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    TiH2粉末制備鈦合金的組織與力學(xué)性能

    2021-07-22 05:17:46陳奏君林澤華段中元祝賢智周承商

    陳奏君,林澤華,段中元,祝賢智,周承商

    (中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,長沙 410083)

    鈦及鈦合金的密度小、比強(qiáng)度高、導(dǎo)熱系數(shù)小、無磁,并具有良好的耐熱、耐低溫、抗腐蝕性能和生物相容性[1?3],在航空航天、石油化工、海水淡化、艦艇以及生物醫(yī)療等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[4?6]。但目前鈦合金制品的生產(chǎn)成本高昂,因此開發(fā)新工藝、新技術(shù)來降低生產(chǎn)成本成為鈦合金的研究熱點(diǎn)之一。相比其他鈦粉末(氫化脫氫鈦粉、霧化鈦粉等)原料,TiH2粉末具有較大的價格優(yōu)勢,因此以TiH2粉末為原料,采用粉末冶金法制備鈦及鈦合金是近年來備受關(guān)注的低成本制備工藝[7?9]。粉末冶金鈦合金的制備方法可分為2種,即混合元素法(blended elemental,BE)[10?11]和預(yù)合金法 (pre-alloyed,PA)[12?13]。預(yù)合金法通常采用氣霧化技術(shù)或旋轉(zhuǎn)電極法制備的鈦合金粉末,通過熱等靜壓得到具有較好性能的鈦合金制品,但鈦合金粉末的制備成本較高?;旌显胤ㄊ菍⒏髟胤勰┗旌?,通過壓制和燒結(jié)得到合金制品。該工藝所用的元素粉末

    成本低廉[8]。IVASISHINO等[14]分別用TiH2粉和氫化脫氫(HDH)Ti粉為原料,采用混合元素法制備Ti-6Al-4V合金,發(fā)現(xiàn)用TiH2粉末制備的合金密度更高,并且可降低合金的成本。IVASISHINO等[15]的研究還表明,用TiH2粉末代替Ti粉可顯著激活擴(kuò)散過程,有利于單相鈦鋁金屬間化合物的產(chǎn)生。JANG等[16]把純Ti粉和TiH2粉末混合壓制成形,經(jīng)過1 100 ℃真空燒結(jié)后再脫氫,獲得更高致密度的純Ti。WANG等[17]的研究結(jié)果顯示,TiH2粉末的燒結(jié)收縮率和致密度比元素Ti粉高。楊軍等[18]采用TiH2粉末制備的Ti-6Al-4V合金抗拉強(qiáng)度最高為914.1 MPa,對應(yīng)的伸長率為7.6%。CAO等[19]用TiH2粉末在近β相變溫度進(jìn)行氫相變燒結(jié),制備 Ti-6Al-4V合金,相比傳統(tǒng)工藝制備的Ti合金,該合金組織細(xì)小均勻,力學(xué)性能提高。TAKANORI等[20]分別用TiH2粉末與HDH粉末制備純Ti,前者的抗拉強(qiáng)度與伸長率優(yōu)于后者。以TiH2為原料,在降低成本的同時還能加速燒結(jié)致密化[21?23]。綜上所述,用低成本TiH2粉末替代元素Ti粉制備鈦和鈦合金,能獲得更高的致密度,用TiH2粉為原料制備的Ti-6Al-4V合金力學(xué)性能接近商用Ti-6Al-4V合金的水平,通過氫相變燒結(jié)控制相變溫度還能得到綜合性能更好的Ti-6Al-4V鈦合金。本文作者以 TiH2粉末為原料,制備粉末冶金純Ti、Ti-6Al-4V合金和Ti-5Al-2.5Fe合金,研究燒結(jié)溫度對合金組織和性能的影響,對于降低Ti合金成本和提高合金性能具有重要意義。

    1 實(shí)驗(yàn)

    1.1 材料制備

    所用原料為TiH2粉(岐山邁特鈦業(yè)有限公司)、AlV合金粉(錦州好海鑫金屬材料有限公司)、Fe粉和Al粉(長沙天久金屬材料有限公司)。表1所列為原料粉末的基本參數(shù)。Al-V合金中Al和V質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為60%和40%。

