Ti合金（共8篇）
Ti合金 篇1
Ti3Al基合金以其较高的高温强度、弹性模量、抗氧化性和较低的密度引起人们的极大关注。但该类合金在室温条件下塑性较低, 限制了其广泛的应用。添加Nb, V和Mo等合金元素可以稳定β相, 从而提高Ti3Al基合金的室温塑性[1,2,3,4,5]。Ti-6Al-4V是一种具良好的工艺塑性和焊接性的α+β两相钛合金, 由于其强度高、比重小, 被广泛应用于航空发动机压气机叶片等部件。该两种合金在航空、航天工业中具有较大的工程应用潜力。
Ti3Al基合金在实际应用中必然会遇到连接的问题, 包括其自身的连接及与其他金属的连接。由于Ti3Al基合金与Ti-6Al-4V合金比较活泼, 焊接过程中容易生成脆性氧化物, 因此, 应考虑在真空条件下焊接。对于Ti3Al基合金连接的研究报道较少, 采用的焊接方法主要是钎焊和高能量密度焊接[6,7,8]。Bulent Kurtdeng等[9,10]研究了Ti-6Al-4V与不锈钢的固相扩散连接, 获得了较满意的接头, 但固相扩散连接需要施加较大的压力, 不利于连接复杂结构件。瞬间液相 (TLP) 连接为异种材料的连接提供了很好的途径, 在工业生产中越来越受到广泛的重视和应用。本工作对Ti3Al基合金与Ti-6Al-4V合金的TLP连接接头的成分、组织与组织转变进行研究, 为改善该两种合金的连接质量提供试验数据, 并为异种材料的连接提供必要的理论依据。
1 实验材料、方法和设备
实验用母材Ti3Al基合金, 其成分 (原子分数, 下同) 为:69%Ti, 16%Al 和15%Nb。由α2相和β/B2相组成。其中, α2相呈球形, 基体主要为层片状次生α2相和灰色的β/B2相。实验用母材Ti-6Al-4V为市售材料。焊前采用电火花线切割将母材制备成尺寸为7mm×7mm×3mm的试样, 选用TiZrNiCu合金箔作为中间层材料, 快速冷却甩带制备, 厚度为30μm, 成分为:51%Ti, 35%Cu , 9%Ni 和5%Zr。
采用VQB-10Wd真空加热炉对Ti3Al基合金与Ti-6Al-4V进行TLP扩散连接, 连接过程中真空度不低于10-3 Pa。采用JSM-5600型扫描电镜及Link ISIS 300型能谱仪分析接头的组织和成分, 采用MH-3型硬度仪测量接头的显微硬度。
2 结果与讨论
2.1 Ti3Al基合金与Ti-6Al-4V合金TLP接头的成分与组织
图1 (a) 为连接温度850℃, 连接 (保温) 时间1min时, TLP接头组织的SEM照片, 图1 (b) 为接头主要元素分布曲线, 图中各点对应于图1 (a) 中的十字标识。从图中可以看到, 连接区宽度约为45μm, 大于中间层的原始厚度, 表明中间层在连接过程中与两侧的母材之间发生明显的扩散。该扩散的驱动力为界面两侧元素的浓度梯度。接头界面存在三个反应层 (图中标注为A, B和C) , 并且Ti3Al基合金一侧反应层A的宽度明显小于Ti-6Al-4V一侧的反应层C宽度。这主要是由于Ti3Al基合金中含有Nb原子 (平均含量为15.2%) , 其原子半径比较大, 影响了原子的扩散, 导致Ti3Al基合金一侧原子互扩散速度比Ti-6Al-4V一侧慢。Ti3Al基合金/中间层界面比较平直。能谱分析结果表明, 反应层A的成分为72.2%Ti, 8.5%Al, 9.1%Nb, 6.3%Cu, 2.3%Zr和1.6%Ni。由Cu-Ti 二元相图可知, 该区组织主要为Ti固溶体和Ti2Cu, 为固相反应层。当温度达到850℃时, 中间层已经熔化为液相, B层为液相层, 其成分为47.1%Ti, 0.3%Al, 0.4%Nb, 41.2%Cu, 4.3%Zr和6.7%Ni, 与中间层材料的原始成分相比, 已经发生一定的变化。由此可知, 在连接过程中, 中间层与母材之间存在原子互扩散。连接时间结束时, 在随后的冷却过程中, 液相将发生一系列的反应, 转变为Ti-Cu金属间化合物。反应层C的成分为65.6%Ti, 3.1%Al, 0.6%Nb, 19.9%Cu, 4.4%Zr和6.4%Ni, 表明该区主要组织为Ti固溶体和Ti2Cu, 且Ti2Cu含量较多, 为固相反应层。
连接时间增加到30min (连接温度为850℃) 时, 接头连接区宽度增大, 如图1 (c) 所示。随着连接时间的延长, 固相反应层和与之相邻的母材之间的原子互扩散量增加, 因此, A, C两反应层的宽度比连接温度850℃时宽度增加, B层宽度减小。谱分析结果表明, 反应层A的成分为63.8%Ti, 4.8%Al, 4.1%Nb, 18.2%Cu, 4.1%Zr和5.0%Ni, 根据Cu-Ti二元相图分析, 该区组织主要为Ti固溶体和Ti2Cu。反应层B的成分为46.7%Ti, 0.7%Al, 0.3%Nb, 42.8%Cu, 2.8%Zr和6.6%Ni, 其成分接近于连接温度850℃, 连接时间1min时接头中的B层成分, 因此判断为残余液相层。由于随着连接时间的增加, 界面处原子扩散量增加, 接头发生等温凝固, 固相开始沿垂直于液/固界面的方向生长, 使得B层宽度减小。由于连接 (保温) 时间没有达到足够长, 使得保温结束时, 接头中存在没有完成等温凝固的液相, 该残余液相在冷却过程中转变为Ti-Cu化合物。C层成分为65.2%Ti, 4.0%Al, 22.6%Cu, 2.2%Zr, 4.2%Ni和 1.8%V, 主要组织为Ti固溶体和Ti2Cu。由于化学成分的差异, 等温凝固析出的固相和与之相邻的固相扩散层之间会发生固相扩散, 生成更加稳定的化合物, 这导致连接区宽度增大。
图1 (e) 为连接温度900℃, 连接时间30min时, TLP接头组织的SEM照片, 图1 (f) 为接头主要元素分布曲线。B层宽度进一步减小, 接头连接区宽度增大。由能谱分析结果可知, 接头中主要元素分布趋于均匀。当连接时间不变时 (30min) , 随着连接温度的升高, 原子扩散系数增大, 因此液相等温凝固速度加快, B层宽度进一步减小。连接区宽度增大主要归因于等温凝固析出的固相和与之相邻的反应层之间的元素扩散。反应层A和C的组织主要为Ti固溶体和Ti2Cu, 反应层B主要为Ti-Cu金属间化合物。
(a) , (b) 连接条件为850℃×1min; (c) , (d) 连接条件为850℃×30min; (e) , (f) 连接条件为900℃×30min; (g) , (h) 连接条件为950℃×30min
(a) , (b) joint produced at 850℃×1min; (c) , (d) joint produced at 850℃×30min; (e) , (f) joint produced at 900℃×30min; (g) , (h) joint produced at 950℃×30min
图1 (g) 为连接温度950℃, 连接时间30min时, TLP接头组织的SEM照片, 图1 (h) 为垂直于接头的各点能谱成分变化曲线。接头连接区宽度进一步增大, 元素分布达到较均匀水平。随着连接温度的升高, B层和与之相邻的母材之间的原子互扩散速度增加, 导致连接区宽度进一步增大, B层从接头中消失。表明接头等温凝固已经结束。由能谱分析结果可知, 接头组织主要为Ti固溶体和Ti2Cu化合物。
综上所述, 当连接温度较低、连接时间比较短时, 接头中存在残留液相;连接温度较高和时间较长时, 由于接头中液相已经完全等温凝固, 接头获得了成分比较均匀的组织。随着连接温度的提高和连接时间的延长, 接头中各元素的分布趋于均匀。
2.2 Ti3Al基合金与Ti-6Al-4V合金TLP接头的硬度
为了研究Ti3Al基合金与Ti-6Al-4V合金TLP接头连接区的性能, 采用显微硬度计分别对Ti3Al基体, 连接区及Ti-6Al-4V合金的不同区域进行了显微硬度测定, 结果如图2所示。实验结果表明, 随着连接温度和连接时间的改变, Ti3Al基合金TLP连接接头连接区及两侧母材的硬度均发生一定的变化。
连接温度850℃, 连接时间1min;连接温度850℃, 连接时间30min;连接温度900℃, 连接时间30min时, 接头硬度变化起伏较大。随着连接温度的提高和连接时间的增加, 接头界面一侧的Ti3Al基合金的显微硬度没有太大的变化, 而界面另一侧的Ti-6Al-4V合金显微硬度有所升高。由于在以上连接条件下, 中间层已经熔化且接头没有完全等温凝固, 使得连接时间结束时, 接头中存在残留液相。在随后的冷却过程中, 接头中心的残留液相发生一系列的反应, 生成脆性Ti-Cu金属间化合物, 导致接头连接区中心硬度较高。连接温度950℃, 连接时间30min时, 由于等温凝固过程已经完成, 连接区中心主要组织为Ti固溶体和Ti2Cu, 硬度有所降低, 接头硬度分布较均匀, 这有利于提高接头的性能。
(a) 850℃×1min; (b) 850℃×30min; (c) 900℃×30min; (d) 950℃×30min
(a) 850℃×1min; (b) 850℃×30min; (c) 900℃×30min; (d) 950℃×30min
3 结论
(1) 连接温度和连接时间对Ti3Al基合金/Ti-6Al-4V瞬间液相扩散连接接头成分和组织有较大的影响。
(2) 随着连接温度的提高和连接时间的延长, 接头中主要元素分布趋于均匀, 连接区宽度增大。连接温度为850℃和900℃时, 接头中存在Ti-Cu金属间化合物。当连接温度为950℃, 连接时间为30min时, 获得元素分布均匀的接头, Ti-Cu金属间化合物从接头中消失。
(3) 随着连接温度的提高和连接时间的延长, 接头连接区硬度降低。当连接温度950℃, 连接时间30min时, 接头硬度分布较均匀, 这有利于提高接头的性能。
摘要：采用TiZrNiCu合金作为中间层材料研究了Ti3Al基合金与Ti-6Al-4V合金的瞬间液相 (TLP) 扩散连接接头成分、组织转变及显微硬度。研究结果表明, 连接温度和连接时间对接头成分和组织有较大的影响。随着连接温度的提高和连接时间的延长, 接头中元素分布趋于均匀, 连接区宽度增大。连接温度为850℃和900℃时, 液相的残留使得接头中存在Ti-Cu金属间化合物。当连接温度为950℃, 连接时间为30min时, 等温凝固的完成使Ti-Cu金属间化合物从接头中消失。随着连接温度的提高和连接时间的延长, 接头连接区硬度降低。当连接温度为950℃, 连接时间为30min时, 接头硬度分布较均匀。
关键词：Ti3Al基合金,Ti-6Al-4V,瞬间液相扩散连接,组织转变
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Ti合金 篇2
在一定浓度的H2SO4溶液中对Ti6Al4V合金表面进行阳极氧化处理，通过改变阳极氧化处理的电压、氧化时间和电解液浓度，研究了预处理工艺参数对钛合金表面形貌、物相、润湿性及粗糙度的影响.试验结果表明：钛合金经过阳极氧化处理后，表面出现了二氧化钛（TiO2）纳米多孔结构，多孔氧化膜由锐钛矿型和金红石型TiO2组成；在0.5 mol·L-1 H2SO4溶液中，随着阳极氧化电压的增加，多孔膜的孔径逐渐增大，基体表面与模拟体液（SBF）的接触角明显降低，经120 V氧化处理的试样表面接触角由预处理前的52.8°降至16.9°左右，具有良好的润湿性；并且试样表面的粗糙度明显增加，在电压为120 V时粗糙度达到0.56 μm.在电压120 V时，随着阳极氧化时间或电解液浓度的增加，TiO2多孔膜的含量和孔径尺寸逐渐增大，试样表面的润湿性和粗糙度也不断增加，在氧化时间10 min或电解液浓度0.5 mol·L-1时达到最大，氧化时间大于10 min或电解液浓度高于0.5 mol·L-1时，试样表面出现裂纹，多孔结构被破坏.
