Nb-Ti-Co氢分离合金优化设计和渗氢性能:I.合金相图和渗氢成分区域构建

基于CALPHAD方法和Thermo-Calc软件构建了Nb-Ti-Co三元合金富Nb角相图,而后结合微观偏析统一模型研究58种合金的凝固路径,探讨固相反扩散系数和冷却速率对凝固路径的影响规律,并利用Bridgman定向凝固实验对其验证,最后通过SEM和XRD观察上述合金的微观结构,并与数值模拟计算结果进行比较,建立了Nb-Ti-Co相图中的渗氢成分区域。结果表明:1)Nb-Ti-Co三元合金相图富Nb角存在两个三元四相平衡反应,分别为L+α-Nb→TiCo+Co_6Nb_7(1225.35℃)和L+TiCo→α-Nb+Ti_2Co(1099.06℃);2)Nb相区中至少存在四种不同的凝固路径,分别为(L+α-Nb)、(L+α-Nb)→(L+α-Nb+Co_6Nb_7)→(L+α-Nb+Co_6Nb_7+TiCo)、(L+α-Nb)→(L+α-Nb+TiCo)和(L+α-Nb)→(L+α-Nb+TiCo)→(L+α-Nb+TiCo+Ti_2Co);3)冷却速率(R_f)对渗氢区域内合金凝固路径影响较小,相反,固相反扩散系数(Ф)对其凝固路径影响较大;4)渗氢区域内合金显微组织中初生α-Nb相体积分数随着Nb含量和Ti/Co比率的增加而增加,相反,两相共晶体积分数随之而降低。     

Nb—Ti—Ni合金的显微组织与氢渗透性能

研究了Nb50Ti25Ni25及Nb40Ti30Ni30合金的显微组织及氢渗透性能,并与贵金属Pd、Pd-Ag合金及纯Nb的氢渗透性能进行了比较.两种合金的显微组织均由先析出的bcc-Nb(Ti,Ni)固溶体和bcc-Nb(Ti,Ni) B2-TiNi共晶组成.随Ni、Ti合金元素含量增加,合金中共晶相的含量增加.氢渗透温度为673 K时,两种合金的氢渗透系数分别为1.71×10-8和1.03×10-8mol·in-1·s-1·Pa-0.5,接近Pd的氢渗透系数,略低于Pd-Ag合金的氢渗透系数.共晶相的比例增加有利于提高合金的抗氢脆性能,增加先析出相的比例可提高合金的氢渗透系数.适当调整合金元素含量可获得综合性能良好的氢渗透合金.     

氢气渗透Nb基合金的设计及特性表征

在Nb40Ti30Ni30合金的初生相(Nb,Ti)和共晶相连线上制作Nb-Ti-Ni合金.研究表明,上述直线上的合金由初生相和共晶相构成,氢渗透度Ф随Nb浓度和初生相(Nb,Ti)体积分数的增大而升高,氢渗透合金的Nb浓度扩展至68 mol%.Nb68Ti17Ni15合金由74%(体积分数)的初生相(Nb,Ti)和26%(体积分数)的共晶相{(Nb,Ti)+TiNi}组成,氢渗透度最大Ф673K达到4.91×10-8mol H2m-1s-1Pa-0.5,是Nb40Ti30Ni30合金的氢渗透度Ф673K的2.5倍,纯钯金的氢渗透度Ф573K的3.5倍.     

Nb42Ti21Co37包共晶合金定向凝固组织演化规律研究

包共晶转变兼具共晶转变和包晶转变双重特征,存在于众多的工业合金中。然而,迄今为止尚未建立起相对完整的包共晶凝固理论模型,关于其凝固机理的相关研究较少。基于此,本文针对Nb42Ti21Co37包共晶合金开展了不同抽拉速度(V=1, 3, 5, 15, 30, 70 μm/s)下的定向凝固实验,旨在研究不同抽拉速度下合金的微观组织演化规律,并构建相应的凝固机制。研究结果表明：Nb42Ti21Co37包共晶合金常规铸态和定向凝固组织中均含有α-Nb、Co6Nb7和TiCo＋Co6Nb7包共晶相,随着抽拉速率的逐渐增加,初生相α-Nb依次经历了圆球状→花瓣状→团簇状→枝晶状的转变;伴随着上述过程,淬火界面经历了胞状界面到胞枝晶状界面的转变,并且,在抽拉速率V=70 μm/s时固/液界面消失;其次,定向凝固稳态生长区内包共晶的组织逐渐细化,其层间距与生长速率呈指数线性关系,即λ=-1＋5×e2.5;当抽拉速率低于5μm/s时,合金的定向凝固过程与平衡凝固相类似;另外,各相在稳定生长区的生长机制为共生生长,随着抽拉速率的增加,包共晶组织的定向排列性逐渐变差。     

