不同固-固摻雜工藝對氧化鋯彌散強化鉬合金性能的影響

2024-03-13 02:49:30唐鑫鑫楊曉青

中國鉬業 2024年1期

唐鑫鑫,廖軍,2,衛茹,楊曉青

(1.自貢硬質合金有限責任公司成都分公司,四川成都 610100)

(2.自貢硬質合金有限責任公司,四川自貢 643011)

0 引言

鉬具有熔點較高、高溫強度高、導熱導電性好、熱膨脹系數低等優點,被廣泛應用于照明、電子通訊、航空航天、核能、玻璃制造等領域[1-3]。但由于體心立方金屬的本征脆性導致純鉬室溫時脆性大、強度較低,從而限制了其應用范圍[4],合金化是改善鉬金屬性能的有效途徑之一。

研究表明添加氧化物進行彌散強化是提高鉬強度、塑性以及再結晶溫度的有效方法[5],目前主要添加的氧化物有La2O3、ZrO2、Al2O3、Y2O3、CeO2等。其中ZrO2彌散強化鉬合金在玻璃熔體中表現出更強的耐腐蝕性,并且還繼承了純鉬電極的固有特性,如導熱導電率和良好的機械加工性能等,是制作新型玻璃電極的理想材料[6]。姚麗瑩[7]、崔超鵬[8]、Martinz H P[9]等通過試驗發現在鉬中添加約3%(體積分數)的氧化鋯制備的鉬鋯合金具備優良的力學性能和加工性能,并且可使鋯鉬合金高溫強度、再結晶溫度及耐玻璃熔體腐蝕性提高,從而延長玻璃窯爐中鉬電極的使用壽命。國外的PLANSEE、H.C.STARCK等公司也基于此開發出了新型的鉬鋯合金電極,并得到了應用。

目前氧化鋯彌散強化鉬合金的制備以粉末冶金法為主,通過固-液、固-固、液-液等摻雜工藝將氧化鋯摻入鉬粉中,經過壓制燒結得到鉬鋯合金。其中固-液、液-液摻雜過程中鋯鹽溶液分解時會產生污染性氣體,對環境不友好;固-固摻雜工藝簡單,無污染氣體產生,是目前工業生產氧化鋯彌散強化鉬合金的主要手段。

固-固摻雜制備氧化鋯彌散強化鉬合金的工藝路線主要有兩條：一條是在高純二氧化鉬中摻雜氧化鋯,然后經還原、壓制、燒結制備鉬鋯合金;另外一條則是直接在鉬粉中摻雜氧化鋯,然后壓制、燒結制備鉬鋯合金。本文在前人研究基礎上,以鋯元素質量分數1.25%(體積分數約3%)的氧化鋯彌散強化鉬合金為研究對象,系統對比這兩種工藝路線制備的鉬鋯合金性能的差異,探討不同的固-固摻雜工藝對鉬鋯合金力學性能、加工性能及再結晶溫度的影響規律,為開發高性能鉬鋯合金提供參考。

1 試驗過程

1.1 試驗原料

試驗原料的主要參數如表1所示,其中氧化鋯粉末的形貌如圖1所示。由圖1可以看出：氧化鋯粉末顆粒近似呈橢球型,顆粒之間無明顯團聚,尺寸均勻,大約為6～10 μm。

表1 實驗原料的主要參數

圖1 氧化鋯粉末微觀形貌

1.2 試驗方法

以氧化鋯粉末為添加劑,分別在二氧化鉬和鉬粉中采用固-固摻雜工藝制備氧化鋯彌散強化鉬合金,制備的鉬鋯合金中鋯元素質量分數為1.25%(體積分數約3%),記為MoO2-ZrO2和Mo-ZrO2;純鉬對比樣品記為Mo。MoO2-ZrO2制備時,將氧化鋯粉末與高純二氧化鉬混合3 h后經過氫氣還原得到摻雜鉬粉;Mo-ZrO2則是直接將氧化鋯與純鉬粉混合3h得到摻雜鉬粉。將兩組摻雜鉬粉與純鉬對比樣品在相同條件下進行等靜壓壓制、中頻燒結得到鉬及鉬合金棒坯。壓制壓力為200 MPa,燒結時采用氫氣保護,溫度為1 960 ℃,保溫時間3.5 h,燒結坯尺寸為(φ25±2) mm×(900±10) mm。燒結坯經相同條件下軋制、旋鍛、拉拔加工,最終得到φ0.68 mm的絲材。對φ0.68 mm絲材進行不同溫度的退火試驗,以測定其再結晶溫度。退火溫度為1 000～1 600 ℃,保溫時間5 min,加熱過程采用氫氣保護。

