霧化法制備ial合金微細球形粉末及其特性研究

霧化法制備ial合金微細球形粉末及其特性研究

tial基合金具有密度低、高溫強度好、氧化性能好等優(yōu)點。被認為是下一代最理想的碳材料。它在航空航天、汽車、生物工程、環(huán)境保護等技術(shù)領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用和前景。但是,TiAl合金普遍存在室溫延性低、塑性加工成型困難、制備成本高等問題,阻礙了其工業(yè)化實際應(yīng)用。在眾多材料制備工藝中,粉末冶金制備技術(shù)不僅可以獲得均勻的細晶組織,而且可以直接制備出具有或接近最終形狀的零件,因此成為解決制約TiAl合金發(fā)展瓶頸問題的有效途徑之一。近年來,隨著粉末注射成形、微注射成形、金屬快速成形、凝膠注模成形等新型粉末冶金技術(shù)及熱噴涂等技術(shù)的高速發(fā)展,對粉體材料的性能提出了更苛刻的要求。而以目前現(xiàn)有的粉末制備工藝還不能完全滿足這些技術(shù)要求,制備出微細、高球形度、成分均勻及高純凈的TiAl基合金粉末。比如自蔓延合成法雖然工藝簡單,易得到細粉,但氧含量較高、形狀不規(guī)則,如加有微合金化元素,反應(yīng)尤其不易充分,粉末成分均勻性差;傳統(tǒng)惰性氣體霧化由于存在坩堝污染,無法保證純度;等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化、無坩堝感應(yīng)加熱連續(xù)惰性氣體霧化可以制備高純凈度的TiAl合金粉末,但這兩種方法制備的粉末較粗,平均粒徑一般在100~150μm以上。射頻等離子體球化工藝是20世紀(jì)末發(fā)展起來的一種先進球形粉末制備技術(shù),通過等離子體高溫加熱使粉末熔化,之后快速冷凝成為球形粉末。該工藝具有粉體球形度高、品質(zhì)純凈等特點,尤其是在制取超細或微細高熔點、高活性粉末方面具有獨特優(yōu)勢。近些年來,美國、日本、匈牙利、中國等國家先后開展了射頻等離子體制備球形粉末技術(shù)的研究,已應(yīng)用于部分金屬和陶瓷球形粉體的制備。但將其應(yīng)用于TiAl基合金粉末制備方面除了本研究組外還未見相關(guān)報道。本實驗以無坩堝感應(yīng)加熱連續(xù)氬氣霧化法制備的大粒徑TiAl合金粉末為原料,采用高能球磨與射頻等離子體球化相結(jié)合的工藝制備TiAl合金微細球形粉末,并對所制備合金粉末的特性進行了研究。1球磨系統(tǒng)的球化及粒度分析以無坩堝感應(yīng)加熱連續(xù)氬氣霧化法制備的大粒度(178~840μm)Ti-47Al預(yù)合金粉末為原料,采用三維振動式球磨機進行高能球磨細化。球磨罐為不銹鋼材質(zhì),研磨球選用不銹鋼球,球料比為10:1。為了控制球磨的速率和防止氧化,在球磨過程中以石油醚作為過程控制劑,同時在球磨罐中封入高純氬氣。球磨時間為20~120min,球磨轉(zhuǎn)速為600~1500r/min。將不同工藝條件下球磨制備出的不規(guī)則粉末真空干燥,然后送入射頻RF等離子體球化系統(tǒng)中進行球化處理。球化參數(shù)設(shè)定如下:總氣流量60~150L/min,等離子體輸入功率15~65kW,系統(tǒng)出氣口負壓為–1000Pa。采用JSM-6480LV型掃描電鏡(SEM)結(jié)合能譜分析儀對粉體顆粒表面形貌及內(nèi)部組織進行觀察,侵蝕液為5%氫氟酸+10%硝酸+85%水(體積比)的Kroll溶液。采用Dmax-RB型X射線衍射儀(CuKα,λ=0.15406nm)進行粉末物相分析。采用惰性氣體脈沖-紅外熱導(dǎo)法測量合金粉中的氧和氮含量,采用高頻燃燒-紅外法測量碳含量。采用LMS-30激光粒度分析儀測試合金粉末的粒度及粒度分布。粉體的粒度特征可采用平均粒徑和粒度分布均勻度兩參數(shù)來描述,其數(shù)值可由粉末粒度分布測試數(shù)據(jù)計算得出。