Nb_(55−x)V_(x)Ti_(25)Co_(20)合金的显微组织和氢传输性能EI北大核心CSCD

采用SEM和XRD等分析了Nb_(55−x)V_(x)Ti_(25)Co_(20)氢分离合金(x=0,…,25,%,摩尔分数)显微结构特征,研究其随V含量的变化规律;利用氢渗透性能测试仪和Devanathan-Stachurski型电解池测量上述合金的氢渗透和氢扩散性能,阐明合金成分、组织和性能参数之间的关系。结果表明:随V含量的逐渐增加,初生Nb相体积分数增加;相反地,两相共晶减少,当x>10(摩尔分数)时,由于大量(Nb,V,Ti)2Co相和微量V3Co相的析出,合金中由两相转变为四相组织;伴随上述过程,合金渗氢性能和抗氢脆性能先增加而后急剧降低,当x=10时,Nb45V10Ti25Co20在673 K具有最大的渗氢性能,即3.76×10^(−8) mol/(m·s·Pa1/2),是相同实验条件下Pd膜的2.4倍。另外,氢扩散系数随着x值的增加而增加,相反地,氢溶解度随之降低,由此证实前者是导致该系列合金氢渗透性能变化的主要原因。     

Nb-Ti-Co氢分离合金优化设计和渗氢性能:Ⅱ.渗氢性能和机理

系统研究Nb-Ti-Co三元合金系富Nb角相区渗氢成分区域内27种合金(膜)在523～673 K下的渗氢性能,并与Nb-Ti-Ni合金和纯Pd进行比较;而后分析区域内代表性合金(18~#, 17~#, 25~#, 24~#和33~#)的持久性能、氢溶解和氢扩散特性,并结合"电阻模型"详细探讨Nb-Ti-Co合金(膜)的渗氢和抗氢脆机理。结果表明:在原有渗氢成分区域内排除六种氢脆合金后,重构渗氢区域,即区域Ⅲ',该区域内18#合金(Nb65Ti20Co15)在673 K下具有最大的渗氢系数,为4.12×10~(-8) mol/(m·s·Pa1/2),其余合金按照渗氢系数高低(取前三)的排列顺序依次为17~#、25~#和24~#,三者渗氢系数分别为3.99×10~(-8)、3.72×10~(-8)和3.58×10~(-8) mol/(m·s·Pa~(1/2));区域内33#、24#和18#合金的氢溶解和氢扩散系数依次增加,18#合金的氢溶解和氢扩散系数为15.6 mol/(m~3·Pa0.5)和26.4×10~(-10) m~2/s,分别是33#合金的1.16和1.35倍;区域Ⅲ′内合金渗氢系数的增加(Ф_(18#)Ф_(24#)Ф_(33#))归结于同时增大的氢溶解和扩散系数,但后者起主要作用,18#合金的氢扩散激活能较低,氢原子容易跃迁,因此,该合金具有相对较高的氢扩散系数。     

Nb-Ti-Co三元系1173K等温截面的研究

采用三元扩散偶技术测定了Nb—Ti-Co三元系富Co，Ti区域在1173K的等温截面，借助电子探针微区成分分析方法测定了Nb-Ti-Co三元扩散偶的相区成分，并对其相关系进行了研究。测得Nb-Ti-Co三元扩散偶富Co，Ti区域在1173K时存在6个二元中间化合物：NbCo3，NbCo2，TiCo3，TiCo2，TiCo和Ti2Co；Nb和Ti形成连续固溶体；在此温度的扩散偶中不形成三元中间化合物。经分析，Nb-Ti—Co三元系在1173K存在6个三相区：（Co）＋TiCo3＋NbCo3，NbCo3＋TiCo3＋NbCo2，NbCo2＋TiCo3＋TiCo2，TiCo2＋NbCo2＋TiCo，NbCo2＋TiCo＋Ti2Co和NbCo2＋Ti2Co＋（Nb，Ti）。     