关键词：
Ti6Al4V合金； 阳极氧化； TiO2多孔膜； 润湿性； 粗糙度
中图分类号： TG 174文献标志码： A
Abstract：
Ti6Al4V alloys were anodized in H2SO4 solution.The study was to investigate the effect of anodic oxidation parameters（the anodizing voltage，the oxidation time and the concentration of sulfuric acid） on the morphology，phase，wettability and surface roughness of Ti6Al4V substrates.The results indicated that TiO2 porous oxide films consisting of annatase and rutile phases were achieved directly on the surface of Ti6Al4V substrates after anodic oxidation.In 0.5 mol·L-1 H2SO4 solution，the pore size of the titania layer increased with the anodizing voltage increased.The contact angle on the surface of Ti6Al4V decreased obviously after anodic oxidization treatment，and the contact angle of the sample at 120 V had dropped to about 16.9 degree from 52.8 degree，which has good wettability.Moreover，the roughness increased with the increase of voltage and reached about 0.56 μm at 120 V.The content and the pore size of TiO2 porous oxide film increased gradually with the increasing of the oxidation time and the concentration of sulfuric acid.The wettability and surface roughness of substrates were also improved，which reached the best for 10 min or in 0.5 mol·L-1 H2SO4 solution.The oxide films were damaged when the oxidation time was longer than 10 min or the concentration of sulfuric acid was higher than 0.5 mol·L-1.
Keywords：
Ti6Al4V alloy； anodic oxidation； TiO2 porous film； wettability； roughness
钛及钛合金具有质轻、密度小、弹性模量低、比强度高、耐腐蚀和良好的生物相容性等优点[1-3]，在骨组织工程、硬组织缺损修复、牙科以及矫形外科等医学领域得到了广泛的应用，成为人工骨植入体最为理想的生物医用金属材料[4-5].然而，钛合金属于生物惰性材料，表面活性不足，植入人体后与骨组织构成机械嵌连结构，而非化学性骨性结合.此外，通常情况下，钛合金植入材料在制备过程中会被氧化并形成一层致密、稳定的氧化膜，使其具有良好的耐蚀性能；但是这层氧化膜处于钝化状态，在复杂的人体生理环境下，由于外力和体液的侵蚀作用有可能发生剥落、溶解，一些物质容易释放到细胞组织中，导致在生物体内产生炎症、毒素和血栓等不良反应[6-7].因此，针对钛合金存在的不足之处，为满足医学临床应用的需求，必须对其表面进行适当的改性处理，以得到性能更为优越的表面.
钛合金表面改性处理的方法很多，如喷砂处理[8]、酸处理[9]、碱处理[10]、微弧氧化[11]和阳极氧化处理[12]等.在诸多方法中，阳极氧化法已成为钛合金材料表面预处理工艺简单且经济适用的技术，并且可在钛表面制备活性的纳米级二氧化钛（TiO2）.它是指在两电极体系的作用下，将钛合金置于电解液中，在恒电位下阳极氧化腐蚀而获得TiO2纳米多孔结构[13].TiO2作为一种重要的无机功能材料[14]，其弹性模量与人体骨骼十分接近，具有较好的生物活性和生物相容性[15]，常常被应用于生物材料领域.医用钛表面原位生长出的纳米TiO2，不仅使植入体与组织形成良好的生物性结合，赋予其良好的成骨性能，而且可有效阻止有害离子的释放，将药品和抗菌剂通过多孔结构输送到植入体部位，从而使植入材料达到良好的植入效果.
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本文以H2SO4溶液为电解液，对Ti6Al4V合金基体进行阳极氧化改性处理，在表面制备TiO2纳米多孔结构，改变阳极氧化处理的电压、氧化时间和电解液浓度，研究不同阳极氧化处理工艺参数下钛合金表面形貌、物相、试样表面润湿性及粗糙度的变化规律.
1试验方法
1.1Ti6Al4V合金的阳极氧化
将Ti6Al4V合金板材经电火花线切割成尺寸为25 mm×25 mm×3 mm的正方形薄片，在HF∶HNO3∶H2O的体积比为1∶3∶10的溶液中腐蚀3～5 min，至表面光亮，并依次用P200、P400、P600和P800水砂纸对其进行打磨，然后将试样置于丙酮、无水乙醇和去离子水中超声清洗各10 min.
阳极氧化装置为SW171500SL型直流稳压电源（0～150 V）.将试样置于不同浓度的H2SO4溶液（0.1，0.3，0.5，0.8和1.0 mol·L-1）中不同阳极电压（90，100，110，120和130 V）下氧化不同的时间（2，5，10，15和20 min）.其中以不锈钢为阴极，Ti6Al4V合金试样为阳极，两电极平衡放置，距离保持4 cm，试样取出后经去离子水冲洗30 s，随后放置于60 ℃恒温干燥箱中备用.
1.2样品的测试及表征
用D8 ADVANCED型X射线衍射仪（XRD）分析阳极氧化后试样的物相结构，测试条件铜靶（λ=0.15 406 nm），扫描速度4°/min，阳极氧化试样的扫描范围：20°～80°.采用QUANTAN 450型场发射扫描电子显微镜（SEM）对阳极氧化试样的表面微观组织形貌进行观察.用JC2000A型接触角/界面张力测量仪测量阳极氧化后试样表面与模拟体液（SBF）的接触角；TAYLOR HOBOSN粗糙度轮廓仪测量阳极氧化后试样表面的粗糙度的大小.每个试样表面随机选取5个参考点，取其平均值作为试样表面接触角和粗糙度的数值。
2物相及表面特征分析
2.1阳极氧化电压对TiO2多孔膜
图1为Ti6Al4V合金在0.5 mol·L-1的H2SO4溶液中，在0，90，100，110，120和130 V不同电压下氧化10 min的XRD图谱.与标准图谱[16]（JCPDS 44～1259、21～1272和21～1276）对照可知，当电压为90 V时得到的XRD图谱只有钛基体的衍射峰，没有新的衍射峰出现.不同的是钛基体的衍射峰明显减弱，这说明90 V电压阳极氧化处理后的试样表面已经出现了一层极薄的氧化膜.而当电压增加到100 V时，出现了（101）晶面的锐钛矿TiO2衍射峰以及（110）、（101）、（111）和（211）晶面的金红石TiO2衍射峰，并且金红石相和锐钛矿相衍射峰的强度随电压的增加逐渐增大.在120 V时达到最强，继续升高电压至130 V，强度有所降低.谱峰强度可表示氧化膜厚度的变化[17]，这说明氧化膜的厚度随着阳极电压的升高先增加后减小.其原因如下：随着电压的升高，基体表面致密的膜层结构中出现孔隙，使电解液能够通过孔隙进入到基体内层表面，在内层表面的氧化膜不断溶解和生成的反复过程中促使氧化膜厚度的增加.但阳极电压过大，氧化膜的溶解速率大于生成速率，并且氧化过程中产生的气体对膜层产生较大的冲刷作用，导致氧化膜脱落，厚度减小.
图2为Ti6Al4V合金在0.5 mol·L-1的H2SO4溶液中不同电压下氧化10 min的SEM图.可以看出，经过阳极氧化处理后，基体表面出现了凹凸不平、呈蜂窝状的三维孔洞结构.结合图1中XRD图谱分析可知，这一多孔结构为TiO2.随着电压的升高，多孔膜的孔径尺寸逐渐增大，这是因为升高电压，可加快反应过程中电子的运动速度，将会增大电场强度，导致多孔膜的孔径增加[18].当电压高于120 V时，由于氧化膜溶解腐蚀严重，并且溶液温度过高，导致试样表面微裂纹的出现，这将会降低膜层与基体间的结合强度.
材料的润湿性可以通过试样和液体之间的接触角测试来表征[19].根据Young’s润湿性方程[20]，接触角的大小，可以反映液体对固体表面的润湿情况，接触角愈小，润湿性愈好.而种植材料表面良好的润湿性能可增加其表面能，有利于成骨细胞的附着和增殖.
