2025, Vol. 46
Mo位于元素周期表中的第5周期第VIB族，属于过渡金属元素。Mo的同族元素有Cr和W。一般情况下，同族元素具有许多相似的物理化学性质。由于Mo具有高熔点、高沸点、低的线膨胀系数、优异的高温强度、良好的导热性、低的高温蠕变速率、小的热中子俘获截面以及突出的耐腐蚀性等特点，Mo不仅可作为高温环境下使用的优选材料，更成为近年来材料领域的研究热点之一，被广泛应用于航空航天、空间核反应堆、医学和化工等领域[1-3]。然而，纯Mo存在低温脆性、加工难度高、焊接性能差、再结晶脆性以及高温抗氧化能力弱等缺点[4-7]。通过对Mo进行合金化，不仅能消除其固有缺陷，还能在一定程度上优化其力学性能。常见钼合金包括：Mo−稀土（rare earth，Re）合金、TZM合金和ZHM合金等[8]。其中，TZM合金应用非常广泛，其优异的力学性能可满足空间核反应堆材料的使用要求[2]。较之纯Mo，TZM合金的韧脆转变温度显著降低，同时高温强度、热稳定性、耐腐蚀性能、再结晶温度等均显著提升[9-10]。本文综述了TZM合金的发展历程、制备工艺流程、强化机制、显微组织特征以及力学性能特点等，并对其未来发展方向进行了展望。
1 TZM合金的发展历程 1.1 Mo及TZM合金的发展历程在自然状态下，Mo主要以辉钼矿形式存在。1778年，瑞典科学家卡尔·威廉·谢勒利用HNO3分解辉钼矿得到H2MoO4，H2MoO4加热可分解为MoO3，由此证实了Mo的存在。1782年，彼得·雅各布·耶尔姆首次在密闭环境中将H2MoO4和木炭混合灼烧，制得黑色的Mo粉。20世纪初，高纯度Mo得以通过氢还原MoO3的方法制备出来[1]。
Mo易氧化且脆性高，同时工业技术水平有限，因此，直到20世纪Mo才逐步应用于工业生产中。法国Schneider公司先后研制出含Mo装甲板和炮钢，发现这些材料性能优良，由此揭开Mo作为“工业味精”的序幕。第二次世界大战期间，美国克莱麦克斯公司采用真空电弧熔炼法制备Mo锭，开辟了Mo作为结构材料的道路。此后，粉末冶金法的应用，实现了钼合金的规模化生产。自1978年美国推出旨在降低研究和试验反应堆用燃料富集度的研究计划以来，Mo作为核燃料（U-Mo）中的关键合金元素而受到广泛关注。TZM合金早在20世纪80年代就已成功应用于各种无缝钢管热穿孔顶头[1, 11]。此后，TZM合金凭借其优良的高温强度、抗氧化性和耐腐蚀性等特点，被广泛应用于核反应堆的燃料包壳和堆芯结构材料中[12]。
1.2 TZM合金与其他钼合金的对比钼合金主要有TZM合金、Mo-Ti合金、Mo-Zr合金、Mo-La合金和Mo-Re合金等。TZM合金和其他钼合金在成分、应用领域、显微组织和性能等方面存在差异。
只有Re质量分数超过30.00%的Mo-Re合金性能才能满足工业生产需求，但由于Re价格高昂，难以实现规模化生产。Mo-La合金中La质量分数标准为0.10%～1.20%[13-14]。Mo-Zr合金中Zr质量分数标准为0.10%～2.00%[9, 15]。Mo-Ti合金中Ti质量分数与TZM合金中Ti质量分数基本保持一致。TZM合金中，除基体Mo外，还含Ti、Zr和C，其中Ti、Zr和C质量分数依次为0.40%～0.55%、0.06%～0.12%和0.01%～0.04%[16]。
Mo-Re合金主要用于高温炉部件，Mo-Ti合金多用于航天结构材料和高温炉加热元件等，Mo-Zr合金主要用于电极材料，Mo-La合金广泛用于航空航天、化工设备和高温领域。TZM合金主要用于航空航天、化工、电子、核工业等高温领域。与Mo-Ti合金、Mo-Zr合金和Mo-La合金等相比，TZM合金能适应更恶劣的高温环境，尤其是强腐蚀性环境。与Mo-Re合金相比，TZM合金成本更低，且更易于规模化生产[17-18]。
Mrotzek等[19]使用相同的生产工艺制备了TZM合金和Mo-Ti合金。相较于Mo-Ti合金，TZM合金的显微组织更细小，晶界密度更高，且晶粒取向更复杂。TZM合金中添加Zr和Ti后通过固溶强化和第二相强化作用，可抑制合金中的位错运动和晶界迁移，进而阻碍晶粒长大，从而细化晶粒并强化Mo基体。合金中晶粒越细小，强化效果越显著，同时会延迟再结晶过程和提高再结晶温度，因此，TZM合金的显微组织比Mo-Ti合金显微组织比Mo-Ti合金的更细小均匀、热稳定性更高[16, 18-19]。
TZM合金、Mo-La合金、Mo-Ti合金和Mo-Zr合金在室温下的力学性能如表1所示。由表1可知：在室温下，TZM合金的抗拉强度为964～1 293 MPa，远高于其他3种钼合金的抗拉强度，这是TZM合金在室温下的最大优势；TZM合金在室温下的断后伸长率为6.9%～7.8%，和其他3种钼合金相比，未表现出明显优势，且存在低温脆性；Mo-La合金强度不高但塑性较好，呈现软而韧的特性；Mo-Ti合金和Mo-Zr合金的强度和断后伸长率则均不突出。
|
表 1 TZM合金、Mo-La合金、Mo-Ti合金和Mo-Zr合金在室温下的力学性能 Tab. 1 Mechanical properties of TZM alloy, Mo-La alloy, Mo-Ti alloy and Mo-Zr alloy at room temperature |
