对i70合金吸氢行为的影响

对i70合金吸氢行为的影响

钛合金具有良好的耐腐蚀性、比强度高、在高温下良好的适应性。有研究1材料及试样制备实验材料选用Ti70(Ti-2.5Al-2Zr-1Fe)合金板材，板材规格为300mm×150mm×10mm，原始氢含量约为12～17μg/g，根据多次金相显微组织统计，Ti70合金中β相含量的约为7%～15%。1～4#试样分别为未经处理、在800℃下保温20min并空冷、在900℃保温20min并空冷以及在1000℃下保温20min并空冷的Ti70合金板材。Ti70合金试样充氢采用电解法，碳棒为阳极，钛合金试样为阴极，在充氢过程中，轧制面正对碳棒，并以轧制面作为参考面设置充氢电流，电流密度为10mA/cm氢含量检测所用仪器为ONH2000气体分析仪，参照ASTME1447-09(R2016)标准采用惰性气体熔融热导法进行检测，实验过程中的氢含量检测在未特殊说明的情况下，均选取表面处大小约为2mm×3mm×2mm的试样。金相显微组织检测所用设备为ZEISSObserver.Z1m金相显微镜，参照GB/T5168-2008和GB/T6611-2008检测中选用的侵蚀剂为硝酸、氢氟酸和水的混合溶液。2结果和分析2.1组织相和连续相4种板材的表面金相组织如图1所示。由图1a和b可以看出，Ti70合金板材由等轴和拉长的α相以及晶间β相组成，以拉长的α相为主，等轴α相较少；由图1c和d可以看出，其组织与原始板材相近，由等轴和拉长α相以及晶间β相组成，不同的是此时等轴α相占据主导地位，且在此温度下试样组织已发生部分再结晶，晶间β相的形态与分布也开始发生变化(图1d)，晶界开始变粗，有平直化的趋势，晶间β相开始出现层状转变的迹象，但未见完全转变的区域；由图1e和f可以看出，Ti70合金板材由等轴α相和含片状α相的转变β相组成，在此温度退火时，温度达到α→β转变温度(882℃将4种组织的试样加工成规格为50mm×100mm×6mm的试样，在充氢前和充氢48h后对各试板的氢含量进行检测，结果如表1所示。可以发现，在充氢前具有连续β相的4#试样氢含量最高，达到43μg/g,2#、3#试样氢含量接近原始板材的氢含量，说明试样在热处理过程中已发生不同程度的吸氢，低于900℃热处理时，试样的吸氢不明显，但在高于900℃时，试样的吸氢量明显上升。4组试样充氢后，同样是4#试样的氢含量最高，达到1120μg/g，其他3种组织试样的氢含量处在190～320μg/g的范围内，证明当Ti70试样在相变温度以上发生相转变后，吸氢能力会显著增加。处于组织过渡状态的3#试样的氢含量高于1#和2#试样，4种试样充氢后吸氢量的顺序为：4#>3#>2#>1#，同时由图1可知，随着热处理温度的升高，β相的连续程度逐渐增大，连续程度的顺序为：4#>3#>2#>1#。可见，四种组织试样的吸氢量与β相连续程度呈正相关。另外，虽然试样在1000℃热处理过程中的吸氢量(43μg/g)与充氢过程的吸氢量(1120μg/g)相比可以忽略，但43μg/g的氢含量足以对材料性能造成影响2.2不同表面氢含量的对比将规格为120mm×150mm×10mm的板材充氢170h后，分别沿轧制方向(L)与板厚方向(S)的截面取一系列大小相同的试样检测其相应位置的氢含量，取样方法如图2所示，其中图2a为沿试样L向由表面至心部连续取样，图2b为在10mm厚试样上沿S向由上表面至下表面每下降1mm取一个测氢试样，不同位置测氢样的氢含量数据如表2所示。对比L向中7个取样点的测试结果可见，表面的l1处氢含量最高，达到980μg/g，次表面的l2试样的氢含量为55μg/g，心部的l7处氢含量仅为13μg/g，相当于未充氢板材的氢含量；对比S向中的八个取样点，同样可以发现表面s1、s8两处的氢含量最高，分别为194和242μg/g，远高于其他部位，心部的s4、s5氢含量为原始氢含量，证明H主要集中在试样表面，氢含量由表面至心部迅速降低。