Numerical simulation and experimental investigation on multi-directional forging of pure molybdenum
-
摘要: 采用DEFORM–3D有限元模拟软件对纯钼坯体多向锻造大塑性变形过程进行数值模拟，结合锻造实验，研究了变形温度、锻造压下量及锻造工步等对锻件等效应变及其均匀性分布的影响，优选出了反复拔长–镦粗的锻造工艺。研究发现，随着锻造的进行，等效应变分布趋于均匀，在第三次拔长过后，锻件心部等效应变值可达到3.75以上，锻件整体相对密度接近于100%。初始平均晶粒尺寸约55 μm的纯钼烧结坯经多向锻造后，烧结孔洞明显减少，相对密度增加，晶粒尺寸减小至2～3 μm。Abstract: The multi-directional forging process of pure molybdenum was numerically simulated by using DEFORM-3D finite element simulation software. Based on the forging experiment, the effects of deformation temperature, forging reduction, and forging steps on the equivalent strain and uniform distribution of the forgings were studied, and the forging process of repeatedly drawing and upsetting was optimized. It is found that, with the forging process, the equivalent strain distribution tends to be uniform. After the third drawing, the equivalent strain value at the core of the forging can reach more than 3.75, and the overall relative density of the forging is close to 100%. After the multi-direction forging, the sintered pores of the pure sintered molybdenum billets with the initial average grain size of about 55 μm are reduced obviously, the relative density is increased, and the grain size is reduced to 2~3 μm.
-
Keywords:
- pure molybdenum /
- numerical simulation /
- multi-directional forging /
- grain refinement
-
钛合金是一种比强度高、耐蚀性能优异的合金材料, 对航空航天、汽车制造等领域发挥了重要的作用。但在实际应用过程中, 钛合金存在抗高温氧化与耐磨性不足的问题, 严重限制了该合金材料在高温载荷领域的进一步推广应用[1-3]。为了进一步提升钛合金的各项性能, 大多数研究人员主要通过喷焊、气相沉积、激光熔覆等工艺对钛合金进行表面处理[4-6]。其中, 激光熔覆技术可以在不改变钛合金性能的前提下使涂层间形成良好冶金结合状态, 对于钛合金材料摩擦性能的提升起到了明显的促进作用[7-8]。现阶段, 许多学者在Ti4合金耐磨性方面主要是通过增加该材料的表面硬度来实现。不过, 加入钛合金中的TiN、WC、VC等硬质相颗粒在860℃温度下却存在容易被空气氧化的问题[9-10]。例如, Feng等[11]利用激光熔覆处理工艺对Ti5合金表面进行处理, 生成包含增强相TiNi/Ti2Ni基涂层, 并对该涂层进行了表征, 得到涂层中形成了具有均匀分布状态的陶瓷相颗粒, 从而增加了合金材料的耐磨性。Guo等[12]则利用激光熔覆技术对Ni Cr BSi/WC–Ni合金涂层进行了处理, 制得了具有良好耐磨性能的合金涂层。齐鸣等[13]采用激光熔覆工艺使高温合金表面生成MoSi2/Al涂层, 之后在1050℃下对该涂层实施了耐高温氧化性测试, 当涂层中含有的Al比例上升后, 生成的氧化膜中的Al2O3会显著提高熔覆层的耐高温氧化性。余鹏程等[14]对Ti4合金表面进行激光熔覆处理后得到了含有增强相Al3Ti/Ni Ti基涂层, 研究得到当涂层内含有的Al3Ni2脆性颗粒数量增加后, 涂层耐磨性发生了降低的现象。
到目前为止, 大部分学者都是将研究重点集中于通过激光熔覆处理方法来提升钛合金的耐磨性方面, 但很少有文献报道关于钛合金耐高温抗氧化性能的改善内容[15]。本文主要通过激光熔覆处理工艺使Ti4合金表面生成Ni Al Si涂层, 并深入探讨了在860℃温度下该涂层对抗氧化性提升的效果及其作用机理。
1. 实验材料及方法
1.1 实验原料
实验用原料为Ti4合金, 试样尺寸40 mm×40 mm×8 mm, 用砂纸打磨试样熔覆面, 充分去除表面氧化膜。选择80Ni–40Al–20Si复合粉末作为熔覆材料, 采用QM-3SP04型行星球磨机对该粉末进行12 h的球磨处理。
1.2 涂层制备
