Ti-Al-2024Al混合粉末压块在部分重熔过程中的组织演变.pdf

May 2016V01．65 No．5铸 造FOUNDRY ·411·Ti—AI一2024AI混合粉末压块在部分重熔过程中的组织演变秦亚红，陈体军(兰州理工大学，有色金属先进材料加工与再利用省部共建国家重点实验室，甘肃兰州730050)摘要：本研究提出了一种利用粉末混合触变成形技术制备原位自生复合材料的新技术。并研究TTip-AIp-2024AI。混合粉末压块在部分重熔过程中的组织演变情况。在部分重熔过程中，2024A1基体合金的组织演变可分三个阶段：不规则共晶组织的溶解导致的颗粒内部晶粒的粗化(0～5 rain)；球状初生相Q—Al颗粒和连续液相薄膜的形成(5～15 min)；球状初生相颗粒的轻微粗化(15 min以后)。A1．Ti可以通过相互扩散在Ti颗粒表面形成Al，Ti相反应层。反应层的厚度随时间沿径向增加，并在反应层中形成孑L隙和微裂纹。此外，还研究了温度对半固态组织的影响，其最佳的重熔温度为640℃。关键词：组织演变；Tip-Alp-2024Alp混合粉末压块；重熔；A13Ti相中图分类号：TG33 1 文献标识码：A 文章编号：1001—4977(2016)05—041 1—05MiCrOStruCtUraI Evolution of the Ti—AI一2024AI Bulk Prepared byCold Pressing During the Partial RemeltingQIN Ya—hong，CHEN Ti-jun(tanzhou University of Technology，State Key Laboratory of Advanced Non—Ferrous Metal Materials Processing and ReuseLanzhou，730050，Gansu，China)Abstract：This paper presents a powder thixoforming technique which is used to prepared in situ composites．And the microstructural evolution of Tip-Alp-2024A1p mixed powder bulk in partial remelting was studied．Inpartial remelting process，microstructural evolution of2024A1 alloy matrix generally consists ofthree stages：thedissolution of irregular eutectics results in the grains coarsening(0-5 min)；the formation of globular primaryphase O-A1 particles and the continuous liquid film(5—1 5 min)；sli曲tly roughened of spherical primary particles(1 5 min laterl．A13Ti phase reaction layer formed on the surface Ti particles through the interdiffusion betweenA1 and Ti element．The thickness of the reaction layer increases with time on the radial direction．Simultaneously,the holes and micro．cracks also formed in the reaction layer．In addition,the effects oftemperature on the semi—solid microstructure also are investigated．And the best remelting temperature in thisexperiment is 640℃．Key wo柑s：microstructural evolution；Alp-Tip．2024Alp bulk alloy；remelting；A13Ti phaseA1 sTi金属间化合物具有密度低、热强性好、高温抗氧化性好等优点，与铝合金复合还能进一步提升基体合金质轻的特点【”。