Ti2AlNb合金粉末热等静压成形的组织和性能

文摘 2024-12-01 16:31 上海

[摘要] 分别采用等离子旋转电极雾化法（Plasma rotating electrode process，PREP）和无坩埚感应熔炼超声气体雾化法（Electrode induction melting gas atomization，EIGA）制备了Ti2AlNb洁净预合金粉末，并对预合金粉末进行了表征。通过热等静压（Hot isostatic pressing，HIP）工艺制备了Ti2AlNb合金，研究了制粉工艺对Ti2AlNb合金显微组织与力学性能的影响。试验结果表明，与PREP法相比，EIGA法制备的Ti2AlNb粉末振实密度更高；基于粉末热等静压近净成形技术，在1030 ℃/140 MPa/3 h的条件下开展了Ti2AlNb叶轮的成形研究，有限元模拟结果显示，粉末振实密度越高，部件热等静压后变形程度越小，综合考虑构件成形，优选振实密度更高的EIGA制粉工艺制备Ti2AlNb粉末合金复杂部件。

关键词： Ti2AlNb合金；粉末冶金；热等静压；近净成形；有限元仿真

近些年，随着先进航空发动机对材料减重和提高使用温度的要求愈来愈高，Ti2AlNb作为一种典型的轻质高强Ti-Al系金属间化合物，实现了高温强度、室温延性、断裂韧性的良好结合，且密度约为5.3 g/cm3，成为制备先进航空发动机复杂构件的候选材料[1-2]。Ti2AlNb合金的合金化程度高，高熔点Nb元素质量百分比接近40%[3]，且由于合金过热度低、熔体活性大，几乎与所有坩埚材料发生反应。实际生产常采用“锻造+加工+焊接”的联合成形工艺制备Ti2AlNb合金复杂部件，该工艺材料利用率低，部件内部型腔的焊接瘤无法彻底去除，影响气动效率，且由于焊缝的存在，部件安全系数低[4-6]。Ti2AlNb合金精密铸造难度极大，这是由于冶金缺陷随机出现，控制难度大，对模壳的制备、稳定性控制、料浆寿命、导热性控制要求严苛，材料利用率低且返回料不能回炉使用，制造成本极高[7-9]。

粉末冶金近净成形（Powder metallurgy near net shape forming）是20世纪90年代美欧等发达国家率先发展的成形技术，并获得初步应用，其目的是为了解决航空航天等领域所需复杂构件的成形难题[10-11]。粉末冶金近净成形又称“粉末铸造”，在美欧等先进国家被称为精密铸造的升级版，能够有效解决精密铸造存在的缩孔、疏松、成分偏析等技术难题以及锻件焊接的诸多问题[12-14]。目前，对粉末冶金工艺制备 Ti2AlNb合金的研究主要集中在热等静压工艺参数（时间、温度、压力），以及后续热处理制度、热变形工艺等方面，但对粉末成形工艺因素（如制粉工艺）、粉末合金显微组织及性能部件成形尺寸的研究较少[15-16]。

本研究分别采用等离子旋转电极雾化法（Plasma rotating electrode process，PREP）和无坩埚感应熔炼超声气体雾化法（Electrode induction melting gas atomization，EIGA）制备了Ti2AlNb预合金粉末，并对预合金粉末进行了表征，通过粉末热等静压工艺制备了Ti2AlNb粉末合金。对比研究了制粉工艺对Ti2AlNb合金性能及尺寸的影响，结合有限元仿真计算，开展了两种制粉工艺制备的Ti2AlNb叶轮的粉末尺寸收缩预测研究。

1 试验方法

本研究采用Ti2AlNb合金，其名义成分为Ti-22Al-24Nb-0.5Mo （原子数分数，%）。将海绵钛（含Ti箔）、Al-Nb、Ti-Nb和Al-Mo中间合金按照一定比例混合均匀后在液压机上压制成4.5 kg电极，将多个电极焊接在一起，经过多次真空自耗电弧熔炼得到Ti2AlNb合金铸锭，将铸锭依次在B2相区开坯、（α2 + B2）相区锻造。最后通过机械加工得到制粉电极，分别采用PREP和EIGA制备了Ti2AlNb预合金粉末。采用ONH 836型氧氮氢分析仪测试了Ti2AlNb制粉电极和预合金粉末中的H、N和O含量，如表1所示。预合金粉末的杂质元素含量（H、N、O元素）均控制在较低的水平，属于洁净制粉。采用Partica LA-960V2激光散射粒径分布分析仪测试了粉末的粒度分布，采用S-3400N型扫描电镜（SEM）观察了预合金粉末的表面形貌。为了表征Ti2AlNb粉末的氧化膜厚度，采用Escalab Xi+型多功能表面分析系统通过X射线电子能谱分析（XPS）对粉末表面以及深度方向元素分布进行检测，其中溅射速率为0.1 nm/s，溅射时间300 s，溅射深度为30 nm。