Hu等[20]采用相同方法制备了TZM合金、Mo-Ti合金和Mo-Zr合金。通过分析3种合金在室温下的应力–应变曲线及断口形貌可知：TZM合金的抗拉强度和断后伸长率均高于Mo-Zr合金和Mo-Ti合金的；3种合金的断裂方式均为沿晶断裂和穿晶断裂的混合模式，表明其室温塑性较低，呈现硬而脆的特性；3种合金的第二相均弥散分布于晶内和晶界处，但TZM合金的晶粒和第二相粒子尺寸均小于Mo-Zr合金和Mo-Ti合金的。第二相粒子的尺寸及分布决定着合金力学性能的优劣，尺寸越小且分布越均匀时合金力学性能越好[20]。
在800 ℃以下，钼合金性能受温度影响不大，因此，钼合金在此温度以下的性能鲜有人研究。TZM合金、Mo-Ti合金和Mo-Zr合金在温度高于800 ℃时，进行拉伸测试后的抗拉强度随温度升高均呈现不断降低趋势，但同一温度下TZM合金抗拉强度仍最高；TZM合金断后伸长率随温度升高而快速增大，但Mo-Ti合金和Mo-Zr合金的断后伸长率随温度升高均有不同程度的减小。Mo-La合金在温度低于1 200 ℃时具有较高的抗拉强度和较大的断后伸长率，在温度高于1 300 ℃时其断后伸长率显著减小，表明该合金具有高温脆性。在温度低于1 100 ℃时Mo-Zr合金的断后伸长率大于TZM合金和Mo-La合金的，抗拉强度也高于Mo-La合金的，但在温度高于1 100 ℃时其抗拉强度下降很快，表明该合金高温强度较差。当温度高达1 100 ℃时，TZM合金的断后伸长率超过13.8%，且会随温度升高继续增大，当温度达到1 400 ℃时，TZM合金的断后伸长率远大于其他两种钼合金的，说明高温下TZM合金的力学性能远优于Mo-Ti合金和Mo-Zr合金的。以上结论表明，TZM合金在高温环境下兼具强韧性，是在高温下作业时可供选择的合金之一[30, 32-35]。
TZM合金因热中子俘获截面低（2.7×10−28 m2）以及与碱金属相容性好等特点，成为了核反应堆候选材料之一。该合金的这一特性不仅能维持反应可控性，还能降低反应堆中中子辐照引起的材料损伤，有助于提高核反应堆的安全性和工作效率[1-2, 12]。TZM合金稳定的显微组织使其在恶劣环境下不易发生溶解腐蚀和晶间腐蚀，表现出优良的耐腐蚀性。此外，在含有H+、
TZM合金作为一种难熔合金，其制备需要考虑经济性、实用性、环保性和规模化等因素。目前，主要通过真空熔炼法和粉末冶金法制备TZM合金[37-38]。
真空熔炼法制备TZM合金是将纯Mo和一定量的Ti、Zr放入电弧熔炼炉中，在真空状态下熔炼成TZM合金铸锭。对TZM合金铸锭进行挤压开坯、轧制或者锻造，加工成板材或棒材。但真空熔炼过程存在工艺复杂、冶炼周期长、能耗高以及成品率低等问题，导致采用真空熔炼法制备TZM合金存在很大的局限性。采用真空熔炼法制备TZM合金的文献较少，仅查阅到王东辉等[17]、Cockeram[39]和Calderon等[40]选用真空熔炼法制备TZM合金。采用粉末冶金法制备TZM合金是目前最常用的方法。粉末冶金法是将高纯Mo粉和高纯合金单质粉或氢化物粉充分混合，然后在真空环境下进行等静压压制成型，再经过高温烧结，最后经过轧制或锻造，加工为板材或棒材。采用粉末冶金法制备TZM合金具有工艺简单、生产周期短、能耗低以及成品率高等特点，该法可有效降低生产成本[2]。
2.2 TZM合金的加工变形对于TZM合金，无论是采用粉末冶金法制备得到的烧结坯，还是选用真空熔炼法制备得到的铸锭，其显微组织和力学性能均不能达到实际工业生产的要求，所以仍需选用合适的变形制度对烧结坯或铸锭进行加工变形，以改善组织并提高性能，从而达到满足工业生产的需求。TZM合金在轧制加工过程中会产生塑性变形，而在锻造加工过程中会产生弹性变形和塑性变形。虽然锻造变形后合金性能优于轧制变形后的，但轧制变形工艺因能批量生产，更能满足实际工业生产需求，所以TZM合金的加工成形方式通常选用轧制变形[41]。
轧制可分为热轧、温轧和冷轧[20]。热轧是一种将合金在再结晶温度以上进行轧制的过程。热轧可细化组织，并在一定程度上减轻合金晶界处应力集中。铝合金和铸铁等发生再结晶后改善了显微组织结构，并显著提高了材料力学性能。而TZM合金恰恰相反，其发生再结晶后强度和塑性均降低，具有明显的再结晶脆性，因此，工程作业时应尽量避开TZM合金再结晶脆性温度区间。若TZM合金已再结晶化，需进行去应力退火，消除残余应力和缺陷。有研究[9, 22, 42]发现，TZM合金的再结晶温度位于1 200～1 300 ℃，温轧温度介于回复温度和再结晶温度之间，故可利用热轧后的余热可用于温轧。冷轧一般在室温下进行，对TZM合金而言，进行冷轧的目的主要是使合金发生塑性变形，提高其屈服强度。TZM合金冷轧后需进行去应力退火，以显著提高合金的综合力学性能[43]。
3 TZM合金的强化TZM合金的强化机制主要包括固溶强化、弥散强化和细晶强化[44]。
