武俊霞,孟凡莹,董洪峰,张 薇,王 琳,王永善,李培友

(陕西理工大学材料科学与工程学院,汉中723001)

摘 要:对铸态Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金在不同温度(673,723K)下进行回火热处理,研究 了回火温度对高熵合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:铸态、673K回火态、723K回火 态合金的显微组织均由体心立方结构TiNi基体相和少量面心立方结构Ti2Ni第二相组成;随着回 火温度升高,TiNi相晶粒和Ti2Ni相颗粒得到细化;铸态合金经过回火热处理后,其弹性极限和屈 服强度增大;673K回火态合金的抗压强度低于铸态合金,但回火温度升高至723K后,抗压强度 提升,高于铸态合金;铸态高熵合金的断裂机制以解理断裂为主,沿晶断裂和韧性断裂为辅;673K 和723K回火态高熵合金的断裂机制以解理断裂为主,沿晶断裂为辅。

关键词:Ti-Co-Ni-Zr高熵合金;回火;显微组织;力学性能 中图分类号:TG146.2 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2023)04-0012-06

0 引 言

传统合金主要由单一主元组成,通过在主元中 加入其他少量(微量)合金元素来获得优异的性 能[1-3]。高熵合金(HEA)则打破传统的合金化设计 理念,从传统的单主元成分转变为多主元成分[4-6]。 高熵合金具有高强度、高硬度、高韧性、良好的电磁 性能、较高的热稳定性及耐腐蚀性等优点[7-9],具有 较高的学术研究价值和广泛的工业应用前景[10-13]。 目前,提高高熵合金的力学性能普遍采用两种 方法,一种是合金成分设计,另一种是回火或退火热 12 武俊霞,等:回火温度对Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金显微组织和力学性能的影响 处理[14-15]。回火或退火热处理可以消除高熵合金的 残余应力,调整高熵合金的显微组织,进而改善高熵 合金的力学性能。CUI等[16]对 Al4CuLi0.5Mg0.4Ag高 熵合金进行了回火热处理,发现合金的强度随回火 温度 升 高 而 增 大。ZHANG 等[17] 报 道 了 脆 性 AlCoCuFeNi高熵合金在回火热处理后的增韧现 象。SHEN 等[18]发 现 AlCoCrFeNi高 熵 合 金 经 600℃回火热处理后,其屈服强度和抗拉强度得到 提 高。LUO 等[19] 通 过 回 火 热 处 理 调 整 AlCrCuFeNi3 高熵合金的近共晶组织,获得了优异 的抗压强度(2952.5MPa)与断裂应变(45.2%)组 合性能。全泳琪等[20]对压铸 AlSi10MnMg高熵合 金进行中温回火热处理,使得合金的屈服强度和抗 拉强度分别提高了42.6%和10.5%。 在高熵合金成分设计中,选择共晶单元作为合 金成分的设计条件是可行的[21-22]。由 Hall-Petch 关系可知,粒径越小,合金的强度越高。在共晶单元 中引入金属间化合物,金属间化合物将首先成核;为 了抑制金属间化合物颗粒的大小,在合金熔体中需 要其他相互竞争的晶粒团簇。当相互竞争的晶粒相 互抑制快速生长时,可以制备出粒径较小且强度较 高的合金[21]。因此,高强高熵合金不仅需要共晶单 元,还需要金属间化合物。作者所在课题组在前期 研究中通过金属间化合物和共晶单元“混合法”获得 了屈服强度达2427MPa、抗压强度达2699MPa 的 Ti30Cu15Ni33Nb22 合金[21]。由于铌的熔点较高 (2468℃),铸锭熔化过程消耗的能量更多,加上铜 和铌的高密度使得Ti-Cu-Ni-Nb高熵合金具有较高 的密度[21]。因此,在新型高熵合金的成分设计中, 铜和铌分别被密度较低的钴和锆取代;镍和锆可形成 深共晶(Ni64Zr36),钛和钴可以形成 Ti2Co金属间化 合物[22]。通过不同比例混合Ti2Co金属间化合物与 Ni64Zr36 二元共晶单元,设计了新型Ti-Co-Ni-Zr高熵 合金。铸态 Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 合金的屈服强度达 到 2 164 MPa [22],高 于 AlMo0.5NbTa0.5TiZr 和 Al0.5NbTa0.8Ti1.5V0.2Zr合金[23-24],但是其塑性应变较 低,只有2.6%。回火热处理可以消除合金的内应力 以及细化晶粒尺寸,使得高熵合金获得较高的强度 或一定的塑性变形能力。因此,为了进一步改善 Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金的力学性能,作者对 该高熵合金在不同温度下进行回火热处理,研究了 回火温度对其显微组织和力学性能的影响,以期为 其在工程中的应用提供参考。

