付靜波，楊秦莉，莊 飛，張 曉

(金堆城鉬業(yè)股份有限公司技術(shù)中心，陜西 西安 710077)

0 前 言

鉬具有高熔點(diǎn)，低膨脹系數(shù)，良好的導(dǎo)電、導(dǎo)熱性、極好的抗熱震性能以及耐熱疲勞性能，被廣泛用作高溫材料。但是純鉬的再結(jié)晶溫度低、脆性大和強(qiáng)度低等缺點(diǎn)，使其應(yīng)用受到了很大的限制。為了滿足應(yīng)用需求，人們開發(fā)了眾多的鉬合金。其中，TZM 合金是目前廣泛應(yīng)用的高溫合金之一。TZM合金是含0.4% ～0.55%Ti，0.06% ～0.12%Zr 和0.01% ～0.04%C 的鉬基合金，由于少量精細(xì)彌散的顆粒添加劑阻止鉬在高溫條件下晶粒長大，這樣就顯著提高了再結(jié)晶溫度［1－3］，使其機(jī)械性能在室溫和高溫都大為改善［4－6］，因而使得TZM 合金在高溫領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用［7］。

工業(yè)上生產(chǎn)TZM 合金的兩種常用方法為真空電弧熔煉法和粉末冶金法［8］。用粉末冶金法生產(chǎn)TZM 合金可以節(jié)省真空自耗電弧爐、大型擠壓機(jī)以及相應(yīng)的高溫加熱爐等大型設(shè)備，具有工藝簡化、生產(chǎn)周期短、生產(chǎn)成本低等優(yōu)點(diǎn)，目前正在逐步推廣。本文采用粉末冶金法制備了TZM合金及純鉬板坯，經(jīng)過軋制得到相應(yīng)的板材，對比研究了TZM 合金和純鉬的微觀組織、室溫與高溫力學(xué)性能和再結(jié)晶行為，以期為TZM 合金的推廣應(yīng)用提供參考。

1 試樣制備及加工

采用FMo－l 高純鉬粉與工業(yè)純TiH2、ZrH2粉及純碳粉按比例混合均勻后經(jīng)模壓壓制成型，然后燒結(jié)成厚度為12 mm 的板坯，密度為9.85/cm3，板坯化學(xué)成分見表1。為對比起見，還采用相同工藝制備了純Mo 板坯。TZM 合金與純Mo 燒結(jié)板坯經(jīng)熱軋、溫軋成2 mm 的薄板，總變形量為83%。板材在軋制過程中換向一次。對軋制后的板材分別在850 ℃，950 ℃，1 050 ℃，1 150 ℃，1 250 ℃，1 350 ℃，1 450 ℃，1 600 ℃，1 700 ℃，1 900 ℃進(jìn)行真空退火，保溫時間為1 h。

表1 TZM 合金板坯的化學(xué)成分

2 試驗(yàn)過程

材料的室溫拉伸性能在萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，檢測標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 228－2002;材料的高溫拉伸試驗(yàn)在超高溫真空拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，檢測標(biāo)準(zhǔn)為GB/T4338－2006;材料的硬度測試在洛氏硬度試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，檢測標(biāo)準(zhǔn)為GB/T4340－84;材料的金相組織觀察在LEICAMEF4M 型金相顯微鏡下進(jìn)行;在HITACHI S－3400 型掃描電鏡上觀察合金組織以及拉伸斷口形貌，采用EDAX 能譜儀分析第二相的成分。

3 結(jié)果與討論

3.1 TZM 合金與純Mo 的金相組織

圖1 分別給出了TZM 合金與純Mo 燒結(jié)坯金相組織，從圖中可見，TZM 合金燒結(jié)坯晶粒為30 μm左右(圖1a);純鉬燒結(jié)坯晶粒為40 μm 左右(圖1b)。

圖1 TZM 合金與純鉬燒結(jié)板坯的金相組織

3.2 TZM 合金與純Mo 板材的室溫及高溫拉伸力學(xué)性能

表2 為TZM 合金與純Mo 板材室溫與高溫下的拉伸力學(xué)性能。從表2 可以看出，TZM 合金的室溫拉伸強(qiáng)度明顯高于純Mo，但延伸率明顯低于純Mo;而1 200 ℃高溫下純Mo 的拉伸強(qiáng)度已經(jīng)大幅度下降，TZM 合金的拉伸強(qiáng)度仍保持在較高水平。這主要是因?yàn)門ZM 合金中彌散分布的第二相阻礙位錯的運(yùn)動，產(chǎn)生顯著的彌散強(qiáng)化效應(yīng)而導(dǎo)致合金強(qiáng)度的提高;同時這些彌散分布的第二相對位錯具有釘扎作用，導(dǎo)致合金形變能力下降，使得合金的塑性顯著降低。在1 200 ℃下，純Mo 發(fā)生了明顯的再結(jié)晶，而TZM 合金的再結(jié)晶尚未開始(下文將詳細(xì)敘述)，這使得純Mo 較TZM 合金的強(qiáng)度下降更為明顯，同時高溫下純Mo 較TZM 合金的塑性均得到改善。