图3为Ti6Al4V合金在不同电压下阳极氧化处理后的接触角变化图.从图中可以看出，未经阳极氧化处理的试样接触角高达52.8°，而经阳极氧化处理后试样的接触角显著减小.这说明钛合金基体经过阳极氧化处理后，其表面润湿性明显改善.这是因为阳极氧化处理后试样表面引入了大量的活性官能团如羟基，羟基和水通过物理吸附作用形成氢键，表现出很强的亲水性，从而改善了表面润湿性能，造成了接触角的减小[21].而随着阳极电压的增加，接触角不断减小，电压为120 V时，接触角已减小到16.9°.这一现象可结合图2中SEM分析，由表征粗糙度对接触角影响的Wenzel方程[22]式来解释：
γ=cosθ′/cosθ
（1）
式中：γ为粗糙度因子，表征表面粗糙化后真实表面积和表观表面积的比值；θ′为在粗糙化表面上的接触角；θ为在平滑表面上的接触角.当θ<90°时，θ′值愈小，则表面越粗糙.此处θ可近似视为未经阳极氧化处理的基体表面的接触角值，<90°；而θ′即为不同工艺阳极氧化处理后试样表面的接触角，其值随阳极氧化电压的增加逐渐减小.
表征试样微观形貌的SEM图（图2）表明了在90～130 V不同电压阳极氧化处理10 min时，随电压的增加，多孔膜孔径尺寸增大，表面粗糙度增加.而图4为通过式（1）计算出的钛合金基体经不同电压阳极氧化后的粗糙度因子变化趋势图.由接触角θ′的变化计算得到的粗糙度因子与SEM分析得到的试样表面粗糙度的变化趋势是一致的，说明此处关于接触角的定性分析是正确的.
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2.2极氧化时间对TiO2多孔膜
图5为Ti6Al4V合金在0.5 mol·L-1的H2SO4溶液中，120 V电压阳极氧化2～20 min的XRD图谱.可以看出，在氧化时间为2 min时得到的XRD图谱中就出现了锐钛矿和金红石型TiO2的衍射峰，表明此时得到的TiO2多孔膜已经具有了一定的厚度.继续增加氧化时间，TiO2衍射峰的强度逐渐增加，在10 min时达到最大.当氧化时间超过10 min时，TiO2衍射峰强度有所降低，这可能是由于氧化时间过长导致TiO2多孔膜溶解所致.
生物医用钛合金植入人体后，其表面润湿性的提高有利于促进磷灰石形核的发生.其原因如下[23]：当具有纳米级结构的可润湿性表面置于溶液中时，溶液能够润湿表面，导致微观结构中的气体从溶液中逸出比较容易.这种排除的气体不仅增加了溶液与基底的接触面积，同时也避免了有利于形核的微观结构被气相占据，促进了形核的发生.只有与基体直接接触的表面才能够有效促进晶体的形核，所以亲水性的基体表面其形核点大大增加.同时从微观机理分析可知，凹坑中气相的排出能够减小所需的形核功，也有利于形核的发生.
图8为通过式（1）计算得到的阳极氧化处理试样表面粗糙度因子以及由粗糙度轮廓仪测得的
试样表面粗糙度的变化趋势图.可以看出实际测得的试样表面粗糙度和由接触角θ及θ′计算得到粗糙度因子具有一致的变化规律：随着阳极氧化处理
时间的增加，粗糙度及粗糙度因子均表现为先增加后减小的趋势，在氧化时间为10 min时获得最大值.
研究表明[24]，植入体材料表面粗糙度的增加可提高与骨组织之间的机械锁合力，有利于骨细胞的附着、增殖和分化，可促进更有效的骨整合，这无疑对植入体材料功能的发挥起着至关重要的作用.当氧化时间为10 min时，试样表面的粗糙度已接近0.56 μm.RAVELINGIEN等[25]曾研究了生物医用钛合金表面的粗糙度分别为0.13，0.56，0.83和3.63 μm时对磷灰石的诱导能力，发现基体表面粗糙度值为0.56 μm时，植入体内后具有最快的诱导
形成磷灰石的能力.
3结论
（1） Ti6Al4V合金经阳极氧化处理后表面为三维孔洞结构，多孔膜由锐钛型和金红石型TiO2组成，其衍射峰的强度随着阳极电压的升高先增强后减弱，120 V达到最大.多孔膜的孔径尺寸随电压的增加而增大.阳极氧化处理后基体表面的接触角明显减小，由预处理前的52.8°降至16.9°左右，具有良好的润湿性；随电压的增加钛合金表面的粗糙度明显增加，120 V时粗糙度达到0.56 μm.
（2） 随着阳极氧化时间的增加，钛合金基体表面TiO2含量增加，多孔数目增多，孔径尺寸不断增大，在时间为10 min时达到最大.继续延长氧化时间，多孔膜孔径尺寸变化不大，但试样表面出现裂纹，多孔膜部分溶解.基体表面的接触角随着氧化时间的增加先减小后增加，在10 min时取得最小值，此时试样表面的粗糙度最大，植入体内后可快速诱导磷灰石形成.
（3） 随着阳极氧化电解液（H2SO4）浓度的提高，氧化膜中锐钛矿相和金红石相含量先增加后稍有降低，在H2SO4浓度为0.5 mol·L-1时达到最大，基体表面具有较小的接触角和较大的粗糙度；继续增加H2SO4浓度，试样表现出现裂纹，多孔结构被破坏.
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（编辑：丁红艺）
Ti合金 篇3
关键词：钛,医用生物材料,ECAP,超塑性,微观组织
钛和钛合金具有高的比强度和耐腐蚀性,是理想的医用植入材料。纯Ti根据其中O、N杂质浓度的不同分成4个等级,即CP1(Commercially pure)、CP2、CP3、CP4,强度依次由240MPa升高到550MPa,多应用于医用支架、手术刀等。另一种应用广泛的医用生物材料是Ti-6Al-4V ELI(Extra-low interstitial),其强度为800～1000MPa,应用于植入关节、牙科植入材料等高强度的场合[1]。然而长期处于人体环境中的Ti-6Al-4V会释放V和Al金属离子,产生细胞毒性,其中Al主要影响脑和阿兹海默氏脑脊髓病[2],V有很强的毒性效应,主要影响酵素系统[3]。另外,金属与骨头的弹性模量差异过大造成应力遮蔽(Stress shielding)现象,周围骨头因伍尔夫定律(Wolff′s law)渐渐产生骨质溶解而造成松脱。
近年来,有学者开发了无V、Al元素和低弹性模量的近Beta型钛合金[4,5],日本Niinomi课题组开发的Ti-29Nb-13Ta-5Zr合金[4],其固溶态合金的弹性模量只有56GPa,固溶处理和冷轧+时效处理后强度达到1000MPa[6]。然而大量合金元素的加入必然会带来成本的增加,且与现在的绿色制造和环境保护的要求背道而驰。因此,在牺牲弹性模量的前提下,为了达到提高强度的目的,可放弃合金化的方法,而采用细化晶粒的方法。
强塑性变形可以细化金属的晶粒。强塑性变形法包括等通道挤压、多向锻造、高压旋压、累积叠轧和搅拌摩擦加工等,其中等通道挤压(Equal-channel angular pressure, ECAP)法得到了特别的关注[7,8],是因为经过多年的数据和经验的积累,人们逐渐发现ECAP法可处理尺寸相对较大的材料,处理一种Al合金棒材的最大直径达到100mm[9];ECAP法应用于结构材料的范围更加广泛,一般具有一定塑性的金属均可作为对象; ECAP工艺过程相对简单,所用设备在实验室条件下可以较容易获得。由于以上优点,而且ECAP处理后的材料具有较好的力学性能和生物相容性,近年来有关ECAP工艺和细晶化改性的研究成为热点[10,11],ECAP细化钛和钛合金的晶粒以及纳米晶粒钛的抗疲劳性、耐腐蚀性和生物活性的研究获得了长足进展。
1 ECAP法及研究进展
ECAP的装置如图1所示。金属在一定外加应力的作用下,在通过弯道时发生剧烈剪切变形,微观组织中引入大量的位错,并形成胞状组织,经过多道次的处理获得具有高倾角晶界的细晶组织,晶粒尺寸为200～500nm,其取决于原始组织和金属的种类[8]。试样在下一道次开始前,沿自身的对称轴旋转不同的角度意味着不同的路径,即A路径的道次间试样无转动;Ba路径,试样向相反的方向转动90°;Bc路径,试样向相同的方向转动90°;C路径,试样转动180°[7]。ECAP每道次引入的应变与等径通道拐角Φ和外角Ψ有关,N道次引入的应变为[12] :
undefined
ECAP法不仅适用于棒材,将模具加以改进还可以适用于板材、线材等[13,14,15,16,17]。图2为ECAP处理厚板材(厚度大于等于5mm)的示意图,板材晶粒细化到0.9μm,路径和道次影响ECAP处理板材的织构演变,通过控制ECAP处理的道次和路径,可控制板材织构[14]。图3为ECAP处理线材的过程示意图[18,19],圆线材在进入模腔的起始阶段后,截面由圆形转变为方形,依靠模腔与线材间的摩擦力,线材在轧辊的带动下通过模腔和后部的类似ECAP装置,细化晶粒。
2 ECAP处理CP-Ti的微观组织变化
D. H. Shin[20]研究了350℃时ECAP处理的CP2-Ti的微观组织和变形机理,发现在第一道次ECAP过程中,主要发生了密堆六方结构(hcp)的孪晶变形。图4(a)为细密的带状组织,这种带状组织沿某一方向整齐排列;图4(b)为选区的衍射图,该带状组织是undefined孪晶组织。而第二道次的微观结构根据ECAP处理路径的不同显示出差异:A路径和C路径显示带状晶粒组织,而Bc路径显示等轴状晶粒组织。D. H. Shin认为在第二道次的变形中位错滑移是主要的变形机制,在原孪晶内部位错密度增加。位错滑移的方式依赖于变形路径,C路径变形为a和a+c柱面位错滑移,A路径变形为基面a位错滑移,而Bc路径变形为a柱面位错滑移。
3 ECAP法细化晶粒提高CP-Ti的强度