L向试样中距表面2mm处的l2样品氢含量为55μg/g，而S向中距表面2mm处的s3和s6样品氢含量分别为14和13μg/g，远低于L向距表面相同距离处的氢含量，可见充氢过程中H在L向的扩散距离更长。2.3比表面积对h扩散的影响为了研究比表面积(表面积/体积)与试样吸氢能力的关系，将板材加工为具有不同比表面积的系列试样，实验时，选用的充氢电流密度为10mA/cm图中的趋势线是利用最小二乘法对数据点进行回归分析得到的。从图3中可见，比表面积越大，氢含量越高。图中虽有个别比表面积较大试样的氢含量略低于比表面积较小的试样，但从散点图中拟合得到的趋势线来看，不影响整体规律，异常点的原因可能与取样点或者测样之前打磨掉的厚度有关。在2.2节中已经证明H的扩散主要集中在试样表面，越靠近心部氢含量越低，由此可见，取样点接近表面或者试样测试前打磨掉的厚度较薄，都会使氢含量较高，反之则会较低，但打磨厚度差异造成的误差相对较小，影响氢含量高低的因素主要还是比表面积。比表面积为样品表面积与体积的比值，比表面积越大，单位体积试样拥有的表面积则越大，在充氢过程中单位质量的Ti70合金接触到的电解液就会更多，得到氢的机会也会更大，氢含量也会更高。3h沿不同方向扩散的晶体结构原子在金属中的扩散可以通过多种方式进行，如体扩散和晶界扩散。一般情况下，对于原子半径较大、迁移能力较弱的原子，主要以晶界扩散为主；而对于原子半径较小、迁移能力较强的原子，主要以体扩散为主。H原子的原子半径极小，只有0.037nm，迁移扩散能力极强，Ti70合金中的晶界面积又占比较小，所以即使存在晶界扩散，晶界的通道效应也会极弱，因此，H在Ti70合金中的扩散以体扩散为主。室温下，H原子以体扩散的方式向钛合金内部扩散时，如表3所示在钛合金中，β相的晶体结构相较于α相的晶体结构在吸氢方面也具有一定优势由2.2节可知，在相同充氢条件下，S向中H的扩散深度约为1mm,L向中H的扩散深度约为2mm，不同方向中H扩散深度的不同与沿不同方向上得到的显微组织有关。图5为实验所用试样的显微组织三维示意图，H沿L向扩散时，表层处的晶间β与H的扩散方向一致，分布在晶间的狭长β相相当于H的扩散通道，H沿此向扩散时受到阻碍较小；而H沿S向扩散时，扩散方向垂直于拉长的α和晶间β，H沿S向朝β相中扩散时需要转变为沿T或L向来实现，此外，在此向中拉长的α相呈层状堆叠分布，由于其较低的溶氢能力，在H的扩散道路上也会形成较大阻碍，因此，H在S向中的扩散较为困难，这与实验得到的数据一致，即扩散较为困难的S向扩散深度较小，扩散较为容易的L向扩散深度较大。由于检测手段有限，接近表层范围内的氢含量变化趋势无法测得，但根据Fick第二定律可知，原子或分子在物质内部进行扩散时，表面的浓度最高，浓度由表面至心部逐渐降低，因此，S、L两向中H的扩散在一定范围内可能呈现出逐渐降低的趋势。而在图2a和b中的氢含量发生骤降，可能是由于势垒的作用，经典力学认为，粒子运动如果遇到高于本身能量的势垒，在这个势垒的作用下粒子不可能运动到势垒的另一侧，所以H的扩散集中在表层附近，极有可能是由于H原子向内扩散，遇到高于自身的能量势垒。Ti70合金是一种近α合金，α相含量极高，可达85%以上，一旦富集的氢浓度等于可容纳氢的临界值，氢化物就会形成，氢化物的存在，对于向合金内部扩散的氢原子来说，就是一个不可逾越的势垒，除此之外，由于浓度梯度作用在α/β相界偏聚的高浓度氢原子，也可能是势垒形成的原因之一。4试验结果和氢含量的变化(1)随退火温度升高，Ti70试样的组织会发生变化，800℃左