3.1 固溶强化将Ti和Zr添加到Mo基体中形成Mo-Ti固溶体和Mo-Zr固溶体。Ti和Zr会使Mo基体发生晶格畸变，并产生一个弹性应力场。而Mo基体中的晶内位错本身存在一个应力场，此应力场与晶格畸变后形成的弹性应力场交互作用，可抑制位错的运动，从而增大基体位错密度，使TZM合金强度和硬度提高[45]。分析Mo-Ti和Mo-Zr合金的二元相图可知，Mo和Ti在一定条件下可形成连续固溶体，原因是Mo和Ti同为体心立方结构，且Mo和Ti的原子尺寸相差不大；Mo和Zr只能形成有限固溶体，原因是Zr为密排六方结构，Zr的原子尺寸比Mo的大得多。然而，由于Zr较大的原子尺寸导致其引起的晶格畸变更显著，因此，相较于Ti，Zr能对Mo基体产生更显著的强化效果[16, 46]。一定条件下Mo-Zr合金中会生成金属间化合物Mo2Zr，其晶格类型与MgCu2的相同[6]。O作为TZM合金中的杂质元素，在温度高于475 ℃时易与Mo反应，生成易挥发的MoO3[47]，对合金的性能影响很大。Zr对O的亲和力大于Ti对O的亲和力，Mo基体中掺杂的部分Zr会与O结合生成氧化物，产生强化[44]。Xu等[48]指出Zr在钼合金中主要以氧化物的形式存在，且分布较均匀。
3.2 弥散强化和细晶强化弥散强化又称为第二相强化。Ti和Zr添加到Mo基体中会形成TiC、ZrC和Mo2C等第二相粒子。Mo2C对TZM合金性能的影响是负面的，C过量会形成Mo2C并偏聚于晶界处，使合金的塑性降低[49-50]。Siegle等[51]通过对Mo-C系合金进行研究，得到C在Mo基体中溶解度的定量关系式为：
| $ \qquad \ln C=16.78-\left(2.29 \times 10^{-4}\right) / T \pm 0.08 $ | (1) |
式中：C表示C在Mo基体中的溶解度，单位：质量分数/%；T为温度，单位：℃。
通过改变T，进而改变C在Mo基体中C，可阻碍Mo2C的生成。
细晶强化可以通过冷变形、退火和掺杂等手段实现。晶粒细化使合金晶界数量增多，对位错运动的阻碍作用增大，使位错迁移距离缩短，从而使变形更均匀。同时，晶界数量增多导致合金晶界总面积增大，晶界处的杂质浓度降低，使材料强度提高[45]。
蔡宗玉等[16]指出（Ti+Zr）和C的质量比为4～10时对TZM合金表现出强化作用，其质量比太大或太小均不利于合金强度的提高。第二相粒子对TZM合金基体的强化作用受温度影响，当温度高于1 800 ℃时第二相粒子对基体就会失去强化效果[41]。第二相粒子对TZM合金起强化作用主要体现为以碳化物形式散布于晶内或偏聚于晶界处，形成低能量的半共格晶界，从而改善合金晶界的结合力。同时，第二相粒子对TZM合金的另一个作用则是抑制位错的运动和晶界的迁移，从而阻碍晶粒的正常长大，减少晶界处应力集中，并产生细晶强化和第二相强化[52-54]。在一定范围内，第二相粒子数量越多，对TZM合金基体强化效果越好[55]。当第二相粒子数量过多时，相互之间会发生团聚，反而使TZM合金强度降低[56]。
除了碳化物的弥散强化，添加Re也可以对TZM合金产生强化作用。La、Ce和Y等添加到TZM合金中易与合金中O反应形成第二相粒子。这些粒子主要偏聚于晶界处，对位错运动产生钉扎作用，阻碍其迁移，导致位错在第二相粒子处形成位错环，增大了流变应力[44, 57]。
3.3 形变强化形变强化也称为加工硬化。形变强化可强化TZM合金，其强化作用与温度有关，在室温下形变强化作用明显。形变强化的手段包括锻造、挤压和热轧等。制备TZM合金棒材时，常用的形变强化方式为热挤压[58]。
对TZM合金进行加工变形，这种变形会产生形变强化。形变强化效果随合金加工变形量增大而增强。TZM合金变形量增大时，晶粒组织沿加工变形方向被拉长，晶格发生畸变，位错密度也持续增大，相互交割现象加剧，产生固定的割阶和位错缠结等障碍。变形抗力的增大会使TZM合金沿某一晶面滑移困难，从而使强度增大[16]。
4 TZM合金显微组织特点TZM合金必须具备优良的性能才能满足工业生产的需求。未经过加工变形的TZM合金，无论是烧结坯还是铸锭，均存在许多缺陷，这些缺陷大大降低了TZM合金的实用性能，从而使其难以满足实际工业生产需求；同时，TZM合金性能取决于其显微组织的好坏，所以，选择合适的轧制和退火工艺以改善TZM合金的显微组织非常关键。接下来将基于对轧制和退火温度的已有研究，来分析TZM合金的显微组织特点。
4.1 轧制变形组织TZM合金的显微组织既受轧制总变形量的影响，同样也受轧制变形温度和变形速率的影响。
张云鹏等[59]指出，将烧结坯或铸锭的轧制总变形量控制在90%以上时，有利于改善TZM合金的显微组织。轧制变形使合金中的第二相粒子细化，并弥散分布于晶内和晶界处，对Mo基体产生明显强化作用。此外，Hu等[60]、Tian等[61]和Hu等[62]的研究分别指出，轧制总变形量达到90%、94%和95%时，TZM合金的显微组织均匀且力学性能良好。
冯雪[41]通过控制变量法，探究不同轧制温度以及轧制速率对轧制后TZM合金显微组织的影响。轧制速率恒定为0.004
