Laves相NbCr2化合物力学性能及应用

2025-09-30 理论教育版权反馈

【摘要】：Mo 和V 元素可有效地提高NbCr2 基化合物的高温压缩变形能力，并且略微降低了BDTT[28]。合金元素Al、Ni、Co、Fe 对所有成分合金的室温屈服强度和延性都没有产生显著影响。在1 000 °C 高温时，合金元素Re 显著提高含12%Nb和5.6%Nb 合金的屈服强度，其他合金元素则降低屈服强度，压缩实验的结果说明Re 是有效提高Cr-Nb 化合物力学性能的元素。合金化对Cr-NbCr2 屈服强度的影响主要有两个途径，一是增加Laves相的体积分数，二是对富Cr 相的固溶强化。

1.合金元素对硬度的影响

由于Laves 相具有拓扑密排结构，其配位数和空间利用率都很高，位错滑移非常困难，导致Laves 相通常具有非常高的硬度。Takasugi 等[27]测量的几种合金的维氏硬度值大小比较为HV（Cr-6Nb）>HV（Cr-5Nb-1Zr）>HV（Cr-3Nb）>HV（Cr-2Nb-1Zr）>>HV（Cr-1Zr）>HV（Cr-0.3Zr），这也说明Laves 相NbCr2 的硬度要大于ZrCr2 的硬度。Thoma 等[4]测量了67Cr28Nb5Ti，67Cr23Nb10Ti，67Cr18Nb15Ti，67Cr13Nb20Ti，68Cr16Nb16Ti，66Cr17Nb17Ti，64Cr18Nb18Ti，62Cr19Nb19Ti 等合金的硬度后发现，随着Ti 含量的增加，硬度有微小的增大，而当Ti 取代Nb 时，在NbCr2-TiCr2相图中硬度增大，如图1-1 所示。NbCr2-TiCr2 合金最有效的合金化应该远离Cr 配比成分，合金化在三元相区中最大时（Ti 替代A 或B 两种位置），合金出现较高的硬度且韧性增加[4]。

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图1-1 （Nb33-xTix）Cr67 合金的维氏硬度随Ti 含量变化[4]

Ohta 等[28]测量了由粉末冶金法制备的分别加入5%Mo 和V 的NbCr2基合金的硬度后发现，硬度值有轻微的变化，如图1-2 所示。Zhu 等[29]的测量结果显示，加入的Ni 含量小于35%时，NbCr2 基化合物的维氏硬度随Ni 含量的增加而增大。

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图1-2　热压和热处理态的Nb-66.7Cr、Nb-66.7Cr-5Mo、Nb-66.7Cr-5V 及铸锭冶金制备的维氏硬度[28]

2.合金元素对强度和延性的影响

Yoshida 等[19，21，30，31]的研究说明，在Laves 相NbCr2 中添加Mo 后屈服强度和韧脆转变温度（BDTT）降低了，1 200 °C 时屈服强度由 800 MPa降低到600 MPa，BDTT 由1 200 °C 降低到1 100 °C；合金元素V 则略微提高了屈服强度而几乎没有改变BDTT；W 元素则显著增大了屈服强度和BDTT。Mo、V 元素对屈服应力有不同的效果，这个差别可能是因为存在V 形成的固溶体，C15 相被具有韧性的固溶体相包围，在这两相间可能有其他的界面结构，在界面间存在非常高的应力集中，因而产生<112>{111}的机械孪晶；另一个可能的原因是NbCr2 中Peierls 应力在室温下非常高，因而V 和Mo 的添加不能有效地改变变形模式[19]。

Mo 和V 元素可有效地提高NbCr2 基化合物的高温压缩变形能力，并且略微降低了BDTT[28]。在铸态下，Mo 添加到NbCr2 中导致屈服应力和BDTT 降低，而V 的加入导致屈服应力增大，但不影响BDTT；在粉末冶金制备的合金中，Mo 和V 的加入都降低BDTT，但是对屈服强度影响很小，其机理目前还不清楚。

Liu 等[32]发现合金元素Re 较大幅度地提高了含12%Nb 合金的室温屈服强度，但没有使含5.6%Nb 合金的室温屈服强度有所提高，如表1-1 所示。合金元素Al、Ni、Co、Fe 对所有成分合金的室温屈服强度和延性都没有产生显著影响。在1 000 °C 高温时，合金元素Re 显著提高含12%Nb和5.6%Nb 合金的屈服强度，其他合金元素则降低屈服强度，压缩实验的结果说明Re 是有效提高Cr-Nb 化合物力学性能的元素。而Fe 使5.6%Nb合金1 000 °C 时屈服强度明显降低，说明在高温时Fe 可以有效软化Cr-Nb合金。合金化对Cr-NbCr2 屈服强度的影响主要有两个途径，一是增加Laves相的体积分数，二是对富Cr 相的固溶强化。Ni 和Fe 主要分布于Laves 相中，但不会增加Laves 相的体积分数，对富Cr 相的固溶强化几乎不起作用。Re 对富Cr 相有固溶强化作用，占据Nb 点阵位置，增加了Laves 相的体积分数。