采用350～450℃的多道次ECAP处理,Ti晶粒能够细化到200～500nm[21,22,23,24]。图5为不同路径第二道次ECAP处理CP2-Ti的TEM图。由图5可知,采用多道次的Bc路径ECAP处理,晶粒细化的效果最好,晶粒形状接近等轴状。表1为ECAP处理Ti的力学性能。由表1可以看到,经过8道次ECAP处理后,粗晶Ti的最大拉伸抗力由460MPa提高到710MPa,但仍未达到Ti-6Al-4V的程度(为800～1000MPa);在ECAP处理后加入冷轧处理,则Ti的强度进一步提高,趋于Ti-6Al-4V的强度水平; ECAP道次由8次增加到12次,强度没有明显的增加,但是延伸率提高。仅采用冷轧法对Ti进行细晶处理时,在35%的冷轧后延伸率下降到1%,而延伸率的明显降低对Ti的韧性是一大损害[21]。
4 ECAP处理后CP-Ti的抗疲劳性和耐腐蚀性
在长期人体的环境中,植入材料受到周期性外力的作用,因此作为植入材料具有良好的抗疲劳性非常重要。Kim等[25]检验了ECAP处理Ti的疲劳性能,并与粗晶Ti进行了比较,结果发现,具有亚微米晶粒的Ti的疲劳极限应力是相应粗晶材料的1.76倍,然而,ECAP处理Ti的疲劳缺口敏感性增加。Kim认为这是由于特征微观组织的尺寸大幅减小导致裂纹扩展的速率增大所致。
Nieondorf等[26]检验了Ti的晶粒尺寸和分布对Ti的疲劳性能的影响,分别对粗晶Ti、ECAP处理Ti和粗细晶混杂Ti进行了疲劳试验(图6),发现在全应变控制的循环载荷作用下,细晶Ti的疲劳表现好于粗晶Ti和粗细晶混杂Ti,这主要归功于随晶粒尺寸的减小,局部裂纹减少,每次循环的能量耗散减少。
为了检验ECAP处理Ti的耐腐蚀性,A. Balyanov等[27]进行了ECAP处理Ti在HCl和H2SO4溶液中极化曲线测定的实验,同时也进行了在腐蚀液中腐蚀后的失重试验。结果发现,经过ECAP处理的细晶Ti在HCl和H2SO4溶液中的抗腐蚀性明显好于粗晶Ti,其原因是细晶Ti的晶界面积增大、位错增多,在腐蚀液中能够在表面很快产生钝化层,而不纯物在晶界的聚集会提高粗晶Ti的腐蚀速度。
5 生物活性
生物活性是指植入材料与周围人体组织的整合性。当植入体暴露于人类的体液、蛋白质和各种细胞中时,在植入体和组织之间发生生物反应,这种反应反映了植入材料在人体内部的接受程度,具有优良生物活性的植入体能促进周围细胞和骨组织的发育和生长,从而保证了与人体的良好整合性。用Ta、Nb和Zr等元素代替V和Al可增强Ti合金的生物活性[28,29,30,31],在钛合金中Ta元素的加入明显减少了有害金属离子在体液中的释放,增强了细胞的生长和活性[28]。Okazaki等[29,30]的研究证明Ti-15Zr-4Nb-4Ta β型钛合金周围体细胞的生长速度快于Ti-6Al-4V,Niinomi[31]也指出Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr的生物活性优于Ti-6Al-4V,另外,值得一提的是经过细晶处理的CP2-Ti周围鲜活细胞的附着性明显好于粗晶CP2-Ti[32],归功于晶粒细化使晶界表面能增加。
6 ECAP处理Ti和Ti合金的超塑性
超塑成形是热塑性加工方法之一,超塑成形的塑性好、成形力小,具有近净成形、整体成形的优点,尤其对于难加工、高强度材料,采用超塑成形法不失为一种有效的材料加工方法。获得超塑性需要材料的晶粒尺寸在变形温度保持稳定,不发生明显的晶粒长大。
经过ECAP处理的Ti具有亚微米级的晶粒尺寸,为具备超塑性创造了条件,然而亚微米的晶粒能态高,晶粒长大的驱动力较大,因此需要检验细晶Ti在高温的晶粒热稳定性。ECAP处理Ti在后续的热处理过程中,其硬度在450℃存在明显的下降[21]。ECAP处理CP-Ti在450℃以下的变形机制是溶质云对位错运动的拖拽作用[33,34]。目前还没有ECAP处理CP-Ti在更高温度时晶粒长大动力学的报道,但是Gil等[35,36,37]研究了粗晶CP-Ti在α-Ti(700～800℃)和β-Ti(900～1100℃)相区的晶粒长大动力学,发现在β相区的晶粒长大系数大于在α相区的晶粒长大系数;由于Pd的加入,Ti-0.2Pd钛合金在α相区的长大系数为0.15,只有CP-Ti的长大系数(0.35)的1/2[35],其原因是聚集于晶界的Pd对晶粒长大的拖拽作用[35]。由于Ti-0.2Pd在α相区固溶处理后快冷到室温的微观组织有针状α′相析出,产生马氏体转变[38],所以有关Ti-0.2Pd的晶粒长大动力学和有关微观组织还需要进一步研究。
Valiev[39]和Ko[40] 等研究了ECAP处理Ti-6Al-4V ELI的低温超塑性。经过ECAP和后续挤压处理,Ti-6Al-4V的晶粒尺寸为400～600nm,在500～600℃温度区间,以10-4s-1的应变速率变形,变形后的试样和微观组织如图7(a)所示,在600℃延伸率达到240%,变形后的晶粒尺寸为500nm,晶粒长大不明显;在800℃以10-2s-1的应变速率变形,延伸率达到516%,变形后的晶粒尺寸为4μm(见图7(b))[39]。
从以上的实验结果可以看到,通过ECAP法细化晶粒,不仅可以提高Ti合金的强度,而且超细的晶粒组织为低温超塑变形提供了条件,更重要的是在低温超塑变形后,Ti合金的晶粒尺寸无明显长大,从而保证了成形后力学性能的稳定。图8是以ECAP处理CP4-Ti(长度为150mm)为原材料经过超塑成形获得的长条形CP4-Ti(长度达到1500mm),将应用于高性能的医用生物材料。
7 结语
Ti合金 篇4
Ti基合金作为传统的结构材料具有良好的耐腐蚀性、优异的生物相容性和高强度及低密度等特性。工业纯钛和Ti6A14V合金广泛用于制造生产对苯二甲酸、尿素、乙醛、丙酮、氯气和乙酸等化工产品的设备;在石油精炼、纤维着色、纸浆制造和金属电镀设备中也是不可少的。为改善在高氯离子浓度介质中的抗缝隙腐蚀能力,发展了Ti0.2Pd和Ti0.8Ni0.3Mo合金。在浓度为20%的盐酸中,工业纯钛在60℃下的年腐蚀速率为25.6 mm,而Ti0.2Pd合金只有0.255 mm,相差约100倍。Ti0.8Ni0.3Mo合金还具有更好的高温强度,适合在高氯离子浓度和高温下使用,这类合金在近海油田、海水淡化和海洋生物人工养殖等领域中获得了广泛的应用。随着航空航天及生物医药等领域的飞速发展,对轻质钛合金的需求也不断增加,而且对Ti合金性能提出了更为苛刻的要求,因此新型Ti基合金不断被开发,如Ti3Al基及TiAl基金属间化合物,其具有更高的比强度和更为优良的耐腐蚀性,在航空航天、化学工业、医药工程等众多领域得到了广泛的应用[1,2,3]。早在20世纪40年代末期,Bathe和Leventbal等首先将Ti作为生物植入材料应用与医学领域,20世纪70年代后Ti合金作为生物植入材料开始得到广泛的应用[4]。
目前国内外广泛使用的生物体医用材料钛合金,大多数都是含Ni、Al等具毒副作用的元素,为了更好地研究不含有毒元素的Ti的生物记忆合金,像Ti-Mo-Zr,Ti-Mo-Nb和Ti-Nb-Sn等一系列的含Ti的生物体医用合金已经开始研究[5]。彭森等发现添加少量的Sn可以显著提高Ti合金的强度以及耐腐蚀性[6],在生物Ti合金中加入Sn就能够有效地克服Ti合金耐磨性较差的缺点。贵金属是最早用于生物材料的金属材料之一,但由于价格昂贵等原因并没有得到广泛的应用。直到19世纪末期,人们才将大量的金属材料以及贵金属材料广泛用于医药生物领域。由于Ag具有良好的杀菌功能,且Ag的杀菌具备广谱抗菌、持久性好、不产生耐药性等优点[7],所以将Ag添加到生物Ti合金中,来提高Ti合金作为生物合金的综合性能。
由于Sn和Ag都有作为生物材料的基础,Ti合金又是生物体医用合金的主要材料之一,所以本论文通过研究合金元素Sn和Ag对Ti基合金的显微组织及抗腐蚀性能的影响,探索提高Ti基合金抗腐蚀性能的方法,为制备出具有较高综合性能的Ti基合金提供理论依据和新的方法。
2 实验过程
实验合金采用Sn (99.99%),Ti (99.9%),贵金属Ag(≥99.5%)作为原材料,配置3个不同成分的合金(#1-Ag6Ti64Sn30,#2-Ag19Ti61Sn20,#3-Ag15Ti69Sn16),在氩气作为保护气体的条件下,用非自损耗型真空电弧炉进行熔炼,熔炼成纽扣状。将纽扣状的样品合金密封在抽过真空后的石英玻璃管中,进行长时间低温保温后,置于冷水中冷却。淬火后的合金样品分成两部分,一部分用玛瑙研钵研磨成粉末状,用布鲁克(AXS) X射线衍射分析仪扫描分析;另一部分用XQ-1镶样机镶嵌块状合金,以便于打磨抛光,抛光成镜面的合金能够在光学显微镜下观察到不同衬度的相均匀分布在合金表面,通过扫描电子显微镜确定不同衬度的相中各元素原子质量比值。
3 实验结果及讨论
图1是3个合金的SEM图像。具体的成分如表1所示。其中Ag15Ti69Sn16和Ag6Ti64Sn30合金中有三种衬度,即为三相共存。白色衬度是Ag单质。由于在制备合金样品的过程中有一定量的元素损耗,所以合金通过SEM所确定的原子比与实际配样时有一些差异。通过SEM来确定实际的原子百分比分别为Ag8.99Ti72.11Sn18.9,Ag4.96Ti66.24Sn28.76和Ag12.99Ti64.94Sn22.07,其中衬度较深的相我们认为是Ti3Sn。Ag8.99Ti72.11Sn18.9合金中可以看出,Ag原子替代了Sn原子,使得Ag的原子比与Sn的原子比之和基本上是Ti原子的1/3。
随着Sn的含量的不同,相的组成也在发生变化。当Sn=6.9 at.%时,合金是α-Ti+Ag两相共存;当Sn=18.9 at.%时,合金为α-Ti+Ag+Ti3Sn三相共存;当Sn=22.07 at.%时,合金为Ag+Ti3Sn两相共存;当Sn=28.76 at.%时,合金为Ag+Ti3Sn+Ti2Sn三相共存。而且随着Sn的含量的不断增加,Ti基越来越少,直至Sn增加到22%左右,Ti基完全消失,合金中的Ti和Sn完全结合,形成Ti3Sn相。晶体组织形貌也会随着Sn的增加而发生改变。当Sn的含量达到30 at.%左右时,其晶体形貌与前面3个样品有明显的差异,在Sn的含量少于30 at.%时,其晶体结构基本都有一定的形状,而且相与相之间的界限也是非常的清楚,但当Sn=30 at.%时,相界依然也比较明显,但晶体基本已经没有规则的形状。