轧制后的TZM合金显微组织中存在许多缺陷。第二相粒子附近和晶界处存在许多残余应力，在后续加工过程中容易使合金发生变形和开裂。TZM合金的组织缺陷和残余应力可以通过退火处理减轻。不同的退火制度对TZM合金性能有不同影响。
图2为轧制态TZM合金经不同温度退火处理后的显微组织[63]。温度为1 300 ℃时，TZM合金显微组织变化不大，晶粒仍沿轧制方向拉长、大小不均匀。在1 300 ℃时TZM合金再结晶刚开始，晶界处开始出现少量无畸变的等轴晶核。温度升高至1 400 ℃时，TZM合金已部分完成再结晶，显微组织基本由等轴状晶粒组成，晶粒明显细化，此时三叉晶界处存在大量新形核的细小等轴晶。温度升高至1 600 ℃时，TZM合金才完全再结晶，此时其显微组织全部由等轴晶组成。
|
图 2 轧制态TZM合金经不同温度退火处理后的显微组织图 Fig. 2 Microstructure images of rolled TZM alloy after annealing at different temperatures |
图3为TZM合金经不同温度退火处理后的反极图（inverse pole figures，IPF）、电子背散射衍射（electron backscattered diffraction，EBSD）图以及平均晶粒尺寸随温度变化曲线[22]。图3（h）反映了TZM合金平均晶粒尺寸随温度的升高呈现先增大后减小的趋势。不同温度下的IPF表明，随着温度的升高，提供的热能使 TZM合金组织内部原子迁移速率提高，进而导致晶粒取向发生了显著变化。随着温度的升高，TZM合金重结晶晶粒和亚结构不断增多，变形晶粒不断减少。
|
注：（d）～（f）中不同颜色晶粒分别为重结晶晶粒（蓝色）、亚结构（黄色）和变形晶粒（红色） 图 3 TZM合金在不同温度退火后的IPF、EBSD图和平均晶粒尺寸 Fig. 3 IPF, EBSD images and average grain sizes of the TZM alloy after annealing at different temperatures |
对TZM合金进行拉伸测试，可得到屈服强度、抗拉强度和断后伸长率等基本力学性能指标。高温拉伸可了解金属材料在高温下的失效情况，低温拉伸不仅可以测定金属材料在低温下的强度和塑性指标，且可用于评定金属材料的低温脆性。断裂失效是影响金属材料性能的主要失效形式，因此分析金属材料拉伸后的断口形貌，不仅可以揭示断裂失效的原因和规律，而且对金属材料的工程应用具有重要意义。
5.1 室温和高温拉伸性能研究[20-22]发现，在室温时TZM合金拉伸过程中的流变应力随应变的增加呈现增大趋势，流变应力最大值接近1 200 MPa，达到最大值后略有下降，最后材料发生断裂。经统计分析可知，TZM合金在室温时不能兼具强韧性，抗拉强度较大时（大于1 300 MPa），其断后伸长率则较小（小于8%）；抗拉强度较小（接近700 MPa）时，其断后伸长率则较大（接近18%）[64-65]。
TZM合金的抗拉强度随温度的升高呈不断降低的趋势，断后伸长率随温度的升高却不断增大。在温度超过1 400 ℃时，TZM合金抗拉强度降至100 MPa左右，但其断后伸长率大于28%，说明TZM合金具有高塑性、低强度[33, 35, 43, 66]。
5.2 室温和高温拉伸后断口形貌Hu等[63]分析了轧制态TZM合金在室温、1 400 ℃和1 600 ℃拉断后的断口形貌。室温下，TZM合金表现为穿晶断裂，断口表面存在宏观裂纹。由于TZM合金宏观断口不呈45°且微观上无剪切唇，所以其断裂方式属于穿晶断裂中的准解离断裂，解离面清晰可见。随着温度升高，TZM合金的断裂区尺寸减小，而颈缩程度增大。在高温下，TZM合金显微组织中均存在大量韧窝，韧窝数量随温度升高而减少，但韧窝尺寸和深度均逐渐增大。韧窝中存在形状不规则的第二相粒子，其尺寸较小且分布较均匀，导致韧窝大而深。韧窝数量随温度升高而减小的主要原因是，高温下TZM合金显微组织发生再结晶，导致其塑性显著提高[67]。
6 结 论本文回顾了TZM合金的发展历程、制备工艺流程、强化机制、显微组织特征、力学性能特点等研究进展。其中，强化机制、合金成分、显微组织均对TZM合金的性能产生决定性影响。TZM合金因其优异的性能，在工业生产中已成为最具影响力的钼合金之一。特别是在高温应用领域，凭借其出色的性能，TZM合金已被应用于恶劣的空间核反应堆环境。尽管TZM合金应用潜力巨大，但面对迅速发展的航空航天、高端医疗和原子能技术对材料提出的日益苛刻的服役环境要求，其性能面临挑战。这一挑战反过来也在一定程度上推动了TZM合金的进一步发展。国内外研究者正从调整单一合金元素的添加量及方式，转向研究多元合金元素的协同添加策略（调整添加量及方式），以期优化出具有最佳性能的合金成分；从强化机制角度，致力于制备纳米级析出强化相并细化晶粒，以实现更显著的强化效果；从制备工艺角度，积极探索新的生产工艺及热处理制度，以减少组织缺陷、缓解应力集中并改善工艺性能；在合金元素调整方面，研究采用Hf替代Ti的策略，并探索添加适量La、Al、Re、Y、Ce等元素的效果。
