對i70合金吸氫行為的影響

對i70合金吸氫行為的影響

鈦合金具有良好的耐腐蝕性、比強度高、在高溫下良好的適應性。有研究1材料及試樣制備實驗材料選用Ti70(Ti-2.5Al-2Zr-1Fe)合金板材，板材規(guī)格為300mm×150mm×10mm，原始氫含量約為12～17μg/g，根據(jù)多次金相顯微組織統(tǒng)計，Ti70合金中β相含量的約為7%～15%。1～4#試樣分別為未經(jīng)處理、在800℃下保溫20min并空冷、在900℃保溫20min并空冷以及在1000℃下保溫20min并空冷的Ti70合金板材。Ti70合金試樣充氫采用電解法，碳棒為陽極，鈦合金試樣為陰極，在充氫過程中，軋制面正對碳棒，并以軋制面作為參考面設置充氫電流，電流密度為10mA/cm氫含量檢測所用儀器為ONH2000氣體分析儀，參照ASTME1447-09(R2016)標準采用惰性氣體熔融熱導法進行檢測，實驗過程中的氫含量檢測在未特殊說明的情況下，均選取表面處大小約為2mm×3mm×2mm的試樣。金相顯微組織檢測所用設備為ZEISSObserver.Z1m金相顯微鏡，參照GB/T5168-2008和GB/T6611-2008檢測中選用的侵蝕劑為硝酸、氫氟酸和水的混合溶液。2結果和分析2.1組織相和連續(xù)相4種板材的表面金相組織如圖1所示。由圖1a和b可以看出，Ti70合金板材由等軸和拉長的α相以及晶間β相組成，以拉長的α相為主，等軸α相較少；由圖1c和d可以看出，其組織與原始板材相近，由等軸和拉長α相以及晶間β相組成，不同的是此時等軸α相占據(jù)主導地位，且在此溫度下試樣組織已發(fā)生部分再結晶，晶間β相的形態(tài)與分布也開始發(fā)生變化(圖1d)，晶界開始變粗，有平直化的趨勢，晶間β相開始出現(xiàn)層狀轉變的跡象，但未見完全轉變的區(qū)域；由圖1e和f可以看出，Ti70合金板材由等軸α相和含片狀α相的轉變β相組成，在此溫度退火時，溫度達到α→β轉變溫度(882℃將4種組織的試樣加工成規(guī)格為50mm×100mm×6mm的試樣，在充氫前和充氫48h后對各試板的氫含量進行檢測，結果如表1所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，在充氫前具有連續(xù)β相的4#試樣氫含量最高，達到43μg/g,2#、3#試樣氫含量接近原始板材的氫含量，說明試樣在熱處理過程中已發(fā)生不同程度的吸氫，低于900℃熱處理時，試樣的吸氫不明顯，但在高于900℃時，試樣的吸氫量明顯上升。4組試樣充氫后，同樣是4#試樣的氫含量最高，達到1120μg/g，其他3種組織試樣的氫含量處在190～320μg/g的范圍內，證明當Ti70試樣在相變溫度以上發(fā)生相轉變后，吸氫能力會顯著增加。處于組織過渡狀態(tài)的3#試樣的氫含量高于1#和2#試樣，4種試樣充氫后吸氫量的順序為：4#>3#>2#>1#，同時由圖1可知，隨著熱處理溫度的升高，β相的連續(xù)程度逐漸增大，連續(xù)程度的順序為：4#>3#>2#>1#?？梢姡姆N組織試樣的吸氫量與β相連續(xù)程度呈正相關。另外，雖然試樣在1000℃熱處理過程中的吸氫量(43μg/g)與充氫過程的吸氫量(1120μg/g)相比可以忽略，但43μg/g的氫含量足以對材料性能造成影響2.2不同表面氫含量的對比將規(guī)格為120mm×150mm×10mm的板材充氫170h后，分別沿軋制方向(L)與板厚方向(S)的截面取一系列大小相同的試樣檢測其相應位置的氫含量，取樣方法如圖2所示，其中圖2a為沿試樣L向由表面至心部連續(xù)取樣，圖2b為在10mm厚試樣上沿S向由上表面至下表面每下降1mm取一個測氫試樣，不同位置測氫樣的氫含量數(shù)據(jù)如表2所示。