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    氧化鋯含量對(duì)鉬合金組織和性能的影響

    2021-11-10 12:16:54王承陽張林海季鵬飛
    粉末冶金技術(shù) 2021年5期
    關(guān)鍵詞:質(zhì)量

    王承陽?,常 洋,張林海,季鵬飛,董 帝

    安泰科技股份有限公司,北京 100081

    鉬具有熔點(diǎn)高(2620 ℃)、導(dǎo)電導(dǎo)熱性能好、熱膨脹系數(shù)低等優(yōu)異性能,在航空航天、電子工業(yè)、醫(yī)療器械、玻璃窯爐等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[1-5],然而純鉬具有再結(jié)晶溫度低、室溫脆性大、蠕變速率高等缺點(diǎn),使其應(yīng)用受到了很大限制。國內(nèi)外研究者通過添加氧化物(La2O3、Y2O3、ZrO2)、碳化物(HfC、ZrC、TiC)來制備鉬合金,改善純鉬的性能[6-13],所形成的鉬合金具有高的再結(jié)晶溫度、高的高溫強(qiáng)度和低的蠕變速率。

    納米氧化鋯(ZrO2)具有超塑性行為,納米ZrO2具有相變?cè)鲰g、殘余應(yīng)力增韌及微裂紋增韌效應(yīng),被廣泛用于增韌其他陶瓷和脆性金屬間化合物[14],提高復(fù)合材料塑韌性和力學(xué)性能。本文利用ZrO2的增韌效應(yīng),通過在鉬中摻雜不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2(0、0.5%、1.5%、2.5%)來制備鉬合金,并深入研究ZrO2摻雜量 對(duì)鉬合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。

    1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

    實(shí)驗(yàn)原料包括鉬粉(平均粒徑3.5 μm)和ZrO2粉 (平均粒徑80 nm)。采用粉末冶金法制備含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2的鉬合金(分別為0、0.5%、1.5%、2.5%)。將鉬粉與ZrO2粉置于V型混料機(jī)進(jìn)行機(jī)械混合,采用冷等靜壓壓制成形,壓力為200 MPa,將壓坯置于中頻氫氣感應(yīng)爐燒結(jié),最高燒結(jié)溫度為2000 ℃。燒結(jié)后的坯料經(jīng)旋鍛、退火等工序,最終獲得直徑為8 mm的鍛坯。

    采用OLYMPUS GX51金相顯微鏡(optical microscope,OM)觀察不同ZrO2含量鉬合金的顯微組織,腐蝕劑為NaOH和K3Fe(CN)6的水溶液;室溫力學(xué)性能測(cè)試在SANS-CMT-5205電子拉力試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,拉伸速度v=2 mm·min-1;硬度測(cè)試在維氏硬度HVS-50試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行;燒坯、鍛坯密度采用阿基米德排水法測(cè)試。

    2 結(jié)果與討論

    2.1 ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)鉬合金燒坯密度的影響

    對(duì)鉬及鉬鋯合金燒結(jié)態(tài)試樣密度進(jìn)行了測(cè)試,結(jié)果如表1所示。從表1可看出,隨著ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加,鉬鋯合金的燒坯密度先升高后逐漸下降,這是由于ZrO2第二相顆粒細(xì)化了鉬合金的晶粒尺寸,燒結(jié)氣孔數(shù)量減少,鉬鋯合金的密度升高;但隨著ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的不斷增加,鉬鋯合金的密度不斷下降,這是因?yàn)閆rO2的理論密度為5.85 g·cm-3,遠(yuǎn)低于鉬的理論密度10.22 g·cm-3。

    表1 含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)氧化鋯的鉬合金燒坯密度Table 1 Density of the sintered molybdenum alloys add by ZrO2in the different mass fraction

    2.2 ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)鉬合金顯微組織的影響

    圖1是添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2的鉬合金燒坯顯微組織。從圖1可以看出,純鉬燒坯晶粒呈等軸狀,具有較多的燒結(jié)孔洞,平均晶粒尺寸約為55 μm,容易沿晶界發(fā)生脆性斷裂。隨著ZrO2的添加,鉬合金的平均晶粒尺寸逐漸減小,當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時(shí),鉬合金的平均晶粒尺寸約為40 μm;當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時(shí),鉬合金的平均晶粒尺寸約為20 μm;當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí),鉬合金的平均晶粒尺寸約為12 μm。這是由于ZrO2以第二相的形式存在于鉬基體中,隨著ZrO2第二相顆粒含量的增加,抑制晶粒長大的效果明顯,同時(shí)大量彌散分布的第二相顆粒使晶界遷移所受的阻礙力增大,抑制了晶粒長大。當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí),ZrO2第二相顆粒在鉬晶粒內(nèi)部和晶界上出現(xiàn)了較嚴(yán)重的聚集現(xiàn)象。

    圖1 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2的鉬合金燒坯金相組織:(a)0;(b)0.5%;(c)1.5%;(d)2.5%F ig.1 Microstructure of the sintered molybdenum alloys add by ZrO2in the different mass fraction: (a) 0; (b) 0.5%; (c) 1.5%; (d) 2.5%

    圖2所示為添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2的鉬合金鍛坯顯微組織。從圖2可以看出,鉬及鉬鋯合金經(jīng)過旋鍛后,晶粒拉長、變形,呈纖維狀,晶粒相互并存,材料中的孔隙逐步減少和消除,在同一視野內(nèi)的晶粒數(shù)量增多,變形分布在更多的晶粒內(nèi)進(jìn)行,應(yīng)力集中減輕,使鉬合金在斷裂前可以承受較大的變形量。不同晶粒間的結(jié)合力增強(qiáng),對(duì)裂紋的敏感性大幅度降低,表現(xiàn)出較好的室溫韌性。隨著ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加,鉬合金縱向組織長徑比逐漸減小,這是由于在相同鍛造變形量下,ZrO2含量越高,鉬合金變形抗力越大。

