粉末粒度偏析對Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末合金拉伸性能的影響

程文祥，徐 磊，雷家峰，劉羽寅，楊 銳

(中國科學院 金屬研究所，沈陽110016)

Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金，作為最早開發的鈦合金之一，數十年前就被用作低溫環境中的儲氫罐和壓力容器。與同其他的α合金一樣，該合金不能進行時效強化，但易于焊接[1]。隨后經過幾十年的發展，通過嚴格控制O、N和H等間隙元素的含量，開發出超低間隙合金Ti-5Al-2.5Sn ELI。該合金在低溫下表現出良好的綜合力學性能，如比強度高、塑性良好、缺口不敏感、膨脹系數小，所以該合金在航天領域中的一些低溫服役結構件中得到廣泛應用，如氫泵葉輪、發動機低溫轉子、飛行器低溫容器等[2]。通過熱等靜壓工藝與包套和模具計算機輔助設計的結合，可以實現復雜鈦合金構件的近凈成型。采用粉末冶金近凈成形技術制備的鈦合金構件內部無缺陷、組織細小均勻，該鈦合金的性能全面超越鑄造合金的性能，而接近鍛態合金的性能，而且穩定性好。鈦合金粉末冶金近凈成形技術特別適合制備具有封閉復雜型腔的構件和薄壁回轉體構件。該方法能夠徹底解決精密鑄造不能解決的成分偏析和鑄造缺陷；同時能夠解決鍛造+數控加工方法坯料準備困難、材料利用率低及成本高的缺點；鈦合金粉末冶金近凈成形技術正成為粉末冶金技術發展先進國家競相發展的新技術領域。

采用鈦合金粉末冶金近凈成形技術制備復雜形狀的粉末冶金構件的過程中，通常需要振動填充粉末以使粉末達到預定的填充密度(通常為63%～66%左右)。ELIZABETH等[3]對化學藥物粉末在豎直管道中的重力分級現象及其成因做了詳細闡述，認為分級主要由于重力所致。但目前在鈦合金粉末冶金領域關于這方面的研究鮮見報道，因此，本文作者針對該現象對合金性能的影響進行了分析與討論。研究結果對于適當控制粉末填充工藝、保證熱等靜壓構件的組織和性能的一致性具有重要的工程應用參考價值。

另外為了對比試驗，在本研究中，對原始粉末進行不同粒度篩分處理，采用常規工藝填充了5種不同粒度分布的Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末樣品并進行熱等靜壓得到全致密的粉末合金，對相對應的粉末合金樣品進行了微觀組織觀察和室溫及低溫拉伸性能測試。

1 實驗

在試驗中，Ti-5Al-2.5Sn ELI潔凈預合金粉末通過無坩堝感應熔煉超聲氣體霧化法(Eletrode induction melting gas atomization, EIGA)制備，所采用的設備為德國引進的制粉裝置。粉末的化學成分如表1所列。采用英國Mastersizer Micro激光粒度分析儀分析制得粉末的粒度，結果如圖1所示，采用TC?436氧氮測定儀和RH?404定氫儀測定間隙元素H、O和N的含量。粉末采用孔徑約300 μm標準篩過篩(50目)，篩掉片裝的金屬薄片和部分大顆粒。

圖1 Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末粒度的分布Fig.1 Particle size distribution of Ti-5Al-2.5Sn ELI powders

實驗分為兩組：第一組實驗用泰勒標準篩對預合金粉進行了篩選，得到5種不同粒度分布的粉末樣品，粒度分布區間分別如下：0～270 μm，150～270 μm，109～150 μm，48～109 μm，0～48 μm。具體實驗過程如下：將這5種粒度分布的預合金粉分別裝入潔凈的低碳鋼制作的圓柱形包套中，采用專用振實機填充粉末，振動裝填時間均為2 min以內，所有試驗樣品的振實密度均為66%左右；氬弧焊密封，抽真空除氣，然后進行920 ℃、130 MPa、3 h熱等靜壓，最后去除包套(包套尺寸為d 60 mm×90 mm，壁厚2 mm)，得到全致密的Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末合金。第二組實驗是長時間振動處理填充粉末，將孔徑約為300 μm的粉末在振動的同時填充至d 60 mm×220 mm、壁厚2 mm的圓柱形包套中，填充完成后仍持續保持振動，振動時間為4h，隨后氬弧焊密封，抽真空除氣，然后進行920 ℃、130 MPa、3 h熱等靜壓，最后通過機加工去除包套，得到全致密的Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末合金[4]。將長時間振動填充的粉末樣品振動4 h后，分別在距離包套上端面2、5和10 mm深度處取粉末樣品并測定其粒度分布曲線，取樣示意圖如圖2所示。

