通过局部微观组织改性实现增材制造NiAl-28Cr-6Mo纳米结构复合材料的增韧

《Acta Materialia》：Toughening of additively manufactured NiAl-28Cr-6Mo nanostructured composites by modification of the local microstructure

　　

摘要

NiAl-(Cr,Mo)原位复合材料，如NiAl-28Cr-6Mo（原子百分比），由于其定向凝固的两相微观结构而表现出高断裂韧性。增强相(Cr,Mo)能够阻碍脆性B2-NiAl基体中的裂纹扩展。本研究利用增材制造技术，在NiAl-28Cr-6Mo合金中制备了两种不同形貌且具有不同相厚度的样品。由此形成了等向性、相互连接的棒状网络或层状微观结构。由于相的尺寸较小，通过聚焦离子束（FIB）制备的微悬臂梁对如此形成的纳米结构复合材料的断裂性能进行了局部分析。研究首次表明，等向性、相互连接的网络结构在(Cr,Mo)相厚度为50–70 nm时，可表现出最大9 MPa√m的断裂韧性。相比之下，板状形貌（6–8 MPa√m）的断裂韧性在很大程度上与(Cr,Mo)相厚度无关。然而，具有有利裂纹终止取向的(Cr,Mo)板状相在扩展稳定裂纹扩展过程中，由于增韧机制的激活，表现出显著更高的断裂功，与棒状网络形貌或取向不利的板状结构相比。研究表明，即使在纳米级板状结构尺度上，增材制造的NiAl-(Cr,Mo)复合材料中基本增韧机制也处于激活状态。

引言

B2-NiAl金属间化合物相由于具有高熔点1638°C、相对较高的热导率92 W/mK、优异的抗氧化性和低密度5.9 g/cm3，是一种有前景的高温结构材料。然而，其较低的室温断裂韧性和蠕变性能限制了其应用范围，仅限于涂层领域[[1], [2], [3]]。早期研究表明，共晶合金NiAl-34Cr（原子百分比）的定向凝固（DS）能够形成原位复合材料，从而产生两相微观结构，其中增强性耐火Cr相（A2晶体结构）的排列整齐的棒状结构嵌入B2有序NiAl基体中[[4], [5], [6]]。用少量Mo部分替代Cr会导致形貌从棒状向(Cr,Mo)板状转变[5,7]。特别是通过定向凝固此类共晶NiAl-(Cr,Mo)原位复合材料，可以显著提高室温断裂韧性和高温强度[8,9]。已实现的室温断裂韧性值超过20 MPa√m，远高于纯NiAl的断裂韧性，后者对于多晶通常表现为4-6 MPa√m，对于软取向{110}?100?单晶为2-6 MPa√m，对于硬取向{100}?100?单晶为6-9 MPa√m[[8], [9], [10], [11], [12], [13]]。断裂韧性的提高归因于增韧机制的激活，如NiAl中的裂纹重新萌生、裂纹桥接、裂纹偏转、界面脱粘、裂纹分叉、微裂纹连接、剪切韧带形成以及界面处可移动位错的形核[8,14,15]。尽管如此，这些复合材料的主要缺点是其机械行为存在强烈的各向异性。例如，以Mo纤维增强的NiAl-9Mo原位复合材料，当裂纹前沿垂直于生长方向（即纤维方向）时，断裂韧性约为14 MPa√m，但在横向取向（即裂纹前沿平行于纤维）时仅表现为7–9 MPa√m[14]。此外，载荷方向偏离生长方向会导致NiAl-Mo原位复合材料的蠕变速率显著增加[16]。

Gabel等人对层状铸造NiAl-28Cr-6Mo进行了微悬臂梁弯曲测试，以确定各相的断裂韧性[17]。其研究结果表明，NiAl基体的断裂韧性仅为2.9 MPa√m，而(Cr,Mo)相（层厚约300 nm）的断裂韧性为7.5 MPa√m。对于原位复合材料，$K_{IQ,J}$在裂纹终止取向下的测定范围为4.9–12.4 MPa√m，远低于宏观断裂实验测得的断裂韧性。这种脆性归因于微悬臂梁尺寸较小导致裂纹与增强相的相互作用体积有限，从而限制了增韧机制的效果[17]。有假设认为，减小相间间距，即(Cr,Mo)板状相的厚度，可以提高机械性能。这是由于NiAl与(Cr,Mo)之间的相界面积增加，这些相界作为增韧机制的激活区域[8,17,18]。尽管蜂窝状微观结构中的粗晶界通常被认为对机械性能有害[[18], [19], [20]]，但宏观断裂测试表明，晶界对NiAl-33Cr-1Mo和NiAl-31Cr-3Mo中的裂纹抗性有贡献，使得蜂窝状共晶微观结构的断裂韧性高于平面共晶微观结构[9]。