    表1 原料粉末的基本參數(shù)Table 1 Primary parameters of raw powders

    首先將TiH2粉末在滾筒球磨機(jī)中球磨0.5 h,球磨機(jī)轉(zhuǎn)速為300 r/min,球料質(zhì)量比為15:6。球磨后的粉末過250目篩(篩孔直徑為63 μm),得到粒度小于63 μm的TiH2粉末。

    按照純Ti(標(biāo)記為TA2)、Ti-6Al-4V合金(標(biāo)記為TC4)和Ti-5Al-2.5Fe合金(標(biāo)記為TC15)等3種材料的名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))計算出原料配比(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),TC4合金的原料配比為90%TiH2-10%AlV,TC15合金的原料配比為92.5%TiH2-5%Al-2.5%Fe。按照TC4和TC15的原料配比稱取原料粉末,用V型混料機(jī)混料8 h。將混合均勻后的粉末裝入直徑為40 mm、長度為130 mm的硅膠軟管模具中,在300 MPa壓力下進(jìn)行冷等靜壓,得到直徑約35 mm、高100 mm的圓柱形壓坯。壓坯在臥式真空爐中進(jìn)行真空燒結(jié),燒結(jié)溫度分別為1 100、1 150和1 200 ℃,升溫速率5 ℃/min,保溫時間為2 h,得到TC4和TC15合金。同時,用TiH2粉末為原料,采用上述相同的工藝制備純Ti(TA2)材料。

    1.2 組織與性能表征

    采用阿基米德排水法測定TA2與TC4和TC15合金的密度。利用JSM 6360LV型(日本)掃描電鏡(SEM)觀察鈦及鈦合金的顯微組織和拉伸斷口形貌。用Instron 8032電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試材料的拉伸性能,每種材料取3個試樣進(jìn)行測試,計算平均值。圖1所示為燒結(jié)樣品和拉伸試樣圖。

    圖1 圓柱形燒結(jié)試樣和片狀拉伸試樣圖Fig.1 Sintered specimen (a) and tensile specimen (b)

    2 結(jié)果與討論

    2.1 致密度

    圖2所示為燒結(jié)溫度對Ti和Ti合金密度與孔隙度的影響。由圖2(a)可知,3種材料的密度均隨燒結(jié)溫度升高而升高。隨燒結(jié)溫度從1 100 ℃升高到1 200 ℃,純Ti(TA2)的相對密度從96.0%提高到98.1%,TC4合金的相對密度從94.2%提高到96.2%,TC15的相對密度從94.0%提高到96.2%。這是由于隨燒結(jié)溫度升高,原子擴(kuò)散遷移速率增大,使得燒結(jié)體內(nèi)孔隙減少,燒結(jié)密度提高。從圖2還看出TA2的致密度高于TC4和TC15合金的致密度,1 200 ℃燒結(jié)的TA2相對密度達(dá)到98.1%,孔隙率為1.9%,而TC4和TC15的相對密度均為96.2%,孔隙率約為3.8%。這主要是由于TC4和TC15含有其他合金元素,燒結(jié)過程中合金元素擴(kuò)散后留下孔隙。并且不同合金元素的自擴(kuò)散系數(shù)存在差異,因此留下空位,導(dǎo)致孔隙的形成。所以鈦合金的致密度略低于純鈦的致密度。

    圖2 燒結(jié)溫度對Ti和Ti合金相對密度與孔隙率的影響Fig.2 Effect of sintering temperature on relative density and porosity of Ti and Ti alloys

    2.2 顯微組織

    圖3所示為不同溫度燒結(jié)的TA2、TC4和TC15合金的SEM圖。由圖3可見,在1 100 ℃燒結(jié)的Ti和Ti合金中存在較多的殘余孔隙,且孔隙尺寸較大,約為10~30 μm。隨燒結(jié)溫度升高,原子充分?jǐn)U散,孔隙逐漸縮小甚至閉合,孔隙數(shù)量減少。從圖3(a)~(c)可見TA2只有一種相,即α相,是密排六方結(jié)構(gòu)(HCP)。從圖3(d)~(i)看出,TC4和TC15均為α+β片層組織,燒結(jié)溫度越高,組織越粗大。這是因?yàn)楫?dāng)燒結(jié)溫度較高且有充足的保溫時間時,β相晶粒長大。在冷卻過程中當(dāng)溫度降到兩相區(qū)時,β相晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌∠虻钠瑺頪24]。從圖3(f)和3(i)可見,1 200 ℃燒結(jié)的TC4和TC15合金出現(xiàn)明顯的雙相組織,且有大量粗大的片層組織,取向各異。