表1 Ti-5Al-2.5Sn ELI潔凈預合金粉的化學成分Table 1 Chemical composition of Ti-5Al-2.5Sn ELI pre-alloyed powders (mass fraction, %)

圖2 粉末樣品取樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of sampling (Unit∶ mm)

所有合金試樣熱等靜壓后均經過退火處理，熱處理制度為800 ℃、1.5 h、空冷。熱處理后，對第一組實驗中的壓坯進行氣體含量測定、微觀組織觀察以及室溫和低溫力學性能的測試。針對第二組實驗中的壓坯，在包套的端部、中部和下部分別抽取試樣進行室溫和低溫拉伸性能的測試。室溫拉伸測試采用德國Zick Z050型電子拉伸試驗機，拉伸速度是 0.5 mm/min。低溫拉伸測試在中國科學院理化技術研究所引進的MTS?SANS CMT 5000系列微機控制電子萬能試驗機上完成，實驗溫度為20 K。室溫拉伸和低溫拉伸的斷口均采用日本島津生產 SSX?350型掃描電子顯微鏡對斷口進行觀察。

2 結果與討論

2.1 篩分實驗

在本實驗中，可能導致壓坯試樣拉伸性能差異的因素包括壓坯的氣體含量[5]、微觀孔隙[6]和晶粒尺寸，而這3個因素的差異又分別來源于粉末的氣體含量、空心粉末比例和粉末粒度的差異，所以對試樣1～5所對應的5個粒度區間的粉末樣品和壓坯樣品的這3個方面的因素進行了較為細致的分析。

2.1.1 氣體含量的影響

表2所列為不同粒度分布區間粉末的氣體含量。由表2可知，隨著試樣1～5粉末粒度的減小，粉末的氧含量和氫含量逐漸增大。氧主要以化合態存在于粉末的表面[6]，細粉末具有較大的比表面積，吸附氣體的能力較強，所以細粉中雜質氣體元素含量特別是氧含量相對較高。從表2還可知，采用該EIGA法制得的粉末中氫、氧和氮雜質含量均控制在較低水平，而且比較穩定，各粒度區間粉末的氣體含量也在規定范圍內，較大程度上避免了因氣體含量超標而惡化粉末合金性能的風險。

表2 不同粒度區間的Ti-5Al-2.5Sn ELI預合金粉末的氣體含量Table 2 Air content of Ti-5Al-2.5Sn ELI powders with different size ranges

表3 Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末體壓坯的氣體含量Table 3 Interstitial levels of Ti-5Al-2.5Sn ELI powder compacts

壓坯樣品的氣體分析結果表明，相對于原始粉末，樣品1～5粉末壓坯中氧和氮的含量均有所升高，但仍然較低，不會導致合金性能的惡化。粉末壓坯中氣體含量比粉末中氣體含量更高的原因可能如下：1)真空除氣后包套中仍殘留有一定量的氣體，在熱等靜壓過程中擴散進入粉末合金基體中；2)低碳鋼包套內微氧化膜吸附和溶解的少量的氣體擴散至粉末合金基體中[7]。另外實驗結果顯示，熱等靜壓后，樣品1～5原始粉末中氣體含量的差異已經消除，各個壓坯的氣體含量特別是氧含量基本處于同一水平。

