单晶制备.docx

Ti-2448 合金单晶制备摘要：承受型4椭球面反射镜红外聚焦浮区(FZT012023XVPS)，利用光学浮区法(OFZ)成功生长出具有<100>、<110>、<11l> 晶体学取向的Ti2448合金单晶体。结果说明：对Ti2448 合金，在无籽晶的状况下，通过晶粒的竞争生长，可以得到单晶：在具备籽晶状况下，当料棒转速为25 rrain、生长速率510 mmh，温度梯度为30ram时，可生长出具有籽晶取向的单晶，单晶体成分均匀，取向偏转小于20。关键词：Ti2448 合金：单晶制备；光学浮区法1 引言Ti24Nb-4Zr-8Sn(Ti2448)合金是一种型亚稳 型医用钛合金，具有很低的模量(50 GPa)，不含有毒元素等优点。争论觉察， 该合金具有很低的体模量和泊松比1，在弹性变形阶段具有很好的超弹性2，与其他合金由于应力诱发马氏体相变带来的超弹性不同， Ti-2448合金的超弹性是由于 相的晶格畸变引起的；塑性变形阶段发生局域化非均匀变形3。对于这种材料力学行为的争论正在逐步开放，由于单晶体消退了晶界作用，抑制了位错和缺陷，是争论材料力学行为的抱负材料。同时，争论说明，钛合金中不同的晶体学面性质不同4，材料的晶体学取向对于细胞的依附、生殖及活性都有影响5,6。因此，制备出Ti-2448金的单晶对于争论该医用钛合金有着重要意义。对 相Ti合金单晶的争论早在20世纪60年月就已经开放，主要是通过高温淬火或长时间退火将 相保存至室温，Mo当量较高时可以得到纯1 / 9 相钛合金单晶，对于Mo当量较低的亚稳态 钛合金，由于 相易在单晶制备过程中形成而无法制备出纯 相钛合金单晶7，在医用纯钛的争论中报道过 相单晶体的制备8。在多元钛合金单晶制备过程中易发生成分偏析而导致晶体成分不均匀9以及难以掌握凝固参数，因此少有关于多元 钛合金单晶制备的报道。本试验承受型4椭球面反射镜红外聚焦浮区炉。(FZ-T-12023-X-VP-S)，争论了型医用亚稳 钛合金Ti-2448单晶的制备，成功生长出具有<100>、<110>、<111> 晶体学取向的Ti-2448合金单晶体。2 试验方法Ti-24Nb-4Zr-8Sn(质量分数，下同)合金首先承受自耗炉3次熔炼成直径为140 mm的铸锭，然后在850热锻成直径为25 mm的棒材，从中间抽取直径为8.6mm的试棒，外表抛光后用做单晶体制备。单晶生长承受的试验装置为FZ-T-12023-X-VP-S光学浮区单晶生 长炉，通过浮区熔炼法生长籽晶，籽晶置于35 mm长的试棒底座上， 母料为100mm长。试棒的熔化及凝固过程在0.8 MPa的氩气气氛中进展， 生长速率为5 mmh，试棒相对旋转速率为25r.min-1。将试验所得试样进展纵向抛切，打磨抛光后在5mL HF+5mL HN0 +90mL H 0混合溶液32中腐蚀，利用Axiovert 200金相显微镜进展金相组织观看。利用Burker Advanced XRay Solutions(D8 Discover)争论晶体取向。利用LEOSUPRA35扫描电子显微镜的能谱仪测定沿生长方向合金的化学成分。3试验原理及过程3.1 籽晶的制备图1是试验前Ti-2448合金料棒的X射线衍射结果。由图可见，合金试棒为多晶钛合金。试验承受的浮区熔炼法，是一种垂直的区熔法，通过氙灯聚焦加热，在生长的晶体和原料棒之间形成一个微小的熔区，该熔区由外表张力与重力的平衡来保持其稳定。由于加热不需坩埚，可以用来生长高熔点的干净晶体。Ti-2448料棒通过自生长， 即自成核制备单晶籽晶。图2是单晶自发成核过程的示意图。当料棒对接端面到达足够的温度(超过材料的熔点)时，在端接面的一个狭窄的范围内形成一个熔区，里面含有很多晶粒，随着时间的推移，熔区体积不断扩大，晶粒密度也随之增加，在凝固过程中，具有择优取向的晶粒生长速率快，可淘汰非择优取向的晶粒，最终得到单个晶粒10。图2显示了这一过程各个时期的组织形貌，对单晶进展XRD定向后切割出<100>、<110>、<111>取向的籽晶。3.2 料棒与籽晶棒的对接在单晶生长的初始阶段，料棒(上)和籽晶(下)分开的距离大致为23 mm，安装样品的上杆和下杆以相反方向旋转，旋转速率为5r·min-1；当温度上升，料棒和籽晶相对的一端开头消灭熔化，外表熔化均匀后，料棒缓慢下移，直至接触到籽晶。最终，调整接触液面的直径与籽晶直径相近，这样就完成了料棒与籽晶的对接，可通过调整样品杆的转速维持一个稳定的固液面。3.3 生长状态监控浮区法一个重要的优点是简洁实时观看晶体的生长状况。