第33卷 第1期Vol 133 No 11
稀 有 金 属
CH I N ESE JOURNAL OF RARE MET LAS
2009年2月
Feb 12009
刘仁智3
，李大成，卜春阳，李 晶，刘东新
(金堆城钼业股份有限公司技术中心，陕西西安710075)
新型地沟油
收稿日期:2008-02-21；修订日期:2008-05-06 基金项目：中国铝业专项基金(2006KJA21)资助项目
作者简介：刘仁智(1979-)，女，四川资阳人，硕士，工程师；研究方向：钼合金加工工艺及性能3通讯联系人(E -mail: )
摘要：对Mo 2Si 2A l 2K 合金板坯经过20%,40%,50%轧制及退火后掺杂粒子的演变过程、不同掺杂量(与金属钼的质量百分比AKS 21∶K (%)= 0.08,AKS 23∶K (%)=0.27,AKS 25∶K (%)=0.45)板坯的力学性能进行研究，结果表明：轧制板坯中的掺杂相沿轧制方向拉长、碎化，形成沿 轧制方向排列的掺杂粒子列；适当地增加掺杂量能显著提高板坯的抗拉强度、延伸率及杯突值；随着掺杂量的增加，加工成型的难度加大。
关键词:AKS 掺杂钼板；显微组织；力学性能
中图分类号:TG146.4 文献标识码:A 文章编号:0258-7076(2009)01-0012-05
钼金属因其高温难熔的特性而获得广泛应用，但纯钼制品由于高温氧化和低温脆性以及较低的再结晶温度等缺点，影响了其使用性能，限制了其使用范围的进一步扩大；因此，人们研究开发了各种钼合金产品，以适应更高温度条件和不同环境下的使用要求。研究发现，掺杂微量元素钼合金主要在1100～1400℃的温度下强化作用明显，当温度升高时则会失效
[1]
。碳化物弥散强化钼合金在
1400～1500℃时强化作用最为明显，在1500～1800℃时碳化物不稳定导致强化作用下降
[2]
，但
此温度下掺杂高熔点稀土氧化物钼合金强化效果显著
[3]
，高于2000℃时稀土氧化物开始软化而掺
杂硅铝钾的钼合金(AKS )钾泡强化作用凸显
[4,5]
,
这是AKS 掺杂钼合金被称其为高温钼的主要原因。
AKS 掺杂钼合金生产方法和其钨合金相类似,
只是过程温度相对要低。AKS 掺杂钼板由于其良好的高温性能和较高的再结晶温度，广泛应用于航空、航天，核工业等行业作为隔热屏、金属封接材料及高温炉中的发热体等。有关AKS 掺杂钨制品其钾泡形成、过程演变、分布及强化机制研究很多。然而，有关AKS 掺杂钼板材强化机制研究较少，特别是对掺杂相的形成及强化机制，有关其压力加工性能方面的研究更少。因此，本文将对AKS 掺杂钼合金板材在不同的变形量下掺杂相粒子的 形貌演变及不同掺杂含量板材的力学性能进行实验研究，对实验结果及影响因素进行分析讨论。
1 实 验
为了考察不同的掺杂量对坯料显微组织、力学性能的影响以及掺杂元素在还原、烧结、加工过程中的演变以优化成分设计形成最佳成分与工艺的配比生产出最优性能的产品，因此对实验设计3组掺杂物含量，其设计含量(与金属钼的质量百分比)AKS 21∶K (%)=0.08,AKS 23∶K (%)=0.27,AKS 25∶K (%)=0.45。
在真空喷雾掺杂机中按照理论设计含量将配制好的K 2Si O 3和A l (NO 3)3・9H 2O 水溶液按一定顺序喷入MoO 2粉末中。掺杂氧化钼粉体在平四管还原炉中还原制得掺杂钼粉，最高还原温度930℃。将准备好的掺杂钼粉在冷等静压机中压制成型。对压坯进行中频高温烧结，制得AKS 掺杂烧结钼板坯。在1500℃加热40m in 经板材热轧轧机多道次轧制至厚度2.0mm ，经碱洗、表面修磨等处理，在850
℃加热进入温轧至0.5mm 厚，退火，精整，进入冷轧，冷轧板材成品规格厚度0.3,0.4mm 。在同样的加工工艺下,AKS 21和AKS 23能顺
利加工到成品，而AKS 25在加工过程中出现劈裂，实验结果分析主要针对AKS 21和AKS 23。
1期刘仁智等 AKS掺杂钼板显微组织与力学性能研究13
2 结 果
2.1 掺杂相形貌演变
对AKS21,AKS23轧制板坯在不同轧制道次取样，取样方向沿轧向，进行透射电镜及扫描电镜分析其显微组织并进行对比，两个批号板坯的显微组织相近，掺杂相的形貌也基本相同，不同的是掺杂量越高，显微照片中出现掺杂相的几率越高，其几何尺寸越大。现以0.4mm AKS23冷轧钼板的透射电镜及扫描电镜显微组织为例，如图1所示。板
图1 板坯在不同变形量及退火后掺杂相的形貌及能谱图