2.1.2 空心粉末的影響

圖3所示為粉末橫截面的金相照片。從圖3可以看出，粉末為空心粉，如箭頭所標示。EIGA法制粉過程中，一些液滴不可避免地因卷入氬氣而形成空心粉[8]，而且液滴越大形成空心粉的幾率越大，因此，不同粒度分布區間粉末空心粉的比例有所差異，定量統計結果如圖4所示[9]。

空心粉末中的空心部位實際上是氬氣形成的氣泡，在壓力作用下這些氣泡只能縮小，但是無法徹底消除，所以熱等靜壓后得到的粉末冶金構件中一般都殘留微觀孔洞，微觀孔洞數量過多或者分布不均勻均會惡化構件拉伸和疲勞等性能。

圖3 帶有空心粉末的Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末的橫截面金相照片Fig.3 Optical micrograph of cross section of Ti-5Al-2.5Sn ELI powders showing closed pores

圖4 不同粒度分布區間粉末的空心率分布Fig.4 Distribution of hollow particle ratio in different size ranges

2.1.3 晶粒尺寸

圖5所示為粉末壓坯的顯微組織。圖5(a)對應的原始粉末粒度區間為0～270 μm，圖5(b)對應的原始粉末粒度區間為48～109 μm。粉末的致密化過程要經歷位移重排、塑性變形和空位擴散這幾個階段[10]，由圖5可知，粉末通過熱等靜壓完成了上述過程并形成了細小等軸的α晶粒。根據各粒度區間粉末壓坯的金相照片，經過數據統計分析得到各壓坯樣品的平均晶粒尺寸，如表4所列。

圖5 Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末體壓坯的顯微組織Fig.5 Microstructures of Ti-5Al-2.5Sn ELI powder compacts∶(a)Sample 2; (b)Sample 5

表4 Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末體壓坯晶粒的平均尺寸Table 4 Average grain size of Ti-5Al-2.5Sn ELI powder compacts

各壓坯樣品晶粒尺寸的差異在10 μm左右，另外，粉末樣品2、3、4、5壓坯的晶粒尺寸隨著原始粉末顆粒尺寸的增大而有一定程度的增大，其原因可能如下：1)粗粉和細粉顯微組織的不同。粗粉呈現較大尺寸的鋸齒狀，細粉則是針狀和樹枝狀[9]，這種差異會一定程度地遺傳在壓坯晶粒中。2)粗粉和細粉比表面積的不同。粉末的回復和再結晶過程大多從顆粒邊界開始，細粉比表面積大，顆粒邊界多，促進了再結晶形核[11]。

2.1.4 壓坯的室溫和低溫拉伸性能

圖6所示為5組壓坯試樣室溫和低溫拉伸性能的對比，每組室溫和低溫試樣各10支。從圖6可知，試樣 1～5的室溫強度和塑性均較高，其抗拉強度在770～800 MPa之間，伸長率在13%～16%之間，對這5組拉伸數據進行數據統計分析可得抗拉強度平均波動值(標準差)為9.8 MPa，相對波動比例[12](變異系數)為1.1%。從圖6可知，各試樣的低溫性能良好，其抗拉強度在1 400～1 440 MPa之間，伸長率在15%～20%之間，抗拉強度的平均波動值分別為11.7 MPa，相對波動比例為 0.8%。以上數據都表明，5組試樣的室溫拉伸性能和低溫拉伸性能均保持在較高的水平而且差異較小。

圖6 Ti-5Al-2.5Sn ELI粉末體壓坯拉伸性能Fig.6 Tensile properties of Ti-5Al-2.5Sn ELI powder compacts∶ (a)Room temperature; (b)Cryogenic temperature

圖7 樣品4的拉伸斷口SEM像Fig.7 SEM images of fracture surfaces of sample 4∶ (a)Room temperature; (b)Cryogenic temperature

圖7所示為拉伸斷口的SEM像，其中圖7(a)所示為樣品4室溫拉伸斷口的高倍SEM像，圖7(b)所示為樣品4的低溫拉伸斷口的高倍SEM像，由圖7所示的微觀斷口可以看出，在室溫和低溫下，合金斷裂方式均為典型的塑性斷裂。