燒結坯的密度采用阿基米德排水法進行測定,金相腐蝕液采用10%六氰合鐵酸鉀溶液和10%氫氧化鈉溶液按照1∶1配制。采用掃描電鏡(ZEISS EVO18)觀察氧化鋯粉末的形貌以及鉬合金中氧化鋯的分布;采用拉力實驗機檢測樣品的室溫力學性能;采用XJP-6A型金相顯微鏡觀察樣品的金相組織和微觀結構;維氏硬度采用HVS-10Z型硬度計進行測量,加載載荷為5 kg,保壓時間10 s。

2 結果與分析

2.1 密度與金相組織

在相同工藝條件下制備的鉬及鉬鋯合金燒結坯硬度、密度及晶粒數如表2所示。由表2可以看出：制備的鉬鋯合金硬度和晶粒數相對于同條件燒結的純鉬有所提高,而燒結密度卻有所下降。兩種不同工藝制備的鉬鋯合金燒結態棒坯硬度和晶粒尺寸基本相當,但密度卻存在一定程度的差異。第二相氧化鋯粒子彌散分布于鉬基體中,使鉬基體得到強化從而使其硬度有所上升;而分布于基體中的氧化鋯粒子在粉末冶金燒結過程中會阻礙燒結頸的形成及擴展,同時也會阻礙晶界遷移,使燒結活性降低,晶粒得到細化。兩種工藝制備的鉬合金燒結密度存在一定差異,可能是因為摻雜在二氧化鉬中的ZrO2與La2O3類似,在還原過程中抑制了鉬粉顆粒的長大[10],即使兩組摻雜鉬粉費氏粒度相同,但松裝密度及粒度分布可能存在一定程度上的差別,最終導致了兩者密度的差異。

表2 不同工藝制備的鉬鋯合金燒結態硬度、密度及晶粒數

圖2為兩組摻雜鉬粉燒結后的金相組織。由圖2可見：兩組燒結棒坯均為等軸晶粒,晶粒尺寸不均勻,大晶粒周邊分布有許多小晶粒,組織中彌撒分布著灰色的第二相,能譜分析顯示該灰色相為氧化鋯(如圖3所示)。

圖2 鉬鋯合金燒結態金相組織

圖3 鉬鋯合金能譜分析結果(未腐蝕)

圖4為兩種樣品未腐蝕的金相照片。從圖4可以看出：燒結坯中形成的第二相ZrO2顆粒均勻分布在基體中,但兩種樣品第二相粒子的形態及尺寸存在一定的差異。MoO2-ZrO2合金中,第二相氧化鋯粒子基本呈球形,其平均尺寸約為8 μm;而Mo-ZrO2合金中,部分氧化鋯粒子呈短棒狀或不規則形狀,尺寸相對較大。

圖4 鉬鋯合金燒結態第二相分布(未腐蝕)

研究表明：在二次還原過程中二氧化鉬通過核收縮氣-固反應模型逐漸轉變成鉬粉[11],反應開始時二氧化鉬表面會以不同的方式形成鉬的晶核,隨著反應進行,二氧化鉬在水蒸氣和氫氣的作用下生成揮發性的中間氣態傳輸相并沉積到鉬晶核上[12],使鉬晶核不斷長大,二氧化鉬晶體不斷減小。在二氧化鉬中摻雜氧化鋯時,隨著二氧化鉬晶體收縮及鉬晶核的長大,生成的鉬粉會將氧化鋯顆粒包裹、吞噬,形成包覆粉。在壓制燒結時,包覆的氧化鋯顆粒被鉬粉隔開,燒結形成的鉬鋯合金中氧化鋯顆粒在燒結作用下基本呈球形,且幾乎不會合并長大,如圖5所示。而在鉬粉中直接摻雜氧化鋯,氧化鋯無法被鉬粉完全隔開,導致壓制燒結過程中,相鄰的氧化鋯顆粒合并成一個氧化鋯粒子,其形狀呈長條狀或其他不規則形狀,尺寸增大。

圖5 鉬鋯合金形成示意圖

2.2 加工硬化與抗拉強度

兩種鉬鋯合金在相同條件下加工至不同直徑的硬度如圖6所示。由圖6可見：φ25 mm燒結態,兩種鉬鋯合金硬度相當;軋制至φ7.7 mm時,兩種材料均產生明顯硬化,硬度上升,同時硬度出現一定差異;經過旋鍛加工至φ5.0 mm時,兩種彌散強化合金材料硬度出現明顯下降,這主要因為在旋鍛過程中,加熱溫度較高(約1 200 ℃),高速變形時,產生大量變形熱,鉬桿在旋鍛時發生動態再結晶,硬度明顯降低;在后續拉拔加工時,兩種樣品硬度進一步上升,在相同規格下MoO2-ZrO2樣品的硬度明顯高于Mo-ZrO2的硬度。

