徐 磊，吳 杰，崔瀟瀟，郭瑞鵬，楊 銳

（1. 中國科學(xué)院金屬研究所鈦合金研究部，沈陽 110016；2. 太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024）

熱等靜壓（Hot isostatic pressing，HIP）工藝是粉末冶金近凈成形技術(shù)獲取致密化的重要手段。熱等靜壓工藝原理是將金屬粉末封裝在預(yù)先制造的包套中，包套作用是容納粉末并傳遞溫度和壓力，在熱等靜壓爐腔中依靠惰性氣體升溫和加壓，在高溫高壓的作用下，使得粉末完全致密化[1–2]。本研究團(tuán)隊(duì)前期大量的研究集中在優(yōu)化熱等靜壓工藝參數(shù)與確定粉末合金顯微組織與力學(xué)性能的關(guān)系，并確立了優(yōu)化后的熱等靜壓工藝參數(shù)[3–5]。由于不能徹底消除粉末在制備過程和存儲封裝過程中物理吸附的氧氣和水汽，以及粉末本身含有缺陷所致，粉末合金往往存在一定數(shù)量的孔隙。孔隙缺陷的主要成因包括：（1）熱等靜壓工藝參數(shù)的影響；（2）包套的屏蔽作用；（3）空心粉的影響；（4）包套體內(nèi)殘余氣體和粉體表面吸附氣體的影響；（5）包套發(fā)生泄漏[3–6]。氣體霧化法制備的粉末含少量的空心粉，空心粉會導(dǎo)致熱等靜壓態(tài)粉末合金內(nèi)部存在微量的孔隙[4,7]。英國伯明翰大學(xué)吳鑫華等[8]采用X 射線三維成像方法分析了Ti25V15Cr2Al0.2C粉末合金中的殘余氣孔出現(xiàn)的原因，測試了合金的力學(xué)性能，試驗(yàn)結(jié)果顯示殘余氣孔并不顯著影響性能。韓國學(xué)者Lee 等[9]在研究粉末真空除氣預(yù)處理對粉末冶金Ti–6Al–4V 合金力學(xué)性能影響時(shí)發(fā)現(xiàn)：粉末顆粒表面吸附的O 作為間隙元素能夠固溶到Ti–6Al–4V 基體中去，是否采用加熱進(jìn)行真空除氣預(yù)處理對粉末合金力學(xué)性能影響不明顯?？梢酝茰y，空心粉、包套內(nèi)殘余氣體和粉體表面吸附氣體在熱等靜壓致密化成形后形成的殘余氣孔對典型粉末鈦合金力學(xué)性能的影響較小。粉末的振實(shí)密度約為66%左右，在熱等靜壓致密化時(shí)候的體積收縮會超過30%，因此需要優(yōu)化包套設(shè)計(jì)，確保粉末坯料收縮均勻，特別是保證發(fā)生大變形的部位穩(wěn)定收縮，避免包套局部撕裂導(dǎo)致熱等靜壓成形失敗。然而，目前關(guān)于包套在熱等靜壓致密化變形過程中發(fā)生泄漏，及其對粉末合金成形后的冶金質(zhì)量或者力學(xué)性能的研究鮮有報(bào)道。

由于金屬包套通常采用手工氬弧焊進(jìn)行封裝，焊接完成后采用氦氣進(jìn)行滲透檢測，如果包套焊縫存在漏點(diǎn)，在氦氣檢漏的過程中便能發(fā)現(xiàn)。通過氦氣檢漏包套會進(jìn)入熱等靜壓環(huán)節(jié)，在熱等靜壓的升溫和升壓過程中，包套焊縫處可能存在的焊接缺陷(如焊接氣孔、夾雜)可能發(fā)生變化，比如氣孔膨脹或者夾雜物引起了焊縫處應(yīng)力集中，使金屬的強(qiáng)度和塑性下降，在熱等靜壓升溫加壓過程中焊縫導(dǎo)致熱裂，此時(shí)包套上可能出現(xiàn)細(xì)小裂紋，包套外部的高溫高壓氬氣能夠通過裂紋處進(jìn)入包套。出現(xiàn)裂紋的焊縫在粉末包套體的不斷收縮過程中，由于受壓力而發(fā)生裂紋愈合，氬氣就會留在合金內(nèi)部，經(jīng)熱處理后形成熱致孔隙(Temperature induced pores)。熱致孔隙成為粉末合金的裂紋源，導(dǎo)致合金拉伸性能下降，尤其是低周疲勞性能顯著降低[10–11]。