(#1 Ag6Ti64Sn30,(#2)Ag19Ti61Sn20和(#3)Ag15Ti69Sn16合金的铸态光学组织如图2所示,图2(a)、(b)和(c)分别是#1、#2和#3合金腐蚀前的光学显微镜照片。图2(d)、(e)和(f)分别是#1、#2和#3合金经腐蚀后的光学显微镜照片。
当合金中Sn的含量少于一定值时,如Ag26Ti67Sn7,合金中Ag和Ti全部以游离态形式存在,合金中少量的Sn完全固溶到Ag和Ti单质中,相比之下,Ag和Sn在Ti中的固溶度较大,而Ti和Sn在Ag中固溶度相对要小得多,合金中Sn的含量较少,全部固溶到Ti和Ag当中,而没有任何一种金属间化合物产生。Ag-Ti,Sn-Ti和Ag-Sn二元相图给出在低温下彼此的固溶很小,而在本次实验中加入第三种元素后固溶度范围有所增大,所以有理由推测,二元体系掺杂另外一种元素可以增大固溶范围。
4 结论
在Ti合金中加入不同含量的Sn和Ag时,由于Ti和Ag在高温时发生包晶反应,导致Ti和Ag从高温快速冷却的过程中没有足够的时间形成化合物。因此在铸态合金中,无论Ag含量如何变化都不能与Ti形成金属间化合物。Ag具有杀菌性,且能够均匀地分布在Ti合金中,因此Ti合金中加入少量的Ag有可能提高合金的杀菌性能,成为医用材料的理想添加元素。随着合金中Sn含量的不同,合金的基体相发生改变。Sn含量小于20 at.%时,合金中的Ti部分或全部以单质形式存在;而当合金中Sn含量大于20 at.%时,Ti将不能以游离态形式存在,全部与Sn反应形成Ti-Sn间的金属化合物。研究结果显示,Sn元素的添加能在一定程度上提高合金的抗腐蚀性能。
摘要：通过光学显微镜(OM)、X射线衍射分析仪(XRD)和扫描电子显微镜(SEM)研究Ti基Ti-Sn-Ag合金的微观组织结构,并对合金的抗腐蚀性能进行初步探究。实验结果显示,Ti基Ti-Sn-Ag合金中的Ag元素主要以游离态形式存在,而Ti和Sn元素可以形成Ti-Sn二元金属间化合物,并且Ti-Sn金属间化合物的结构类型由合金中Ti和Sn之间的原子比决定。当Ti与Sn的原子比为64:30时,合金中存在Ti3n和Ti2Sn两种金属间化合物;当Ti与Sn的原子比为69:16时,合金中只存在Ti3Sn一种金属间化合物;当Ti与Sn的原子比为67:7时。Ti与Sn元素之间并不能形成金属问化合物,但有少量的Sn元素分别固溶于Ag和Ti基体中。研究结果显示Sn元素的添加能在一定程度上提高合金的抗腐蚀性能。
关键词：钛基合金,微观结构,抗腐蚀性
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Ti合金 篇5
钛及其金属合金是军工、航空航天、石油化工中必不可少的原材料。其本身具有小密度、比重低、耐腐蚀、耐高温、高强度等众多优点。采用钛合金制作的器件可以经受高温的洗礼, 可以明显提高原构件的物理性能, 钛合金本身也是未来航空领域的重要原材料之一, 是国际科研项目的热门项目之一。
目前已经广泛使用的高温钛合金主要包括BT36、IMB834和Ti1100, 其主要的拉伸强度已经由原来的300-400MPa提升到1000MPa, 耐温性也有300℃大幅度提高到600℃左右, 这就大大增强了钛合金在极端气候中的生存能力。本文主要介绍钛合金在高温状态下的界面反应情况, 让更多的人了解这种高科技金属。
2 高温钛合金的发展
早在二十世纪50年代初已经研究出来了Ti-6Al-4V, 这种材料仅仅可以承受住350℃左右的温度, 这对于实际使用还是远远不够的, 随后在60年代, 世界其他发达国家也陆续研制出更先进的IMI-679、IMI-685、Ti-6248等合金, 这是可耐温度已经提升到450℃以上;紧接着又研制出IMI-82、IMI-834等新的型号, 这其中以美国的Ti-1100最为出众这种钛合金具有很少量的钼, 而且在现场测试中也仅仅含有少量的铁和氧, 这就保证了该合金的成分保持最佳的平衡状态。既有很大的拉伸性, 又拥有绝对坚韧的强度和高水准的的复原性, 其可承受温度也达到600℃以上。可以看出, 在现代工艺越来越完善的同时, 钛合金的高温反应发展情况却越来越艰难, 几乎每十年左右才仅仅能提高50℃左右。
我国在上世纪50年代开始着手研发钛合金及其附属材料, 目前在实际投入使用中的是TC4、Ti-679、TC11等新型合金, 并且已经在各项设施中投入使用, 得到良好的反馈。
3 钛合金高温反应
钛合金在经历高温的情况下, 能有很强的亲氧能力, 能与很多的化学元素进行化学反应, 但这种氧化过程中对钛合金本身有很大的损害, 严重削弱了钛合金本身的性能。所以在这次高温的钛合金实验中, 仔细观察钛合金表面的变化, 找除去氧化的方法, 防止钛合金在高温下丧失其性能。
实验设备:
(1) 高温燃烧坩埚
(2) 真空加热装置
(3) 高分辨率显微镜
(4) 电子扫描仪
(5) 真空隔离装置
(6) 电子天平秤
(7) 特殊材质的温度测量仪器
金属在高温反应下是一个极其复杂的过程, 在高温中钛金属会呈现出强烈的化学活动, 高温中杂质慢慢减少, 钛的纯度也在提升, 从固体到液体的过程是化学质变的过程, 反应完成后再凝聚成为新的合金金属, 其分子结构也发生了不小的改变。
首先将准备好的钛合金放到容器中并添加一些必要的附加物, 在容器中倒入适量的水, 再将坩埚进行加热, 在达到500℃左右时, 用电子天平秤称重, 保证每次试验的钛合金都能过足量, 将钛合金Ti-1100放入到容器内, 密封与空气隔绝, 再不断加热容器底部, 观察钛合金的反应。通过对不同容器的测试统计界面的反应程度, 可以看出, 容器的稳定性越强, 与钛合金的化学反应也越强烈。如左图:
在温度升高过程中, 在钛合金交界处, 容器与合金发生强烈的冲突, 钛元素向容器元素扩散, 同时耐温材料也向钛合金本体扩散, 这个过程是一个双向互溶过程, 容器元素在钛合金表面形成保护膜, 可以看出来, 不同的材料与钛合金发生反应并不是各个阶段同时进行的, 也不是全领域一起发生的, 有反应强烈的地方也有反应微弱的地方。
4 实验结论
(1) 钛合金在高温下表现出活跃的氧化活动, 可以与很多化学物质发生反应, 形成更加复杂的高温合金, 但需注意化学反应过程中含铁和碳的量减少, 保证合金本身的强度。这样形成的新型合金是未来航空航天领域的关键材料。
(2) 钇元素作为实验容器的原料时不与高温熔融的钛合金发生反应, 所以可以将钇元素作为高温锻造钛合金的高温耐火材料, 但需注意钇元素本身昂贵, 注意控制锤炼高温合金的生产成本, 提高生产率。也可以考虑尝试利用其它的化学原料代替钇元素。
(3) 氧化钙作为实验容器时, 在界面处与钛合金发生剧烈的化学反应, 并且钛合金会溶于水中, 形成固体物质, 温度的升高, 氧化膜的成分就越多并且氧的流动方向向内部扩散, 形成氧化集中区域。可以看出, 氧化钙不适宜做熔炼和提取钛合金的高温耐火材料, 因为氧化形成的保护膜并不具有保护能力, 在经过水溶质的渗透后, 影响了钛金属在高温情况下的合理使用。
(4) 在实验过程中可以发现, 随着温度的逐步升高Ti1100的氧化过程也越加明显, 在300℃左右时, 钛合金表面几乎不发生任何氧化现象, 在600℃-750℃时, Ti100表面会出现稀薄的氧化膜, 在950℃左右时, 钛合金表面出现大量的氧化表层, 并且呈现出不规律的状态, 表面看起来极不平均, 在1200℃以上时钛合金的界面处发生严重的氧化现象, 并产生新的氧化元素。由此得到结论, 钛合金的高温锻造过程伴随着吸收氧的活动, 温度越高这种反应就越强烈, 如何在高温下解决钛合金杂质增多的问题, 也是今后航空航天领域的一个重点课题。
(5) 实验证明, 硅元素在Ti110的高温锻造中有着非常重要的地位, 在以硅元素作为实验容器的过程中, 钛合金与其发生化学反应, 提高了合金在高温状态下的稳定性, 增加了合金的强度。少量的硅元素也可以提高钛合金的抗氧化性, 防止钛合金在高温下于空气中的氧气进行交互。
(6) 经过试验可以知道, 熔模铸造这种工艺比一般的石墨铸造更适合生产界面光滑, 完整度高的零件。例如高速发动机的主要零件, 因为钛合金的金属活泼性比较大, 所以需要在低温冷冻中采取冷水坩埚的模式, 这样铸造出来的钛合金零件更加稳定, 质地也更加纯正。再经过燃烧之后, 使模块中的杂质剔除出去, 更加坚固, 更能承受住恶劣气候的冲击。
(7) 钛合金的耐腐蚀性也非常的强, 可以在水下浸泡多年而不改变金属结构, 保持原有的光泽。所以钛合金也是航海领域的一个优秀的原料, 如美国早在上个世纪就已经在舰船的表层增加钛合金的含量, 因为钛合金的亲氧性, 在空气中发生氧化反应, 并形成新的氧化膜保护舰船的表面不受腐蚀, 越来越多的国家开始重视钛合金在海军中的作用。
(8) 现在以后的钛合金虽然可以满足正常的需要, 在超高温状态下钛合金的化学稳定性还是很差, 一旦发生恶劣的环境变化, 会造成严重的事故。所以寻找新的化学元素添加到钛合金之中也是一个重要的研究课题, Ga、Nb、Pb等新的元素已经开始尝试与钛合金发生反应, 并且发现这些元素可以提高钛合金在某方面的性能, 但是侧重点不同, 这将使未来的一个新的趋势。
(9) 为了提高钛合金的强度, 在实验中增加具有某种稳定元素的强化剂, 可以保证其蠕变程度, 如Bi元素能在钛合金中起到细化作用, 同时也不能损失自身的高温稳定性和延展性。
参考文献
[1]孙枫.钛资源优势向钛产业链优势转变进行时[D].莫尼塔-稀有金属行业研究报告, 2011 (3) .[1]孙枫.钛资源优势向钛产业链优势转变进行时[D].莫尼塔-稀有金属行业研究报告, 2011 (3) .