其中平均粒徑采用數(shù)均粒徑D(1,0)表示,其數(shù)值可由公式(1)計算得出:式中,di為檢測的顆粒粒徑,ni表示粒徑為di的顆粒的頻度值,而表示第i個粒徑區(qū)間上顆粒的平均粒徑。采用粒度分布均勻度U來表示粉體粒徑分布的均勻程度,其表達形式如公式(2)所示:U值越大,表示顆粒分布越窄、均勻性越好。2結(jié)果與討論2.1球磨時間對tial合金粉末粒度分布及粒度分布的影響圖1為球磨時間為60min時,球磨轉(zhuǎn)速與球磨粉體數(shù)均粒徑之間的關(guān)系。由圖可以看出,球磨轉(zhuǎn)速對粉體粒徑影響顯著。隨著球磨轉(zhuǎn)速的提高,粉末的數(shù)均粒徑起初急劇下降,當(dāng)轉(zhuǎn)速提高至1200r/min時,粉體的數(shù)均粒徑D(1,0)即達到27.5μm。但繼續(xù)提高球磨轉(zhuǎn)速,粉末細化速度減緩。隨著球磨過程轉(zhuǎn)速提高,磨球與粉末碰撞的能量及頻率顯著提高,單位時間內(nèi)輸入的能量增大,粉末缺陷形成的速率加快,因此粉體細化速度較快。但隨著粉末的逐步細化,粉末的結(jié)構(gòu)缺陷越來越小,粉末本體強度不斷提高,粉體顆粒破碎所需的臨界應(yīng)力大幅度增加,故隨著轉(zhuǎn)速進一步提高,粉末粒度變化幅度減小。綜合考慮球磨效率、經(jīng)濟成本及安全因素,確定最佳球磨轉(zhuǎn)速為1200r/min。以下實驗均采用1200r/min球磨轉(zhuǎn)速進行高能球磨。圖2表示不同球磨時間下獲得TiAl合金粉末粒度分布曲線。由圖可以看出,球磨時間對球磨粉體的粒度及粒度分布特征具有顯著的影響。原料粉末粒度介于178~840μm范圍內(nèi)。球磨20min后,粉末粒度分布曲線顯示小粒徑區(qū)間頻度值大幅度增加,粉體粒度分布寬泛。當(dāng)球磨時間達到40min時,球磨粉末粒度分布明顯變窄,呈現(xiàn)單峰分布。隨著球磨時間的繼續(xù)延長,粉末粒度分布持續(xù)變窄,分布曲線峰值逐漸增強,并逐步向小粒徑方向偏移。圖3表示球磨粉體的粒度特征參數(shù)與球磨時間的關(guān)系。由圖可以看出,球磨初期,粉末粒徑大幅度降低,粉末細化速度較快。球磨80min后,粉末數(shù)均粒徑降至15μm以下,但隨著球磨時間的繼續(xù)延長,粉末粒度減小趨勢變緩。另外,隨著球磨時間延長,均勻度指數(shù)U值大幅度升高,表明粉體粒徑分布均勻性提高。當(dāng)球磨時間超過80min后,U值變化不大,這與圖2中的粒度分布曲線寬度變化相對應(yīng)。圖4為經(jīng)不同時間球磨后TiAl合金粉末的形貌照片。由圖看到,隨著球磨時間的延長,粉體明顯細化,形狀不規(guī)則化。當(dāng)粉體顆粒細化至一定程度,顆粒間出現(xiàn)團聚現(xiàn)象。當(dāng)球磨時間達到80min以上時,粉末細化趨勢明顯減緩,同時粉末由片狀變?yōu)閴K狀顆粒。以上研磨粉體的粒度與形貌特性與研磨過程機制和粉體物質(zhì)特征有關(guān)。TiAl合金粉末脆性較高,在球磨的前期過程中,物料受到磨球的鐓、輾、軋等作用,粉末顆粒細化速度較快,形狀隨即變得不規(guī)則。而當(dāng)球磨時間繼續(xù)增加,粉末粒度較小時,在研磨機械力和靜電力、范德華力的作用下,粉末容易發(fā)生團聚,會降低球磨的效率。此外,因為粉碎過程主要是發(fā)展和產(chǎn)生結(jié)構(gòu)缺陷,隨著粉末顆粒的細化,其結(jié)構(gòu)缺陷越來越少,本體強度不斷提高,破碎難度增大,所以粉末粒度變化幅度減小,并且其粒度最終穩(wěn)定在一定尺寸,同時在機械磨削作用下,形狀趨于規(guī)則。圖5為不同時間球磨后合金粉末的XRD分析結(jié)果。由圖可知,原料粉末由γ相以及少量α2相組成,經(jīng)過不同時間球磨后,粉末物相組成沒有發(fā)生明顯變化。但球磨過程使晶粒內(nèi)部發(fā)生了嚴(yán)重的晶格畸變而使衍射峰寬化,衍射圖譜線趨于平緩。2.2tial合金粉末的球化及晶體結(jié)構(gòu)將高能球磨獲得的不規(guī)則形狀合金粉末進行射頻等離子體球化處理。