电子束粉末床熔融（PBF-EB）是一种增材制造工艺，通过熔化金属粉末逐层生成结构，能够制造复杂几何形状并加工成分敏感合金[21]。PBF-EB过程中较高的冷却速率和温度梯度导致微观结构显著细于常规工艺处理的材料[22,23]。这伴随着相形貌、相化学成分和凝固方向的变化[[24], [25], [26]]。因此，微观结构的变化需要更深入的考察，以便与传统铸造工艺的性能进行比较。

当使用电子束熔融（EBM）对定向铸造的NiAl-28Cr-6Mo进行表面重熔时，由于极高的凝固速率，形成了高度细化的蜂窝状微观结构，相间距小至约10 nm[27]。裂纹阻碍机制进行了定性研究，表明裂纹优先沿粗晶界扩展。在最近的一项研究中，F?rner等人成功利用PBF-EB制备了无裂纹且致密的NiAl-28Cr-6Mo立方体[28]。根据不同的工艺参数，所得微观结构表现出柱状或等轴蜂窝形貌，在小晶胞内分别形成了由细棒状(Cr,Mo)相组成的相互连接的网络或(Cr,Mo)板状结构。研究表明，这些增材制造的原位复合材料表现出比铸造NiAl-(Cr,Mo)更高的流动应力。与定向凝固的NiAl-(Cr,Mo)相比，尽管存在大量晶界，900°C下的蠕变强度也更高。此外，这些材料的蠕变性能被发现几乎各向同性，这是相对于定向凝固NiAl-(Cr,Mo)强烈各向异性蠕变强度的显著优势[28]。

与材料的高温性能类似，这些细化和纳米级相的室温断裂韧性也具有重大意义，但迄今为止尚未进行研究。微悬臂梁断裂测试是确定微纳尺度断裂韧性的成熟方法，如NiAl先前的研究中所示[[29], [30], [31], [32]]。因此，采用原位微悬臂梁弯曲测试来研究小晶胞内细微观结构的断裂韧性。这种方法在大多数情况下能够实现对单个晶胞内不同(Cr,Mo)相形貌的局部测试，最大限度地减少了晶界和晶粒边界的影响。本研究的主要目标是阐明(Cr,Mo)相形貌（包括相几何形状和厚度）对增材制造纳米结构NiAl-28Cr-6Mo原位复合材料局部断裂行为的影响。

各章节摘要

材料与工艺

采用两种加工方法来制备具有不同尺度共晶相的微观结构。为了在共晶NiAl-(Cr,Mo)原位复合材料中获得小相间距，使用单层电子束表面重熔技术。为此，采用Bridgman工艺，以1 mm/min的抽拉速度铸造了一个圆柱形33Ni-33Al-28Cr-6Mo（原子百分比）共晶原位复合材料。然后将铸锭磨平并放置在标准电子束熔融（EBM）钢

微观结构

为了在共晶NiAl-(Cr,Mo)原位复合材料中获得最小的相间距，使用单层电子束重熔技术。所得结构由F?rner等人详细描述[27]。总之，(Cr,Mo)相表现出珊瑚状网络形貌，由交叉连接的(Cr,Mo)棒状结构组成，相间距小至9 nm，相应的最小(Cr,Mo)相厚度为4 nm，这是由于该工艺中熔池小且温度梯度大所致。请注意，

总结与结论

通过原位微悬臂梁弯曲断裂测试研究了增材制造共晶NiAl-28Cr-6Mo原位复合材料的局部断裂行为，重点关注(Cr,Mo)相形貌，包括相几何形状和厚度。所研究的相厚度小于传统生产工艺可达到的厚度，并首次表征了这些纳米级相的断裂韧性。这些测试具体地

利益冲突声明

作者声明不存在利益冲突。

数据声明

研究数据可向通讯作者合理索取。

作者贡献声明

J. Bandorf：概念设计（主导）；方法学（同等贡献）；调查（同等贡献）；形式分析（主导）；撰写——原始草稿（主导）；撰写——审阅与编辑（同等贡献）。A. F?rner：概念设计（支持）；方法学（同等贡献）；调查（同等贡献）；形式分析（支持）；撰写——原始草稿（支持），撰写——审阅与编辑（同等贡献）。S. Gabel：方法学（同等贡献）；调查（同等贡献）；形式分析（支持）；撰写——原始草稿（支持）；

CRediT作者贡献声明

J. Bandorf：撰写——审阅与编辑，撰写——原始草稿，方法学，调查，形式分析，概念设计。A. F?rner：撰写——审阅与编辑，撰写——原始草稿，方法学，调查，形式分析，概念设计。S. Gabel：撰写——审阅与编辑，撰写——原始草稿，方法学，调查，形式分析。C. K?rner：资源，资金获取。S. Neumeier：撰写——审阅与编辑，指导，资源，方法学，资金

J. Bandorf|A. F?rner|S. Gabel|C. K?rner|S. Neumeier|M. G?ken