Ti合金 篇6
在锌浴中添加Ni,Mg,Al,Mn,RE及Ti等微量元素,可以有效控制锌铁反应,改善锌浴的流动性,形成致密的氧化膜等[1],从而获得外观质量好、性能优异的热浸镀合金层,满足不同领域的要求。锌浴中添加Ni制备的Zn-Ni合金镀层的耐蚀性比纯锌热浸镀层有显著提高[2],同时,在耐氯化物腐蚀方面尤为突出[3]。RE添加到Zn-Al合金浴中,能降低合金浴表面张力,减少镀件的漏镀,也使镀件耐蚀性能得到明显的提高[4]。三元合金的应用研究较多,已有一些实现工业化,但受相图理论研究的限制,其相关的机理研究还比较不足,本工作也是初探性地研究新型的三元合金体系。添加Ti制备的Zn-Ti合金镀层,其表面形成了ZnO和TiO2氧化膜,能使Zn-Ti镀层耐腐蚀性能大大提高[5]。但是,Ti熔点高,极易氧化,在一定程度上会降低锌浴的流动性,增加锌耗,且还会影响镀层的外观质量。Al在锌浴中可显著提高锌浴的流动性[6,7],提高镀层外观质量。本工作在锌浴中添加微量的Ti和Al,制备Zn-Ti-Al合金镀层,并研究了镀层的耐腐蚀性能。
1 试 验
1.1 基材前处理
基材为Q235 A冷轧板,其中Si含量小于0.3%,尺寸为60 mm×40 mm×2 mm,工件经260 ℃烘烤除蜡除油,清洗后用15%稀HCl除锈处理,助镀后80 ℃烘干。助镀剂主要成分:120 g/L NH4Cl,150 g/L ZnCl2,温度50 ℃,助镀时间3 min。
1.2 热浸镀层制备
基材前处理后浸入融熔的Zn-Ti及Zn-Ti-Al合金中,锌浴温度460 ℃,浸镀时间2 min。
锌浴成分:锌浴中Ti含量分别为0.01%,0.02%,0.03%,0.04%,0.05%,0.06%,0.07%,0.08%,0.09%,0.10%,0.12%,0.14%,0.16%,0.18%,0.20%,Ti含量优化后加入Al的含量分别为:0.01%,0.02%,0.03%,0.04%,0.05%。Ti和Al的添加以中间合金(Zn-Ti和Zn-Al)的方式间接加入。
1.3 测试分析
电化学测试采用PS-268A型电化学工作站,试验采用三电极体系,参比电极为饱和甘汞电极、辅助电极为铂电极、工作电极为待测试样,面积为10 mm×10 mm,电解质为5%NaCl溶液;电极电位的扫描速度为0.1 mV/s,采样周期为1 s。
镀层的结构采用PHILIP XL370型扫描电镜进行分析。
中性盐雾试验采用YWX/Q-750型盐雾腐蚀试验箱,参照GB 10125-88执行,盐雾溶液为5% NaCl溶液,盐雾箱内温度为(35±2) ℃,24 h为一个试验周期,连续喷雾52个周期。
2 结果与讨论
2.1 中性盐雾试验
纯Zn浴中加入Ti后,镀层的平均腐蚀速率仅约为原来的1/3;同时加入Ti,Al后,镀层的平均腐蚀速率略有升高(见表1)。
Zn-Ti合金镀层平均腐蚀速率较低,可能是因为Ti的存在,使合金镀层表面形成了性能稳定、结合力强的TiO2保护膜。
Zn-Ti合金液中加入Al之后,镀层表面并未发现Ti,Al氧化物,可能是因为Ti和Al之间优先发生了合金反应,致使Ti和Al没有在镀层表面富集,出现其致密氧化物,可能产生了耐蚀性能稍弱的钛铝金属间化合物,从而使其耐盐雾腐蚀性能略有降低。这一点有待进一步验证。
2.2 电化学性能
图1为Zn浴中Ti含量对Zn-Ti镀层腐蚀速率的影响。
由图1可知:镀层的腐蚀速率与镀层中的Ti含量不是直线关系;随着Ti含量的增加,镀层的腐蚀速率成波浪状变化;当Ti含量达到0.12%之后,随着其含量的增加,镀层的腐蚀速率不断降低,理论上有利于提高镀层的耐腐蚀性能,但锌浴中过高的Ti含量,导致锌浴的流动性较差,不利于热浸镀成层及镀层外观质量的控制;Ti含量在0.04%~0.06%,0.08%~0.10%区间内镀层的腐蚀速率较低。
图2为2类镀层的电化学极化曲线。从图2可以看出,Zn-Ti镀层的极化曲线比Zn镀层发生了左移,阳极极化曲线发生了上移,说明Zn液中添加Ti后,Zn-Ti镀层的自腐蚀电位正移,极化电阻升高,腐蚀电流密度下降。特别是Zn-0.06%Ti镀层的自腐蚀电位较纯Zn镀层向正向移动了37.1 mV,腐蚀电流密度也减小了近40%。可见,Zn液中加入Ti元素后,抑制了Zn镀层的电化学腐蚀倾向。而Zn-0.06%Ti与Zn-0.07%Ti合金镀层的腐蚀电流密度较纯Zn层降低了近4 μA/cm2。
表2显示:随着Ti含量的增加,合金镀层的自腐蚀电位、腐蚀速率都发生了变化,但规律性不明显,含Ti量小于0.10%时,自腐蚀的偏正量较大,尤其以0.04%,0.06%时最为明显,其自腐蚀电位较纯锌镀层正移了35 mV以上;含Ti量超过0.10%之后,这种正移趋势就有所降低。
在此基础上,综合镀层的外观质量等因素,向含Ti量为0.04%,0.06%,0.07%的Zn-Ti合金镀液中添加Al,以期改善合金的流动性能及镀层的耐蚀性能,添加的Al含量以0.01%为单位。
在Zn-Ti合金镀液中加入Al后,对镀层的电化学腐蚀形貌没有明显影响。以Zn-0.06%Ti为例,加入Al后,根据表2和图3可以看到,Al的加入并没有进一步提高镀层的电化学参数,反而有一定的降低,可能是由于足够的Al与Ti在合金层中形成了Zn-Ti金属间化合物,没有在镀层表面形成致密的氧化膜保护;但随着Al含量的提高,镀层腐蚀速率又略微表现出下降的趋势。合金镀层组织结构较纯Zn镀层有了明显变化,这是导致合金镀层耐蚀性能提高的根本原因。
图4为不同热浸镀层的SEM形貌。由图4b可知,锌浴中添加Ti,δ相层(1号)较纯Zn浴镀层相对增厚,ζ相层(2号)却明显减薄,并且粗大的柱状ζ相细化,变得十分的致密,但在ζ相层和纯Zn层(3号)的界面处析出块状组织(4号)。当锌浴中Ti含量大于0.025%后镀层中析出Γ2相,Γ2相在足够的Ti含量下将通过吸收液相中的钛原子和ζ相前沿析出的Fe原子而迅速长大[3]。EDS分析表明该块状组织的化学组成为Fe2TiZn22,该组织的出现阻碍了Zn,Fe的扩散,抑制了ζ超厚生长[5],从而获得了致密的镀层组织,使得镀层耐蚀性能进一步提高。
由图4c可知,合金镀层的厚度不变,但块状析出相消失,并且致使中间合金镀层区分层不明显,传统理论中的ζ相层及δ相层都已经不存在,镀层主要包含η层(5号)以及结构较为致密的颗粒状扩散δ相(6号),而结构单一且致密的镀层减小了电化学腐蚀的可能性,从而使该镀层表现出优良的耐蚀性能。
3 结 论
(1) Zn浴中加入Ti元素后,Zn-Ti镀层的耐蚀性能较纯Zn镀层有很大的提高;同时在η层中出现了Ti的富集相Fe2TiZn22,并在镀层表面出现Ti的氧化物,两者共同作用是Zn-Ti合金镀层耐蚀性能提高的主要原因。
(2) Zn-Ti合金中加入Al元素后,Fe2TiZn22块状组织消失,未见镀层表面有Ti,Al氧化物,但形成结构单一、致密的镀层,减小了电化学腐蚀的可能性,从而使该镀层表现出优良的耐蚀性能。
摘要：针对三元合金耐腐蚀机理研究不足的问题,制备了Zn-Ti和Zn-Ti-Al热浸镀合金层,运用电化学极化、中性盐雾试验等方法对比研究了2种镀层的耐腐蚀性能。结果表明:Zn-Ti合金镀层平均腐蚀速率仅约为纯锌镀层的1/3;合金镀层自腐蚀电位正移,其中Zn-0.06%Ti镀层的自腐蚀电位较纯Zn镀层正移了37.1mV,腐蚀电流密度也减小了近40%,Zn-Ti-Al镀层耐蚀性能降低不大。加入微量Ti可明显改善镀层的耐蚀性能,而Al的进一步增加虽可以改善合金流动性能,但对镀层耐蚀性能的提高不明显。
关键词：Zn-Ti-Al镀层,Zn-Ti镀层,热浸镀,耐蚀性能,流动性能
参考文献
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[6]Marder A R.The metallurgy of zinc-coated steel[J].Pro-gress in Materials Science,2000,45(3):191~271.
