劉 捷，張文莉，李悅熙薇

(昆明冶金高等?？茖W校冶金與礦業(yè)學院，云南 昆明 650033)

0 引 言

鈦及鈦合金因具有比強度高，生物相容性好等一系列優(yōu)點，被廣泛作為結構材料和特種材料使用。受價格較高的影響，鈦材尚未在民用領域得到很大應用。降低成本是擴展鈦材應用的重要手段[1]。以TiH2粉為原料，通過成形、燒結工藝可以制備鈦及鈦合金材料。該工藝結合了粉末冶金工藝和鈦熱氫處理原理，在燒結的過程中將氫脫除，無需通過氫化-脫氫工藝來獲得鈦粉后再使之成形，降低鈦合金粉末成形時的燒結溫度、減少燒結時間，不使用熱等靜壓工藝也可獲得較高的致密度，從而降低了鈦及鈦合金的制造成本[2-3]。近年來國內外研究者利用該工藝制備了純鈦、TC4、Ti-13Nb-13Zr、高溫鈦合金材料[4-9]等，并且探討了各合金元素與TiH2粉間在燒結過程中的交互作用，探討了燒結工藝參數對鈦合金性能的影響，從合金化及優(yōu)化工藝參數的角度提高了粉末冶金法制備鈦及鈦合金工藝水平。盡管氫化鈦燒結鈦及鈦合金工藝可以獲得很高的致密度，但由于燒結體內部仍然含有一定量的微孔，同時由于在高溫真空燒結條件下，部分晶粒將會長大，從而降低了材料的力學性能。特別是大尺寸錠坯經過燒結后，溫度降低緩慢，錠坯內外溫差較大，導致內外組織不均勻，降低了材料的力學性能。目前研究者多關注氫化鈦粉燒結過程中鈦及鈦合金密度與微觀組織的變化，很少探討燒結體力學性能與工藝參數間的關系，特別是針對塑性指標的研究較少。

李紅梅等[10-13]采用擠壓+旋鍛的方式制備純鈦及Ti-6Al-4V合金，改善了材料的力學性能，但擠壓對設備要求高，工藝復雜，成材率低，非燒結后處理是最佳方法。本實驗以φ20 mm×200 mm 的純鈦燒結棒為原料，經旋鍛制備了φ5 mm 的純鈦棒材，避免了大錠坯燒結產生的缺陷及熱擠壓的低成材率。通過塑性變形來改變材料組織狀態(tài)，將燒結組織轉變?yōu)榧庸B(tài)組織，使組織更加均勻，大塑性變形可以消除微孔、微裂紋等燒結缺陷，最終提高了材料塑性，為制備高品質大規(guī)格粉末冶金鈦合金材料提供了有益借鑒。

1 原料及實驗方法

1.1 原 料

本實驗使用外購的平均粒徑<40 μm 的 TiH2粉，其微觀形貌如圖1所示。經過冷等靜壓及燒結后獲得φ20 mm×200 mm 的純鈦燒結棒，其化學成分如表1所示，其顯微組織如圖2所示。

圖1 TiH2粉微觀形貌Fig.1 The microstructure of TiH2 powder

表1 純鈦燒結棒化學成分檢測結果Tab.1 Thechemical composition test results of pure titanium sintered bar

圖2 TiH2粉燒結純鈦棒顯微組織Fig.2 The microstructure of pure titanium bar sintered with TiH2 powder

1.2 實驗方法

1)旋鍛。采用X50管棒旋鍛機進行旋鍛，旋鍛工藝如表2所示。

表2 旋鍛工藝參數Tab.2 The process parameters of rotary swaging

2)酸洗及退火。在旋鍛過程中，存在油污、塵垢等污染層，在熱處理前，需清除材料表面的污染物，根據污染物的不同清洗工藝分為除油及酸洗(表3)，酸洗的目的在于去除旋鍛帶來的微氧化層。

表3 中間退火前清洗棒材清洗劑化學成分及工藝一覽表Tab.3 The chemical composition and process of cleaning agent for bar before intermediate annealing

3)分析檢測。本實驗檢測了φ5 mm純鈦旋鍛棒的化學成分，利用排水法測定了樣品塑性變形前后的密度。采用萬能試驗機測定了燒結棒及每一道次旋鍛后(加工態(tài)及退火態(tài))棒材的力學性能，通過掃描電鏡觀察其斷口形貌。

2 結果及討論

2.1 旋鍛棒化學成分

旋鍛退火后棒材的化學成分如表4所示，與燒結棒的化學成分相比，氧含量有輕微上升。旋鍛雖然是冷加工，但在鍛造時棒材的變形熱量較大，且鈦非熱的良性導體，故棒材表面有一定程度氧化，雖然經過酸洗，但仍然無法徹底去除氧化層，可以采用車削加工的方法剝除氧化層，以控制氧含量。

表4 φ 5 mm 純鈦旋鍛棒化學成分Tab.4 The chemical composition of φ 5 mm pure titanium rotary swaging bar

2.2 旋鍛棒相對密度分析

燒結棒經旋鍛后的相對密度如表5、圖3所示，隨著塑性變形量的不斷增加，棒材的相對密度在增加，當變形量增加到一定階段后，變化趨緩。從圖2可見，TiH2粉燒結純鈦顯微組織為細小的等軸狀α鈦晶粒，但晶粒間存在大量孔隙，且有部分孔隙未完全閉合，孔隙的存在會阻礙晶粒的長大，但同時也會帶來材料相對密度的減小，影響材料的力學性能，特別是會降低塑性指標。

