何文藝，肖志瑜，柳中強(qiáng)

基于TiH2原料的粉末冶金Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的組織與性能研究

何文藝，肖志瑜，柳中強(qiáng)

（華南理工大學(xué) 國(guó)家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640）

研究燒結(jié)工藝對(duì)Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金組織演變及力學(xué)性能的影響。以TiH2粉末為原料，采用粉末冶金工藝制備低成本高性能的Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金，分析合金在不同燒結(jié)條件下組織與性能的變化規(guī)律。TiH2的脫氫溫度區(qū)間集中在450~700 ℃；Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的燒結(jié)過(guò)程可分為緩慢致密化、快速致密化、全致密化3個(gè)階段。隨著燒結(jié)溫度的升高與保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣基體中的等軸Ti含量減小，而層片狀組織結(jié)構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)增大；同時(shí)，材料的孔隙率降低，孔洞的圓整度提高，而孔隙半徑減小。在1250 ℃下保溫?zé)Y(jié)4 h后，可制得相對(duì)致密度為97.5%的合金試樣，其壓縮屈服強(qiáng)度b為1140 MPa，而壓縮應(yīng)變?yōu)?4%。相比于保溫時(shí)間，燒結(jié)溫度對(duì)Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的燒結(jié)行為有著更加顯著的影響，合理選擇燒結(jié)參數(shù)可制得高致密高性能的鈦材。

TiH2；Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金；燒結(jié)工藝；組織與性能

鈦及其合金具有耐腐蝕、比強(qiáng)度高和生物相容性良好[1—3]等優(yōu)異的物理化學(xué)性能，而高昂的制造成本限制了其在汽車(chē)零件、體育器械與電子通訊設(shè)備等民用市場(chǎng)中的運(yùn)用[4]。粉末冶金技術(shù)的材料利用率高、工藝流程短，是降低鈦及其合金生產(chǎn)成本的一種有效途徑[5]。

TiH2作為工業(yè)上使用氫化脫氫法制備純鈦粉的中間產(chǎn)物，在進(jìn)一步降低原料成本的同時(shí)，還具有更高的燒結(jié)活性，因此受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。Ivasishin等[6]采用氫化鈦粉末制備出接近全致密的TC4合金樣品，其抗拉強(qiáng)度高達(dá)970 MPa，伸長(zhǎng)率為6%；Gui等[7]利用高能球磨法，以TiH2粉末為原料，在1450 ℃燒結(jié)溫度下保溫3 h后制得密度為5.076 g/cm3的Ti-27Nb合金試樣。Zhang等[8]以TiH2及不飽和TiH1.5為原料，在1350 ℃保溫?zé)Y(jié)3 h的工藝條件下制備出Ti-1Al-8V-5V試樣，其致密度為4.58 g/cm3，壓縮屈服強(qiáng)度達(dá)1.4 GPa以上。

使用TiH2粉末制備出的鈦材與鑄鍛態(tài)相比，性能仍有待提高。燒結(jié)作為鈦及其合金粉末冶金凈近成形的重要工序，顯著影響到試樣的組織和最終力學(xué)性能，而合金成分不同，其最優(yōu)燒結(jié)參數(shù)的選擇便存在差異。Ti80（Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo）[9]合金作為一種高強(qiáng)高韌、耐蝕和可焊接的近型高強(qiáng)鈦合金，其綜合性能優(yōu)于Ti-6Al-4V，是使用較多的船用鈦合金之一。黃瑜等[10]探索了元素添加方式對(duì)Ti-6Al-3Nb-2Zr- 1Mo合金力學(xué)性能的影響，但未研究該合金的燒結(jié)工藝優(yōu)化。目前，關(guān)于Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金粉末燒結(jié)的相關(guān)研究報(bào)道很少，為此，文中圍繞高性能低成本的粉末冶金制備技術(shù)，基于TiH2粉末原料，系統(tǒng)研究燒結(jié)工藝對(duì)Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的孔隙變化、收縮率、物相轉(zhuǎn)變與力學(xué)性能等方面的影響，為低成本制備高性能鈦合金提供技術(shù)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