利用CCD探头，观测生长过程，假设在界面上一旦消灭特别现象，可以通过转变生长条件(温度，上、下杆转速，提拉速度等)进展准时调整， 这样，试验最终制得Ti-2448合金的单晶体。4 结果分析及争论4.1 单晶体的成分均匀性表l列出了Ti一2448合金各组成元素的熔沸点，由于试验温度高于2100 K，故试验过程中低熔点合金元素Sn的挥发烧损值得关注。表2是料棒和单晶体的化学成分分析结果。由表2可知，在晶体生长过程中，合金元素的成分变化很小，Sn烧损较轻；由于生长过程缓慢，时间较长(约24 h)，虽然承受氩气保护，合金中O含量仍有小幅上升， 大约增加了O04。由单晶的沿生长方向成分分布曲线(图 3)可知，定向凝固所得单晶体成分比较均匀，根本无成分偏析。这是由于试验承受的浮区法能在微小的熔区中产生高的温度梯度，同时掌握凝固速率，得到平面凝固组织，从而减小了成分偏析。4.2 籽晶制备过程XRD和显微组织分析对于金属熔体生长，几乎全部的界面都是粗糙界面，所以金属晶 体的生长速率是各向同性的11。但在由于制备籽晶所承受的多晶料棒 存在<110>方向织构12，含有较多取向为<110>的晶粒，<110>方向优 先牛长的几率较多，这样各晶粒在生长时由于不同晶面上的择优生长， 使生长方向与热流方向不全都的晶粒渐渐被淘汰，从而到达稳定凝固 阶段的单晶生长。图4为定向凝固制备籽晶过程中各个时期的组织形貌：生长初期晶粒较小且较多(图4a)，随着生长的进展各晶粒渐渐长大并发生兼并积存(图4b)，最终得到单个晶粒(图4c)，定向凝固完毕时熔体自由凝固将得到胞状晶(图4d)。4.3 单晶的XRI)表征图5是通过籽晶法制备的Ti-2448合金单晶体的XRD分析结果。由图5可知，通过籽晶法进展浮区生长，可以制备出具有籽晶取向的Ti-2448合金单晶体，经试验测量，晶体偏转角小于20。在立方晶系中，对任意晶面(hkl)，晶面间距与晶面指数的关系为d 2=a2h2+k2+l2；Bragg方程为sin = (2d)；试验测得Ti-2448hkl合金(200)、(110)和(222)晶面的掠射角 分别为27.90、19.320和54.080。试验中k=0.15406 nm，故由此求算出Ti-2448合金晶格常数a=0.328 nm。5 结论1) 对Ti-2448合金，在无籽晶的状况下，通过晶粒的竞争生长，可以制备得到单晶；2) 在具备籽晶状况下，当料棒转速为25 mmh、生长速率510 mmh，温度梯度为30mm时，可通过籽晶法制备出具有籽晶取向的单晶；3) 分析说明，光学浮区法制得的Ti-2448单晶体成分均匀，取向偏转小于20。单晶体为bcc构造，晶格常数a=O.328 nm。参考文献1 Hao Y L et a1Phys RevLetJ，2023，98：2164052 Hao Y L et a1App Phys LetJ，2023，87：0919063 Hao Y L(郝玉琳)，Yang R(杨锐)Acta Metallurgica Siniea(金属学报)J】，2023，41(11)：11834 Mante F et a1JDent ResJ，1997，76：15215 Hanein Det a1J Cell SciJ，1993，104：2756 Hanein，D，Geiger B，Addadi LScienceJ，1 994，263(5 1 52)：14137 7 Collings E wPhysical Metallurgy of Titanium AlloysCColumbus：American Society for Metals，1 9848 Mante F k Zhang S，Romanow W J，Dent ResJ，1996， 75：27889 Katahara K wManghnani M H，Fisher E SJ Phys;FJ，1979，9(5)：77310 Hao YL，Li S J，Sun S Yet a1Acta BiomaterialiaJ，2023， 3277l1 Zhou Raohe(周尧和)，Hu Zhuangqi(胡壮麒)，Jie Wanqi(介万奇)et al Solidification Technology(凝固技术)MBeijing： China Machine Press，1998：36212 Min Naiben(闵乃本)Crystal Growth andRaw Wafer(体生长的物理根底)MShanghai：Shanghai ScientificTechnical Publishers，1980：434