對比L向中7個取樣點的測試結果可見，表面的l1處氫含量最高，達到980μg/g，次表面的l2試樣的氫含量為55μg/g，心部的l7處氫含量僅為13μg/g，相當于未充氫板材的氫含量；對比S向中的八個取樣點，同樣可以發(fā)現(xiàn)表面s1、s8兩處的氫含量最高，分別為194和242μg/g，遠高于其他部位，心部的s4、s5氫含量為原始氫含量，證明H主要集中在試樣表面，氫含量由表面至心部迅速降低。L向試樣中距表面2mm處的l2樣品氫含量為55μg/g，而S向中距表面2mm處的s3和s6樣品氫含量分別為14和13μg/g，遠低于L向距表面相同距離處的氫含量，可見充氫過程中H在L向的擴散距離更長。2.3比表面積對h擴散的影響為了研究比表面積(表面積/體積)與試樣吸氫能力的關系，將板材加工為具有不同比表面積的系列試樣，實驗時，選用的充氫電流密度為10mA/cm圖中的趨勢線是利用最小二乘法對數(shù)據(jù)點進行回歸分析得到的。從圖3中可見，比表面積越大，氫含量越高。圖中雖有個別比表面積較大試樣的氫含量略低于比表面積較小的試樣，但從散點圖中擬合得到的趨勢線來看，不影響整體規(guī)律，異常點的原因可能與取樣點或者測樣之前打磨掉的厚度有關。在2.2節(jié)中已經(jīng)證明H的擴散主要集中在試樣表面，越靠近心部氫含量越低，由此可見，取樣點接近表面或者試樣測試前打磨掉的厚度較薄，都會使氫含量較高，反之則會較低，但打磨厚度差異造成的誤差相對較小，影響氫含量高低的因素主要還是比表面積。比表面積為樣品表面積與體積的比值，比表面積越大，單位體積試樣擁有的表面積則越大，在充氫過程中單位質量的Ti70合金接觸到的電解液就會更多，得到氫的機會也會更大，氫含量也會更高。3h沿不同方向擴散的晶體結構原子在金屬中的擴散可以通過多種方式進行，如體擴散和晶界擴散。一般情況下，對于原子半徑較大、遷移能力較弱的原子，主要以晶界擴散為主；而對于原子半徑較小、遷移能力較強的原子，主要以體擴散為主。H原子的原子半徑極小，只有0.037nm，遷移擴散能力極強，Ti70合金中的晶界面積又占比較小，所以即使存在晶界擴散，晶界的通道效應也會極弱，因此，H在Ti70合金中的擴散以體擴散為主。室溫下，H原子以體擴散的方式向鈦合金內部擴散時，如表3所示在鈦合金中，β相的晶體結構相較于α相的晶體結構在吸氫方面也具有一定優(yōu)勢由2.2節(jié)可知，在相同充氫條件下，S向中H的擴散深度約為1mm,L向中H的擴散深度約為2mm，不同方向中H擴散深度的不同與沿不同方向上得到的顯微組織有關。圖5為實驗所用試樣的顯微組織三維示意圖，H沿L向擴散時，表層處的晶間β與H的擴散方向一致，分布在晶間的狹長β相相當于H的擴散通道，H沿此向擴散時受到阻礙較小；而H沿S向擴散時，擴散方向垂直于拉長的α和晶間β，H沿S向朝β相中擴散時需要轉變?yōu)檠豑或L向來實現(xiàn)，此外，在此向中拉長的α相呈層狀堆疊分布，由于其較低的溶氫能力，在H的擴散道路上也會形成較大阻礙，因此，H在S向中的擴散較為困難，這與實驗得到的數(shù)據(jù)一致，即擴散較為困難的S向擴散深度較小，擴散較為容易的L向擴散深度較大。由于檢測手段有限，接近表層范圍內的氫含量變化趨勢無法測得，但根據(jù)Fick第二定律可知，原子或分子在物質內部進行擴散時，表面的濃度最高，濃度由表面至心部逐漸降低，因此，S、L兩向中H的擴散在一定范圍內可能呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢。而在圖2a和b中的氫含量發(fā)生驟降，可能是由于勢壘的作用，經(jīng)典力學認為，粒子運動如果遇到高于本身能量的勢壘，在這個勢壘的作用下粒子不可能運動到勢壘的另一側，所以H的擴散集中在表層附近，極有可能是由于H原子向內擴散，遇到高于自身的能量勢壘。Ti70合金是一種近α合金，α相含量極高，可達85%以上，一旦富集的氫濃度等于可容納氫的臨界值，氫化物就會形成，氫化物的存在，對于向合金內部擴散的氫原子來說，就是一個不可逾越的勢壘，除此之外，由于濃度梯度作用在α/β相界偏聚的高濃度氫原子，也可能是勢壘形成的原因之一。4試驗結果和氫含量的變化(1)隨退火溫度升高，Ti70試樣的組織會發(fā)生變化，800℃左