Nb-Ni-Ti体系氢分离合金膜的结构和渗氢性能研究

开展了Nb-Ni-Ti体系氢分离合金膜的结构和渗氢性能研究。采用XRD、SEM分析膜片的相结构和组织特征,利用Devanathan-Stachurski双电解池法测定膜片的氢扩散系数,考察膜片厚度、成分和结构组织对其氢扩散系数的影响。实验结果表明:氢分离膜的氢扩散系数均随膜片厚度的增加而增大。制备的Nb-Ni-Ti体系合金膜都具有两相结构,即先析出相(bcc-Nb(Ni,Ti)固溶体)和共晶相(bcc-Nb(Ni,Ti)+β2-NiTi),个别成分点有少量的第三相NiTi2生成。膜片成分和组织结构对氢扩散系数影响显著,当合金中先析出固溶体相比例增加时,合金中的氢扩散系数也随着增大,而Ni,Ti含量的变化引起共晶相变化,NiTi相及NiTi2相都不同程度增加了共晶相的相比例而引起氢扩散系数的降低,但同时在结构上改善了合金在吸氢膨胀过程中发生的氢脆现象。氢在Nb-Ni-Ti体系氢分离膜中的扩散系数在10-9数量级范围。     

凝固速率跃迁对定向凝固Al-40%Cu过共晶合金初生Al_2Cu相的影响

采用高温度梯度定向凝固装置进行了Al-40%Cu(质量分数)过共晶合金的定向凝固实验,研究了凝固速率跃迁过程中的凝固组织演变.结果表明,当定向凝固速率从10μm/s跃迁减速到2μm/s时,由于固/液界面附近的液相成分向共晶点成分变化以及耦合共晶组织的界面生长温度高于初生Al_2Cu相的界面生长温度,合金凝固组织从初生Al_2Cu枝晶和Al/Al_2Cu共晶组织转变为全耦合层片共晶组织.组织转变过程中,板条状的初生Al_2Cu相先分解成小尺寸的初生相,然后小的初生相逐渐被共晶组织所取代,这种组织转变是凝固界面前沿液相中溶质扩散不足造成的,而不是由合金中存在的热及溶质对流引起的.在初生相生长形态中,由于凝固速率跃迁引起的界面前沿液相中Cu成分富集,造成凝固界面生长温度升高,Jackson因子α变小,Al_2Cu初生相由小平面相向非小平面相转变.     

凝固速率对Nb-Ti-Si基合金整体定向凝固组织及固/液界面形态的影响

在2050℃的熔体温度下,在自行研制的定向凝固炉内实现了Nb-Ti-Si-Cr-Hf-Al-B-Y超高温合金的有坩埚整体定向凝固.采用XRD,SEM,EDS等方法分析了凝固速率分别为2.5,5,10,20,50和100μm/s时的整体定向凝固组织、组成相的择优取向及固/液界面形貌,并讨论了其共晶生长机制.结果表明:合金的定向凝固组织主要由沿着试棒轴向排列的横截面为多边形的柱状初生(Nb,X)_5Si_3(X=Ti,Hf,Cr)相与耦合生长的层片状Nbss/(Nb,X)_5Si_3共晶团(Nbss表示铌基固溶体)组成.横截面上共晶胞界明显.当凝固速率由2.5μm/s变化到100μm/s时,定向凝固组织细化,固/液界面经历粗胞状→细胞状→胞枝的演化过程.Nbss/(Nb,X)_5Si_3共晶两相较低的熔化熵及其前沿较大的动力学过冷度是形成规则共晶的主要原因.     

Nb10Ti61Co29包共晶合金定向凝固组织演化及其凝固路径模拟计算

选择包共晶点附近的 Nb_(10)Ti_(61)Co_(29)合金为研究对象,利用Bridgman定向凝固技术对其开展了一系列定向凝固实验(v=1, 3, 5, 15, 30, 70μm/s),然后利用XRD、SEM和EDS等分析了不同生长速率下的凝固组织,阐明定向凝固组织演化规律,最终得出相应的凝固机理。结果表明,不同生长速率下合金的凝固组织均包含初始过渡区、稳态生长区以及淬火区。随着生长速率的逐渐增大,初始过渡区上初始生长界面轮廓越来越清晰,并逐渐趋于平直状态,伴随上述变化,稳态生长区与初始过渡区关联性逐渐变小;其次,随着生长速率逐渐增大,合金淬火界面依次经历平界面向胞状晶再到树枝晶的转变,其中,淬火界面在生长速率为1μm/s时呈平直状态,在生长速率为3和5μm/s时,淬火界面大致呈胞状,当生长速率进一步增大时淬火界面呈现典型的枝晶生长;最后,利用CALPHAD方法计算得出了该合金在平衡凝固过程中会依次发生如下4个凝固反应:(1)L→α-Nb;(2)二元共晶反应L→α-Nb+TiCo;(3)三元包共晶反应L+TiCo→α-Nb+Ti_2Co;(4)二元共晶反应L→α-Nb+Ti_2Co。     