    圖3 不同溫度燒結(jié)的Ti和Ti合金的SEM圖Fig.3 SEM images of Ti and Ti alloys sintered at different temperatures

    2.3 力學(xué)性能

    圖4所示為不同溫度燒結(jié)的Ti和Ti合金的拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線,拉伸性能列于表2。由圖4和表2可知,對于TA2,屈服強(qiáng)度(Rp0.2)、抗拉強(qiáng)度(Rm)和伸長率都隨燒結(jié)溫度升高而提高,燒結(jié)溫度為1 200 ℃時,Rm為501 MPa,伸長率高達(dá)11.3%。TA2的強(qiáng)度和塑性主要受孔隙影響,隨燒結(jié)溫度升高,TA2的孔隙度降低,所以強(qiáng)度和伸長率提高。間隙雜質(zhì)(氧、氮、氫)含量對合金性能也有一定影響。氫元素對Ti合金抗拉強(qiáng)度和塑形都有較大影響,當(dāng)Ti合金中氫含量增加時,其抗拉強(qiáng)度明顯提高,但伸長率和斷面收縮率下降。Ti合金中的氫化物及固溶氫原子導(dǎo)致位錯增加和位錯滑移困難,是鈦合金拉伸強(qiáng)度增加和塑形下降的主要原因[25]。研究表明,氮元素對鈦合金性能也有顯著影響,隨氮含量增加,Ti合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯提高,而伸長率和塑形明顯下降,這主要是由氮原子的間隙固溶及析出的第二相粒子阻礙位錯運(yùn)動造成的[26]。合金的含氧量越高,其強(qiáng)度增加而塑性顯著下降。Ti合金對氧極其親近,因此,制備Ti合金制品時加強(qiáng)對氧含量的控制至關(guān)重要。研究表明當(dāng)合金中w(O)>0.33%時,塑形大幅下降[27]。氧以間隙原子存在于Ti原子晶格中,通過間隙固溶的方式使Ti合金得到強(qiáng)化,同時阻礙位錯運(yùn)動,使合金塑形下降。從表2看出,所有合金的氧含量都在0.3%左右。由于AlV合金粉末的氧含量比Fe、Al粉的氧含量高,因此TC4的氧含量比TA2和TC15略高。氫元素在真空燒結(jié)后可有效去除,測試發(fā)現(xiàn)燒結(jié)樣品的氮、氫含量均低于0.001%。所以主要是氧含量對鈦合金性能產(chǎn)生一定的影響,但不同條件燒結(jié)的合金含氧量差異較小。

    表2 不同溫度燒結(jié)的純Ti和Ti合金的拉伸性能Table 2 Tensile properties of pure Ti and Ti alloys sintered at different temperatures

    圖4 不同溫度下燒結(jié)的Ti和Ti合金拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線Fig.4 Tensile stress-strain curves of Ti and Ti alloys sintered at different temperatures

    在相同燒結(jié)溫度下,合金元素的加入導(dǎo)致材料伸長率降低。根據(jù)中國國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T2965—1996,TC4合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度應(yīng)分別大于895 MPa和825 MPa,伸長率大于10。本研究制備的所有TC4合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都隨燒結(jié)溫度升高而增大,在1 200 ℃燒結(jié)的TC4合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到968 MPa左右,屈服強(qiáng)度約為882 MPa,同時具有較高的伸長率(約為8.1%),已達(dá)到國家標(biāo)準(zhǔn)。Fe元素是穩(wěn)定β-Ti的重要合金元素。Ti合金中加入少量Fe元素可提高Ti合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度,但對合金的塑形、沖擊韌性及斷裂韌性沒有明顯的影響[28?29]。研究表明,Ti合金中添加Fe元素時,原子半徑差異使合金總的彈性模量發(fā)生變化,晶格畸變能增加,在變形過程中晶粒內(nèi)部可動位錯的滑移阻力增大,因而合金強(qiáng)度提高,但降低合金塑性變形的能力[28],塑性降低。所以與TC4相比,TC15的最大抗拉強(qiáng)度提高,而伸長率降低。