Fig.1Doped phase m icr ostructure and its energy s pectru m at different r olli ng reducti on and anneali ng (a),(f)20%;(b),(g)40%;(c),(h)50%;(d),(i)After annealing;(e)Doped phase particles arrays
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稀 有 金 属33卷
材轧制变形20%时，掺杂相的形状主要是长条状，有少部分为短条状、菱形等，并随机分布在晶界与晶内，如图1(a)；当板材变形40%时，大多数的掺杂相已明显由长条碎化为多个短条，分析可知，长条状和带棱角的掺杂相最易破碎，碎化的掺杂相按一定的顺序排列，跨越多个晶粒，如图1(b)；当板材变形50%时进一步碎化的掺杂相形成椭球状，如图1(c)；当板材退火处理后，掺杂相发生团聚成圆球状图1(d)；通过扫描电镜可见分布整齐的掺杂相粒子列，图1(e),(f),(g),(h),(i)分别为(a),(b),(c),(d)图中掺杂相的能谱，由能谱可见，掺杂相中含有Si,A l,K3种元素。2.2 冷轧AKS掺杂钼板力学性能
对厚度为0.3和0.4mm的冷轧板分别进行室温拉伸试验及杯突试验，对厚度为0.4mm的板材进行高温拉伸试验，检测其拉伸性能及深冲性能，力学性能如表1及图2所示。由表可见,AKS23的抗拉强度、延伸率及杯突值都明显优于AKS21。高温拉伸温度低于1600℃时,AKS23的抗拉强度明显大于AKS21的抗拉强度，充分体现掺杂元素形成掺杂相的强化作用；但温度升到1800℃时，两个批号板材的抗拉强度趋于一致，延伸率的差距也逐渐减小，表明掺杂相在一定的高温下仍存在着局限性。
3 讨 论
3.1 掺杂相形貌演变及机制
烧结板中的掺杂相粒子经过开坯轧制，由球状(图3所示)逐渐拉长成细条状，经反复轧制逐渐破碎，由变形量20%板材中拉长的细条状变为短杆状，随着变形量的增加，由短杆状演变为椭球状；随后的退火处理使椭球状进一步球化成圆球状；随着基体金属的累积变形掺杂相也参与变形并且自身产生一定的变形量；在烧结坯中随机测量掺杂相粒子的最大直径约为300nm，在板坯完成20%的变形量以后，在轧制杆中随机测量较长
表1 厚度为0.3和0.4mm的冷轧AKS掺杂钼板的室温拉伸与深冲值
Table1 Ten si on test(a t roo m te m pera ture)and cup draw ing test(a t roo m te m pera ture)of two groups of cold rolling AKS2doped m olybdenu m pl a tes(th i ckness:0.3and0.4mm)
五羟基己醛
Sa mp les Tensile strength/MPa El ongati on/%D irecti on Puncher p i n dia meter/mm Erichsen number/mm
氢氧化钙生产δ=0.3AKS2180210.8Transverse20 4.8
烟气脱硝催化剂75411.6Longitudinal
AKS2382511.0Transverse20 5.7
78011.7Longitudinal
δ=0.4AKS211080 4.0Transverse20 5.2
1100 5.0Longitudinal
AKS2312707.0Transverse20 5.5
12407.5Longitudinal
图2 厚0.4mm轧制钼板高温拉伸性能
Fig.2 Tensi on p r operties of t w o gr oup s of r olli ng AKS2doped molybdenu m p lates at high temperature
1期刘仁智等 AKS掺杂钼板显微组织与力学性能研究15
图3 烧结板坯中掺杂相粒子(a)及相应的能谱图(b)
Fig.3 Doped phase m icr ostructure and its energy s pectru m of si nteri ng p late
的掺杂相粒子约800n m，产生了166%的延伸率。轧制过程是晶粒沿轴向不断拉长和细化的过程，同样，掺杂相粒子也伴随基体金属参与了这种变形和细化的过程；压力加工过程中晶粒变形带动晶界的迁移、萌生和消亡，也是位错不断产生和不断消亡的过程，变形量的不断累积，致使晶内以及晶界布满了大量的位错，集聚了大量的界面能，在这个过程中，晶粒与晶粒之间相互挤压，处在晶界上的掺杂相粒子在这种挤压力下发生变形、破碎，破碎的掺杂相粒子一部分仍处于晶界上，一部分随着晶界的消失进入晶内；在退火处理中，晶界和位错中积聚的能量获得了一定程度的释放，处于晶界上的掺杂相粒子受三向压力、能量集中的状态也得到一定程度的缓解，大小根据从温度升高获得能量的大小而决定，获得的能量使椭球状的掺杂相粒子不断膨胀并在表面张力的作用下球化，这时掺杂相粒子不管是在晶界上还是在晶粒内均处于较稳定的状态。