表5 純鈦燒結棒及旋鍛棒的相對密度Tab.5 Relative density of sintered and swaged pure titanium bars

圖3 旋鍛棒相對密度與變形程度的關系Fig.3 The relationship between relative density and deformation degree of swaging bar

旋轉鍛壓的應力狀態(tài)為三向壓應力，強烈的三向壓應力狀態(tài)下，變形金屬產生較大體壓縮量，隨著體積壓縮量上的增加，未閉合的孔隙發(fā)生變形，最終閉合，燒結坯變得更為致密。但旋鍛時材料的表面首先發(fā)生變形并致密化，變形自棒材圓周表面至心部逐步下降，因此每一個道次需要進行往復加工3次，以確保變形在棒材橫截面上的均勻性。同時需要及時退火，否則棒材表面容易發(fā)生加工硬化而開裂。隨著總變形程度的增加，變形更加均勻深入，因此相對密度不斷增加，但當塑性變形增加到一定程度后，旋鍛棒的相對密度增加幅度減小。

2.3 旋鍛棒力學性能分析

旋鍛退火后棒材的力學性能如表6、圖4所示。經過塑性變形且退火后材料的抗拉強度較燒結態(tài)有所下降，而伸長率及斷面收縮率都得以提高。隨變形程度的增加，塑性指標增加幅度也變大，φ5 mm 棒材退火態(tài)的抗拉強度為 431.26 MPa，伸長率為26%，斷面收縮率為38.53%，塑性指標提高70%以上，但抗拉強度及斷面收縮率低于外購的鑄態(tài)鍛棒力學性能指標。

表6 純鈦燒結棒與旋鍛棒材的力學性能Tab.6 The mechanical properties of sintered and swaged pure titanium bars

圖4 燒結棒與旋鍛棒材的力學性能Fig.4 The mechanical properties of sintered bar and swaged bar

旋轉鍛壓提供了強烈的三向壓應力，燒結坯中存在的微孔孔隙及微裂紋不容易聚集擴展成為宏觀裂紋。同時，由于旋轉鍛造的變形狀態(tài)為兩向壓縮一向延伸，燒結坯中的缺陷如空洞，有可能沿著延伸方向擴大，形成線缺陷，其危害較小。這也是TiH2粉末燒結棒經過塑性變形及退火后塑性指標提高的重要原因。棒材鍛造后經過再結晶退火，退火溫度及保溫時間一定，棒材直徑越小，再結晶程度越徹底，所以抗拉強度隨著材料再結晶而有所下降，而塑性指標不斷提高。同時受燒結工藝及變形工藝參數的影響，材料發(fā)生局部氧化，將會降低材料的塑性，故燒結鍛造棒材力學性能指標仍略低于外購熔煉鍛造棒材，仍需不斷優(yōu)化旋鍛及退火工藝參數以提高材料性能。

2.4 旋鍛棒拉伸試驗斷口形貌

圖5為燒結棒及退火后旋鍛棒室溫拉伸斷口形貌。從圖5可知，燒結棒及旋鍛棒屬于典型的韌窩斷裂，宏觀形貌均呈現出纖維狀，而從放大照片看呈蜂窩狀，斷裂面由大量窩坑組成，窩坑的深淺表明了材料塑性的高低。

圖5 燒結棒及旋鍛棒斷口形貌Fig.5 The fracture morphology of sintered bar and swaged bar

圖5(a)的斷口較為平整，斷裂前沒有出現明顯的“頸縮”，說明其塑性變形量較小的時候就發(fā)生了斷裂，而圖5(b)表明，雖然基體晶粒間已經形成了冶金結合，但仍存在大量燒結后殘留的孔隙，降低材料密度及力學性能。

圖5(c)則清晰地顯示了材料在斷裂前發(fā)生了明顯的“頸縮”，屬于韌性斷口；斷口中心的孔隙也明顯減少，斷口韌窩是在拉伸正應力下形成，顯微孔洞在3個方向均勻長大，形成等軸韌窩。

3 結 論

1)φ20 mm×200 mm 的純鈦燒結棒經4道次旋鍛及3次中間退火制備了φ5 mm 的純鈦棒材，塑性變形使材料的相對密度提高。

2)塑性變形會使材料發(fā)熱并使表面出現輕微氧化，經酸洗也不能完全去除，會降低材料塑性指標。

3)退火態(tài)旋鍛棒的抗拉強度為 431.26 MPa，伸長率為26%，斷面收縮率為38.53%，塑性指標比燒結態(tài)提高70%以上。

4)燒結棒及旋鍛棒斷口形貌顯示，燒結工藝可以直接獲得有一定塑性的純鈦，經過塑性變形后，斷口出現明顯“頸縮”。斷口中心層孔隙數目減少，組織均勻致密，屬于典型韌窩斷裂組織。

5)冷旋鍛+真空退火工藝有助于改善TiH2粉燒結坯塑性指標，提升材料力學性能。但其工藝流程較長，會降低成材率，應繼續(xù)優(yōu)化加工工藝。提高燒結體力學性能還需多從燒結工藝入手提升燒結品質。