選用的TiH2及Al，Nb，Zr，Mo這4種單質(zhì)元素粉末的特性見(jiàn)表1。由圖1a中氫化鈦粉末的顯微形貌可以看出，TiH2顆粒表面平整，棱角分明，呈多面體不規(guī)則形狀，其粒度分布不均，平均粒徑尺寸約為20 μm。

按Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的名義成分配料，將各粉末裝入混料筒，并充入氬氣作為保護(hù)氣體；在滾筒式混料機(jī)上混料8 h，轉(zhuǎn)速為40 r/min。合金粉末在THP-60A油壓機(jī)上進(jìn)行單向壓制成形實(shí)驗(yàn)，成形壓力為500 MPa，保壓時(shí)間為30 s，并選取硬脂酸作為模壁潤(rùn)滑劑，獲得的生坯尺寸為55 mm× 10 mm×7 mm。合金樣坯在臥式真空燒結(jié)爐中進(jìn)行燒結(jié)，真空度為3×10?3Pa，燒結(jié)制度如圖2所示。

表1 實(shí)驗(yàn)用粉末的化學(xué)成分及物理特性

Tab.1 Chemical components and physical properties of the base powders selected in this study

圖1 TiH2粉末的顯微形貌

圖2 燒結(jié)工藝

利用阿基米德排水法測(cè)量試樣的生坯及燒結(jié)密度；采用Leica DML5000金相顯微鏡（OM）及配有Inca400能譜儀（EDS）的Quanta 200環(huán)境掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行顯微組織觀察與元素分析，腐蝕液為Kroll試劑，腐蝕時(shí)間為15 s；利用UTM 5105電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行壓縮性能測(cè)試，壓縮試樣尺寸為3 mm×6 mm，壓縮速率為0.5 mm/min。采用D8 ADVANCE X射線(xiàn)衍射儀（XRD）進(jìn)行物相分析，掃描速率為2（°）/min；采用同步熱分析儀（STA449 F3，Netzsch）研究TiH2的脫氫規(guī)律，使用精度為0.02 mm的游標(biāo)卡尺對(duì)試樣長(zhǎng)度方向的收縮率進(jìn)行測(cè)量。

2 結(jié)果與分析

2.1 TiH2的脫氫規(guī)律

TiH2受熱分解時(shí)會(huì)釋放大量氫氣，了解其脫氫特性對(duì)燒結(jié)工藝的制定有一定的指導(dǎo)性意義。圖3為原始TiH2粉末在10 K/min升溫速率下的熱分析曲線(xiàn)。從圖3a可以看出，TiH2的熱分解[11]是一個(gè)吸熱過(guò)程，該曲線(xiàn)具有兩個(gè)吸熱峰，說(shuō)明TiH2的脫氫過(guò)程主要分兩個(gè)步驟完成：TiH2→TiH；TiH→Ti[12]。同時(shí)，DSC曲線(xiàn)表明，TiH2開(kāi)始分解的溫度約為460 ℃，當(dāng)溫度超過(guò)700 ℃之后，其脫氫過(guò)程基本結(jié)束；另外，在670 ℃附近出現(xiàn)了一個(gè)較小的吸熱峰，這可能與固溶態(tài)氫的脫除有關(guān)。通過(guò)觀察TiH2的TG/ DTG曲線(xiàn)也可以看出，其發(fā)生顯著脫氫現(xiàn)象的溫度區(qū)間主要集中在450~700 ℃，其質(zhì)量損失率為3.3%，如圖3b所示。

2.2 燒結(jié)致密化

圖4為T(mén)i-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的致密度及其線(xiàn)收縮率在不同燒結(jié)時(shí)期呈現(xiàn)出的階段性變化規(guī)律。根據(jù)致密化速率的不同，將試樣從室溫到1250 ℃燒結(jié)5 h，這整個(gè)過(guò)程分為以下3個(gè)階段。

圖3 原始TiH2粉末的熱分析曲線(xiàn)

