平面流熔体纺丝制备的快速凝固高强度Invar 36

《Advanced Engineering Materials》：Rapidly Solidified High-Strength Invar 36 Prepared by Planar-Flow Melt Spinning

　　

Invar 36兼具极低的热膨胀系数（coefficient of thermal expansion, CTE）与有限的硬度，这限制了其在力学要求严苛的精密应用中的使用。本研究采用平面流熔体纺丝技术，在不改变名义合金成分的前提下细化显微组织。研究人员在五次重复实验中考察了四种轮速（20和40 m s^?1）与喷嘴–轮间隙（0.30和0.60 mm）的组合，获得了局部带材厚度为20–160 μm的样品。X射线衍射（X-ray diffraction, XRD）确认，铸态合金及30 μm带材的轮侧均为单相面心立方（face-centered cubic, FCC）奥氏体结构，而相对峰强度的变化与加工诱导的织构一致。电子背散射衍射（electron backscatter diffraction, EBSD）揭示了铸态样品中不均匀的粗晶组织，以及30 μm带材横截面中约1 μm的平均晶粒尺寸。显微硬度从铸态合金的约180 HV增加到20 μm带材的约590 HV。纳米压痕测试显示压入模量的变化较小，从约140 GPa降至132 GPa。30 μm带材在25–150 °C范围内的CTE为3.1 × 10^?6/°C，而铸态合金为2.2 × 10^?6/°C。这些结果表明，熔体纺丝可通过显微组织细化显著提高Invar 36的硬度，但必须考虑随之而来的热学与弹性响应变化。

Invar 36是一种含约36 wt% Ni的Fe-Ni合金，以其极低的热膨胀系数（coefficient of thermal expansion, CTE）而闻名，但其硬度与强度相对较低，限制了其在力学要求严苛的精密仪器和结构件中的应用。传统强化手段如合金化和沉淀硬化虽可提升力学性能，却可能破坏低膨胀特性或牺牲塑性。严重塑性变形（severe plastic deformation, SPD）可在保持成分不变的情况下细化晶粒，但同时会引入高密度位错和残余应力，且获得低CTE状态在后续退火或热循环中可能不稳定。快速凝固则是另一条显微组织细化路径，其中平面流熔体纺丝（planar-flow melt spinning, PFMS）能以极高冷却速率（约为10⁶ K s^?1）直接制备薄带，有望在保持名义成分不变的前提下获得亚微米级组织。此前缺乏针对Invar 36的PFMS系统工艺数据，因此本研究旨在系统考察轮速和喷嘴–轮间隙对带材厚度、组织及性能的影响。

研究人员采用真空感应熔炼（vacuum induction melting, VIM）制备了Invar 36铸锭，并通过PFMS在四种轮速与间隙组合下制备薄带。研究发现，快速凝固使晶粒尺寸从数十至数百微米细化至约1 μm，显微硬度从约180 HV提升至最高约590 HV，同时CTE仅从2.2×10^?6/°C升至3.1×10^?6/°C，压入模量从约140 GPa降至约132 GPa。这表明PFMS能够在保持Invar 36低膨胀特性的前提下显著提升其硬度，为精密机械应用提供了新的材料制备途径。该研究成果发表于《Advanced Engineering Materials》。

主要关键技术方法包括：1）真空感应熔炼制备母合金；2）平面流熔体纺丝制备不同厚度薄带；3）X射线衍射（X-ray diffraction, XRD）表征物相和织构；4）电子背散射衍射（electron backscatter diffraction, EBSD）分析晶粒尺寸、取向和局部取向差；5）扫描电子显微镜（scanning electron microscopy, SEM）观察截面组织；6）维氏显微硬度计测量硬度；7）纳米压痕测试测定压入模量；8）光学膨胀仪测定CTE；9）振动样品磁强计（vibrating sample magnetometer, VSM）测量磁滞回线。样本为实验室自制，非临床队列。

3.1 熔体喷射温度的选择：通过差示扫描量热法（differential scanning calorimetry, DSC）确定Invar 36熔点约为1460 °C。在过热度（ΔT）分别为300、225、150和100 °C的初步试验中，过高过热度导致明显污染和氧化，而ΔT=100 °C时获得了污染最少的稳定薄带，因此确定喷射温度为1560 °C。

3.2 XRD物相与相对强度分析：XRD分析表明，铸态合金和30 μm薄带轮侧均为单相FCC γ-奥氏体，未出现第二相或非晶相。归一化后，薄带的(200)、(220)、(311)、(222)相对峰强度高于铸态，表明存在加工诱导的织构变化。峰位的小幅非均匀移动可能与堆垛层错、孪晶或微观应变有关，但无法唯一区分。