通过调整TZM合金组分来改善其性能的效果有限，而当前研究主要采用粉末冶金法制备该合金。粉末冶金法难以将杂质含量降至理想水平，因此探索新工艺突破具有广阔前景。从制备工艺角度考虑，采用真空熔炼法制备TZM合金具有巨大的发展空间。此外，用其他元素替代合金中的某些组分或添加特定量的Re元素，对提升TZM合金性能也具有很大潜力。Hf对合金性能的提升效果显著优于Ti，可考虑用Hf替代Ti作为TZM合金的组元。La、Y等不仅能与Mo形成固溶强化，还具有优异的亲氧性，有助于净化合金、提高材料纯净度。基于以上优化策略，系统探索并总结提升TZM合金体系性能的新方法、新合金成分体系，并深入研究其强韧化机制及微观组织结构与综合性能的关联，将为显著提高TZM合金体系性能提供坚实的理论和技术支撑。
| [1] |
武洲, 孙院军. 神奇的金属——钼[J]. 中国钼业, 2010, 34(2): 1-6. DOI:10.3969/j.issn.1006-2602.2010.02.001 |
| [2] |
董帝, 黄洪涛, 熊宁, 等. 钼及钼合金在核反应堆中的应用[J]. 中国钼业, 2018, 42(4): 6-13. |
| [3] |
田高龙, 徐流杰, 李洲, 等. TZM合金力学性能调控的研究进展[J]. 材料热处理学报, 2023, 44(9): 15-32. |
| [4] |
WEI Y, LUO L M, ZAN X, et al. Microstructural evolution and mechanical properties of carbon nanotubes-reinforced TZM composites synthesized by powder metallurgy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 829: 154540. DOI:10.1016/j.jallcom.2020.154540 |
| [5] |
臧纯勇, 汤慧萍, 王建永, 等. 钼金属高温抗氧化能力的研究概况[J]. 热加工工艺, 2008, 37(24): 125-128. DOI:10.3969/j.issn.1001-3814.2008.24.040 |
| [6] |
魏春肖, 陈杉杉, 范荣奎, 等. 相图分析在二元钼合金中的应用[J]. 中国钼业, 2019, 43(2): 48-51. |
| [7] |
郭鹏, 马佳, 鲍丽, 等. 钼及钼合金与石墨焊接研究进展[J]. 电焊机, 2023, 53(4): 73-80. |
| [8] |
陈闯, 魏世忠, 张国赏, 等. 钼合金的研究现状与应用进展[J]. 稀有金属与硬质合金, 2012, 40(5): 45-50. |
| [9] |
CUI C P, DUAN H J, ZHU X W, et al. Evaluation of tensile property and strengthening mechanism of zirconia reinforced molybdenum alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2023, 967: 171716. DOI:10.1016/j.jallcom.2023.171716 |
| [10] |
崔超鹏, 张国赏, 魏世忠, 等. Zr对TZM合金组织和性能的影响[J]. 稀有金属, 2012, 36(5): 711-715. DOI:10.3969/j.issn.0258-7076.2012.05.006 |
| [11] |
向铁根. 钼冶金[M]. 长沙: 中南大学出版社, 2002.
|
| [12] |
柏小丹, 曾毅, 孙院军. 钼及钼合金在核领域应用研究现状与展望[J]. 中国钼业, 2021, 45(6): 12-22. |
| [13] |
沈思奇, 陈杉杉, 方毅金, 等. 不同镧含量对钼镧合金烧结致密性的影响[J]. 中国钼业, 2020, 44(1): 54-57. |
| [14] |
刘宏亮, 李晶, 杨政伟, 等. 镧含量对钼镧合金厚板的高温力学性能的影响[J]. 中国钨业, 2015, 30(4): 64-67. DOI:10.3969/j.issn.1009-0622.2015.04.012 |
| [15] |
XU Z N, JIAO Z L, WEI S Z, et al. Microstructure evolution and strengthening mechanism of rolled Mo-ZrO2 alloy plates after high temperature annealing[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2023, 113: 106183. DOI:10.1016/j.ijrmhm.2023.106183 |
| [16] |
蔡宗玉, 金建民, 徐长存. TZM钼合金的强化[J]. 上海钢研, 1986(4): 29-30. |