表1 制粉电极和Ti2AlNb预合金粉末的杂质含量（质量分数）
Table 1 Impurity compositions of powder electrode and Ti2AlNb pre-alloyed powders(mass fraction) %

pagenumber_ebook=39,pagenumber_book=49

Ti2AlNb粉末合金的制备方法[3]：在大气环境中将粉末粒度在250 μm以下的Ti2AlNb预合金粉末装入圆柱形低碳钢包套内，经过振实、点焊、真空脱气和封焊，在钢研昊普科技有限公司的RD（Z）-1-850型热等静压炉中完成热等静压成形，获得粉末冶金坯料。热等静压制度[17]：随炉升至1030 ℃，压力大于140 MPa，保温时间2～4 h，炉冷。热处理制度：固溶热处理条件为980 ℃保温2 h，随炉冷却，降到室温的时间不少于1 h。时效热处理条件：890 ℃保温4 h，随炉冷却，降到室温的时间不少于1 h。热等静压成形后，通过机加工和化学铣的方式去除外包套和型芯，得到钛合金闭式叶轮零件。图1展示了试验用闭式叶轮包套与型芯的装配关系和实物图。

pagenumber_ebook=39,pagenumber_book=49

图1 闭式叶轮包套型芯的装配关系与实物图
Fig.1 Assembly relationship and physical diagram of shrouded impeller sleeve core

采用CMT5305型电子万能试验机进行650 ℃拉伸性能测试，试验标准为GB/T 228.2—2015《金属材料拉伸试验第2部分：高温试验方法》；采用RD-100微控电子式蠕变持久试验机进行650 ℃/360 MPa持久寿命检测，试验标准为GB/T 2039—2012《金属材料单轴拉伸蠕变试验方法》；测试拉伸及持久性能的试样尺寸规格均为直径5 mm，标距长度25 mm，试样形状及尺寸如图2所示，平行试样数量不小于2支。Ti2AlNb粉末合金的样品经过镶样、磨抛后，通过Kroll试剂（3% HF + 6% HNO3+ 91%H2O，体积分数）腐蚀，使用TESCAN MIRA4型场发射扫描电子显微镜获取SEM图片。在装有电子背散射衍射（EBSD）探头的Thermo Quattro S型SEM上进行EBSD分析，数据处理软件为HKL Channel 5。采用VersaXRM-500型X射线三维成像系统（X-ray micro computed tomography，Micro-CT）对热等静压后的Ti2AlNb合金进行孔隙的表征，粉末压坯分析区域尺寸约为Φ1.9 mm×2.2 mm。

pagenumber_ebook=41,pagenumber_book=51

图2 粉末合金试样的形状及尺寸（mm）
Fig.2 Shape and size of powder alloy sample (mm)

粉末的初始填充相对密度为63%～69%，想要最终成形得到致密的零件，热等静压过程中填充粉末的包套体积收缩会超过30%，因此复杂零件的精确尺寸控制难度很大[13]。本研究通过有限元仿真的方法预测粉末体的收缩变形，粉末体采用多孔金属塑性模型，包套材料符合Mises屈服准则。有限元软件为ABAQUS，对于非对称复杂三维零件的粉末热等静压成形模拟，一般需要划分重点关注特征与局部非核心特征，对模型作近似或简化处理，提高零件的对称性，并通过设定对称边界条件等方式减少计算量。叶轮的中心环形特征区域是叶轮能否正常服役工作的关键位置，也是粉末热等静压成形尺寸难以控制的区域。因此，对于叶轮的有限元模拟重点关注了中心环形特征区域的变形情况，其他位置进行了简化。有限元模拟中，粉末体屈服准则为

pagenumber_ebook=40,pagenumber_book=50

式中，q、p分别为 Mises 等效应力和静水应力的绝对值；q1、q2、q3为修正参数，根据经验取1.6、1、2.56[17]；σy为致密体屈服强度；f为材料孔隙的体积分数。

该屈服准则来源于Gurson[18]对孔隙的刚塑性变形假设而得到的极限分析近似解，后由Tvergaard等[19]完善。

2 结果与讨论

2.1 预合金粉末的表征

粉末作为制备粉末冶金Ti2AlNb合金的原材料，其冶金质量（粉末形貌、粒度、气体化学成分）直接决定粉末冶金构件的综合性能。目前有多种制备粉末的方法，如元素粉末法、水雾化等，上述方法虽然成本较低，但是粉末球形度差，流动性低。对于热等静压工艺，粉末流动性会影响粉末的填充均匀性及后续的热等静压致密化行为，进而影响合金的综合力学性能，因此以上方法制备的粉末不适合作为热等静压用合金粉末。目前制备钛合金预合金粉末的方法主要有PREP和EIGA[20]。在粉末热等静压成形过程中，合金粉末的形貌、粒径分布、相变行为均会对成形材料的力学性能造成影响，因此对合金粉末进行了表征。