1）緩慢致密化階段（<700 ℃）。在小于700 ℃的條件下保溫?zé)Y(jié)時(shí)，樣坯燒結(jié)密度的提升及其長(zhǎng)度方向上的收縮幅度較小。這是因?yàn)樵跓Y(jié)初期，原子及空位的擴(kuò)散速率較小，以點(diǎn)接觸或面接觸的兩個(gè)氫化鈦顆粒在表面張力的驅(qū)使下，發(fā)生以表面擴(kuò)散為主導(dǎo)的傳質(zhì)過(guò)程，使兩者間形成連接，即形成燒結(jié)頸，但表面擴(kuò)散僅改變孔隙的形態(tài)，對(duì)生坯的燒結(jié)致密化并不起明顯的促進(jìn)作用[13]；另外，在燒結(jié)初期還伴隨著TiH2的分解過(guò)程，當(dāng)溫度達(dá)到500 ℃以上時(shí)，氫化鈦便逐漸分解出氫原子，原子態(tài)的H與顆粒表面的TiO2薄膜發(fā)生式（1—2）的化學(xué)反應(yīng)，獲得潔凈的顆粒邊界，從而降低氧對(duì)晶界遷移的抑制作用，實(shí)現(xiàn)自?xún)艋痆12]；H最后以氫氣和水蒸氣的形式被分離出去，如圖5b中的致密化示意圖所示。

2）快速致密化階段（700~1100 ℃）。當(dāng)溫度繼續(xù)升高，合金試樣的燒結(jié)密度開(kāi)始迅速增加，特別是在700~1100 ℃溫度區(qū)間。這主要是因?yàn)?，受?dǎo)熱因素的影響，生坯脫氫的終止溫度要稍滯后于粉末，由于氫在和相中的自擴(kuò)散和溶質(zhì)擴(kuò)散能力較高，氫的擴(kuò)散解析作用使基體中的空位濃度和位錯(cuò)密度增加，Ti原子的擴(kuò)散速率增大；同時(shí)，TiH2分解完全后形成的大量新鮮鈦表面存在著較多的晶格缺陷，這些缺陷給原子的遷移提供了通道，促進(jìn)了鈦制品的致密化過(guò)程。此外，在該溫度范圍內(nèi)，相轉(zhuǎn)變?yōu)橄啵乖拥臄U(kuò)散激活能大大降低[14—15]，從而加快了晶界遷移的速率，燒結(jié)頸迅速長(zhǎng)大，樣坯收縮明顯。

3）全致密化階段（1250 ℃，1~5 h）。1250 ℃高溫條件下長(zhǎng)時(shí)間的保溫過(guò)程中，燒結(jié)試樣的致密度及其線(xiàn)收縮率變化趨勢(shì)逐漸平緩，表明此時(shí)樣坯已進(jìn)入燒結(jié)后期，在此階段，晶格自擴(kuò)散是燒結(jié)致密化的主要機(jī)制，最終制得合金試樣的相對(duì)密度達(dá)97.5%，最大線(xiàn)收縮率為13.45%。

圖4 合金的線(xiàn)收縮率及其致密度隨燒結(jié)工藝的變化

圖5 TiH2粉末的燒結(jié)致密化示意

2.3 試樣的孔洞特性分析

孔隙的形態(tài)、數(shù)量、尺寸、分布等特性是影響粉末冶金零件力學(xué)性能的重要因素，為了解合金樣坯在燒結(jié)過(guò)程中的孔洞特征變化，對(duì)不同燒結(jié)工藝下的合金試樣進(jìn)行拋光，得到如圖6所示的結(jié)果。可以發(fā)現(xiàn)，隨著燒結(jié)溫度的升高與保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，合金試樣基體中的孔洞數(shù)量及尺寸大小均呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢(shì)，這一實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象可由圖7中對(duì)孔隙特性的半定量統(tǒng)計(jì)分析結(jié)果得到驗(yàn)證。從圖6a能夠推測(cè)出，在燒結(jié)過(guò)程的初始階段，顆粒聚集現(xiàn)象明顯，此時(shí)燒結(jié)頸已經(jīng)形成，但部分顆粒的邊界仍較為清晰，基體中的孔洞尺寸較大，且多為不規(guī)則形狀；同時(shí)，相鄰兩顆粒的邊界上還伴隨著晶核的形成。隨著生坯的燒結(jié)過(guò)程進(jìn)入中期，相互粘結(jié)兩顆粒結(jié)合面上位向各異的大量晶界發(fā)生遷移，兩者間的中心距減小，而燒結(jié)頸逐漸長(zhǎng)大，顆粒邊界漸漸模糊，新形成的晶粒不斷生長(zhǎng)并與其他晶界保持一定的位向關(guān)系；此時(shí)，連通孔網(wǎng)絡(luò)形成，表現(xiàn)為大量孔洞的消失與孔隙半徑的減小，如圖6b—d及圖5c所示。進(jìn)入燒結(jié)后期，孔洞圓整度提高，孔隙的曲率增大而晶界能降低，使表面張力的燒結(jié)驅(qū)動(dòng)作用減弱，晶界遷移速率減緩，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，連通孔通道閉合，孔洞被孤立并彌散分布在晶界或晶粒內(nèi)部，如圖6e—f及圖5d所示。