在本實驗中，可能導致壓坯試樣拉伸性能差異的因素主要包括壓坯的微觀孔隙、氣體含量和晶粒尺寸，而氣體含量檢測結果表明各壓坯的氣體含量基本一致，所以可以認為不同粒度分布區間粉末的空心粉比例的差異和相對應的粉末壓坯晶粒尺寸的差異并未導致各粉末壓坯試樣的低溫和室溫拉伸性能的明顯差異。其原因可能如下：1)球形孔隙引起的應力集中一般較弱，而壓坯中的微觀孔隙大多呈球形，而且分布較為均勻；2)通過粉末冶金方法得到的細小而均勻的單相α組織對一定范圍內的晶粒度變化不敏感；3)均勻分布的微量微觀孔洞不會對合金的拉伸性能產生明顯影響。

2.2 粒度偏析對粉末合金性能的影響

將粒度區間為0～270 μm的 Ti-5Al-2.5Sn ELI預合金粉裝入低碳鋼包套中，在長時間振動過程中發現大顆粒粉末向上運動，小顆粒粉末向下沉降，圖8所示為粉末粒度偏析示意圖。

圖8 粉末振動過程中粒度偏析示意圖Fig.8 Schematic diagram of size segregation during particle taping

振動4 h后，在距離包套上端面不同深度以內，取粉末樣品以測定其粒度分布，取樣示意圖如圖2所示。粒度分析結果如圖9所示。圖9中曲線1是距離上端面10 mm以內粉末樣品的獨立分布曲線，曲線2和3分別是距離上端面5和2 mm以內的粉末樣品的獨立分布曲線，顯然，距離上端面2 mm以內的粉末樣品的獨立曲線與其他兩條曲線差異很大，峰高而窄，粉末樣品的粒度集中在100～300 μm之間。由圖4所示的統計結果可知，在該粒度范圍內，空心粉末的比例將達到10%左右。曲線2的峰略高于曲線1的，表明曲線 2對應的粉末樣品中粗大顆粒的比例相對較高，相對于曲線3，曲線1和曲線2左移，且與圖1中全粒度分布粉末的曲線很相近，表明在5 mm以上的深度內，仍存在粒度偏析，但比較微弱。以上3個粉末樣品的粒度分布結果的討論和分析驗證了在一定深度范圍內的粒度偏析現象。

粒度偏析現象出現的主要原因如下：1)大顆粒粉末堆垛疏松，顆粒之間的空隙較大；2)小顆粒粉末尺寸小，容易沿著大顆粒粉末之間的空隙向下沉降；3)與小粉末顆粒相比，大粉末顆粒流動性能較好[13]，在較劇烈的振動下容易運動至包套頂部；4)大粉末顆粒中空心粉末比例大，空心粉末密度小，在大氣環境下填充粉末由于空氣浮力因素，運動相對劇烈，容易在上部聚集[3]。通過包套熱等靜壓技術制備粉末合金，在粉末填充階段通常都需要加以振動，以確保粉末的填充達到最大的振實密度，實現粉末包套體的成功變形和致密化[14]。然而在長時間的振動條件下，在一定的高度范圍內，不可避免地產生了如圖8所示的粉末顆粒沿包套高度方向上的粒度偏析現象，且伴隨著粒度偏析，必然出現空心粉末的聚集。

圖9 不同深度處的粉末的粒度分布Fig.9 Variation of size distribution of powders at different depths

試驗樣品熱等靜壓完成后，從壓坯的端部、中部和下部處切取共30支室溫拉伸試樣和54支試樣低溫拉伸試樣，在54支低溫試樣中有6支試樣的性能明顯下降，而且這6支試樣都取自包套頂部，數據經統計結果如表5和6所示。由表6可知，不同部位的壓坯樣品的室溫性能基本無明顯差異，端部樣品試樣低溫性能明顯低于其他部位取樣的樣品，其中伸長率下降50%，面收縮率下降60%，屈服強度下降3%，抗拉強度下降 7%，這表明粉末的粒度偏析導致工件上部局部性能的惡化，特別是低溫塑性的惡化。