过共晶Cu-Cr合金定向凝固组织中α相的形成机制研究

考察了Cu-1.7%Cr过共晶合金的定向凝固组织,对过共晶组织中出现亚共晶合金的初生α相的生长进行了探讨.研究表明:Cu-1.7%Cr过共晶合金定向凝固组织由初生β相、α相和(α-β)共晶组成;α相和(α+β)共晶的成分较大偏离平衡相图中的各相成分;初生β相分布在α相基体上.Cu-1.7%Cr凝固组织中α相的形成是非平衡凝固过程中枝晶α相和共晶相之间竞争生长的结果.α相是一种非平衡凝固组织,(α+β)共晶是偏离了平衡共晶成分的伪共晶组织.随着冷却速率的增加,α相的形貌尺寸减小,而数量有所增加.     

两种典型Al-Cu及Ni-NbC共晶合金的定向凝固组织演化

利用垂直Bridgman法结合液态金属冷却法在恒定的液相温度梯度,凝固速率由2μm/s到490μm/s之间对Al-40%Cu合金进行定向凝固实验,凝固速率由5μm/s到100μm/s之间对Ni-11%NbC合金定向凝固。结果表明:Al-38%Cu合金定向凝固下的组织为耦合的片层共晶和少量的领先相的混合结构,随着凝固速率的逐步提高,共晶界面形态由平界面向胞界面转化,且领先相为非小晶面方式生长。Ni-11%NbC合金定向凝固下的组织为全耦合生长的棒状共晶,当凝固速率有一定幅度的提高时,平界面将会失稳。且初生相为典型的小平面生长方式。采用成分过冷理论计算这两种合金系的临界平界面速度,理论和实验较为符合。     

定向凝固Nb-Ti-Si基超高温合金的组织与室温条件断裂韧性

采用真空自耗电弧熔炼法制备了Nb-Ti-Si基超高温合金的母合金锭,在2050℃的熔体温度下实现了合金的有坩埚整体定向凝固.测定了电弧熔炼态与定向凝固试样的室温条件断裂韧性,采用SEM,EDS等方法分析了凝固速率V分别为10,20和50 μm/s的整体定向凝固组织、单边切口梁弯曲试样的断口形貌及裂纹扩展路径,并讨论了其断裂机理.结果表明:合金的整体定向凝固组织主要由沿着试棒轴向挺直排列的横截面为多边形的初生(Nb,X)5Si3 (X代表Ti,Hf和Cr元素)棒与耦合生长的层片状Nbss/(Nb,X)5Si3共晶团(Nbss表示铌基固溶体)组成.整体定向凝固显著提高合金的室温条件断裂韧性KQ,且V=50μm/s时的最高,达16.1 MPa·m1/2,较电弧熔炼态试样的KQ提高了50.5％.定向凝固试样中Nbss与(Nb,X)5Si3沿垂直于受力方向的定向排列以及粗糙的Nbss产生的裂纹桥接和偏转,增大了裂纹扩展阻力,从而提高了合金的室温条件断裂韧性.     

过共晶Cu—Cr合金定向凝固特性研究

考察了Cu-1.7%Cr和Cu-5.6%Cr过共晶合金的定向凝固组织.实验表明:Cu-1.7%Cr和Cu-5.6%Cr过共晶合金定向凝固组织是由初生β相、α相和(α+β)共晶组成;α相是基于竞争生长机制的一种非平衡凝固组织.凝固速度和成分对初生β相生长形态产生显著影响.在Cu-1.7%Cr合金中,初生β相生长为等轴颗粒状,且受凝固速度的影响不大.在Cu-5.6%Cr合金中,随着凝固速度的增加,初生β相的生长形态经历了树枝状到等轴颗粒状的演变;α相包裹树枝状的初生β相生长,形成了类似"包晶"结构的微观形貌特征;颗粒状的、均匀分布的初生β相有利于α相的定向生长.降低合金成分和提高凝固速度有助于获得最佳组织形态的复合材料.     