3.3 显微硬度：显微硬度测试显示，随着薄带厚度从160 μm减小到20 μm，硬度从约200–300 HV增至400–590 HV，而铸态仅为约180 HV。厚度的减小对应更快的冷却和更细的晶粒，符合Hall–Petch强化机制。

3.4 纳米压痕：纳米压痕测试显示，最大压入深度从铸态的约700 nm降至薄带的约500 nm。平均压入模量从铸态的约140 GPa降至薄带的约132 GPa，无明显厚度依赖。模量降低可能与晶界体积分数增加和织构变化有关，但需谨慎解释。

3.5 热膨胀系数（CTE）：在25–150 °C范围内，30 μm薄带的CTE为3.1×10^?6/°C，高于铸态的2.2×10^?6/°C；在25–250 °C范围内两者分别为6.9和6.5×10^?6/°C。这种增加归因于晶界区域非谐振动贡献增大，以及"Invar效应"仅存在于晶粒内部。

3.6 EBSD分析：EBSD显示铸态组织粗大且不均匀，晶粒尺寸从几十微米到约500 μm；而R30薄带横截面平均晶粒尺寸约1 μm，表明显著细化。取向分布也发生变化：铸态具有明显<001>织构，而R30同时存在<001>和<111>织构。KAM图显示R30在晶界附近存在更高的局部取向梯度，表明非平衡凝固过程中产生了残余应变或几何必需位错。

3.7 SEM分析：SEM截面观察显示，薄带存在凝固组织梯度：轮侧晶粒细小（约100–600 nm），近气侧则出现较粗的柱状晶（1–2 μm），并沿热流方向生长。这种梯度源于冷却速率随距离轮表面增加而降低。铸态表面未分辨出晶界，晶粒尺寸由EBSD确定。

3.8 磁性分析：VSM测量显示所有样品均具有软磁行为。高场磁化强度几乎不变（约132–137 emu g^?1），但矫顽力从铸态的约25 Oe降至80 μm薄带的4–5 Oe，剩磁也显著降低。晶粒细化及织构变化被认为改善了磁软性，晶界未成为磁畴壁运动的主要钉扎点。

3.9 工艺参数对薄带厚度的影响：通过五种重复实验测量，发现增大轮速和减小喷嘴–轮间隙均使薄带变薄。最薄带材（20–40 μm）在G=0.30 mm、U=40 m s^?1时获得，最厚（120–160 μm）在G=0.60 mm、U=20 m s^?1时获得。轮速是主导变量。

讨论指出，快速凝固引起的显著晶粒细化是硬度大幅提升的主要原因，符合Hall–Petch关系。同时，晶界体积分数增加导致弹性模量略微下降和CTE有所升高，因为晶界原子排列不规则，其热膨胀贡献较大，且"Invar效应"仅在晶粒内部存在。织构变化也可能影响各向异性。磁性方面，晶粒细化降低了矫顽力，有利于软磁性能。

研究结论部分翻译如下：本文报道了在系统变化的工艺参数下通过PFMS制备Invar 36。这些变化导致带材厚度发生显著变化，并进而引起显微组织及相关力学和物理性能的明显改变。具体结论包括：过热度100 °C（喷射温度1560 °C）可获得稳定薄带且污染物最少；XRD证实铸态合金和R30均为单相γ-奥氏体，相对峰强度变化与织构改变一致，未用XRD推断晶粒尺寸；EBSD显示铸态组织粗大且不均匀，R30薄带横截面平均晶粒尺寸约1 μm，细化使显微硬度从约180 HV提高到R20中约590 HV的最大值；压入模量仅略有下降，从铸态约140 GPa降至薄带约132 GPa，且未发现对局部带材厚度的系统依赖；R30在25–150 °C测得的CTE为3.1×10^?6/°C，而铸态为2.2×10^?6/°C，这一单带比较表明存在与显微组织相关的适度增加，但未确立厚度趋势；经验证的铸态、R160和R80 VSM数据显示高场磁化强度相近且矫顽力较低，当带材厚度降至80 μm时，矫顽力从约25 Oe（铸态）显著降至4–5 Oe，剩磁也显著下降，而高场磁化强度保持不变；轮速是主导工艺变量，U=40 m s^?1、G=0.30 mm时获得最薄局部厚度范围（20–40 μm）。