表5 粉末壓坯不同部位試樣室溫拉伸結果Table 5 Room temperature tensile properties of samples cut from different positions of compacts

表6 粉末壓坯不同部位試樣低溫拉伸結果Table 6 Cryogenic temperature tensile properties of samples cut from different positions of compacts

圖10所示為低溫拉伸試樣的宏觀照片和斷口SEM 像，其中圖10(a)所示為端部性能較差的樣品和中部樣品的宏觀照片，圖10(b)和(c)所示為該端部樣品的斷口低倍和高倍SEM像。由圖10(a)對比可知，端部樣品出現了非常明顯的多點頸縮現象(見圖中箭頭所示)。多點頸縮是鈦合金低溫變形所具有的特征之一[15]，也是鈦合金在極低溫度下出現不均勻變形的宏觀表現[16]，所以，頂部試樣多點頸縮現象的出現表明其不均勻變形程度相對于其他試樣較為嚴重，可能歸結于試樣微觀組織的不均勻。

剪切唇區面積相對纖維區面積的比例越大，斷口塑性越差。由圖10(b)可知，與其他塑性較好的試樣一樣，其宏觀斷口為典型的杯錐狀斷口，但出現了較大范圍的剪切唇區，這是此試樣塑性變差的重要標志之一[17]。如圖10(b)中箭頭所示，在纖維區發現較多的分布不均勻的微觀孔洞，這些微觀空洞大部分來源于空心粉末[8]，此現象驗證了關于空心粉末聚集的推測，結合粒度偏析現象產生的原因可知，粒度偏析必然伴隨著空心粉末的聚集(見圖8)。

圖10 低溫拉伸試樣宏觀照片和低溫拉伸斷口的SEM像Fig.10 Photographs and SEM images of fracture surface of samples at low temperature∶ (a)Photographs of samples; (b), (c)Fracture surfaces of sample at top of capsule

導致粉末合金端部與其他部位性能差異的主要因素如下：氣體含量、晶粒尺寸和微觀孔隙。而篩分實驗結果已經表明，不同粉末所得壓坯的晶粒尺寸的差異在十幾微米以內，壓坯的氣體含量也無明顯差異，所以這兩個因素的影響基本可以排除，導致工件上部低溫拉伸性能惡化的最主要原因應為微觀孔洞。

綜上所述，粒度偏析會導致空心粉末在上部的聚集和不均勻分布，使工件上部合金組織的微觀空隙率相對較高，當這些不均勻分布的微觀孔隙達到一定比例勢必會惡化合金的性能。常規振實工藝中篩分所得的粗粉雖然也有較高比例的空心粉末，但是并未出現空心粉末的聚集，其比例仍然有限，而且這些空心粉末的分布是均勻的，這些均勻分布的空心粉末所形成的氣孔在后續的熱等靜壓過程中會收縮成為極小的球形空隙，不會對合金的性能產生明顯影響。

粉末粒度偏析會導致熱等靜壓構件局部區域微觀孔洞(缺陷)的增加和不均勻分布，從而造成粉末冶金合金力學性能的分散。因此，在粉末冶金構件的研制過程中必須最大程度的避免或消除上述現象，才能保證熱等靜壓構件的組織與性能的一致性。

3 結論

1)常規工藝填充的粉末，所得5組粉末壓坯的氣體含量處于同一水平，晶粒尺寸最大差異在10μm左右，室溫和低溫拉伸性能均無明顯差異。

2)長時間振動填充粉末會在一定深度范圍內引起大顆粒粉末向上聚集、細小顆粒粉末向下沉降的粒度偏析現象。

3)一方面由于大粉末顆粒中空心粉末比例多，另一方面由于空心粉末密度小，受空氣浮力影響，運動相對劇烈，粒度偏析往往伴隨著空心粉末在上部的聚集。

4)粒度偏析對壓坯的室溫性能無明顯影響，但造成了包套端部合金樣品的低溫塑性的顯著下降，下降幅度達50%。

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