因此本文針對包套發(fā)生微泄漏這種典型試驗(yàn)現(xiàn)象，結(jié)合實(shí)際部件研制過程，對Ti2AlNb 近凈成形部件進(jìn)行固溶熱處理后，目視檢查發(fā)現(xiàn)開裂，裂紋源頭出現(xiàn)在內(nèi)圈花鍵處。本文通過對部件進(jìn)行解剖和測試分析，對開裂的原因進(jìn)行探討，研究了孔隙缺陷對Ti2AlNb 粉末合金力學(xué)性能的影響。通過分析孔隙缺陷對粉末合金冶金質(zhì)量的影響，找出共性規(guī)律，為不斷減少或者抑制孔隙缺陷，拓展熱等靜壓近凈成形制備粉末鈦合金及部件應(yīng)用領(lǐng)域提供理論依據(jù)。

試驗(yàn)材料及方法

采用無坩堝感應(yīng)熔煉超聲氣體霧化法(Electrode induction melting gas atomization, EIGA)制備了Ti–22Al–24.5Nb–0.5Mo（原子分?jǐn)?shù)，%，下同）預(yù)合金粉末。粉末冶金合金和近凈成形部件的制備方法為[2,12–13]：在大氣環(huán)境中將Ti2AlNb 預(yù)合金粉末裝入與合金部件幾何形狀類似的低碳鋼成形模具內(nèi)，經(jīng)過振實(shí)、真空除氣和封焊等過程得到熱等靜壓坯料，熱等靜壓致密化成形在RD–850型熱等靜壓爐中進(jìn)行。

本文采用VersaXRM–500 型X–ray Micro Computed Tomography(Micro–CT) 對Ti2AlNb 粉末熱等靜壓后的合金孔隙缺陷進(jìn)行了測試和表征，在Shimadzu 型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫及高溫拉伸性能測試，采用典型棒狀試樣，拉伸試樣平行段直徑為5mm，長為25mm。在SANS–GWT105 型高溫蠕變持久試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高溫持久壽命測試，試驗(yàn)溫度為650℃，應(yīng)力為360MPa。室溫及高溫拉伸性能試樣形狀及尺寸如圖1（a）所示，持久性能試樣的形狀及尺寸如圖1（b）所示。

為了測試不同位置處Ti2AlNb合金部件本體取樣的氬含量、顯微組織及力學(xué)性能，取樣位置示意圖如圖2 所示。采用PMA–2000 氣體分析儀測定了粉末部件不同位置處氬氣氣體含量。利用S–3400N 型掃描電鏡觀察Ti2AlNb 粉末合金的顯微組織和試樣斷口。傳統(tǒng)的阿基米德法難以精確測量總孔隙量小于0.5%的微米級孔隙，需采用X 射線三維成像技術(shù)進(jìn)行表征[8,14]。

結(jié)果與討論

1 Ti2AlNb 部件開裂及表征

圖1 粉末合金拉伸及持久性能試樣的形狀及尺寸Fig.1 Schematic of specimens of powder metallurgy alloys for tensile tests and rupture lifetime tests at 650℃/360MPa

采用包套熱等靜壓工藝，粉末填充后進(jìn)行熱等靜壓成形，經(jīng)機(jī)加工–酸洗工藝去除包套/模具后得到Ti2AlNb 近凈成形部件。目視檢查發(fā)現(xiàn)，Ti2AlNb 合金部件在進(jìn)行固溶熱處理前結(jié)構(gòu)完整；熱處理后（圖3（a））內(nèi)圈花鍵出現(xiàn)裂紋。對斷裂的花鍵進(jìn)行目視檢查（圖3（b）），開裂的花鍵大部分呈黑色，只有右上方呈銀灰色；將花鍵從開裂的部件中取下來，淺灰色發(fā)亮的部位是新鮮的金屬撕裂的斷口，這說明內(nèi)圈花鍵在固溶熱處理過程中發(fā)生開裂（圖3 中內(nèi)圈斷裂花鍵對應(yīng)圖2 中花鍵位置）。

采用掃描電鏡二次電子像對開裂花鍵（圖3（b））進(jìn)行了斷口形貌觀察，試驗(yàn)結(jié)果如圖4 所示。從圖4可以看出，開裂花鍵的斷口呈典型的脆性解理斷裂特征[15–16]，斷口有明顯孔隙存在，尺寸分布在30～50μm，孔隙尺寸大小及數(shù)量分布不均勻。