先在Ti4合金试样涂覆一层甲基纤维素黏结剂, 再铺设一层厚度为1.5 mm的混合粉末, 再将其放入120℃的干燥箱内进行2 h的保温。本实验在DLS-980.10-3000C半导体激光器上完成激光熔覆过程, 工艺参数为: 输出功率2 kW, 扫描速度3.5 mm·s-1, 光斑大小5 mm×2.5 mm。
1.3 涂层性能测试
通过线切割方式得到熔覆层的截面金相试样, 并对该试样进行了X射线衍射(X-ray diffraction, XRD) 表征。利用S-4700型场发射扫描电镜(scanning electron microscopy, SEM) 对涂层微观组织进行了观察, 同时在该电镜附带的能谱仪(energy disperse spectroscope, EDS) 上表征了涂层的各元素组成情况。利用HMF1400-50高温电阻炉测试其抗高温氧化性能, 并计算单位面积对应的质量变化情况。对经过氧化处理的合金与涂层进行金相观察。
2. 结果与分析
2.1 合金涂层显微组织
从图 1 (a) 中可以看到涂层横截面的扫描电子显微形貌。根据图 1 (a) 可知, 在涂层内也没有观察到裂纹结构, 只有少数气孔存在。从图 1 (b) 中可以看到在Ti4和涂层的结合部位形成了熔合线, 可以推断涂层和钛合金之间形成了良好的冶金结合状态。同时还可以观察到在涂层的底部区域形成了众多的柱状晶, 这主要是因为受到凝固冷却的影响, 钛合金垂直的方向上具有最快的冷却速率, 从而导致涂层的下部晶粒优先从垂直钛合金表面的方向上开始生长。图 1 (c) 是对应于图 1 (b) 的放大图, 可以明显看到该图包含了块状区域A与网状区域B两种, 对这些区域进行能谱测试可知, 区域A中的元素类型包括Ti与Si, 两者的原子数分数比接近5:3, 可见该区域的成分主要是Ti5Si3金属间化合物; 对区域B进行元素分析得到该区域包含Ni与Al两种元素, 其原子数分数比接近3:2, 进一步结合X射线衍射图谱可知, 区域B的成分主要是Al3Ni2金属间化合物, 因此可以推断涂层中包含了Ti5Si3与Al3Ni2两种主要成分。
![]()
图 1 合金涂层横截面扫描电子显微组织形貌: (a) 整体; (b) 热影响区; (c) 热影响区放大图Figure 1. SEM images of alloy coating in cross section: (a) integral; (b) heat affected zone; (c) magnification of heat affected zone表 1 图 1 (c) 中区域A和区域B能谱分析Table 1. EDS analysis of area A and area B in Fig. 1 (c)区域 原子数分数/% Ti Ni Al Si A 44.28 22.18 5.48 28.06 B 23.54 42.18 30.02 4.26 2.2 高温抗氧化性能及机理
从表 2中可以看到对钛合金与合金涂层进行高温氧化测试得到的试样单位面积质量变化值, 其中钛合金的单位面积质量增加值显著高于合金涂层, 可见合金涂层的耐高温氧化性能优于钛合金。经过40 h的恒温氧化处理后, 试样单位面积质量增加了24.4 mg·cm-2, 可见在860℃温度下, Ti4合金的表面发生了明显的氧化过程, 此时形成的氧化膜也不能有效抑制氧原子的扩散过程。其中, 在初期高温氧化阶段, 合金涂层具有很快的氧化速率, 当氧化时间不断增加后, 合金涂层的氧化速率降低, 因此可以推断合金涂层表面氧化膜具有降低氧化速率的作用; 经过40 h的高温氧化处理后, 粉末合金涂层的质量增加值是2.19 mg·cm-2, 比Ti4合金的耐高温氧化性能提高了12倍左右。
表 2 Ti4合金和合金涂层高温氧化(860℃) 测试结果Table 2. High temperature oxidation test results of Ti4 alloy and alloy coating at 860℃样品 单位面积质量变化/(mg·cm2) 5 h 10 h 20 h 30 h 40 h Ti4 合金 2.40 4.40 9.20 16.70 24.40 合金涂层 1.82 1.90 2.02 2.11 2.19 Ti4合金与粉末合金涂层在860℃温度下进行40 h的氧化处理后, 对其表面氧化层进行X射线衍射测试得到如图 2所示的谱图。从图 2的测试谱图中可以发现, Ti4合金的氧化层基本包含Al2O3与TiO2两种物相成分, 并且TiO2的衍射峰强度显著高于Al2O3, 说明氧化膜主要是由TiO2构成。由于在860℃下V2O5的挥发性较高, 因此在X射线衍射谱图中未观察到该氧化物的衍射峰, 同时氧化膜也因为V2O5的挥发而形成多孔结构, 使氧原子更易向膜内扩散, 导致合金耐高温氧化性降低。
![]()
图 2 860℃氧化处理40 h后Ti4合金(a) 和合金涂层表面氧化层(b) X射线衍射图谱Figure 2. XRD patterns of Ti4 alloy (a) and oxide layer of alloy coating surface (b) after oxidation at 860℃for 40 h图 3 (a) 为在860℃下进行40 h氧化处理后得到的Ti4合金横截面扫描电子显微形貌, 可以发现此时Ti4合金表面出现了较严重腐蚀的情况, 生成的氧化膜表现出了明显的热脆性特征, 较易从表面发生脱落的现象。对Ti4合金的氧化膜微观形貌进行分析可知, 氧化膜主要由许多球形颗粒与柱状物构成, 根据能谱分析(表 3) 可知, 柱状物成分主要是TiO2。在TiO2的形核与生长期间, 还会形成少量的Al2O3, 使氧化膜中形成众多微孔, 这种不连续的氧化膜结构不能发挥有效阻止氧原子扩散的作用, 不利于提高合金的耐高温氧化性。