2.4 合金試樣的組織演變及XRD圖譜分析

金屬材料的力學(xué)性能除了受孔隙的影響外，還與燒結(jié)態(tài)試樣的物相組成、形態(tài)以及晶粒大小等有關(guān)。圖8為T(mén)i-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金在不同燒結(jié)工藝條件下的金相組織形貌，其中，淺色基底的為相，深色基底的為相。

從圖8a可以看出，合金樣坯在1100 ℃保溫?zé)Y(jié)了30 min后，所制得的試樣其基體中分布著較多尺寸約為8~10 μm的等軸-Ti，少量-Ti則以短棒狀形式存在，其長(zhǎng)徑比約為5︰1；而相的含量較少，其主要以小于1 μm的薄片狀形態(tài)依附在相的晶界處。此外，由于保溫時(shí)間較短，高熔點(diǎn)的Nb和Mo元素未能擴(kuò)散均勻，從而表現(xiàn)出輕微的組織偏析，如圖8a中的方框所示。隨著燒結(jié)溫度的升高，元素偏聚現(xiàn)象消失，基體中等軸-Ti的含量減少而短棒狀及層片狀組織結(jié)構(gòu)（長(zhǎng)徑比約為20︰1）的體積分?jǐn)?shù)逐漸增大，如圖8b—c所示。

圖6 合金在不同燒結(jié)條件下的孔洞形貌

圖7 合金在不同工藝條件下的孔洞特性分析

由圖8d—f可知，在1250 ℃燒結(jié)溫度下的長(zhǎng)時(shí)間保溫過(guò)程中，基體中的孔洞逐漸圓化，孔隙的數(shù)量減少而尺寸出現(xiàn)輕微的增大[16]，在保溫5 h之后，孔徑的最大尺寸由22 μm（保溫3 h）增大至36 μm；同時(shí)，伴隨著晶粒的長(zhǎng)大，基體中層片狀結(jié)構(gòu)的厚度也在不斷增加（相的厚度由8~9 μm增大至15~ 18 μm）；在合金元素的作用下，層片狀-Ti遵從{0001}//{110}和<1120>//<111>的Burgers[17]關(guān)系發(fā)生擇優(yōu)生長(zhǎng)，形成取向各異及不同寬度的平直集束，集束的存在降低了晶界對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙作用，從而對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。

利用XRD衍射圖譜也可對(duì)試樣在不同燒結(jié)時(shí)期的物相轉(zhuǎn)變進(jìn)行分析。如圖9a所示，合金粉末中TiH2及Al元素的衍射峰較為明顯，而由于添加的Nb，Zr，Mo元素含量較少，其衍射現(xiàn)象微弱，衍射峰強(qiáng)度較低。當(dāng)生坯在700 ℃保溫30 min后，TiH2的特征峰消失而形成Ti的衍射峰，表明TiH2此時(shí)已完全分解；另外，從圖9b還觀察到2相（Ti3Al）以及Nb和Mo的微小衍射峰，這可能是由于燒結(jié)溫度過(guò)低或保溫時(shí)間較短，元素未能擴(kuò)散均勻而在局部區(qū)域以微量化合物或單質(zhì)的形式存在。隨著燒結(jié)溫度的升高，原子的擴(kuò)散速率增大，合金元素逐步固溶于鈦基體當(dāng)中，形成-Ti與-Ti，而2相及單質(zhì)元素的衍射特征消失；同時(shí)注意到，燒結(jié)穩(wěn)定后合金試樣的相組成主要為-Ti，而-Ti的衍射峰數(shù)量少，且強(qiáng)度較低，這恰好說(shuō)明了制得的Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金為近型鈦合金，如圖9d—i所示。