1 试样制备与试验方法

试验原料为钛、钴、镍及锆金属,市售,纯度均超 过 99.9%。 按 照 名 义 成 分 (原 子 分 数/%)为 Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 进行配料(总质量为20g),放 入 KDH-500型真空感应熔炼炉的水冷铜模坩埚中 进行熔炼。为降低熔炼炉内氧含量,防止合金铸锭 在熔炼过程氧化,在启动电弧熔炼前先抽真空至 3×10-3Pa,再充入高纯氩气至0.05MPa。为保证 化学成分均匀,合金铸锭至少正反面熔炼4次,然后 吸铸至水冷铜模中,形成直径3mm、长度50mm 的圆柱形棒状铸锭。将铸锭放入 K-RX-12-10型小 型真空热处理炉中,分别在 673,723 K 下 保 温 20min进行回火热处理,水冷。 使用 RIGAKUD/MAX-RA 型 X 射线衍射仪 (XRD)进 行 物 相 分 析,采 用 铜 靶,特 征 波 长 为 0.15406nm,工作电压为30kV,工作电流为50mA, 扫描范围为20°~90°,扫描速率为4(°)·min-1。利 用慢速金钢锯切取长度为6mm金相试样,用180# 金刚石砂纸粗打磨,除去毛刺和尖角,保证试样表面 洁净。经镶嵌,使用2000# 碳化硅砂纸打磨、胶体二 氧化硅悬浮液抛光,采用由体积比为1∶4∶5的 HF、 HNO3 和 H2O组成的混合溶液腐蚀后,使用 XLG17AT型倒置光学显微镜观察显微组织,使用 Nano Measurer1.2软件计算TiNi相晶粒尺寸和Ti2Ni相 颗粒尺寸。切取尺寸为?3mm×5mm 的压缩试 样,按照GB/T7214-2005,使用CMT5105型电子 万能试验机进行准静态单轴压缩试验,应变速率为 2.5×10-4s-1,测3次取平均值。压缩试验完成后, 采用JSM-6390LV 型扫描电子显微镜(SEM)观察 断口形貌。

2 试验结果与讨论

2.1 物相组成和显微组织

由图1可见:铸态和回火态试验合金均主要由 体心立方(BCC)结构 NiTi相组成,还有少量的面心 立方(FCC)结构Ti2Ni相,Ti2Ni相的衍射峰强度随 着回火温度的升高而减小;回火处理后 NiTi相 (110)晶面衍射峰的半高宽增大,根据谢乐公式判 断,其晶粒尺寸减小[25];回火后 NiTi相(110)晶面 的衍射峰还向小角度方向发生了偏移。 13 武俊霞,等:回火温度对Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金显微组织和力学性能的影响 图1 铸态和不同温度回火态试验合金的XRD谱 Fig.1 XRDpatternsofas-castanddifferent-temperaturetemperedtestalloy 图2 铸态和不同温度回火态试验合金的显微组织 Fig 2 Microstructuresofas-cast a-b anddifferent-temperaturetempered c-f testalloy a c e atlowmagnification and b d f athighmagnification 由XRD谱计算晶面间距,公式如下: 2desinθc=λ (1) 式中:de 为晶面间距;θc 为衍射角;λ 为 X 射线波 长,取0.15406nm。 由式(1)计算得到铸态试验合金中 NiTi(110) 晶面间距de 为0.2183nm。根据表达式ae=de× H2+K2+L2 ,可以计算得到晶格常数的试验测量 值ae 为0.3087nm,其中H,K,L 为虚拟晶面指数。 经673K回火热处理后,de 增大至0.2192nm,ae 增 加至0.3093nm,可见合金发生了较小的晶格畸变。 由图2可见:铸态和不同温度回火态试验合金 的显微组织均由 TiNi基体相和少量 Ti2Ni第二相 (黑色颗粒)组成。铸态试验合金中的 TiNi相呈块 状,大部分 Ti2Ni相沿 TiNi相晶界析出,少量在 TiNi相晶内析出;673K 回火态试验合金中 TiNi 相呈枝晶状和等轴状,尺寸与铸态试验合金相比有 所减小,Ti2Ni相沿 TiNi相晶界和 TiNi相晶内析 出,其数量相比于铸态试验合金明显减少;723K回 火态试验合金中的 TiNi相呈不规则的等轴状,比 673K 回火态试验合金更加细小,Ti2Ni相主要在 TiNi晶内析出,未观察到在晶界析出的 Ti2Ni相颗 粒,数量与673K 回火态试验合金相比有所减少。 可见较高温度回火后,TiNi晶粒变得更加细小,在 晶界析出的Ti2Ni相颗粒溶解于基体中。 由图3可见:铸态、673K 回火态、723K 回火 态试验 合 金 中 TiNi相 晶 粒 的 平 均 尺 寸 分 别 为 8.55,7.35,7.20μm;Ti2Ni相颗粒的平均尺寸分别 14 武俊霞,等:回火温度对Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金显微组织和力学性能的影响 图3 铸态和不同温度回火态试验合金的TiNi相晶粒尺寸分布和Ti2Ni相颗粒尺寸分布 Fig 3 GrainsizedistributionofTiNiphase a-c andparticlesizedistributionofTi2Niphase d-f inas-cast a d and different-temperaturetempered b c e f testalloy 为2.86,2.30,2.20μm。经过回火热处理后,TiNi 相晶粒和Ti2Ni相颗粒均得到了细化,723K 回火 后TiNi相和Ti2Ni相的平均尺寸均最小。