表1-1　Cr-NbCr2 合金的压缩性能[32]

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注：a—达到该应变时实验中止。

Bewlay 等[33]研究了Hf 和Ti 对定向凝固制备的NbCr2-Nb 合金的影响，发现1 200 °C 时抗拉屈服强度都达到了130 MPa，说明这两种元素都能提高Nb-Cr 系合金的高温强度。1 000 °C 时36Ti54Cr10Nb、35.5Ti51.5Cr13Nb、43Ti52Cr5Nb、38Ti52Cr10Nb 屈服强度分别为60 MPa、140 MPa、140 MPa、110 MPa[34]。

3.合金元素对高温流变行为的影响(https://www.chuimin.cn)

Yoshida 等[35]研究了1 350 °C 时NbCr2+5%V 合金在不同应变速率的真应力-真应变情况，应变速率越高，应力峰值越高，随后流动应力下降进入稳态流动过程。在中等应变速率（如4.8×10-4 s-1）时，存在明显的应力峰值。而对于低的应变速率（如1.92×10-5 s-1），材料在屈服后便立即进入稳态流动阶段而不出现峰值，如图1-3 所示。另一篇文献[31]指出，55Cr30Nb30V、45Cr45Nb10V、50Cr40Nb10V 合金只有温度达到或超过1 200 °C 时才出现明显的塑性变形，低于这个温度，试样在低于宏观屈服应力时就已破碎。这三种试样在1 200 °C 及1 300 °C 存在明显的应力峰值，当温度继续升高，应力峰消失。稳态流动应力随温度的升高而降低。而 50Cr40Nb10Mo、45Cr30Nb25Mo 在 1 100 °C 时却存在塑性变形，60Cr30Nb10V 试样在1 200 °C 宏观屈服应力时就已破碎。75Cr20Nb3V 在1 000 °C 时存在微小的塑性变形，76Cr7Nb17V 在 950 °C 时还有较大的塑性变形，而70Cr15Nb15V 合金在1 050 °C 存在明显的塑性变形。

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图1-3　NbCr2+5%V 合金的真应力-真应变曲线[35]

4.合金元素对断裂韧性的影响

Zhu 等[29]研究了Ni 对NbCr2 基合金断裂韧性的影响，当Ni 含量小于10%时具有增韧效果，当Ni 含量为20%时断裂韧性最差。Nnakagawa 等[36]发现Nb-Cr-Zr 合金的断裂韧性要高于ZrCr2 和NbCr2 的断裂韧性，随着偏离化学配比的Cr 含量增大而增大。

大量文献[37-45]研究了Ti 对NbCr2 基合金组织和力学性能的影响，并建立了一系列的物理和数学模型。Nb-Cr-Ti 系中，NbCr2 和TiCr2 之间能够完全互溶，合金相图上有一个很大的两相区。通过三点弯曲测试Ti 合金化后含 Laves 相 NbCr2 化合物的断裂韧性，性能最好的为37Nb36Cr27Ti，断裂韧性为 17～20 MPa·m1/2[39]，而在另一篇文献[2]中报道该合金的断裂韧性为13.2 MPa·m1/2，竟然相差如此之大。29Nb29Cr42Ti合金的断裂韧性报道为16 Mpa·m1/2[39]，而42Nb29Cr29Ti 的断裂韧性报道为20.1 MPa·m1/2[2]。他们从电子浓度的角度进行了分析，认为增加Ti含量断裂韧性提高与合金中d+s 层电子数减少有关，如表1-2 所示。减少d+s 层电子数，断裂韧性提高，但这种增加不是无限制的，但电子数减少到4.8 时，断裂韧性最大。进一步减少电子数，断裂韧性反而降低。最近的研究[46]表明d+s 层电子数会显著影响固溶体的P-N 能和断裂韧性，但对Laves 相的层错能、P-N 能和断裂韧性没有影响；对于原位化合物，由于电子浓度主要影响固溶体的性能，所以也会间接受到影响。Ti 添加到Nb-Cr 系合金中减少了电荷密度、位错剪切模量和P-N 能，从而提高了位错的滑移能力。