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�(lián)盟網(wǎng)站:中國粉末冶金商務(wù)�(wǎng)�中國硬質(zhì)合金商務(wù)�(wǎng) �中國粉末冶金人才�(wǎng)�粉末冶金書庫�粉末冶金二手�(wǎng)
備案�(hào)�浙B2-20100325-8
夏冬生李�2,郭建亭3,李谷松3,于�1�1大連海事大�(xué),大�116026�2東北大學(xué),沈�110006�10%(體積分?jǐn)?shù),下同)TiC(x=5�10�20)和Ni5rAU-Co5+20%TiC粉末�(jìn)行機(jī)械合金化,得到原位內(nèi)生TiC彌散�(qiáng)化的NiAl(Co)納米復(fù)合粉末。結(jié)果表明,球磨Ni5-Ak-Co- 10%TiC粉末過程中,爆炸反應(yīng)�(jī)制生成NiAl(Co)和TiC化合物,其中NiAl(Co)化合物晶粒僅為10nm左右,TiC晶粒�35~50nm.但當(dāng)TiC含量增加�20%�(shí),其爆炸反應(yīng)起始�(shí)間延�20min.同時(shí)隨著Co含量增加,Ni5-AWCoi- 10%TiC粉末的機(jī)械合金化的產(chǎn)物仍為NiAl(Co)和TiC,但NiAl(Co)化合物的生成機(jī)制轉(zhuǎn)�?yōu)閿U(kuò)散反�(yīng)�(jī)制。�(jìn)一步增加Co含量�20%,原子分?jǐn)?shù))則�(dǎo)致了Y-Ni(Al,Co,Ti,C)過飽和固溶體的形成,反�(yīng)�(jī)制仍為互�(kuò)散反�(yīng)�
NiAl的高溫強(qiáng)度低、高溫抗蠕變性能差成為新一代高溫結(jié)�(gòu)材料的一大障礙。�*有希望的選擇是走制備NiAl基復(fù)合材料這條道路。中科院金屬所郭建亭研究組112首創(chuàng)的熱壓放熱合成(HPES)新工藝制(體積�?jǐn)?shù),下同)TiB2和NiA-20%TiC顆粒增強(qiáng)�(fù)合材料,其屈服強(qiáng)度、抗壓強(qiáng)度和壓縮塑性均明顯高于鑄態(tài)NiAl.980°C拉伸�(qiáng)度比國外熱等靜壓反應(yīng)法(RHIP)制備的NiA-20%TiB2材料大約還提高一倍。但是,跟傳�(tǒng)超合金相比,這�(gè)�(qiáng)度增加仍然不高�
�(jī)械合金化制備的原位內(nèi)生增�(qiáng)�(fù)合材料,彌散相具有理想的形貌,足夠的�(shù)量,極好的彌散度。同�(shí),原位內(nèi)生增�(qiáng)的熱力學(xué)和化�(xué)�(wěn)定性良好,由于在基體內(nèi)�(chǎn)生,而表面無污染,且與基體直接鍵合,確保1994-2011ChinaAcademicournal看作是一種非常微小的硬球,起到對(duì)NiAl�(jìn)一步球磨的作用�
Scherrer公式�(jì)算求得球磨到16h,NiAl晶粒為粒更加�(xì)的衍射峰峰�(jìn)飛步34.6nm.通過�(duì)粉末的TnEM觀�(fù)合基體有足夠�(qiáng)度來�(zhuǎn)移應(yīng)力�
本工作通過晶粒�(xì)化來提高室溫性及添加合金元素Co固溶�(qiáng)化的同時(shí),制備原位內(nèi)生TiC彌散�(qiáng)化的NiAl(Co)TiC�(fù)合納米材料來提高其高溫性能�
本工作先期重�(diǎn)研究其合金化過程、機(jī)理及�(chǎn)物� 1�(shí)�(yàn)方法�(jī)械合金化在GK2型高能球磨機(jī)上�(jìn)行,用GCr15鋼作為球磨介�(zhì),將純Ni粉(>99.元素粉末混合均勻后放入球磨罐中。球料質(zhì)量比1.為防止球磨過程中樣品被氧化,將球罐抽真空后再充入氬氣。每�0. 5h將罐翻轉(zhuǎn)90°,使粘附在罐壁的粉末脫落。每隔一定時(shí)間,取出少量粉末用RLGAVD/MA1VA型X射線衍射儀�(cè)定粉末在�(jī)械合金化過程中的相結(jié)�(gòu)變化。應(yīng)用Scherrer公式d= 0.91YBcosQ求得粉末的平均晶粒尺寸(d為晶粒大小,人為入射X射線的波長,A=0.15405nm�0為Bragg衍射角;B為衍射峰的半高寬(扣除儀器寬化及Ka2))。用PhllipsEM-420型透射電鏡�(jìn)行觀察�
2�(shí)�(yàn)�(jié)果與討論為球磨Ni5-Al4-Co-10%TiC不同�(shí)間的X射線衍射譜。球�105min后,�(dǎo)致各元素衍射峰強(qiáng)度降低,寬度增加,表明元素晶粒細(xì)化及�(yīng)力、應(yīng)變的引入131.球磨�120min�(shí),XRD譜分析表明有大量NiAl和TiC突然生成,同�(shí)原位熱分析監(jiān)�(cè)大量生成熱放出,這是熱爆炸自維持反應(yīng)的特征。剛反應(yīng)�(shí)仍有少量剩余的Ni,Al,Co元素存在,但Ti和C元素峰消失,已完全反�(yīng)生成TiC.繼續(xù)球磨,Ni,A〖Co元素完全�(zhuǎn)�?yōu)镹iAl(Co)化合物。在NiAl(Co)和TiC化合物反�(yīng)生成前沒有中間相的生成。因此,該反�(yīng)�(jī)制屬于Atzmon�14�51所�(rèn)為的爆炸式反�(yīng)�(jī)制�
這說明球磨Ni5-Ak-Co-10%TiC與球磨Ni5<-Al4-Cos16�71粉末的反�(yīng)�(jī)制一樣,仍然以爆炸式自維持反�(yīng)生成NiAl和TiC.球磨過程中,�(fā)�(xiàn)NiAl的衍射峰較TiC的衍射峰寬化明顯,表明NiAl的晶粒比TiC晶粒�(xì)化得快,晶寬化。通過XRD譜,利用Scherrer方法�(duì)NiAl和TiC兩種化合物在�(jī)械球磨過程中不同球磨�(shí)間的晶粒尺寸�(jìn)行計(jì)算,NiAl和TiC兩種化合物的晶粒尺寸隨球磨時(shí)間的變化示于中� 均隨球磨�(shí)間的增加而減小。尤其在開始階段,晶粒細(xì)化的速度明顯,隨著時(shí)間延長,趨勢(shì)減弱。此外,�(fā)�(xiàn)TiC晶粒明顯比NiAl�(xì)化緩慢,TiC晶粒較NiAl大得多�
這一�(xiàn)象可能有兩�(gè)因素起作用:�1)由于較硬的TiC顆粒鑲嵌在較軟的NiAl基體上,在球磨過程中,較軟的NiAl將吸收絕大部分沖擊碰撞能量,且由于受到NiAl的緩沖,由碰撞作用到TiC顆粒上應(yīng)力很小,因而TiC承受較小的變彀(2)較硬的TiC可以察和衍射花樣�(biāo)定(ab),證明晶粒確實(shí)存在較大粒的�(jié)果基本一致。TEM觀察的晶粒尺寸比XRD譜差別,晶粒極細(xì)的是NiAl(C.)化合物,尺寸約�10nm�(jì)算的晶粒稍微偏大,其原因是由于后者計(jì)算的是統(tǒng)左右,TiC晶粒�35~50nm,與Scherrer公式�(jì)算晶�(jì)值,而TEM為局部晶粒度的觀察�
2.2Ni5rAl4rCir10%TiC的機(jī)械合金化粉末在球磨過程中的XRD譜顯示,球磨4h�(shí),XRD在NiAl4Coi-10%TiC混合粉末的機(jī)械合金化譜中有較弱NiAl衍射峰出�(xiàn),但未發(fā)�(xiàn)TiC峰,此時(shí)過程中,爆炸自維持反�(yīng)的特征消失,f-NiAl(Co)化合仍有Ti,Ni,Co元素存在。�(jìn)一步球磨,Ni,Co元素峰物�?yōu)橹饾u生成是Ni5Al4Coi-1.0%iC混合r�(qiáng)明顯減弱,NiAl各峰位衍射峰均出�(xiàn),且�(qiáng)度增加,說明NiAl化合物在此期間不斷生成。球磨到16h�(shí),TiC衍射峰已出現(xiàn),但由于�8~ 16h沒發(fā)�(xiàn)有明顯放熱過程,TiC反應(yīng)�(jī)制還有待�(jìn)一步研究。NiAl除(110)峰�(qiáng)度較高外,其他衍射峰已十分寬化,說明此時(shí)NiAl的晶粒很�(xì)。NiAl(Co)化合物的生成機(jī)制和球磨過程與球磨Ni5-Al4rCi)。其中Ni,AlCo粉末占主體,決定著爆炸反�(yīng)孕育�(shí)間�
�?yàn)镹iAl的爆炸反�(yīng)孕育�(shí)間較短,�(huì)首先�(dá)到臨界狀�(tài),一旦被“點(diǎn)燃”后,較高的反應(yīng)生成熱迅速蔓延,使系�(tǒng)�(nèi)的Ti和C粉末在此能量條件下提前誘�(fā)了Ti+C―TiC反應(yīng),同�(shí)又放出大量的生成熱。兩系統(tǒng)的爆炸反�(yīng)瞬間同時(shí)完成。其爆炸反應(yīng)起始�(shí)間較不含TiC的延�25min,這主要是由于Ti和C粉末的加入,阻礙了Ni,Al元素充分接觸,因而使�(dá)到臨界反�(yīng)的精�(xì)�(jié)�(gòu)過程延長� 又延�20min.可見,Ni5-Al4-Co-TiC系的爆炸反應(yīng)的起始時(shí)間隨著TiC加入量增加而延遲。這是由于Ti,C元素含量的增加,增大了NiAlCo元素完全接觸的不充分程度,使爆炸反應(yīng)前達(dá)到臨界狀�(tài)的精�(xì)�(jié)�(gòu)的時(shí)間延長;而且,由于TiC含量增加,Ni,Al,Co元素粉末含量相應(yīng)減少,導(dǎo)致爆炸反�(yīng)NiAl(Co)所放出的生成熱減少,使爆炸反應(yīng)的驅(qū)�(dòng)力降低,也是一主要原因�
加使NiAl(Co)化合物的生成熱下降,導(dǎo)致NiAl(Co)以�(kuò)散機(jī)制代替爆炸反�(yīng)�(jī)制生成,這同球磨Ni5-Al4-Coi0系相同。但TiC的生成機(jī)制需�(jìn)一步研究�
=20,Ni(Co)固溶體形成的趨�(shì)增加,同�(shí)�(jī)械合金化可顯著擴(kuò)大ALTi,C元素在Ni中的溶解度,Ti和C元素在機(jī)械球磨過程中極易固溶�(jìn)Ni中,參與形成過飽和固溶體�*終可全部被固溶�(jìn)去,�(dǎo)致形成完全的Ni(Al,Co,Ti,C)過�20%TiC系的反應(yīng)�(jī)制和反應(yīng)過程主要受N-A-Co系粉末成分決定�
3�(jié)論晶粒度�(xì)小,僅為10nm左右,TiC晶粒�35~50nm.所得NiAl和TiC化合物的晶粒度相差較大,NiAl較TiC晶粒�(xì)得多�
�(dāng)TiC含量增加�20%�(shí),反�(yīng)�(jī)制不變,但其爆炸反應(yīng)起始�(shí)間延�20min.Ni5-Al4-Co-TiC的爆炸反�(yīng)孕育�(shí)間隨著TiC加入量增加而增加�
生成NiAl(Co)和TiC化合物。但NiAl(Co)化合物以擴(kuò)散反�(yīng)�(jī)制生成。NiAl晶粒約為3~10nm,TiC晶粒�20~40nm.的fNi(Al,Co,Ti,C)過飽和固溶體,其反�(yīng)�(jī)制為互擴(kuò)散反�(yīng),晶粒尺寸為10~50nm.

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