采用PREP法与EIGA法制备的Ti2AlNb粉末形貌如图3所示，可以看出PREP法制备的粉末颗粒基本为球形粉末，表面几乎没有卫星球。粉末表面主要由胞状晶和树枝晶构成，这是典型的快速凝固粉末特征；EIGA粉末的形貌基本呈球形，不规则形状的粉末较少，粉末表面组织为发达的胞晶组织。值得注意的是，EIGA粉末存在卫星球，特别是在大颗粒粉末的表面上。卫星球的形成机理目前已经十分明确，在雾化制粉过程中，小金属熔滴与大金属熔滴发生碰撞，优先凝固后黏附于大颗粒粉末表面，形成卫星球。卫星球的存在会降低EIGA粉末表面的光滑度与粉末的流动性和松装密度，但是对粉末的振实密度没有明显影响[21]。

pagenumber_ebook=41,pagenumber_book=51

图3 Ti2AlNb预合金粉末的形貌
Fig.3 Morphologies of Ti2AlNb pre-alloyed powders

图4给出了两种Ti2AlNb球形粉末粒度分布情况。两种方法制备的Ti2AlNb粉末均呈近似正态分布，PREP粉末粒径主要集中在50～200 μm；EIGA粉末粒径主要集中在20～300 μm。与PREP法相比，EIGA法制备的粉末粒度分布更为宽泛，更有利于后续的粉末填充，两种粉末的平均粒径（D50）分别为85 μm、86 μm。通过BT-1001型粉体特性测试仪检测粉末的松装与振实密度，如表2所示。计算得出，PREP粉末振实密度为致密体的65%，EIGA粉末振实密度为致密体的68%，因此选用0.65与0.68两个参数进行后续的Ti2AlNb合金复杂部件有限元模拟。

pagenumber_ebook=41,pagenumber_book=51

图4 Ti2AlNb粉末的粒度分布
Fig.4 Particle distribution of Ti2AlNb pre-alloyed powders

表2 两种Ti2AlNb粉末的松装密度与振实密度
Table 2 Filling density and compaction density of two types of Ti2AlNb pre-alloyed powders

pagenumber_ebook=41,pagenumber_book=51

通过上述两种方法制备了预合金粉末，在制备过程中粉末会通过物理吸附或化学反应吸附氧元素，在粉末表面形成氧化层，氧化层会对粉末颗粒间结合造成影响。X射线电子能谱分析（XPS）可以对粉末表面以及深度方向元素分布进行分析，进而了解预合金粉末表面氧化层厚度。EIGA和PREP两种预合金粉末表面Ti 3p的XPS深度分析如图5所示，其中黑色虚线为Ti 3p的金属态峰所在位置，红色虚线为Ti 3p的氧化态峰所在位置。结果显示，随着溅射时间t的增加，Ti 3p氧化态峰强度降低，金属态峰强度升高，当溅射到一定时间，氧化态峰基本消失，曲线有明显的金属钛峰，说明溅射深度超过氧化层厚度。当对EIGA法制备的预合金粉末溅射120 s时，出现金属钛峰，结合其溅射速率0.1 nm/s，说明氧化层厚度约为12 nm，同理从图5（b）中观察到PREP法制备的预合金粉末氧化层厚度约为6 nm，说明采用PREP法制备的预合金粉末中氧化层厚度较薄。

pagenumber_ebook=42,pagenumber_book=52

图5 Ti2AlNb预合金粉末XPS图谱
Fig.5 XPS patterns of Ti2AlNb pre-alloyed powders

2.2 制粉工艺对组织性能的影响

分别采用PREP制粉+热等静压工艺和EIGA制粉+热等静压工艺制备了粉末Ti2AlNb合金，并采用EBSD表征了固溶时效态的显微组织，试验结果见图6。可以看出，显微组织主要由α2、O与B2相组成，α2相主要析出于晶界处，O与B2相呈板条状交错分布，通过HKL Channel 5软件分析得出各相比例，如表3所示。相对于PREP粉末，EIGA粉末合金晶粒尺寸分布更均匀，α2、O与 B2相也均匀分布，这类晶粒细小、显微组织均匀的粉末Ti2AlNb合金通常力学性能散差小。