| [17] |
王东辉, 袁晓波, 李中奎, 等. 钼及钼合金研究与应用进展[J]. 稀有金属快报, 2006, 25(12): 1-7. |
| [18] |
EL-GENK M S, TOURNIER J M. A review of refractory metal alloys and mechanically alloyed-oxide dispersion strengthened steels for space nuclear power systems[J]. Journal of Nuclear Materials, 2005, 340(1): 93-112. DOI:10.1016/j.jnucmat.2004.10.118 |
| [19] |
MROTZEK T, HOFFMANN A, MARTIN U. Hardening mechanisms and recrystallization behaviour of several molybdenum alloys[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2006, 24(4): 298-305. DOI:10.1016/j.ijrmhm.2005.10.003 |
| [20] |
HU B L, WANG K S, HU P, et al. Effect of secondary phases on the strength and elongation of a novel Mo-TiC-ZrC-C alloy[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2020, 92: 105336. DOI:10.1016/j.ijrmhm.2020.105336 |
| [21] |
胡平, 王快社, 何欢承, 等. La-TZM合金板材制备及其力学性能研究[J]. 热加工工艺, 2013, 42(24): 96-98. |
| [22] |
WANG X J, YANG J Z, HU B L, et al. Investigation on the recrystallization and mechanical properties of a novel TZM alloy with heat treatment[J]. Materials Letters, 2024, 361: 136092. DOI:10.1016/j.matlet.2024.136092 |
| [23] |
CHENG P M, ZHANG Z J, ZHANG G J, et al. Low cycle fatigue behaviors of pure Mo and Mo-La2O3 alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2017, 707: 295-305. DOI:10.1016/j.msea.2017.09.064 |
| [24] |
张晓, 王快社, 刘仁智, 等. 高温热处理对Mo-0.9La合金板材组织及力学性能的影响[J]. 热加工工艺, 2025, 54(2): 76-79. |
| [25] |
林冰涛, 何君, 刘仲位, 等. 固体火箭发动机用钼镧喷管断口形貌及组织分析[J]. 粉末冶金技术, 2022, 40(1): 80-85. |
| [26] |
淡新国, 范文博, 张清, 等. 固−固掺杂钼镧合金板材性能研究[J]. 中国钼业, 2019, 43(1): 49-52. |
| [27] |
WANG L, SUN J, LIU G, et al. Influences of annealing temperature on microstructure and mechanical properties of Mo-La2O3[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2011, 29(4): 522-527. DOI:10.1016/j.ijrmhm.2011.03.003 |
| [28] |
FAN J L, LU M Y, CHENG H C, et al. Effect of alloying elements Ti, Zr on the property and microstructure of molybdenum[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2009, 27(1): 78-82. DOI:10.1016/j.ijrmhm.2008.03.006 |
| [29] |
牛炫阳, 张鹏飞, 王广欣. 钛含量对钼钛合金组织及力学性能的影响[J]. 粉末冶金工业, 2020, 30(6): 45-49. |
| [30] |
钱昭. Mo-Zr合金烧结致密化行为及其组织与性能[D]. 长沙: 中南大学, 2013.