Ti合金 篇7
Ti600是中国自行研制的一种近α高温钛合金,由于其良好的综合性能,尤其是蠕变性能优良,能在600℃以上长时间使用,有望成为新型航空用材料[3,4]。然而,目前针对Ti600合金的研究多集中在对材料本身的研究[3,4,5],关于其连接的研究报道甚少。本工作以Ti600为实验对象,进行其置氢扩散焊工艺探索,研究工艺参数对界面孔洞弥合率及接头组织的影响,测试其力学性能并分析断口特点,为该种材料的工程应用提供一些技术支持。
1 实验材料及方法
实验材料为Ti600合金,属Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金,尺寸为30mm×30mm×2mm。焊前采用置氢工艺,得到含氢量CH(质量分数,下同)为0.4%的置氢Ti600实验材料。采用机械及化学方法去除待焊面氧化膜,经砂纸打磨及超声清洗后,采用自制真空炉进行焊接。焊后采用线切割方法切取接头试样,采用金相显微镜观察接头微观组织及界面结合情况,通过比较置氢与常规Ti600(CH=0%)的焊合情况探索Ti600置氢扩散焊的特点。
界面孔洞弥合率是衡量扩散焊接头质量的一个重要指标,弥合率越高,则焊接质量就越好;但实际上进行大面积扩散连接时,很难达到100%孔洞弥合。实验采用以下公式计算弥合率,检查其焊接质量。
式中:L为弥合率;L0为焊接剖面上焊缝长度;L1为未焊合及缺陷的各段总长度。
2 结果与讨论
2.1 连接工艺参数对界面孔洞弥合率的影响
扩散连接界面孔洞的弥合是三个主要的扩散连接工艺参数(温度、压力、时间)共同影响的结果,本工作采用固定两个参数,改变另一个参数的方法研究工艺参数对孔洞弥合率的影响。图1为不同焊接温度对应的接头组织。比较置氢前后的微观组织,可以看到,Ti600微观组织由变形拉长条状的初生α相和少量β相组成;由于氢元素的加入,晶粒得到细化,同时微观组织变暗,这是由于发生相变,致使黑色的β相晶粒数
量增多,而白色的α相数量减少所致。
图2为工艺参数对界面孔洞弥合率的影响。图2a为焊接温度与弥合率的关系曲线(60min,5MPa)。如图显示,无论是常规还是置氢Ti600合金,其界面孔洞弥合率都随着温度的升高而增大,这是因为温度升高,原子获得的能量越高,在界面相互扩散得更加充分,结合状况良好;同时高温使Ti600合金有一定程度软化,促使连接面接触更加紧密。在相同的焊接温度下,置氢Ti600的孔洞弥合率明显高于常规Ti600。875℃时置氢Ti600的孔洞弥合率已接近100%,接头
大部分区域出现垮界面的共同晶粒,连接界面已基本消失(图1e);继续增加温度,孔洞弥合率变化不大,但过高的焊接温度会引起母材性能的恶化,故焊接温度不能无限提高;常规Ti600在875℃时接头存在明显的连接界面(图1b),要在900℃时才接近完全焊合(图1c)。保温时间及压力对界面孔洞弥合率的影响与温度类似(图2b),随着保温时间的延长和焊接压力的增大,界面孔洞数量减少且尺寸变小,其弥合率增加;在相同实验条件下,置氢Ti600的弥合率要高于常规Ti600;当焊接温度为875℃,保温时间60min,压力为5MPa时,置氢Ti600能够实现良好扩散结合。
Ti600合金经过氢处理后组织得到细化;另外,氢原子能够加速合金中原子的扩散速度,这是在相同规范下,置氢钛合金扩散焊接头孔洞弥合率明显高于常规钛合金的原因。细化的晶粒易产生转动与滑动,有利于接触界面局部接触点的蠕、塑性变形;另外,细化的晶粒能提供更多的晶界,故晶界扩散的原子数目亦会增加;再加上氢元素能够加速原子扩散,以上因素综合就有利于孔隙体积的减小及孔隙闭合所需时间的缩短,故界面孔洞弥合率增加。
2.2 力学性能测试及断口分析
采用优化的焊接工艺:875℃,60min,5MPa,进行置氢及常规Ti600合金的扩散连接,按国标加工成标准试样测试接头的室温抗拉强度,每种接头强度取三个试样的平均值,结果如表1所示,在实验条件下,置氢Ti600扩散焊的接头强度已达到同等条件下母材强度(1060MPa)的96%,断裂发生在焊缝处,而同等条件下常规Ti600的扩散焊接头强度仅为母材强度的85%。
置氢Ti600试样断裂前产生塑性变形,断口边缘有明显的剪切唇,微观特征由大小不均的深韧窝及撕裂棱组成,属于韧窝和部分类解理混合断裂(见图3);常规Ti600试样断裂前没有发生明显的塑性变形,宏观断口较平整,微观特征为:表面主要由较浅的韧窝组成,有沿晶断裂的特征,几乎不存在撕裂棱,接头塑
性明显低于置氢钛合金(见图4)。
3 结论
(1)氢的加入能够细化钛合金晶粒及加速原子扩散,这是在相同条件下置氢Ti600扩散焊界面孔洞弥合率高于常规Ti600的原因。
(2)焊接温度、保温时间、焊接压力直接影响置氢Ti600扩散焊界面结合状况。随着焊接温度升高,保温时间延长,压力增大,扩散焊界面孔洞数量逐渐减少且尺寸变小,界面结合质量提高;但是过大的工艺参数(焊接温度、保温时间、压力)会导致母材性能恶化。工程应用的扩散焊工艺参数的选择应有一定范围。
(3)当焊接温度为875℃,保温时间为60min,压力为5MPa时,能够实现置氢质量分数0.4%Ti600合金的良好扩散连接,界面孔洞完全弥合,拉伸强度高达1013.32MPa,为等条件下母材强度96%。
参考文献
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Ti合金 篇8
低温喷雾射流技术是一门新兴的绿色制造技术,它集低温气液两相强对流、射流冲击、充分汽化三项强化换热优势于一身,能够实现少量切削液高效冷却加工,避免了传统切削液浇注冷却污染环境的弊端。目前国内外学者对低温喷雾射流技术的研究逐渐增多,例如,An[1]等通过试验证明了低温喷雾射流切削可以成倍地提高切削区域传热系数,降低切削温度,提高刀具耐用度。
另一方面,阻燃钛合金Ti40是一种新型稳定β相钛合金,主要应用于制造具有高强度、高韧性和阻燃特性的高推重比航空发动机压气机机匣零部件。它可以承受高温高压作用,同时最大程度地降低钛火现象的发生。但是,钛合金由于具有切削温度高、刀屑接触面积小、易粘刀等加工特性,是公认的难加工材料之一,尤其是β相钛合金更难加工。尽管国内外对钛合金材料的铣削机理已进行了大量研究[2,3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,13,14,15,16,17,18],其中不乏绿色切削钛合金的研究,但距离彻底解决钛合金的切削加工难题仍有不少问题需要突破。
鉴于此,本文针对阻燃钛合金Ti40材料,采用了两种冷却方式(包括油冷浇注和低温喷雾射流)对其进行 铣削试验,对比研究 冷却方式 对Ti40材料铣削加工刀具磨损行为的影响,分析了刀具磨损机理。在确认低温喷雾射流冷却方式优势的基础上,建立了刀具铣削温度模型,并进行了试验验证。
1试验方法及试验系统
1.1试验材料
工件材料为Ti40阻燃钛合金,是一种由V、Cr和Si固溶强化的Ti-V-Cr高合金纯β型钛合金,其化学成分见表1。工件材料的热处理状态为固溶 + 时效。硬度 为HRC29~36。常温下Ti40的主要物理力学性能见表2,其在不同温度下的力学性能见表3。可以看出,它是一种高温纯β型钛合金,具有较好的高温力学性能以及高温阻燃特性,因而切削该钛合金时,刀刃切削区温度高,承受的压力大,刀具磨损严重。
%
1.2试验条件及方法
1.2.1试验条件
试验机床为XS5040立式铣床,采用三维视频显微镜记录和测量刀具磨损。使用的冷却润滑剂为30号机油和煤油混合油,体积比为3∶1。采用CVD耐高温涂层Ti(C,N)-Al2O3 硬质合金刀具,直径为25mm,刀尖圆角半径为3.1mm,切削前角为22°,后角为15°,轴向倾角为12°。综合考虑材料去除效率和刀具耐用度,试验采用切削用量如下:铣削速度v=80 m/min,径向切宽ae=1mm,轴向切深ap=3mm,每齿进给 量fz=0.1mm。
1.2.2试验方法
试验采用单齿,顺铣。采用油冷浇注和低温喷雾射流两种冷却方式。采用夹丝半人工热电偶法测量铣削温度,使用NIUSB-6211多功能数据采集卡采集温度信号。采用三维视频显微镜(型号为KH7700)测量刀具 磨损量,采用扫描 电镜(型号为HitachiS-3400NⅡ)进行刀具磨损形态观测。
对工件材料铣削加工过程中的后刀面磨损值VB进行跟踪测量,在磨损较均匀的位置测量三次后取平均值,即VB=(L2+L3+L4)/3,如图1所示,L1为磨损前的切削刃所在位置,L2、L3、L4为切削刃磨损后的三处测量值。测量时间的间隔根据刀具磨损发展速度的快慢进行适当调整,测量过程一直持续到刀具达到相应的磨钝标准为止。刀具磨 钝标准取后刀面平均磨损值VB =0.2mm。
1.3低温喷雾射流系统