圖8 Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的金相組織

圖9 合金在不同燒結(jié)工藝下的XRD

2.5 燒結(jié)態(tài)合金試樣中的元素分布

對(duì)1250 ℃燒結(jié)4 h工藝條件下制得的合金試樣進(jìn)行能譜分析發(fā)現(xiàn)，各元素在基體中的分布都較為均勻，且特征明顯，其中，鋁是典型的穩(wěn)定元素，可擴(kuò)大相區(qū)，提高相向相的轉(zhuǎn)變溫度，其熔點(diǎn)較低，當(dāng)加熱至660 ℃以上時(shí)，Al便熔化成液相，促進(jìn)材料的傳質(zhì)過(guò)程并加快其在相中的溶解速率，適量鋁的加入可以提高金屬材料的室溫和高溫強(qiáng)度，但是應(yīng)盡量避免脆性Ti3Al相的生成；鋯是中性元素，主要用來(lái)增強(qiáng)鈦合金的熱強(qiáng)性，與Ti一樣，它在高溫下（862 ℃）會(huì)發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，能無(wú)限固溶于及相中，從圖10e可以看出，Zr元素于相中的分布要偏多一點(diǎn)，表現(xiàn)為一定程度的分布趨向性；而Nb和Mo具有與Ti元素相同的晶體結(jié)構(gòu)以及相似的原子半徑，有限固溶于相當(dāng)中，其熔點(diǎn)較高，原子的擴(kuò)散速率緩慢，需在高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫才能均勻分布于相中。

圖10 Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的元素分布

2.6 力學(xué)性能分析

Ti80合金常用于制作耐壓殼體、法蘭等承受高載荷的船艦結(jié)構(gòu)件，因而在實(shí)際工程運(yùn)用中，對(duì)其抗壓能力往往有著較高要求[9]。圖11對(duì)比了Ti-6Al-3Nb- 2Zr-1Mo合金在不同燒結(jié)工藝條件下的壓縮性能，從圖11a和11b的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)可以看出，材料的彈性模量、壓縮屈服強(qiáng)度s以及壓縮應(yīng)變等力學(xué)性能指標(biāo)均隨著燒結(jié)溫度與保溫時(shí)間的不同而發(fā)生變化；相比于保溫時(shí)間，燒結(jié)溫度對(duì)試樣強(qiáng)度和應(yīng)變的提升作用更加顯著。

圖11 不同燒結(jié)參數(shù)對(duì)Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金壓縮性能的影響

如圖11c所示，合金制品在900 ℃保溫0.5 h工藝條件下的壓縮屈服強(qiáng)度為446 MPa，當(dāng)溫度升高至1100 ℃時(shí)，其強(qiáng)度提高到987 MPa，提升近118.2%，而樣品的壓縮應(yīng)變也發(fā)生明顯變化；隨后，當(dāng)燒結(jié)溫度繼續(xù)由1150 ℃升高到1250 ℃時(shí)，試樣其壓縮屈服強(qiáng)度的提升速率開(kāi)始減緩。這是因?yàn)樵诒驹囼?yàn)中，合金樣坯在700~1100 ℃溫度區(qū)間內(nèi)實(shí)現(xiàn)了燒結(jié)頸的形成與長(zhǎng)大，致使基體的結(jié)合強(qiáng)度提升，同時(shí)，材料發(fā)生了快速致密化，孔隙率迅速降低而有效減小了孔洞引起的應(yīng)力集中效應(yīng)，因此材料抵抗外力作用的能力得到增強(qiáng)，從而表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度的大幅度提高。但是，盡管試樣的致密度在高于1300 ℃的燒結(jié)條件下仍有提升，但此時(shí)樣品中的組織已較為粗大，如圖8c所示，根據(jù)晶界強(qiáng)化效應(yīng)，晶粒越粗大，晶界數(shù)目越少，晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用便減弱，從而合金試樣的屈服強(qiáng)度在1300 ℃及1350 ℃燒結(jié)0.5 h后表現(xiàn)為下降的趨勢(shì)。

將Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的生坯在1250 ℃燒結(jié)溫度下保溫4 h后，可獲得最大壓縮屈服強(qiáng)度值1140 MPa，對(duì)應(yīng)的壓縮應(yīng)變?yōu)?4%?？梢钥闯?，材料的強(qiáng)度高而應(yīng)變較低，這是由于制得的Ti-6Al- 3Nb-2Zr-1Mo合金為近型鈦合金，試樣基體中變形能力較強(qiáng)的相含量少而相的分布較多，相的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方，其滑移系數(shù)少，協(xié)同變形能力較差；同時(shí)，較高的孔隙率及原始TiH2粉末的氧化[18—19]也是致使其強(qiáng)度高而塑性變形能力較差的兩個(gè)因素。

3 結(jié)語(yǔ)

1）TiH2粉末發(fā)生顯著脫氫現(xiàn)象的溫度區(qū)間集中在450~700 ℃，合金樣坯在700 ℃保溫30 min可實(shí)現(xiàn)完全脫氫。

2）根據(jù)致密化速率的變化趨勢(shì)，將Ti-6Al- 3Nb-2Zr-1Mo合金的燒結(jié)過(guò)程分為以下3個(gè)階段：緩慢致密化階段（<700 ℃）；快速致密化階段（700~ 1100 ℃）；全致密化階段（1250 ℃/1~5 h）。

3）燒結(jié)態(tài)合金試樣的微觀組織由等軸或?qū)悠瑺?Ti及少量薄片狀-Ti構(gòu)成。隨著燒結(jié)溫度的升高與保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，等軸-Ti的含量減小，而層片狀組織結(jié)構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)增大；同時(shí)，材料的孔隙率降低，孔洞的圓整度提高而孔隙半徑減小，且分布逐漸均勻。

4）Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的力學(xué)性能隨燒結(jié)工藝的不同呈現(xiàn)出階段性的變化規(guī)律；相比于保溫時(shí)間，燒結(jié)溫度對(duì)試樣力學(xué)性能的提升作用更加顯著。在1250 ℃燒結(jié)溫度下保溫4 h后，可制得相對(duì)致密度達(dá)97.5%的合金試樣，其壓縮屈服強(qiáng)度b為1140 MPa，而壓縮應(yīng)變?yōu)?4%。

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Microstructure and Properties of Powder Metallurgy Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo Alloy Using TiH2as Raw Material

HE Wen-yi, XIAO Zhi-yu, LIU Zhong-qiang

(National Engineering Research Center of Near-Net-Shape Forming for Metallic Materials, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)

The work aims to study the influence of sintering process on the microstructure evolution and mechanical properties of Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo alloy. Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo alloy with low cost and high performance were prepared by powder metallurgy using TiH2powder as raw material, and the microstructure and properties of the alloy under different sintering conditions were analyzed. The temperature range of significant dehydrogenation of TiH2was concentrated in 450-700 ℃. The sintering process of the compacts can be divided into three stages: slow densification stage, fast densification stage and full densification stage. With the increase of sintering temperature and the extension of holding time, the content of-Ti in the matrix of Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo alloy decreased, while the volume fraction of lamellar structure increased. At the same time, the porosity of the sample decreased, the roundness of the hole increased while the pore size decreased. A sample with relative density up to 97.5% and the compressive yield strength of 1140 MPa and the compressive strain 24% was prepared after sintering at 1250 ℃ and holding for 4 h. Compared with the holding time, the sintering temperature has a more significant influence on the sintering behavior of Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo alloy. Reasonable sintering parameters can contribute to production of titanium with high density and high performance.

TiH2; Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo alloy; sintering process; microstructure and mechanical property

10.3969/j.issn.1674-6457.2021.02.005

TG146.2+3

A

1674-6457(2021)02-0027-09

2021-01-01

國(guó)家自然科學(xué)基金（51627805）；廣東省自然科學(xué)基金（2015A030312003）

何文藝（1995—），男，碩士生，主要研究方向?yàn)榉勰┮苯疴伜辖鸪尚闻c燒結(jié)技術(shù)。

肖志瑜（1965—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)榉勰┮苯鹦虏牧闲录夹g(shù)。