2.2 压缩性能

由图4和表1可见:673K 和723K 回火态试 验合金的弹性极限相近,弹性极限和屈服强度均大 于铸态合金;723K 回火态试验合金的塑性应变大 于673K回火态试验合金,二者均小于铸态试验合 金;673K回火态试验合金的抗压强度低于铸态试 验合金,但回火温度升高至723K 后,抗压强度提 升,高于铸态试验合金,说明合适的回火温度可以提 升合金的抗压强度。673K和723K回火态试验合 金的屈服强度均大于铸态试验合金,其原因在于 图4 铸态和不同温度回火态试验合金的压缩应力-应变曲线 Fig.4 Compressivestress-straincurvesofas-castand different-temperaturetemperedtestalloy TiNi基 体 相 晶 粒 和 Ti2Ni第 二 相 颗 粒 的 细 化。 673K回火态试验合金的抗压强度比铸态试验合金 低的原因有待进一步研究。 表1 铸态和不同温度回火态试验合金的压缩性能 Table1 Compressiveperformanceofas-castanddifferent-temperaturetemperedtestalloy 状态 弹性极限/MPa 弹性应变/% 屈服强度/MPa 塑性应变/% 抗压强度/MPa 断裂应变/% 铸态 673K回火态 723K回火态 1761 2155 2151 2.76 2.85 3.24 2117 2344 2409 2.74 0.42 1.69 2539 2433 2612 6.26 3.70 5.47

2.3 压缩断口形貌

由图5可见:铸态试验合金的压缩断口呈现出 解理断裂的解理面、解理台阶及河流状花样等特征, 还存在少量的沿晶断裂型韧窝和准解理断裂的撕裂 棱,断裂机制以解理断裂为主,沿晶断裂和韧性断裂 为辅;673K回火态试验合金的压缩断口同样呈现 出解理面、解理台阶和河流状花样等特征,同时出现 了大量冰糖状花样的沿晶断裂型韧窝,断裂机制以 解理断裂为主,沿晶断裂为辅;723K回火态试验合 金的压缩断口呈现出解理断裂的特征,可观察到解 15 武俊霞,等:回火温度对Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金显微组织和力学性能的影响 图5 铸态和不同温度回火态试验合金的压缩断口形貌 Fig 5 Compressivefracturemorphologyofas-castanddifferent-temperaturetemperedtestalloy a as-cast cleavagestep b as-cast riverpattern c as-cast ductilefracturedimple d 673Ktempering cleavageplane e 673Ktempering riverpattern f 673 Ktempering intergranularfracturedimple g 723Ktempering cleavageplane h 723Ktempering cleavagestep i 723K tempering intergranularfracturedimple 理面、解理台阶和河流状花样,以及沿晶断裂型韧 窝,断裂机制以解理断裂为主,沿晶断裂为辅。

3 结 论

(1)铸 态、673 K 回 火 态、723 K 回 火 态 Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金的显微组织由体心立 方结构TiNi基体相和少量面心立方结构 Ti2Ni第 二相组成;673K和723K回火态合金中TiNi相尺 寸与铸态相比有所减小,Ti2Ni相数量相比于铸态 明显减少;较高温度回火后,TiNi晶粒变得更加细 小,在晶界析出的Ti2Ni相颗粒溶解于基体中。 (2)铸态 Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金经过回 火热处理后,弹性极限和屈服强度增大;673K回火 态合金的抗压强度低于铸态合金,但回火温度升高 至723K后,抗压强度提升,高于铸态合金,说明合 适的回火温度可以提升合金的抗压强度;673K 和 723K 回火态试验合金屈服强度的提升源于 TiNi 基体相晶粒和Ti2Ni第二相颗粒的细化。 (3)铸态 Ti28Co14Ni37.12Zr20.88 高熵合金的断裂 机制以解理断裂为主,沿晶断裂和韧性断裂为辅, 673K和723K回火态高熵合金的断裂机制均以解 理断裂为主,沿晶断裂为辅。

来源：材料与测试网