根據(jù)球磨粉體的粒度及分布特征,調(diào)整球化參數(shù)以獲得較高的收粉率和球化率。圖6為不同時間球磨獲得的合金粉末球化前后粒度分布曲線,并在表1中列出各粉體球化前后的粒度特征參數(shù)值。由圖可知,球磨粉體經(jīng)過球化處理后,小粒徑顆粒比例明顯降低,粉體粒度分布變窄,因此粉體粒度分布均勻度提高,數(shù)均粒徑有所增加。其中對于球磨40min的粉體,由于其粒度分布較寬,球化后的粉體粒度分布曲線與粒度特征參數(shù)變化幅度較大。而隨著球磨時間的延長,球磨粉末粒度分布變窄,兩者變化幅度逐漸減小。另外,不同時間球磨粉體球化后的粒度分布均勻度參數(shù)接近,均在0.63左右。在球化過程中,不規(guī)則粉體顆粒被等離子體加熱熔融收縮成球形,穿過高溫區(qū)后迅速冷卻固化。相對而言,粗顆粒完成球化需要吸收更高的熱量,因此球化需要相對較高的輸入電壓以及穩(wěn)定等離子弧而所需的較高氣流速率。但在球化過程中,如輸入功率過高,則會導(dǎo)致粉末中的細顆粒部分揮發(fā)或是被氣流帶走而損失,因此,球化原料的粒度特征對于球化后粉末的粒度分布有很大的影響。對于粒度分布范圍較寬的原料粉末,如果球化參數(shù)的設(shè)置能保證粉末中大粒徑顆粒完成球化,大量小粒徑顆粒則易在球化中損失,而細粉的大量流失導(dǎo)致球化后粉體的平均粒徑增加,分布變窄,分布均勻度指數(shù)提高。圖7為等離子體球化后TiAl合金粉末的宏觀形貌及內(nèi)部組織。從圖中可以看出,高能球磨獲得的不規(guī)則粉體,經(jīng)過球化后,合金粉末均呈規(guī)則球形,球形度高,球化率基本達到100%。由粉末內(nèi)部組織照片,可以看出制備的不同粒徑球形粉末,其內(nèi)部均為等軸晶組織,隨著粒度減小,晶粒組織趨于細化。這主要與球化過程中不同的冷卻速度有關(guān),粉體粒度越細小,其冷卻速率越快,因而晶粒更為細小。另外,粉末顆粒與顆粒之間基本無襯度差異,表明粉體顆粒間成分均勻性較高。圖8為射頻等離子體球化后制備的球形TiAl合金粉末的XRD圖譜?？梢钥闯?圖譜中重新出現(xiàn)尖銳的衍射峰,球化粉體主要由大量的α2相及少量的γ相組成,此外也發(fā)現(xiàn)粉末相組成沒有因粒度不同而出現(xiàn)明顯差異。根據(jù)Ti-Al二元平衡相圖,TiAl合金在凝固時經(jīng)歷Luf0aeL+αuf0aeαuf0aeα+γuf0aeα2+γ相變過程。粉末顆粒在射頻等離子體球化過程中,經(jīng)過等離子體6000℃以上的高溫加熱,融化成液滴后在下落過程中冷卻凝固,由于凝固過程冷卻速度極快,αuf0aeα2+γ相變不完全,大部分α相來不及析出γ相而直接發(fā)生有序化轉(zhuǎn)變成為α2相,因此合金粉末最后形成由α2相與少量的γ相組成的物相結(jié)構(gòu)。表2表示制備過程中各階段TiAl合金粉末的氧、氮、碳含量的測試結(jié)果。結(jié)果表明,原料粉末的氧含量僅為0.8‰(質(zhì)量分數(shù),下同),而球磨粉末以及球化后合金粉末的氧含量則有很大程度的升高。粉末氧含量的增加主要集中在粉體細化過程中,球磨合金粉末的氧含量隨球磨時間的延長、粉末的細化而大幅度升高。這是因為隨著球磨過程的進行,粉末的比表面積急劇增加,處于表面的原子能量較高,活性較大,吸附氣體和水分的能力增強,容易與氧發(fā)生化學(xué)反應(yīng),從而導(dǎo)致氧含量的急劇升高。而球磨粉末經(jīng)過球化后,其氧含量略有降低。認為主要由于細顆粒雜質(zhì)含量相對較高,而部分細顆粒在球化過程中損失,從而導(dǎo)致球化后氧含量降低。數(shù)均粒徑為60.2μm時,粉末中的氧含量為2.12‰;數(shù)均粒徑為31.5μm的粉末的氧含量為2.44‰;最終制備的數(shù)均粒徑15.6μm的球形合金粉末氧含量約為3.51‰。由此可見,在粉體粉碎及運輸過程中如何更加有效地控制粉末氧含量是今后的一大研究重點。除此以外,合金粉末中還含有少量的氮及碳,其含量在粉末制備過程中變化不明顯,其中氮含量約