![]()
图 3 Ti4合金和合金涂层氧化膜横截面扫描电子显微形貌: (a) Ti4合金; (b) 合金涂层Figure 3. Cross section SEM morphology of Ti4 alloy and alloy coating oxidation film: (a) Ti4 alloy; (b) alloy coating区域 原子数分数/% Ti Ni Al Si O A 38.20 1.20 7.86 2.68 50.06 B 8.26 4.86 35.22 3.38 48.28 图 3 (b) 为在860℃下进行40 h氧化处理后得到的合金涂层氧化膜扫描电子显微形貌。从图中可知, 合金涂层与氧化膜之间保持紧密结合状态, 未看到有脱落情况出现。对该涂层进行能谱分析(表 3) 可知, 其表面氧化膜中的元素主要为O、Al, 同时还有部分Si、Ni、Ti, 因此可以推断该氧化膜的主要成分时Al2O3, 此外还含有部分NiO、SiO2、TiO等。因为Al2O3能够形成致密的连续结构, 起到明显抑制O元素扩散的效果, 使合金涂层耐高温抗氧化性能获得显著提高。
3. 结论
(1) Ti4合金和合金涂层的结合部位形成了熔合线, 可以推断合金涂层和钛合金之间形成了良好的冶金结合状态。同时还可以观察到在涂层的底部区域形成了众多的柱状晶, 涂层中包含了Ti5Si3与Al3Ni2两种主要成分。
(2) 钛合金的单位面积质量增加值显著高于合金涂层, 可见合金涂层的耐高温氧化性能优于钛合金。经过40 h的高温氧化处理后, 粉末涂层的质量增加值是2.19 mg·cm-2, 比Ti4合金的耐高温氧化性能提高了12倍左右。
(3) 在860℃下进行40 h氧化处理得到的合金涂层与氧化膜之间保持紧密结合状态, 未看到有脱落情况出现, 氧化膜的主要成分是Al2O3。
-
![]()
图 1 拔长弧形砧模具设计图：（a）3D；（b）2D
Figure 1. Mold design of the arc-shaped anvil for drawing: (a) 3D; (b) 2D
![]()
图 2 不同单锤压下量条件下进行6锤次锻打后等效应变：（a）12 mm；（b）17 mm；（c）23 mm；（d）28 mm
Figure 2. Equivalent strain after forging for six times in the different single hammer reduction: (a) 12 mm; (b) 17 mm; (c) 23 mm; (d) 28 mm
![]()
图 3 不同单锤压下量的锻件中心区域横截面径向等效应变分布
Figure 3. Radial equivalent strain distribution of forging in the cross section of central zone by the different single hammer reduction
![]()
图 4 不同变形温度锻造后等效应变分布：（a）1100 ℃；（b）1200 ℃；（c）1300 ℃；（d）1400 ℃
Figure 4. Equivalent strain distribution after forging at different deformation temperatures: (a) 1100 ℃; (b) 1200 ℃; (c) 1300 ℃; (d) 1400 ℃
![]()
图 5 多向锻造后圆柱型纯钼坯体形状变化：（a）烧结坯；（b）一次拔长；（c）一次镦粗；（d）二次拔长；（e）二次镦粗；（f）三次拔长
Figure 5. Shape change of the cylindrical pure molybdenum body after the multi-directional forging: (a) sintering body; (b) first step, drawing; (c) second step, upsetting; (d) third step, drawing; (e) fourth step, upsetting; (f) fifth step, drawing
![]()
图 6 多向锻造后锻件轴切面等效应变分布：（a）一次拔长；（b）一次镦粗；（c）二次拔长；（d）二次镦粗；（e）三次拔长
Figure 6. Equivalent strain distribution of forging in the axial section after the multi-directional forging: (a) first step, drawing; (b) second step, upsetting; (c) third step, drawing; (d) fourth step, upsetting; (e) fifth step, drawing
![]()
图 7 变形均匀性系数和平均等效应变在锻造过程中的变化
Figure 7. Variation of the uniformity coefficient and the average equivalent strain during forging
![]()
图 8 多向锻造过程中纯钼的相对密度分布：（a）一次拔长；（b）一次镦粗；（c）二次拔长；（d）二次镦粗；（e）三次拔长