因此，A13Ti牡l基自生复合材料已引起研究者们的关注。目前，粉末冶金、离心法、机械合金法、熔体法【1。】等已被用于制造Al，Ti口／Al基自生复合材料。其中熔体反应法、粉末冶金是目前制备A1，Ti粒子增强铝基自生复合材料(Al，Ti／A1)较为常用的方法。Wang等人通过将K2TiF6添加到高温A1液中制备Al，Ti以l基自生复合材料【4】。Yu等人通过将舢、Ti混合粉末加入到熔融的A1液中制备复合材料嘲。但这些方法反应温度高，能耗大、合金元素烧损严重，熔体吸气、氧化严重，更为重要的是形成的A1，Ti。多呈粗大的针状、棒状或块状，会严重割裂基体，降低复合材料的力学性能。最近，Liu等人将40斗m Ti粉加入到温度较低(730℃或780℃)的铝液中，经机械搅拌或超声波处理5 min后浇注，可以得到分布均匀、细小(3～5斗m)的粒状Al，Ti增强的铝基复合材料[6-7]，但机械搅拌会造成熔体污染，超声波处理成本高，且不适合大容积材料的制备。而粉末冶金法是将Al合金粉末与Ti或TiO：粉末混基金项目：粉末触变成形制备Ti@A1，Ti芯．壳结构粒子增强铝基自生复合材料的研究(5 1 564035)。收稿日期：2016--03--09收到初稿，2016--04--08收到修订稿。作者简介：秦亚红(1990一)，女，硕士，主要研究方向为半固态成形。电话：18794216274，E—mail：qyh420@126tom通讯作者：陈体军，男，教授，博士，博士生导师，电话：0931—2976573，E-mail：chen01971@126．tom万方数据·412· FOUNDRYMay 2016VoI．65 No．5合、压块、真空干燥后，在低于Al合金固相线温度无压或加压反应烧结【】t 8】。此法虽然能制备增强相分布均匀的复合材料，但反应时间长，能耗大，生产效率低，尤为重要的是所得材料因Kirkendall效应产生的孔隙致使组织致密性差，且成形件的尺寸和形状受限较大。20世纪70年代发展起来的触变成形技术，不仅能大幅度减少、甚至消除缩松、气孔等孔隙，而且还能成形近净型的大尺寸、复杂形状的薄壁件【9】。而粉末冶金所用的粉末通常是通过雾化法获得的，经过半固态重熔后便可得到初生相细小、圆整的组织，是触变成形所需的理想组织【101。如果将粉末冶金技术和触变成形技术相结合，便可得到一种集制备和成形结构型Al，Ti扯l基自生复合材料于一体的新技术——粉末触变成形：先以粉末冶金法的混粉和压实步骤得到Al合金粉末和Ti粉末混合均匀的压块，然后在真空炉中加热到灿合金的半固态温度进行部分重熔。部分重熔之后，便可获得具有细小、球状颗粒的半固态组织。更重要的是，A1，Ti颗粒可以通过Ti粉和Al液之间的原位反应获得。获得理想的半固态组织是触变成形技术应用的关键。为了获得理想的半固态组织，我们必须对部分重熔过程中的组织演变情况进行探讨。然而，迄今为止，还没发现关于用粉末混合触变成形技术制备原位自生A1，Tir,／Al复合材料的组织演变的研究。目前存在的有关组织演变方面的研究主要是针对人工复合材料，女nSiC；Al复合材料阻¨】。因此，我们觉得很有必要对原位自生复合材料在部分重熔过程中的组织演变情况进行相关的研究。时间和温度是影响组织的两个重要的参数。本研究以Tip-Alp-2024Alp混合粉末压块为研究对象，研究了在部分重熔过程中重熔时间和温度对混合粉末压块组织的影响。1试验材料与方法试验所用的原料为用雾化法所制得的2024铝合金粉末、纯越粉和纯Ti粉。2024铝合金粉的名义化学成分(质量分数)为4．22％的Cu，1．35％的Mg，余量为Al。通过测试，2024铝合金粉末和纯铝粉平均粒径为24．086 Ixm和11．87 ixm，纯Ti粉的名义化学成分(质量分数)为2．8％的O，余量为Ti。其平均粒径为1 7．1 92斗m。用Pyris Diamond TG／DTA型差热分析仪对2024合金粉末进行差热分析，其结果见图1。由图1可得到2024铝合金的固、液相线温度分别为498．04℃和663．71℃。按生成A13Ti的体积分数为10％对混合粉末进行配比，通过相关计算，各种粉末的质量分别为：2024铝合金粉52．7l g，纯Al粉4．58 g，纯Ti粉2．71 g。将配置好的混合粉末用ND7．2 1型行星式球磨机混合均匀。其中球料比为5：1，转速为100 r／min，球磨时间40 min。