    由圖3可知,隨燒結(jié)溫度升高,TC4和TC15的片層組織增加,同時組織變得粗大。片層組織塑性差[30?31],并且片層組織寬度和厚度對合金性能具有影響。當(dāng)受到外力作用時,界面阻礙粗大片層組織的滑移,引起界面處的應(yīng)力集中,而片層寬度決定協(xié)調(diào)變形能力,片層越寬則變形協(xié)調(diào)能力越差,塑性降低。當(dāng)合金片層組織細(xì)小時,滑移在片狀組織中傳遞,從而減少界面處的應(yīng)力集中,有效防止裂紋的產(chǎn)生,使合金的塑性提高。影響材料力學(xué)性能的另一個重要因素是孔隙??紫锻抢鞌嗔训牧鸭y萌生點(diǎn),而因此孔隙數(shù)量和尺寸對Ti合金的力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響。隨燒結(jié)溫度提高,Ti和Ti合金的孔隙度降低,密度提高,故材料的伸長率提高。此外,粉末鈦合金的強(qiáng)度不僅受到組織和孔隙的影響,間隙雜質(zhì)元素,尤其是氧,對強(qiáng)度和塑性的影響也較大。綜上所述,對鈦合金來說,組織粗化,強(qiáng)度減小;孔隙減少,密度增大,則強(qiáng)度提高;含氧量越高,強(qiáng)度越高,塑性降低??偟膩碚f,本研究采用TiH2粉末制備的Ti和Ti合金,其力學(xué)性能可達(dá)到或接近商用的TA2、TC4和TC15合金的性能水平。

    2.4 斷口形貌

    圖5所示為材料的拉伸斷口SEM圖。由圖可見,1 100 ℃燒結(jié)的TA2拉伸斷口呈脆性和韌性斷裂混合特征,而1 150 ℃和1 200 ℃燒結(jié)的TA2拉伸斷口出現(xiàn)大量韌窩,為明顯的韌性斷裂。TC4合金的拉伸斷口形貌以韌性斷裂為主,有少量脆性斷裂。在較低溫度燒結(jié)時,由于致密化程度不高,韌窩數(shù)量偏少,顯示脆性斷裂程度增加。1 100 ℃燒結(jié)TC15合金以脆性斷裂為主,1 150 ℃和1 200 ℃燒結(jié)的TC15合金斷口出現(xiàn)明顯的韌窩。結(jié)合不同成分與不同溫度燒結(jié)的材料孔隙度可知,粉末冶金鈦合金的斷裂方式受孔隙率的影響,并且孔隙率較高的材料更容易斷裂。

    圖5 不同溫度燒結(jié)的TA2、TC4和TC15合金拉伸斷口SEM圖Fig.5 Tensile fracture SEM images of TA2, TC4 and TC15 sintered at different temperatures

    3 結(jié)論

    1) 以 TiH2為原料,在1 100~1 200 ℃燒結(jié)溫度下制備(TA2)和TC4與TC15合金。相同燒結(jié)溫度下,TA2的相對密度最高,其在1 200 ℃燒結(jié)的相對密度為98.1%,TC4和TC15合金的相對密度為96%。

    2) 隨燒結(jié)溫度升高,TA2的孔隙明顯減少。TC4和TC15為片層組織,隨燒結(jié)溫度提高,片狀組織增加且粗化,孔隙率下降。

    3) 在1 200 ℃燒結(jié)的TA2,抗拉強(qiáng)度為501 MPa,伸長率最高,為11.3%;TC4的綜合力學(xué)性能最好,抗拉強(qiáng)度為968 MPa,伸長率為8.1%;TC15的抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為867 MPa和6.7%。TA2和TC4均以韌性斷裂為主。低溫?zé)Y(jié)的TC15以脆性斷裂為主,隨燒結(jié)溫度升高逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂為主。

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