Figure 8. Relative density distribution of pure molybdenum in multi-directional forging process: (a) first step, drawing; (b) second step, upsetting; (c) third step, drawing; (d) fourth step, upsetting; (e) fifth step, drawing
![]()
图 9 多向锻造变形过程中各工步纵截面显微组织：（a）烧结坯；（b）一次拔长；（c）一次镦粗；（d）二次拔长；（e）二次镦粗；（f）三次拔长
Figure 9. Longitudinal section microstructure of forging in the multi-directional forging and deformation: (a) sintering body; (b) first step, drawing; (c) second step, upsetting; (d) third step, drawing; (e) fourth step, upsetting; (f) fifth step, drawing
类别 参数 塑流应力方程 $\dot{\bar{\varepsilon}} $=6.19×108[sinh(0.0038σ)]7.7175
exp[−282479/(RT)]热膨胀系数 5×10−6 K‒1 杨氏模量 2.79×1011 MPa 泊松比 0.324 导热系数 98.8 W·m−1·K−1 塑性功至热变换率 0.9 密度 10.2 g·cm−3 初始相对密度 0.95 
下载: 导出CSV
表 2 多向锻造过程各工步试样的变形参数
Table 2 Deformation parameters of the multi-directional forging process in each step
工步数 变形方向 变形温度 / ℃ 变形量 / % 1 一次拔长 1300 56 2 一次镦粗 1100 70 3 二次拔长 1100 50 4 二次镦粗 1100 70 5 三次拔长 1100 50
下载: 导出CSV
-
[1] 陈艳芳, 谢敬佩, 王爱琴, 等. 钼及钼合金溅射靶材的研究现状与发展趋势. 粉末冶金技术, 2018, 36(5): 393 Chen Y F, Xie J P, Wang A Q, et al. Research status and development trend of molybdenum and molybdenum alloy sputtering target materials. Powder Metall Technol, 2018, 36(5): 393
[2] 王承阳, 滕宇阔, 董帝, 等. Mo–30W钼合金棒材再结晶行为研究. 粉末冶金技术, 2018, 36(6): 418 Wang C Y, Teng Y K, Dong D, et al. Study on recrystallization behavior of Mo‒30W molybdenum alloy. Powder Metall Technol, 2018, 36(6): 418
[3] Xing H R, Hu P, Zhou Y H, et al. The microstructure and texture evolution of pure molybdenum sheets under various rolling reductions. Mater Charact, 2020, 165: 110357 DOI: 10.1016/j.matchar.2020.110357
[4] 王铁军, 张龙戈, 车洪艳, 等. 钼合金热等静压扩散连接技术研究进展. 粉末冶金工业, 2020, 30(6): 80 Wang T J, Zhang L G, Che H Y, et al. Research progress on HIP diffusion bonding of molybdenum alloys. Powder Metall Ind, 2020, 30(6): 80
[5] 武洲, 李晶, 刘晓辉, 等. 国内钼行业研究热点分析. 中国钼业, 2019, 43(3): 1 Wu Z, Li J, Liu X H, et al. Analysis on hot research of domestic molybdenum field. China Molybdenum Ind, 2019, 43(3): 1
[6] 夏雨, 王快社, 胡平, 等. 纯钼金属高温塑性变形行为研究进展. 材料导报, 2019, 33(10): 3277 Xia Y, Wang K S, Hu P, et al. Research progress on plastic deformation behavior of pure molybdenum metal. Mater Rep, 2019, 33(10): 3277
[7] 赵虎. 钼及钼合金烧结技术研究及发展. 粉末冶金技术, 2019, 37(5): 382 Zhao H. Research and development on the sintering techniques of molybdenum and molybdenum alloys. Powder Metall Technol, 2019, 37(5): 382