随后在自制模具上将混合均匀的粉末经180 MPa冷压，制成大小为中22 mmx5 iilln的试样。将试样放人温度为640℃的真空炉内重熔(5～210 min)后，迅速取出水淬。将水淬后的试样沿中心轴线切开，截面经打磨、抛光后，用浓度为10％NaOH水溶液腐蚀后，在扫描电镜和光学显微镜上观察组织，并进行能谱分析。图1 2024铝合金粉末的DTA曲线Fig．1 DTA curve of2024 aluminum alloy powder2结果与分析2．1 混合粉末压块冷压态组织分析为了更加清晰地分析混合粉末压块在部分重熔过程中组织的演变情况，有必要对冷压态组织进行适当的分析。图2是混合粉末压块的冷压态组织。从图2中可以看出Ti颗粒均匀的分布在基体粉末中，还有少量的孔隙分布在粉末之间。同时，白色的共晶组织和细小的晶粒分布于2024A1合金粉末内部。图2冷压块组织的低倍和高倍sEM组织Fig．2 SEM micrographs ofthe cold·pressed bulk alloy2．2重熔时间对基体组织的影响基于前面对混合粉末压块冷压态组织的分析，当试样加热5 min，基体组织中的白色共晶组织的量明显减少，且晶粒边界也变得模糊不清(图3a)。由此可知，在O～5 min时间段内，主要发生的组织演变是共晶组织的内部溶解和晶粒的粗化【121。继续加热至10 min(图3b)，由于试样初期的温度上升速度快，未来得及固溶到晶粒内部的共晶组织开始熔化并在颗粒内部形成液相小熔池(图3箭头A所示)，共晶组织几乎全部消失，同时在粉末边缘形成断续的液相薄膜(图3箭头8万方数据铸造 秦亚红等：Ti—AI一2024AI混合粉末压块在部分重熔过程中的组织演变所示)。当加热时间延长至15 min(图3c)，为了减小固液界面能，颗粒内部的液相小熔池开始合并长大[131。小尺寸粉末的部分熔化使得前期在颗粒边缘形成的断续液相薄膜逐渐转变成连续的液相薄膜。当加热时间超过15 min以后，组织由单一的较大尺寸的颗粒组成逐渐转变为由大颗粒和小颗粒构成的组织。这是由于温度的继续的上升导致初生相颗粒进一步熔化，使得液相含量进一步增加。此外，由于液相凝固速度快，在从真空炉中取出到水淬的过程中，已有一部分液相凝固从二次初生相颗粒…】。图4、图5为混合粉末压块在640℃和750℃加热不同时问淬火后的OM组织。通过Image Pro Plus软件测量分析并与全液态组织(图4)相比较，可知组织中尺寸小于6 Ixm的颗粒可以看作是由液相凝固而来。因此，可以把这部分颗粒看作是液相。随着加热时间的进一步延长，组织中的初生相颗粒有些轻微的长大，这是为了进一步减小固液相之间的界面能。但在整个演变过程中，初生相颗粒始终呈球状，这是由于原始粉末本身就是完美的球形粉末。这点和铸造合金的初生相颗粒在部分重熔过程中演变情况有所不同，铸造合金的演变有明显的球化过程【悼旧。图3混合粉末压块在640 6C加热不同时间fl‘JSEM组织Fig．3 SEM micrographs ofthe mixed powder bulk alloy heated at 640。C for different time(b)25min (c)60min (d)210min图4混合粉末压块在640℃加热不同时间淬火后fl,々OM组织图5混合粉末压块在750℃加热60 min后fl々OM组织Fig．5 OM micrographs ofthe mixed powder bulkheated at 750℃for 60min综上所述，在部分重熔过程中，2024A1合金的组织演变大致包括三个阶段：不规则共晶组织的溶解导致的颗粒内部晶粒的粗化(0～5 min)；球状初生相Q．舢颗粒和连续液相薄膜的形成(5～15 min)；球状初生相颗粒的轻微粗化(15 min以后)。2．3重熔时闻对A13T湘形成的影响冷压态组织中，Ti颗粒机械的镶嵌于基体合金中(图2，图7a)。重熔前期，试样温度低，粉末周围液相少，加热到5 min时，可以看至lJTi和Al通过原子扩散在界面处已开始发生反应(图6a，图7b)。时间延长至10 min，由于小尺寸颗粒的部分熔化导致断续的液相薄膜在粉末间的形成，通过放热扩散反应3AI+Ti=A1，Ti，在Ti颗粒表面生成了少量的A1，Ti(图6b)。当加热时间延长至15 min时，试样温度持续升高，粉末间液相增多，Al—Ti反应加速，在Ti颗粒的外围形成了一层比较致密的A1，Ti(图6c)。