低温喷雾射流系统如图2所示。高压气体经过调压阀调整后一路进入冷却枪1成为低温气体,随后进入到气动雾化喷嘴2的气体入口端,另一路进入密封良好的容器3内,由气压压出溶液,进入气动雾化喷嘴2的液体入口端。高压气体和液体在喷嘴喷口外部混合,产生低温喷雾射流。系统中气路一端设有气流调节阀,用以调节气路中的气流量,同时气路中冷却枪的气温调节阀用于调节气体压力和温度,调节后低温气体压力为0.2~0.5MPa,低温气流温度范围为-10~5℃。液路一端通过气动雾化喷嘴流量调节阀调节冷却润滑液的使用量。喷嘴喷射方位可调并定位在与进给方向成135°的角度,靶距可调。
2试验结果与比较
2.1冷却润滑方式对刀具磨损的影响
为研究不同冷却润滑方式下铣削刀具的磨损过程,通过三维视频显微镜跟踪测量刀具后刀面磨损情况,得到图3所示的后刀面磨损量随铣削时间的变化曲线。本试验铣削过程中,油冷浇注冷却油的使用量为1860mL/min,低温喷雾射流气体压力为0.5MPa,液体压力为0.5MPa,液体流量为96mL/min,靶距为10mm。喷嘴冷却润滑后刀面。
Ti40阻燃钛合 金不仅弹 性模量小,热导率小,而且高温下的强度下降很慢,此外,高温下的断裂韧性不降反升,因而切削温度很高。高温导致硬质合金刀具工作环境恶劣,刀具耐用度很低,必须采用在刀具表面涂抹涂层以提高高温耐磨性。由图3曲线可明显看出低温喷雾射流方式下刀具耐用度较油冷浇注高1倍。主要原因在于,低温喷雾射流冷却过程中,低温喷雾射流雾滴密度很高,雾滴粒径小且具有较大的冲量,冷却润滑介质比浇注冷却更容易充分地进入切削区域,热导率较高,由此降低了切削区温度,同时高速氮气流减小了刀具与工件间的摩擦,刀具涂层不易过早剥落,冷却与润滑行为同时作用,大大降低了刀具磨损速率,提高了刀具耐用度。难加工材料加工过程中,由于低温喷雾射流雾滴粒径更小,更易进入切削区,通常能够起到较好的润滑作用,使得刀具磨损较均匀。因此,阻燃钛合金Ti40铣削过程中虽然铣削温度过高,但低温喷雾射流能够有效降温,导致切削刀具温度保持在相对较低水平,刀具磨损减缓,刀具耐用度远高于油冷浇注的刀具耐用度。
铣削过程中,刀具切削温度越高,切出后冷却降温幅度越大,Ti(C,N)-Al2O3 涂层剥落就越剧烈,如图4所示。可以看出,油冷浇注条件下刀具后刀面磨损严重,这是因为油冷浇注冷却下切削区的冷却油在铣削高温下发生沸腾,后续的切削液不能及时进入切削区域,切削温度较高,而在低温喷雾射流冷却下,前刀面涂层剥落较明显,这是因为该冷却条件下刀具后刀面切削温度急剧降低,前刀面的Ti(C,N)-Al2O3 涂层与硬质合金基体由于热膨胀系数不同,结合部产生较大的热应力,进而生成裂纹,裂纹不断扩展,最终导致剥落;但是在低温喷雾射流条件下,后刀面涂层看不到明显剥落现象且后刀面磨损带宽度差异较小,刀具磨损形貌较油冷条件下得到明显改善。对切削刃部A区域进行EDS能谱分析,从元素分析结果来看,刀具基体 成分主要 包括:W元素占66.80%,C元素占25.48%,Co黏结剂占7.72%,没有检测到Ti、N、Al元素,表明此处刀具表面的Ti(C,N)-Al2O3 涂层已剥落。
2.2最佳喷雾射流参数的优化
由上述试验结果可知,相对于油冷浇注冷却润滑方式,低温喷雾射流冷却方式不仅大大提高了刀具铣削Ti40阻燃钛合金的刀具耐用度,而且改善了后刀面磨损形貌。对低温喷雾射流冷却和油冷浇注条件下的切削温度进行了测量,结果如图5所示。由图5可知,采用低温喷雾射流时的最高铣削温度530℃比油冷浇注时的最高铣削温度625℃降低了95℃。钛合金铣削温度的降低有利于刀具耐用度的提高[18],Ti40阻燃钛合金的刀具耐用度由油冷条件下的16min提高到低温喷雾射流时的34min。
根据文献[19]的研究,低温喷雾射流过程中,影响强化换热的因素主要有射流速度、雾滴粒径、喷雾流量和靶距,而这些因素在实际工作中的控制是直接通过调节气体压力、液体压力、靶距、液体流量这四个因素来实现的,但是这四个因素对铣削温度和刀具耐用度的影响规律还未明确。因此,需要建立刀具温度及耐用度和低温喷雾射流参数的关系模型,优化出最佳喷雾射流参数。考虑到阻燃钛合金Ti40铣削温度高是刀具快速磨损的主要原因,因此应采取控制铣削温度的方法来控制刀具磨损进程。本文采用响应曲面法[20]建模和分析4个喷雾射流因素变量对铣削温度的影响规律,进而间接反映出对刀具磨损的影响规律。选择二次响应曲面方程,考虑所有的一次项、二次项和两两交叉项,铣削温度响应和4个因素变量之间的关系表示如下:
即
式中,x1为气体压力;x2为液体压力;x3为靶距;x4为液体流量;b0、bi、bii、bij为系数。
每个因素选择4个水平,如表4所示,并采用中心复合设计试验,对应试验结果如表5所示。采用响应曲面法计算回归系数。通过试验及拟合分析,确定x1、x2、x3、x4、x24为显著影响因子。由此得出低温喷雾射流切削时刀具铣削温度数学模型为
对回归方程进行F检验。从表6可以看出,二次回归模型F值为8.91,其对应的概率P<0.0001 ,表明对切削温度建立的回归模型极其显著。切削温度的失拟项p =0.7978>0.05,表明回归模型的失拟不显著,采用响应曲面法建立的切削温度的回归模型是有效的,可以用此模型对铣削温度进行分析和预测。
从式(1)及图6可以看出,刀具铣削温度与气体压力、液体压力、靶距成线性关系,而铣削温度与液体流量成非线性二次函数关系,说明液体流量的使用量存在一个最优值。本文采用试验方法对已得出的数学模型进行验证,在选定气体压力、液体压力和靶距的基础上,研究液体流量对铣削温度和刀具耐用度的影响,并确定Ti40材料铣削加工时的最佳用量。为获取最低的铣削温度值及其相应的低温喷雾射流参数,对建立的数学模型进行最优化。最优化数学模型如下:
目标函数为
约束方程为
选用初始值为x0=(0,0,0,0)T,求得最优解为x=(0.5,0.5,5,83.24)T,minθ =511.8,即在给定参数范围内选取气体压力为0.5MPa,液体压力为0.5 MPa,靶距为5 mm,液体流量 为83.24 mL/min时 (后续验证 试验取整数83mL/min),可获得最 低铣削温 度为511.8℃。这表明低温喷雾射流铣削采用上述参数既降低了铣削温度,有利于刀具耐用度的提高,又减少了氮气和冷却油的使用量,节约了资源。
2.3低温喷雾射流刀具耐用度验证
为验证所建立的铣削温度数学模型及优化结果的可行性,进行了优化参数下的低温喷雾射流试验。刀具耐用度随液体流量变化曲线如图7所示(v =80 m/min,ae=1 mm,ap=3 mm,fz=0.1mm)。冷却润 滑剂流量 在气体压 力为0.5MPa,液体压力为0.5MPa,靶距为5mm,液体流量为83L/min时,冷却润滑效果最好,刀具耐用度约40 min,比原来的34 min提高了17%,验证了所建数学模型和优化结果的有效性。由低温喷雾射流的冷却机理分析可知,在同等加工条件下,刀具-切屑、刀具-工件接触面间的接触面积一定,则雾滴粒径越小、射流速度越大,冷却润滑效果越 好[20]。当靶距 由10 mm减小为5mm,液体流量由96mL/min减少为83mL/min时,雾滴粒径值降低,射流速度增大,此时雾滴填充数量较多,冷却效果较好。刀具耐用度结果说明优化后的参数对刀具磨损的抑制作用起到了较显著的效果。
3结论
(1)刀具耐用度试验结果表明相比传统浇注冷却,低温喷雾射流能更有效地降低切削温度,抑制刀具后刀面磨损,并减小后刀面磨损带宽差异,从而不仅提高了刀具耐用度,也改善了后刀面磨损形貌。
(2)采用响应曲面法对影响Ti40阻燃钛合金铣削温度的低温喷雾射流因素进行了分析,发现通过调节低温喷雾射流的气体压力、液体压力、靶距和液体流量可以有效降低铣削温度。提出间接通过建立铣削温度模型并以铣削温度最小为目标优化低温喷雾射流参数,从而采用优化的参数有效提高刀具耐用度的方法。由建立的刀具铣削温度模型优化结果及刀具耐用度试验验证可知,该方法是切实可行的。
(3)在给定切 削用量下 (v=80 m/min,ae=1mm,ap=3mm,fz=0.1mm),低温喷雾射流参数为气体压力0.5MPa,液体压力0.5MPa,靶距5mm,液体流量83mL/min时,刀具铣削阻燃钛合金的刀具耐用度最长,可达40min。
摘要：为研究低温喷雾射流对铣削Ti40阻燃钛合金过程中刀具磨损的改善效果,通过油冷浇注以及低温喷雾射流冷却润滑方式的对比分析,探讨了铣削过程中涂层硬质合金刀具的磨损行为与耐用度。研究了低温喷雾射流加工过程中气体压力、液体压力、靶距、液体流量对铣削温度的影响,利用响应曲面法建立了刀具铣削温度数学模型,确定了喷雾射流参数的最佳值,并进行了铣削验证。结果表明:低温喷雾射流较油冷浇注冷却润滑方式可更有效地抑制刀具磨损,能够成倍地提高刀具耐用度;建立的刀具铣削温度模型有效度高,误差较小,通过优化低温喷雾射流参数有效提高了刀具耐用度;低温喷雾射流铣削Ti40阻燃钛合金的最佳参数值为:气体压力0.5MPa,液体压力0.5MPa,靶距5mm,液体流量83mL/min。