烧结板坯的等轴晶粒在轧制变形的应力状态下形成沿轴向拉长，横向压扁的长晶粒；烧结坯中以近球形和椭球形存在的掺杂相粒子处于这种应力状态下则形成沿轴向拉长的条状，条状掺杂相在后续道次的轧制过程中拉长、破碎，形成一个个短条状粒子，短条状或短杆状掺杂相再经进一步撕裂、破碎，
形成长长的掺杂相粒子列；最初掺杂相的分布遗传烧结坯的随机分布的特点，但随着轧制变形的进行，掺杂相粒子列逐渐形成沿轧制方向排列整齐的粒子列。3.2 掺杂相与板坯力学性能
掺杂元素经还原、烧结，其含量降低，尤其是K元素。K元素在740℃以上发生气化，造成大量K元素挥发损失，而Si,A l元素由于高的分解汽化温度损失极小。板材高温拉伸试验中可见，随着拉伸温度的持续升高,AKS23与AKS21的抗拉强度及延伸率逐渐趋于一致，即在AKS23中特意增加的掺杂相粒子逐渐失去其强化功能，主要是作为掺杂相的硅酸铝钾在高温下逐渐分解，造成大量K 蒸气挥发损失,Si,A l元素固钾的作用也消失，相反在晶界形成脆性氧化物相。
而在常温下进行的拉伸试验及杯突试验，掺杂量较高的AKS23的力学性能就明显优于AKS21，掺杂量越高形成的掺杂相粒子列越多，掺杂相粒子列越长，长长的粒子列往往穿越多个晶粒，对多个晶粒进行钉扎，阻碍变形，在板材经历拉伸变形的过程中，其晶粒也产生拉伸变形，掺杂相伴随着晶粒的变形也产生一定的变形量，这种变形量使单个的掺杂相粒子拉长、撕裂形成多个粒子，使粒子列变得更长，钉扎作用也更强，因此抗拉强度及延伸率都增大。
4 结 论
1.轧制板坯中的掺杂相沿轧制方向拉长、碎化，形成K泡列。
2.适当的增加掺杂量能显著提高板坯的抗拉强度、延伸率及杯突值。
3.随着掺杂量的增加，加工成型的难度加大。
16
稀 有 金 属33卷彩透水混凝土施工工艺
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M i crostructure and M echan i ca l Properti es of AKS2doped M olybdenum Pl a te
L iu Renzhi3,L i Dacheng,Bu Chunyang,L i jing,L iu Dongxin(J indu icheng M olybdenum S tock Co.,L td.,X i′an710075,Ch i na)
Abstract:The characteristic evoluti on of the doped phase in the AKS2doped molybdenum p lates after r olli ng under different reducti on such as20%,40%, 50%and annealing was disscussed.Mechanical p r op2 erties of AKS2doped molybdenu m p lates with different dop i ng contents(AKS21∶0.08pct K,AKS23∶0.27pct K,AKS25∶0.45pct K)were studied.The results showed that doped phases i n r olli ng p lates were el on2gated and then br oke int o p ieces,at last arrayed al ong r olli ng directi on.W ith the i ncrease of dop i ng con2 tent,the mechanical p r operties i ncludi ng tensile strength,extensi bility and cupp i ng value were i ncreased notably.The p r ocessi ng of AKS2doped mo2 lybdenu m p late became more difficult with the i ncrease of dop i ng content.
Key words:AKS2doped molybdenu m p late;m icr ostructure;mechanical p r operty