圖2 Ti2AlNb粉末冶金合金部件結(jié)構(gòu)和取樣位置Fig.2 Structure of Ti2AlNb powder metallurgical component and sampling position

圖3 Ti2AlNb粉末合金部件開裂花鍵及斷口宏觀形貌Fig.3 Macroscopic picture of cracked spline and fracture surface of Ti2AlNb powder metallurgical component

圖5 給出了部件不同取樣位置顯微組織照片，可以看出，內(nèi)圈開裂花鍵處顯微組織存在部分孔隙缺陷，孔隙尺寸在30～50μm 之間；內(nèi)圈完整花鍵處孔隙缺陷數(shù)量顯著減少，尺寸顯著降低，孔隙尺寸在10～20μm之間；外圈處很難發(fā)現(xiàn)孔隙的存在。對不同位置取樣分析顯示，開裂花鍵處存在孔隙缺陷集中現(xiàn)象，距開裂花鍵位置越遠(yuǎn)，孔隙的數(shù)量越少，孔隙呈不均勻分布。進(jìn)一步尋找部件內(nèi)圈花鍵開裂的原因，由于開裂的內(nèi)圈花鍵附近位置設(shè)置了注粉冒口，粉末填充完畢后冒口處要采用手工氬弧焊封閉，熱等靜壓過程中存在焊縫開裂風(fēng)險(xiǎn)，極有可能是氬氣泄漏的源頭[17–18]。用Image–ProPlus軟件對其孔隙總面積、平均直徑最大值和平均直徑進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)的視野不少于5 個(gè)。

采用Image Pro 6.0 軟件對部件不同位置的孔隙數(shù)量進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)分析，試驗(yàn)統(tǒng)計(jì)的隨機(jī)視野不少于10 個(gè)，對數(shù)據(jù)進(jìn)行歸一化處理，內(nèi)圈開裂花鍵處孔隙缺陷強(qiáng)度設(shè)定為100%，則內(nèi)圈完好處花鍵孔隙缺陷強(qiáng)度為5%，外圈僅為1.3%。

圖6 給出了Ti2AlNb 粉末合金部件不同位置處氬含量與孔隙數(shù)量之間的關(guān)系，孔隙數(shù)量的統(tǒng)計(jì)和分析采用X–ray Micro Computed Tomography (Micro–CT) 測試粉末合金制件不同位置的孔隙分布，該技術(shù)可以對顯微孔隙進(jìn)行定量分析，此處僅統(tǒng)計(jì)孔隙缺陷個(gè)數(shù)?？梢钥闯?，孔隙數(shù)量越多的位置，氬含量越高。顯微組織分析和氬含量測試結(jié)果表明，部件不同位置孔隙分布不均勻，氬含量存在明顯差異；內(nèi)圈花鍵開裂處存在孔隙缺陷集中和氬含量偏高的現(xiàn)象；距開裂花鍵徑向距離越遠(yuǎn)，孔隙的數(shù)量越少，氬含量越低（圖5 和6）。

2 Ti2AlNb 部件開裂原因分析

粉末冶金熱等靜壓成形工藝能夠制備組織細(xì)小均勻、性能優(yōu)良的粉末合金，并且可以實(shí)現(xiàn)近凈成形。然而與鑄造和鍛造工藝相比，粉末冶金工藝環(huán)節(jié)較多，各個(gè)環(huán)節(jié)均需要嚴(yán)格的控制，否則就會增大熱等靜壓成形失敗的風(fēng)險(xiǎn)，比如包套在熱等靜壓過程中發(fā)生泄漏。本研究團(tuán)隊(duì)已經(jīng)多次發(fā)現(xiàn)包套泄漏的現(xiàn)象，包套泄漏的樣品如圖7 所示。包套在熱等靜壓過程中主要起傳遞氣體壓力和容納粉末體的作用，然而包套焊縫在熱等靜壓升溫升壓過程中發(fā)生氬氣泄漏；或者粉末包套體內(nèi)部成形模具對粉末填充帶來困難，使得各部位粉末振實(shí)密度有明顯差別，導(dǎo)致局部變形不均勻，從而引起包套撕裂是造成包套泄漏的主要原因。生產(chǎn)實(shí)際中，科研人員通常根據(jù)包套體熱等靜壓后的收縮變形情況，配合X 射線、熒光檢測等手段檢驗(yàn)粉末合金和工件的冶金質(zhì)量。因此通常情況下結(jié)合生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)，包套泄漏分為以下3 種情況：（1）包套發(fā)生膨脹或明顯撕裂，結(jié)構(gòu)不完整 （圖7（a））；（2）包套外觀完整，收縮正常，但無損探傷有冶金缺陷 （圖7（b））；（3）包套外觀完整，收縮正常，無損探傷合格，高倍金相照片顯示有一定量的孔隙, 此時(shí)可以認(rèn)為包套發(fā)生微泄漏，此類情況最難甄別，危害較大，需要特別注意。