圖6 不同規格鉬桿的硬度

在二氧化鉬中摻雜氧化鋯時,部分第二相氧化鋯粒子能進入到鉬晶粒內部;而在鉬粉中摻雜時,氧化鋯大部分位于鉬晶界上,如圖5所示。晶體在變形時,位于晶粒內部的氧化鋯粒子能夠對位錯的運動產生一定的阻礙作用,從而導致滑移難以進行,形成位錯積塞,宏觀表現為變形抗力增加,材料硬度增加;而位于晶界上的氧化鋯粒子,無法作用于晶粒內部位錯的運動,只有當位錯開動到晶界處時,才起到一定的阻礙作用。因此當變形量一定時,二者硬度會呈現出一定差異,當變形量增大時,這種差異更明顯。試驗過程中,兩種樣品采用相同工藝加工至φ0.68 mm 桿料時,MoO2-ZrO2合金的硬度高于Mo-ZrO2,這表明在二氧化鉬中摻雜氧化鋯制備的鉬鋯合金在加工過程中更容易產生加工硬化,具有更好的強化效果。

圖7為兩種樣品不同規格拉拔桿料的強度。從圖7可以看出：采用相同工藝加工,兩種樣品抗拉強度出現一定差異。在低溫變形時,晶界本身的大量缺陷具有對滑移的阻礙作用,位錯難以穿過晶界在相鄰晶粒內部開動,因此位于晶界上的氧化鋯粒子在室溫和低溫變形時的強化效果弱于晶內的氧化鋯粒子,從而導致兩種樣品室溫抗拉強度出現差異。

圖7 不同直徑鉬桿室溫抗拉強度

2.3 再結晶溫度

圖8為不同溫度退火后鉬鋯合金的硬度變化。由圖8可見：隨著退火溫度的提高,鉬桿硬度下降,但兩種材料硬度下降趨勢存在一定差異。Mo-ZrO2合金桿料在1 200 ℃時,硬度出現了急劇下降,同樣的現象在MoO2-ZrO2合金樣品中卻發生在1 400 ℃。

圖8 不同溫度退火后鉬鋯合金的硬度變化

由金屬材料在回復、再結晶、晶粒長大3個階段的性能變化可以發現,在退火過程中硬度出現急劇下降往往對應著金屬的再結晶過程,之后伴隨著晶粒長大,硬度下降平緩。因此可以推斷在Mo-ZrO2合金樣品在1 200 ℃時發生了再結晶,而MoO2-ZrO2合金樣品的再結晶現象卻發生在1 400 ℃。

圖9和圖10分別為兩種鉬鋯合金φ0.68 mm桿料在不同溫度下保溫5 min退火后的金相組織。可以發現,兩種樣品加工至φ0.68 mm之后,晶粒被拉成纖維狀,鉬基體中尺寸較大的氧化鋯粒子在加工過程中破碎成許多細小顆粒并沿著纖維方向呈線性分布。從圖9可以看出：在1 100～1 300 ℃退火后,MoO2-ZrO2合金晶粒呈纖維狀,未發生再結晶[如圖9(a)、圖9(b)、圖9(c)所示];當退火溫度提高至1 400 ℃時,纖維組織消失,金相中出現許多細小晶粒,這表明在此條件下退火,材料發生了再結晶[如圖9(d)所示];后續隨著退火溫度提高,晶粒逐漸長大并等軸化。而在鉬粉中摻雜氧化鋯制備的Mo-ZrO2合金桿料,在1 200 ℃退火時就發生了再結晶,如圖10(b)所示。兩種工藝制備的鉬鋯合金再結晶溫度相差約200 ℃,這與圖8中觀察到的現象基本一致。

圖9 MoO2-ZrO2合金φ 0.68 mm鉬桿不同溫度退火后金相組織

圖10 Mo-ZrO2合金φ 0.68 mm鉬桿不同溫度退火后金相組織

由于φ0.68 mm的鉬桿變形量較大,并且鉬是層錯能較高的金屬,其再結晶晶核的形成機理是亞晶成核,即通過亞晶的合并和遷移,最終形成無畸變的晶核[13-14]。在大變形的金屬晶粒中,大量位錯相互纏繞形成胞狀組織。加熱時,由于位錯消失,胞狀組織平直化,形成亞晶,多個相鄰亞晶合并逐漸轉化成大角度晶界,最終形成新的晶核并不斷長大完成再結晶。在加熱時,位于晶粒內部的氧化鋯粒子能夠阻礙位錯的運動,從而減緩胞狀組織的平直化及亞晶的合并,提高再結晶核心形成所需要的能量,導致再結晶溫度升高。而位于晶界上的氧化鋯粒子對于晶內位錯的運動及亞晶的合并過程阻礙較小,對再結晶過程的影響相對較小。因此兩種鉬鋯合金再結晶溫度會存在一定差異。