激光熔炼TiCo／Ti5Si3双相金属间化合物合金组织及耐磨性

利用激光熔炼技术制备出以金属硅化物Ti5Si3为耐磨增强相、以金属间化合物TiCo为增韧相的双相金属间化合物新型耐磨合金。用OM，SEM，XRD与EDS等方法分析了合金的显微组织、相组成及成分。在室温干滑动磨损条件下测试了合金的耐磨性能，研究了合金组织中TiCo含量对合金显微组织、硬度及耐磨性能的影响。结果表明，合金的显微组织均由块状Ti5Si3初生相及TiCo／Ti5Si3共晶基体组成并具有优异的室温干滑动耐磨损性能。随TiCo含量的增加，初生相Ti5Si3的体积分数与合金的显微硬度下降，合金的韧性与耐磨性能随之显著提高。Ti5Si3的高硬度和TiCo的高韧性是该合金具有优异耐磨性能的主要原因。     

合金成分及熔炼工艺对多元铌基超高温合金组织的影响

采用真空自耗电弧熔炼和真空非自耗电弧熔炼2种工艺熔炼了4种不同成分的多元铌基超高温合金,研究了合金成分及熔炼工艺对组织的影响规律.结果表明:4种成分的合金均由初生Nb基固溶体枝晶或初生(Nb,x)5Si3(x代表Ti, Cr和Hf元素)块和板条以及Nbss/(Nb,x)5Si3共晶团组成.随着Si含量的升高,组织中Nbss/(Nb,x)5Si3共晶团的含量增多且初生相也从Nbss枝晶转变为(Nb,x)5Si3块或板条.铌硅化物相为γ-(Nb,x)5Si3及β-(Nb,x)5Si3.大块或板条状硅化物内有微裂纹出现.     

定向凝固Al-40%Cu共晶合金的组织特性

利用垂直Bridgman法结合液态金属冷却法在恒定的液相温度梯度(GL=250 K/cm),凝固速率由2μm/s到490μm/s之间对Al-40%Cu合金进行定向凝固实验。结果表明:Al-40%Cu合金在低速下组织为全耦合的片层共晶结构,但当速率增加时,合金组织中出现一定量的初生Al2Cu相,凝固速率对合金共晶片层间距的影响通过实验结果分析。在实验的定向凝固速率范围内,发现平界面和胞状界面生长的两种共晶界面形态,并且不管是在哪种共晶界面形态下,共晶层片间距和凝固速率的关系都符合函数关系:λ2ν=常数,利用JH模型计算得到常数C的值为12.85μm3/s。     

Nb-Ti-Ni体系氢分离合金膜的抗弯性能研究（英文）

开展了Nb-Ti-Ni体系氢分离合金膜的结构和抗弯性能研究。采用XRD/SEM分析了合金膜的结构和组织特征,利用三点弯曲法测定了合金膜的抗弯强度。实验结果表明,制备的Nb-Ti-Ni合金主要由bcc-Nb(Ni,Ti)固溶体和(bcc-Nb(Ni,Ti)+β2-Ni Ti)共晶相构成,前者是渗氢功能相,后者是结构支撑相。经渗氢实验后,合金试样的抗弯性能均有下降,具有网状结构特征的合金有较好的抗弯性能。经磁场热处理后,合金微结构出现晶粒细化、晶粒沿磁场方向定向排列、固溶体相区分布改变等明显变化,合金膜的抗弯强度有不同程度的改善,其中N7试样经0°和45°磁热处理,N5试样经90°磁热处理,其抗弯性能改善明显,说明通过磁热处理可对合金微结构进行调制,从而提高其抗弯强度。     

热溶质对流对定向凝固Al-Al2Cu过共晶合金组织的影响

采用垂直向下的高梯度定向凝固装置，研究了有热溶质对流的Al-38．5％Cu（质量分数，下同）过共晶合金中定向凝固组织变化。结果表明：热溶质对流造成界面前沿的溶质成分（Cu元素）沿轴向减少。在定向凝固速率为5μm／s，合金溶质成分减少到37％Cu以下时，合金定向凝固组织中，初生θ-Al2Cu相会消失，组织变为全耦合生长的共晶组织。合金凝固的固相分数（fs）≥0．49时，组织变为全耦合生长共晶组织所对应的溶质成分的理论计算结果与实验结果相吻合。