Ti-Al-2024Al混合粉末冷壓塊部分重熔過程中的組織演變.pdf

1、本文提出了一種新型的原位自生芯-殼結構粒子Ti@Al3Ti增強的Al基復合材料及其制備技術—粉末混合觸變成形。該新型復合材料有望克服現(xiàn)有粒子增強鋁基復合材料質(zhì)脆的問題，該技術綜合了粉末冶金技術和觸變成形技術的優(yōu)點。先以粉末冶金法的混粉和壓實步驟獲得混合粉末冷壓制塊，然后利用觸變成形的部分重熔和成形步驟，最終獲得復合材料零部件。部分重熔過程不僅可以獲得觸變成形所需半固態(tài)組織，而且通過原位反應得到Ti@Al3Ti芯-殼結構的增強體粒子。本文

2、以Ti-Al-2024Al混合粉末冷壓塊為研究對象，研究了Ti-Al-2024Al混合粉末冷壓塊在部分重熔過程中的組織演變，同時通過點滴實驗模擬了Ti與Al之間的反應，目的是為后期觸變成形奠定理論基礎。
　　研究結果表明：Ti-Al-2024Al混合粉末冷壓塊在640℃加熱60min之后，可獲得細小、近球狀初生相顆粒均勻懸浮于液相中的理想的半固態(tài)組織。部分重熔過程中的微觀組織演變可以分為四個階段：2024Al粉末中共晶組織的溶解導

3、致的粉末內(nèi)部晶粒的快速粗化（0~5min）；球狀初生相顆粒的形成和顆粒間的液相薄膜的形成（5min~15min），一個球狀粉末演變成一個初生相顆粒；粉末部分熔化導致液相率增加和為了減小固液界面能而發(fā)生的初生相顆粒的輕微粗化（15min~25min）;初生相顆粒的緩慢粗化（25min~）。過低或過高的重熔溫度都不能獲得理想的半固態(tài)組織，結合基體合金在不同溫度重熔60min的組織演變情況，640℃為最佳的半固態(tài)重熔溫度。組織中的孔隙數(shù)量隨著

4、加熱時間的變化情況也分為三個階段：部分重熔初期（0~15min），組織中的液相率低，由元素擴散系數(shù)不同引起的Kirkendall效應占主導地位，導致孔隙數(shù)量隨加熱的延長而迅速增加。重熔中期（15~30min），試樣溫度上升，粉末部分熔化，組織中液相率增加，液相對孔隙的填充作用逐漸占主導地位，導致孔隙數(shù)量隨加熱時間的延長而降低。重熔后期（30min以后），相變引起孔隙數(shù)量增加占主導：Ti轉變成Al3Ti，體積膨脹，顆粒之間的斥力增加，導致

5、組織中的孔隙數(shù)量迅速增加。組織中孔隙數(shù)量隨溫度的變化情況表明：隨著部分重熔溫度的升高，組織中的液相增加，液相對孔隙的填充作用遠大于Kirkendall效應。從而使孔隙數(shù)量隨重熔溫度的升高而不斷減小。隨著加熱時間的延長，在液相填充和減小固-氣界面能的驅動下，組織中孔隙的形狀逐漸趨于圓整，孔隙的尺寸也逐漸減小。
　　在640℃下加熱15~20min Ti粉顆粒與Al熔體反應形成一種由金屬間化合物Al3Ti致密層包裹Ti芯的殼-芯的芯-

6、殼結構粒子-Ti@Al3Ti。隨著加熱時間的延長，Al3Ti反應層沿Ti粉末的徑向生長，厚度逐漸增加。對于一定尺寸的Ti粉末而言，當Al3Ti反應層達到一定厚度時，在Kirkendall效應、相變引起的體積變化和Al3Ti脆性本質(zhì)三者的綜合作用下，孔洞和裂紋會在Al3Ti反應層中形成，導致Al3Ti相的破碎和剝落。接著又形成一致密層，隨后又破裂、剝離，如此反復直至Ti粉顆粒反應完。當加熱至210min以后，Ti顆粒幾乎全部反應完全，形成

7、中間致密外層疏松的Al3Ti顆粒聚集體。Al3Ti反應層的厚度隨加熱時間呈拋物線規(guī)律增長，其關系式可表述為△x=0.1t0.88。
　　經(jīng)計算，由Ti→Al3Ti相變引起的體積膨脹大約為261％，因體積膨脹在反應層中引起的應力大小可由此處為公式計算得到。Al3Ti反應層的厚度隨部分重熔溫度的升高呈線性增長。
　　點滴實驗結果表明：Al3Ti反應層是雙向生長的，但向Ti板一側的推進速度要小于往Al一側推進的速度，原因是由于Ti

8、原子通過Al3Ti向Al熔體中的擴散速率要大于Al原子通過Al3Ti向Ti板中的擴散速率。通過統(tǒng)計和分析可知，粉末壓塊和點滴實驗中反應層厚度隨時間的二次擬合關系式分別為：此處為公式，表明混合粉末壓塊實驗中Al-Ti的反應速率快，這是由于在粉末壓塊實驗中，Ti顆粒與Al液的接觸面積要大于點滴實驗中Ti板與Al液的接觸面積。此外，點滴實驗中在反應開始階段，反應層的生長以原子擴散為主，在反應后期，由原子擴散轉為晶間擴散，反應速率逐漸減緩。點滴