圖4 Ti2AlNb粉末合金部件開裂花鍵斷口分析Fig.4 SEM image of Ti2AlNb cracked powder metallurgical component

包套泄漏分為微泄漏和嚴(yán)重泄漏，嚴(yán)重泄漏的包套可以從外觀尺寸變化分辨出來，如圖7（a）所示。包套在熱等靜壓過程中發(fā)生泄漏，高壓的氬氣從焊縫泄漏處進(jìn)入包套內(nèi)部。而微泄漏較難辨別，危害最大。其原因如下：包套焊接后焊縫處可能存在焊接缺陷，在熱等靜壓的升溫和升壓過程中，碳鋼包套的強(qiáng)度逐漸下降。包套焊縫處的焊接缺陷可能發(fā)生變化，比如氣孔膨脹或者夾雜物引起應(yīng)力集中，使金屬的強(qiáng)度和塑性下降，在熱等靜壓升溫加壓過程中焊縫引起熱裂，此時(shí)包套上可能出現(xiàn)細(xì)小裂紋，包套外部的高溫高壓氬氣能夠通過裂紋處進(jìn)入包套。出現(xiàn)裂紋的焊縫在粉末包套體的不斷收縮過程中，由于受壓力而發(fā)生裂紋愈合，氬氣就會留在合金內(nèi)部，當(dāng)熱等靜壓結(jié)束，壓力卸載過程中，包套內(nèi)部壓力大于外界壓力，嚴(yán)重時(shí)可能會造成包套撕裂（嚴(yán)重泄漏），也可能在熱處理過程中發(fā)生氣體膨脹，導(dǎo)致熱致孔隙的出現(xiàn)（微泄漏），這種情況在本研究團(tuán)隊(duì)之前的研究中[17]已經(jīng)發(fā)現(xiàn)。

前期研究結(jié)果表明，氬氣不會與鈦合金基體發(fā)生相互溶解或吸收而是以單質(zhì)的形式存在于鈦合金內(nèi)部，形成微孔隙類缺陷[18–20]。本研究采用的氣體霧化粉末中含有少量的空心粉，空心粉中含有一定量的氬氣，但是完全致密化的粉末合金中氬氣質(zhì)量分?jǐn)?shù)極低，一般小于5×10–6。由圖6 可知，花鍵開裂處的氬氣質(zhì)量分?jǐn)?shù)為40.5×10–6，表明合金部件在熱等靜壓過程中包套確實(shí)發(fā)生了微泄漏。由此初步推斷，包套泄漏引入的孔隙缺陷可能是造成內(nèi)圈花鍵開裂的主要原因[17–18]。

圖5 Ti2AlNb粉末合金部件不同位置取樣顯微組織Fig.5 Microstructure of Ti2AlNb powder metallurgical component sampled from different parts

圖6 Ti2AlNb粉末合金部件不同位置處孔隙及氬含量分布Fig.6 Porosity size distribution and argon content of Ti2AlNb powder metallurgical component sampled from different parts

圖7 包套泄漏樣品Fig.7 Components for argon leakage

圖8 給出了內(nèi)圈斷裂花鍵斷口掃描電鏡二次電子形貌照片，可以看出，不僅在花鍵斷裂處發(fā)現(xiàn)大量不均勻分布的孔隙（圖4），在內(nèi)圈上對應(yīng)花鍵開裂的位置處還看到基體上很多明顯的顯微裂紋。熱處理過程中密閉的包套發(fā)生氬氣泄漏，在Ti2AlNb合金部件內(nèi)部形成孔隙，孔隙內(nèi)的氬氣在高溫固溶熱處理過程中因受熱膨脹產(chǎn)生熱致孔洞[11,21–22]，孔隙內(nèi)的氬氣在溫度升高時(shí)運(yùn)動的劇烈程度增加導(dǎo)致氣體壓力增加，從而導(dǎo)致與氣體相接觸部位的材料所受的應(yīng)力增加，而材料強(qiáng)度隨溫度升高而降低。當(dāng)材料強(qiáng)度低于孔隙內(nèi)的氣體壓力時(shí)，孔隙膨脹，當(dāng)孔隙之間的距離較小時(shí)，相鄰的孔隙合并成更大的孔隙。當(dāng)溫度進(jìn)一步升高時(shí)，材料的強(qiáng)度進(jìn)一步降低，這些較大的孔隙在氣體壓力的作用下進(jìn)一步擴(kuò)展形成裂紋，在裂紋尖端由于應(yīng)力集中的原因產(chǎn)生較大的拉應(yīng)力，裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展最終可能導(dǎo)致部件發(fā)生斷裂。熱致孔洞受力情況示意圖如圖9 所示。