|
| [31] |
CUI C P, ZHU X W, LI Q, et al. Study on high temperature strengthening mechanism of ZrO2/Mo alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 829: 154630. DOI:10.1016/j.jallcom.2020.154630 |
| [32] |
CUI C P, GAO Y M, WEI S Z, et al. Microstructure and high temperature deformation behavior of the Mo-ZrO2 alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 716: 321-329. DOI:10.1016/j.jallcom.2017.05.013 |
| [33] |
董帝, 康聚磊, 熊宁, 等. HfC含量对钼钛锆合金显微组织和力学性能的影响[J]. 粉末冶金技术, 2021, 39(3): 239-244. |
| [34] |
吴朝圣, 贺亚卿, 王广达, 等. 钼镧合金板组织对其高温拉伸性能的影响[J]. 中国钼业, 2021, 45(6): 47-50. |
| [35] |
谭栓斌, 梁清华, 梁静, 等. 钼镧合金和TZM合金的高温性能[J]. 稀有金属, 2006, 30(S1): 33-38. DOI:10.3969/j.issn.0258-7076.2006.z1.009 |
| [36] |
TUNCAY B, OZYUREK D. The role of zirconium on the microstructure and electrochemical corrosion in TZM alloys[J]. Protection of Metals and Physical Chemistry of Surfaces, 2022, 58(2): 356-364. DOI:10.1134/S2070205122020204 |
| [37] |
MAJUMDAR S, SHARMA I G, SAMAJDAR I, et al. Preparation of Mo-Ti-Zr-C alloy tube by P/M route[J]. Nuclear Engineering and Design, 2010, 240(5): 975-979. |
| [38] |
WANG K S, TAN J F, HU P, et al. La2O3 effects on TZM alloy recovery, recrystallization and mechanical properties[J]. Materials Science and Engineering: A, 2015, 636: 415-420. DOI:10.1016/j.msea.2015.03.114 |
| [39] |
COCKERAM B V. The mechanical properties and fracture mechanisms of wrought low carbon arc cast (LCAC), molybdenum-0.5 pct titanium-0.1 pct zirconium (TZM), and oxide dispersion strengthened (ODS) molybdenum flat products[J]. Materials Science and Engineering: A, 2006, 418(1/2): 120-136. |
| [40] |
CALDERON H A, KOSTORZ G, ULLRICH G. Microstructure and plasticity of two molybdenum-base alloys (TZM)[J]. Materials Science and Engineering: A, 1993, 160(2): 189-199. DOI:10.1016/0921-5093(93)90447-M |
| [41] |
冯雪. TZM钼合金高温塑性变形行为及轧制温度场研究[D]. 沈阳: 东北大学, 2013.
|
| [42] |
HU P, YANG F, DENG J, et al. High temperature mechanical properties of TZM alloys under different lanthanum doping treatments[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 711: 64-70. DOI:10.1016/j.jallcom.2017.03.346 |
| [43] |
谭江飞. 掺杂La-TZM合金板材制备及其高温性能的研究[D]. 西安: 西安建筑科技大学, 2016.
