成提供了晶體結構上的條件。鑄態(tài)中無層狀結構的Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>亞共晶合金在退火后在合金中觀察到了Mo<,5>Si<,3>(D8m)/MoSi<,2>(Cll<,b>)交替的全片層結構。 片層結構中層間距在1200℃退火48h后為幾百納米.而對于Mo<,5

8、>Si<,3>-MoSi<,2>過共晶合金,無論是鑄態(tài)還是經1200℃退火12、24、48和96h后,在中均觀察到Mo<,5>Si<,3>(D8m)/MoSi<,2>(C11<,b>)交替的層狀結構,但不是全片層結構,鑄態(tài)合金中形成的MoSi<,2>相始終存在于合金中.Mo<,5>Si<,3>-MoSi<,2>共晶合金的顯微組織在退火前后也不發(fā)生變化,始終保持網(wǎng)絡狀結構。 本文對(Mo<,1-x>Nb<,x>)Si<,2>(其中

9、x=0.05、0.10、0.15、0.20、0.30、0.50.)合金進行了系統(tǒng)的研究:著重考察合金中全片層結構形成所需的合金成分、制備工藝及熱處理工藝；對全片層結構形成的機理進行探討；評價全片層結構對合金高溫力學性能的影響.首先研究了Nb含量對鑄態(tài)合金顯微結構和相組成的影響。結果表明,當x≤0.15時,合金為C40(NbSi<,2>)+Cll<,b>(MoSi<,2>)雙相結構；當x>0.15時,合金為C40單相結構.經過1500℃/

10、12h及1700℃/72h退火處理后分別在合金(Mo<,0.85>.Nb<,0.15>)Si<,2>和(Mo<,0.80>Nb<,0.20>)Si<,2>中形成了C40/C11<,b>(近)全片層結構。但是合金中存在疇界,而不同疇中的片層具有不同的取向。 定向凝固(光學懸浮區(qū)域熔煉)制備的(Mo<,1-x>Nb<,x>)Si<,2>(其中x=0.15、0.20)合金,對于(Mo<,0.85>.Nb<,0.15>)Si<,2>合金

11、,采用2mm/h、2.5mm/h生長速率獲得了C40結構單晶；對于(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>合金,采用4mm/h、5mm/h的生長速率獲得了C40結構單晶.經過1600℃/6h及1700℃/48h退火處理后分別在(Mo<,0.85>,Nb<,0.15>)Si<,2>和(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>單晶中形成了取向一致的C40/C11b全片層結構.全片層結構的(Mo<,0.85>,Nb<

12、,0.15>)Si<,2>和(Mo<,0.80>,Nb<,0.20>)Si<,2>合金具有優(yōu)異的高溫力學性能.在1500℃,應變速率為1×10<'-4>s<'-1>條件下,全片層結構的(Mo<'0.80>,Nb<,0.20>)Si<,2>合金比(Mo<,0.85>.Nb<,0.15>)Si<,2>合金具有更高的高溫壓縮強度(壓縮方向與片層方向呈45°角),其強度峰值應力分別為400MPa和160MPa.全片層結構改善合金高溫力學性能的原

13、因在于片層界面的存在阻礙了位錯的運動,當片層間距足夠小時可以抑制位錯的增殖。 通過SEM和TEM分析了經過不同熱處理制度后C11<,b>片層結構的形成規(guī)律,研究結構表明:合金中全片層結構的形成主要受到C11<,b>相形核率的制約而不受C11b相生長速率的制約.通常在全片層結構(C11<,b>+C40)形成前,形核率隨著退火時間的延長逐漸增大,溫度越高增加的幅度越大；片層寬度隨著退火時間延長逐漸增加.全片層結構形成后,對于較低的退

14、火溫度(1300℃),形核率及片層寬度均表現(xiàn)為恒定不變； 而對于較高的退火溫度(1500℃),由于部分cll<,b>片層發(fā)生融合現(xiàn)象,導致片層寬度增加.嘗試通過B元素的合金化提高(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>合金的室溫斷裂韌性.所設計的合金成分為(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>-xB(x=0.5、1.0、1.5).B的加入顯著的改善了合金的室溫斷裂韌性,(Mo<,0.80>.Nb<,0.20

15、>)Si<,2>0.5B、(Mo<,0.8>Nb<,0.20>)Si<,2>-1.0B和(Mo<,0.80>。Nb<,0.20>)Si<,2>-1.5B的室溫斷裂韌性分別為7.1 MPam<'1/2>、8.1 MPam<'1/2>和6.7 MPam<'1/2>。 B合金化改善(Mo<,0.80>.Nb<,0.20>)Si<,2>合金室溫斷裂韌性的原因在于:使合金由C40單相結構變?yōu)镃11<,b>、C40和NbB<,2>三相相結