继续延长时间至25 min，试样温度已接近于640℃，尺寸较大的粉末部分熔化，液相进一步增多，原子扩散速度加快，A1．Ti反应加剧使反应层的厚度进一步增加，并且舢3Ti反应层中出现了微裂纹和孔洞。裂纹和孑L洞的产生可从三个方面得到解万方数据·414· FOUNDRYMay 2016VOI．65 NO．5释：①Al合金粉和纯Al粉表面可能存在氧化膜使得A1．Ti相互扩散速度明显减慢陋1刀；②AI—Ti相互扩散系数的不同，也会导致孑L隙和裂纹在Al／Al，Ti界面处产生，HPKirkendall效应[】81；③A13Ti相形成是导致的体积变化也是一个可能的原因【19]。外围Al，Ti层随着时间的增加也变得越来越疏松(图6d)。当加热时间延长到45490 min时，可以清楚的看到，反应层厚度逐渐增加，但速率越来越缓慢，其中孔隙和微裂纹的数量也略有增加，裂纹的生长使最外层Al，Ti已完全脱离了核心结构并破碎成小块状的Al，Ti游离在基体中(图6e、f)。重熔至U210 min时，反应程度加深，其中尺寸较小的Ti颗粒基本上已反应完全(图69)。(e)45rain fn 90min (g)210min图6混合粉末压块在640℃加热不同时间淬火后的sEM组织Fig 6 SEM micro—graphs ofthe mixed powder bulk heated at 640 C for different durations and then water—quenched|_睾17混合粉末压块在640。C加热0 rain、5 min自O高倍sEM组织Fig．6Highmagnification SEMmicrographs ofthemixedpowderbulk heated at 640。Cforomin，5rain2．4重熔温度对半固态组织的影响对于触变成形，重熔温度影响着最终半固态组织的固液相率和初生相颗粒的尺寸与形貌。将混合粉末压块在不同温度下重熔60 min(图8)，由于液相凝固速度快和真空炉自身条件的限制，在试样淬火之前，液相已经凝固为二次凝固组织。重熔温度为600℃时，温度较低，粉末的部分熔化少，组织液相少。因此，组织几乎是由尺寸较为单一的大尺寸颗粒组成，颗粒与颗粒之间的间距也比较小(图8a)。随着温度升高，粉末部分熔化形成液相。使得组织中大尺寸颗粒的数量减少，小尺寸颗粒的数量有所增多。在620℃时，组织由大尺寸颗粒和小尺寸颗粒共同组成，颗粒之间的间距也有所增大(图8b)。温度进一步升高，粉末部分熔化加剧，液相增多，颗粒间距进一步增大。而且，由于表面张力和熔化潜热的存在，粉末的部分熔化，不仅减小了颗粒的尺寸，而且增加了颗粒的球化程度使初生相颗粒变得更加圆整(图8c)。因此，在640℃时，可以看到初生相颗粒均匀的悬浮于二次凝固组织中。综上所述，提高重熔温度有利于获得适合于触变成形的半固态组织，当温度升高到650℃时，组织中已经形成了大量的液相，固相颗粒发生了偏聚(图8d)。组织较640℃恶化了许多，不利于后续的触变成形。在本试验中，640℃为最佳的重熔温度。万方数据铸造 秦亚红等：Ti—AI一2024 Al混合粉末压块在部分重熔过程中的组织演变 ．415．3结论≯Z蔫 书r．节 名：?【b)620。C (c)640。C (d)650℃图8混合粉末压块在不同温度加热60 minfl々OM组织Fig 8 OM micrographs of the mixed powder bulk heated for 60 min at dift’erent temperature543-546．(1)混合粉末压块在部分重熔之后，其2024基体合金的组织演变可以大致归纳为3个阶段：不规则共晶组织的溶解导致的颗粒内部晶粒的粗化(o～5 min)；球状初生相Q．Al颗粒和连续液相薄膜的形成(5～15 min)；球状初生相颗粒的轻微粗化(超过15 min)。(2)A1．Ti元素可以通过相互扩散在Ti颗粒表明形成A1，Ti相反应层。反应层的厚度随时间沿径向增加，并在反应层中形成孔隙和微裂纹。孔隙和微裂纹会导致Al，Ti反应层破碎并向基体中游离。(3)适当地提高温度有利于获得理想的半固态组织，但温度过高会导致液相率升高，不利于后续的触变成形。本试验的最佳半固态温度为640℃二参考文献：【1]Abbasi Chianeh V，Madaah 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