表2 TZM 合金與純Mo 板材的室溫與高溫拉伸力學(xué)性能

3.3 板材的拉伸斷口形貌

圖2 給出了TZM 合金與純Mo 板材在室溫及1 200 ℃高溫下的拉伸斷口形貌，圖3 給出了TZM合金高溫下拉伸斷口中細(xì)小顆粒物的能譜分析。

圖2 TZM 合金與純Mo 板材的拉伸斷口形貌

從圖2 中可以看出，TZM 合金室溫拉伸試樣的斷口形貌為一系列小裂面(每個晶粒的解理面)所構(gòu)成，基本屬于解理型斷裂［9］，所以其延伸率較低;在1 200 ℃高溫下，TZM 合金的斷口形貌發(fā)生了變化，雖然還存在撕裂嶺，但出現(xiàn)了很多韌窩，它們類似解理型斷裂，拉伸結(jié)果表現(xiàn)為具有一定的塑性變形，延伸率增加。在韌窩間分布著一些第二相顆粒，能譜分析(見圖3)表明，這些第二相為TiC 與ZrC。純Mo 的室溫拉伸試樣的斷口形貌為一系列相互連接的小韌窩組成，呈韌性變形的特征，拉伸結(jié)果表現(xiàn)為延伸率較高。純Mo 的高溫拉伸斷口形貌呈人字形山脊樣花紋，有明顯的韌窩存在，因此表現(xiàn)出明顯的韌性變形［10］，延伸率很高。這也說明表1 所列的拉伸力學(xué)性能測試結(jié)果與圖2 所示的斷口形貌是完全一致的。

圖3 TZM 合金高溫拉伸斷口能譜分析

圖4 板材硬度與退火溫度關(guān)系曲線

3.4 板材的再結(jié)晶行為

測試TZM 合金與純Mo 板材試樣的硬度，繪出硬度與退火溫度的關(guān)系曲線(見圖4)，從中可以看出TZM 合金板材的起始再結(jié)晶溫度大致為1 350 ℃，終了再結(jié)晶溫度為1 700 ℃;純鉬板材的起始再結(jié)晶溫度為850 ℃，終了再結(jié)晶溫度為1 250 ℃左右。與純Mo 相比，TZM 合金的起始與終了再結(jié)晶溫度分別提高了500 ℃與450 ℃。

圖5 不同退火溫度下TZM 合金板材的金相組織

進(jìn)一步的金相組織觀察(見圖5)可以更好地分析TZM 合金的再結(jié)晶行為。從圖5 中可以看出，TZM 合金經(jīng)950 ℃、1 150 ℃退火后的顯微組織沒有明顯變化，仍保持軋制態(tài)的纖維狀組織，當(dāng)退火溫度為1 300 ℃時，發(fā)生明顯的回復(fù)現(xiàn)象，但仍能看到殘留的加工態(tài)組織，表明再結(jié)晶尚未開始;當(dāng)退火溫度為1 450 ℃時，加工態(tài)組織已基本轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的晶粒，說明再結(jié)晶已經(jīng)發(fā)生，當(dāng)退火溫度達(dá)到1 700 ℃時，合金顯微組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)殚L大的等軸晶，再結(jié)晶過程基本完成。這說明TZM 合金不同溫度退火后的顯微組織改變與其硬度變化(見圖4)是完全一致的。TZM 合金再結(jié)晶溫度高的原因是合金彌散分布著第二相顆粒，這些顆粒物對位錯與亞晶界具有較強(qiáng)的釘扎作用，能使亞結(jié)構(gòu)穩(wěn)定，在再結(jié)晶前的回復(fù)過程中，阻礙位錯運(yùn)動和亞晶界合并，保持了較高的位錯密度，延緩了再結(jié)晶核心的形成;在再結(jié)晶核心形成后長大的過程中，穩(wěn)定的亞組織使得晶界遷移更加困難，從而使得再結(jié)晶核心的進(jìn)一步長大受阻。因而使得TZM 合金再結(jié)晶溫度顯著高于純Mo。

4 結(jié) 論

(1)TZM 合金比純Mo 具有更高的室溫與高溫強(qiáng)度。

(2)TZM 合金比純鉬具有更高的再結(jié)晶溫度，TZM 合金的起始再結(jié)晶溫度和終了再結(jié)晶溫度分別比純Mo 提高了500 ℃與450 ℃。

(3)TZM 合金比純鉬性能高的原因是細(xì)小彌散分布的第二相TiC、ZrC 的存在。

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