|
| [44] |
周宇航, 胡平, 常恬, 等. 钼合金强韧化方式及机理研究进展[J]. 功能材料, 2018, 49(1): 1026-1032. |
| [45] |
代宝珠, 魏世忠, 彭光辉, 等. 钼合金的强韧化机理与研究现状[J]. 热加工工艺, 2009, 38(14): 51-54. DOI:10.3969/j.issn.1001-3814.2009.14.015 |
| [46] |
PÉREZ R J, SUNDMAN B. Thermodynamic assessment of the Mo-Zr binary phase diagram[J]. Calphad, 2003, 27(3): 253-262. DOI:10.1016/j.calphad.2003.09.003 |
| [47] |
韩强. 钼及其合金的氧化、防护与高温应用[J]. 中国钼业, 2002, 26(4): 32-34. DOI:10.3969/j.issn.1006-2602.2002.04.008 |
| [48] |
XU L J, SUN T L, ZHOU Y C, et al. Evaluation of tensile property and strengthening mechanism of molybdenum alloy bars doped with different ultrafine oxides[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2023, 33(10): 3083-3099. DOI:10.1016/S1003-6326(23)66319-8 |
| [49] |
DANISMAN C B, YAVAS B, YUCEL O, et al. Processing and characterization of spark plasma sintered TZM alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 685: 860-868. DOI:10.1016/j.jallcom.2016.06.161 |
| [50] |
谭望, 陈畅, 汪明朴, 等. 不同因素对钼及钼合金塑脆性能影响的研究[J]. 材料导报, 2007, 21(8): 80-83. DOI:10.3321/j.issn:1005-023X.2007.08.021 |
| [51] |
SEIGLE L L, CHANG C L, SHARMA T P. Free energy of formation of Mo2C and the thermodynamic properties of carbon in solid molybdenum[J]. Metallurgical Transactions A, 1979, 10(9): 1223-1228. DOI:10.1007/BF02811977 |
| [52] |
王苗, 杨双平, 孙海兴, 等. 钼基合金的强韧化研究现状及展望[J]. 中国钼业, 2021, 45(6): 23-29. |
| [53] |
DONG Z, CHEN S H, LIU S C, et al. Low-temperature accelerated sintering of high-performance oxide dispersion strengthened ultrafine grained Mo alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 903: 163982. DOI:10.1016/j.jallcom.2022.163982 |
| [54] |
XU L J, SUN T L, ZHOU Y C, et al. Evaluating compressive property and hot deformation behavior of molybdenum alloy reinforced by nanoscale zirconia particles[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2021, 860: 158289. DOI:10.1016/j.jallcom.2020.158289 |
| [55] |
TIAN G L, XU L J, FANG H, et al. Simultaneous improvement of strength and plasticity of TZM alloys by introducing α-Al2O3 ceramic particles[J]. Ceramics International, 2024, 50(3): 5685-5698. DOI:10.1016/j.ceramint.2023.11.342 |
| [56] |
BROWNING P N, FIGNAR J, KULKARNI A, et al. Sintering behavior and mechanical properties of Mo-TZM alloyed with nanotitanium carbide[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2017, 62: 78-84. DOI:10.1016/j.ijrmhm.2016.10.002 |
| [57] |
HU P, WANG S K, HE C H, et al. Preparation and properties of La-TZM alloy plates[J]. Applied Mechanics and Materials, 2013, 320: 350-353. DOI:10.4028/www.scientific.net/AMM.320.350 |
| [58] |
成会朝, 范景莲, 刘涛, 等. TZM钼合金制备技术及研究进展[J]. 中国钼业, 2008, 32(6): 40-45. DOI:10.3969/j.issn.1006-2602.2008.06.011 |
| [59] |
张云鹏, 陈刚, 王华, 等. 形变TZM合金的拉伸性能和断口组织[J]. 西安理工大学学报, 2010, 26(3): 304-308. DOI:10.3969/j.issn.1006-4710.2010.03.011 |
| [60] |
HU P, HU B L, WANG K S, et al. Strengthening and elongation mechanism of lanthanum-doped titanium-zirconium-molybdenum alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2016, 678: 315-319. DOI:10.1016/j.msea.2016.10.013 |
| [61] |
TIAN G L, XU L J, FANG H, et al. Excellent combination of strength and elongation of TZM alloys achieved by c-ZrO2 and single cross rolling[J]. Materials Characterization, 2024, 208: 113670. DOI:10.1016/j.matchar.2024.113670 |
| [62] |
HU B L, WANG K S, HU P, et al. Secondary phases effects on microstructure and mechanical properties of lanthanum-doped titanium-zirconium-molybdenum alloy[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2021, 95: 105439. DOI:10.1016/j.ijrmhm.2020.105439 |
| [63] |
HU P, LI H, ZUO Y G, et al. Investigation of microstructure and tensile properties of as-processed TZM alloy at elevated temperature[J]. Materials Characterization, 2021, 173: 110933. DOI:10.1016/j.matchar.2021.110933 |
| [64] |
何欢承. 掺杂方式对La-TZM合金板材组织及性能影响研究[D]. 西安: 西安建筑科技大学, 2014.
|
| [65] |
COCKERAM B V. Measuring the Fracture Toughness of Molybdenum-0.5 pct titanium-0.1 pct zirconium and oxide dispersion-strengthened molybdenum alloys using standard and subsized bend specimens[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2002, 33(12): 3685-3707. DOI:10.1007/s11661-002-0242-y |
| [66] |
CHAUDHURI A, BEHERA A N, SARKAR A, et al. Hot deformation behaviour of Mo-TZM and understanding the restoration processes involved[J]. Acta Materialia, 2019, 164: 153-164. DOI:10.1016/j.actamat.2018.10.037 |
| [67] |
康轩齐, 王快社, 张郑, 等. 掺镧方式对La-TZM合金性能的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2015, 44(5): 1254-1258. |