[8] Kolobov Y R, Kieback B, Ivanov K V, et al. The structure and microhardness evolution in submicrocrystalline molybdenum processed by severe plastic deformation followed by annealing. Int J Refract Met Hard Mater, 2003, 21(1-2): 69 DOI: 10.1016/S0263-4368(03)00002-7
[9] 李萍, 林泉, 聂爱琴, 等. HPT不同压力下纯钼的组织和性能及热稳定性. 稀有金属材料与工程, 2019, 48(2): 673 Li P, Lin Q, Nie A Q, et al. Microstructure, performance and thermal stability of pure molybdenum by HPT method under different pressure. Rare Met Mater Eng, 2019, 48(2): 673
[10] Wang X, Li P, Xue K M. DEM and microstructure analysis of pure molybdenum powder material during equal channel angular pressing. Key Eng Mater, 2017, 732: 11 DOI: 10.4028/www.scientific.net/KEM.732.11
[11] 任茹. 钼板坯轧制工艺优化研究. 中国钼业, 2010, 34(3): 46 DOI: 10.3969/j.issn.1006-2602.2010.03.010 Ren R. Study on molybdenum slabs rolling process optimization. China Molybdenum Ind, 2010, 34(3): 46 DOI: 10.3969/j.issn.1006-2602.2010.03.010
[12] 朱庆丰, 张扬, 朱成, 等. 高纯铝多向锻造大塑性变形过程的数值模拟及实验研究. 材料工程, 2017, 45(4): 15 DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000401 Zhu Q F, Zhang Y, Zhu C, et al. Numerical simulation and experimental investigation on multi-direction forging behaviors of high purity aluminum. J Mater Eng, 2017, 45(4): 15 DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000401
[13] Nie K B, Deng K K, Wang X J, et al. Influence of SiC nanoparticles addition on the microstructural evolution and mechanical properties of AZ91 alloy during isothermal multidirectional forging. Mater Charact, 2017, 124: 14 DOI: 10.1016/j.matchar.2016.12.006
[14] 刘东亮. 多向锻造2A14铝合金组织与力学性能研究[学位论文]. 长沙: 中南大学, 2014 Liu D L. Study of Microstructure and Mechanical Properties of 2A14 Aluminum Alloy During Multi-Directional Forging [Dissertation]. Changsha: Central South University, 2014
[15] Zherebtsov S V, Salishchev G A, Galeyev R M, et al. Production of submicrocrystalline structure in large-scale Ti–6Al–4V billet by warm severe deformation processing. Scr Mater, 2004(51): 1147
[16] 杨益航, 赖飞龙, 郑艾龙, 等. 钼棒材径向锻的失效机制研究. 塑性工程学报, 2020, 27(4): 27 DOI: 10.3969/j.issn.1007-2012.2020.04.004 Yang Y H, Lai F L, Zheng A L, et al. Research on failure mechanisms of radial forging of Mo bars. J Plastic Eng, 2020, 27(4): 27 DOI: 10.3969/j.issn.1007-2012.2020.04.004
-
期刊类型引用(0)
其他类型引用(4)
计量
- 文章访问数: 890
- HTML全文浏览量: 200
- PDF下载量: 67
- 被引次数: 4