    圖2 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2的鉬合金鍛坯顯微組織形貌:(a)0;(b)0.5%;(c)1.5%;(d)2.5%Fig.2 Microstructure of the molybdenum alloy forging stocks add by ZrO2in the different mass fraction: (a) 0; (b) 0.5%; (c) 1.5%;(d) 2.5%

    2.3 ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)鉬合金硬度的影響

    圖3 所示為添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2對(duì)燒結(jié)態(tài)、鍛造態(tài)鉬鋯合金室溫硬度的影響。從圖3可以看出,經(jīng)鍛造變形后,鉬及鉬鋯合金的硬度均得到提高,這是由于在塑性變形過程中,燒結(jié)孔隙受到高溫?cái)D壓后逐漸焊合,數(shù)量逐漸減少。隨著ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加,鉬鋯合金的硬度逐漸提高。當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時(shí),鍛造態(tài)鉬合金的硬度為HV10220;當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時(shí),鍛造態(tài)鉬合金的硬度為HV10228;當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí),硬度達(dá)到最高值(HV10240)。這是由于ZrO2的添加細(xì)化了鉬合金的晶粒,晶界相對(duì)面積增大,并且第二相顆粒ZrO2彌散分布于晶粒內(nèi)部和晶界,對(duì)位錯(cuò)具 有釘扎作用,使得鉬合金的硬度逐漸增大。

    圖3 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2的燒結(jié)態(tài)、鍛造態(tài)鉬鋯合金室溫硬度變化Fig.3 Hardness of the sintered and forged molybdenum zirconia alloys add by ZrO2in the different mass fraction

    2.4 ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)鉬合金室溫力學(xué)性能的影響

    圖4所示為添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2對(duì)鉬合金室溫強(qiáng)度的影響。從圖4可以看出,純鉬室溫抗拉

    圖4 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)ZrO2的鉬鋯合金室溫拉伸強(qiáng)度Fig.4 Tensile strength of the molybdenum zirconia alloys add b y ZrO2in the different mass fraction

    強(qiáng)度為650 MPa,隨著ZrO2的添加,鉬合金的室溫抗拉強(qiáng)度逐漸增大。當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時(shí),鉬合金的抗拉強(qiáng)度為685 MPa;當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時(shí),鉬合金的抗拉強(qiáng)度為780 MPa;當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí),抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值 (820 MPa)。

    ZrO2對(duì)鉬合金的強(qiáng)化作用主要來自粒子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的釘扎作用,當(dāng)運(yùn)動(dòng)著的位錯(cuò)與夾雜物粒子相遇時(shí),會(huì)受到夾雜物粒子的阻礙,使位錯(cuò)線發(fā)生彎曲,隨著外加應(yīng)力的不斷增加,位錯(cuò)線受阻礙部分彎曲加劇,圍繞粒子的位錯(cuò)線在左右兩邊相遇,正負(fù)號(hào)位錯(cuò)相互抵消,形成包圍粒子的位錯(cuò)環(huán)留在位錯(cuò)線后面,其余部分位錯(cuò)線越過粒子繼續(xù)運(yùn)動(dòng)。很明顯,按該方式移動(dòng)的位錯(cuò)受到很大阻力,留在位錯(cuò)線后面的位錯(cuò)環(huán)會(huì)給位錯(cuò)源一個(gè)反向應(yīng)力,因此,進(jìn)一步變形時(shí)必須增大應(yīng)力以克服該反向應(yīng)力,造成流動(dòng)應(yīng)力增加[15]。

    根據(jù)位錯(cuò)理論,迫使位錯(cuò)線彎曲到曲率半徑為r所需要的切應(yīng)力為τ=Gb/2r(Gb為基體剪切模量),若粒子的空間間距為λ,由r=λ/2可知,位錯(cuò)線彎到這種狀態(tài)需要的切應(yīng)力為τ=Gb/λ。根據(jù)奧羅萬理論,由粒子障礙所引起的奧羅萬應(yīng)力 (σor)也可表述為式(1)所示。

    式中:μ為基體的剪切模量,b為柏氏矢量,λ為粒子的空間中心距,dp為粒子直徑,r0和ri分別為計(jì)算位錯(cuò)能分離環(huán)的外半徑和內(nèi)半徑。由上可知,只有外加應(yīng)力大于臨界應(yīng)力,位錯(cuò)線才能繞過障礙,不可切割粒子的強(qiáng)化作用與粒子空間距成反比,ZrO2的含量越高,粒子數(shù)越多,粒子間距越小,高ZrO2含量的鉬合金強(qiáng)化效果越明 顯。

    3 結(jié)論

    (1)隨著ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加,燒結(jié)態(tài)、變形態(tài)鉬鋯合金的平均晶粒尺寸均逐漸減小,這是由于彌散的第二相粒子ZrO2使晶界遷移所受的阻礙力增加,抑制了晶粒長大。

    (2)隨著ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加,鉬鋯合金的硬度逐漸上升,當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí),硬度達(dá)到最高值,為HV10240。

    (3)隨著ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加,鉬鋯合金的室溫抗拉強(qiáng)度逐漸上升,當(dāng)ZrO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí),抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值820 MPa。

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