3 包套微泄漏對粉末合金孔隙率和力學(xué)性能的影響

圖8 內(nèi)圈開裂花鍵處Ti2AlNb基體上的顯微裂紋Fig.8 Microscopic crack on Ti2AlNb matrix at part of cracking on inner ring

粉末合金應(yīng)當(dāng)徹底消除孔隙缺陷，但由于制備工藝(粉末表面吸附的氣體和粉末/包套體內(nèi)部殘留的孔隙無法徹底通過真空除氣工藝去除)和氬氣霧化過程中形成的空心粉末的影響，粉末合金的致密度很難達(dá)到理論密度的100%。孔隙缺陷是影響粉末冶金合金應(yīng)用的最大障礙，因此粉末合金制備的最終目標(biāo)是不斷提高致密度，減少孔隙缺陷。本文研究的粉末冶金近凈成形部件在熱等靜壓過程中發(fā)生微小氬氣泄漏，而且部件各部位的金相觀察顯示孔隙缺陷分布不均勻；內(nèi)圈花鍵開裂處氬氣質(zhì)量分?jǐn)?shù)為40.5×10–6；外圈處氬氣質(zhì)量分?jǐn)?shù)為24×10–6，如圖5 和6所示。此時(shí)，Ti2AlNb 粉末合金的致密度均大于99.5%，因此通常采用的阿基米德法已無法準(zhǔn)確表征合金內(nèi)部孔隙率的變化。本文采用X–ray Micro Computed Tomography (Micro–CT) 測試粉末合金制件不同位置的孔隙分布，該技術(shù)可以對顯微孔隙進(jìn)行定量分析[4,8,14]，試驗(yàn)結(jié)果如圖10所示。可以看出，內(nèi)圈孔隙數(shù)量明顯較其他部位多，約占86.5%，其中孔隙尺寸均小于20μm 以下屬于顯微孔隙，而小于12μm 以下的孔隙占所有孔隙的79.8%；外圈孔隙數(shù)量約占7.7%，而且尺寸均為12μm 以下的孔隙，這與前面的金相分析的結(jié)果趨勢一致。

圖9 氬氣氣泡在熱處理過程中引起部件的應(yīng)力變化Fig.9 Schematic of stress distribution in PM component by argon pores during heat treatment

圖10 不同位置取樣Ti2AlNb粉末冶金合金孔隙分布Fig.10 Porosity size distribution of Ti2AlNb powder metallurgical component sampled from different positions

表1 部件不同位置取樣Ti2AlNb粉末冶金合金拉伸性能和持久壽命Table 1 Tensile properties and rupture life of Ti2AlNb powder metallurgical component sampled from different parts

表1 給出了從部件不同位置取樣Ti2AlNb 粉末冶金合金拉伸性能和持久壽命，從表1 可以看出，微小氬氣泄漏對材料室溫及650℃強(qiáng)度影響不大，但是室溫及650℃拉伸塑性平均值（超過3 支樣品）顯著降低，高溫持久壽命的平均值（超過3 支樣品）顯著降低，降低幅度約30%。

粉末合金中氬氣含量不僅與包套泄漏程度有關(guān)，還與樣品狀態(tài)有關(guān)，這是由于發(fā)生泄漏的粉末壓坯在長時(shí)間放置或進(jìn)行熱處理后，壓坯中的氬氣會向大氣擴(kuò)散進(jìn)而得到釋放。當(dāng)孔隙缺陷的尺寸非常小，宏觀的相對密度檢測已經(jīng)不能反映粉末合金內(nèi)部的孔隙缺陷時(shí)，Micro–CT 是表征粉末合金內(nèi)部孔隙缺陷的一種有效手段[8,14]。對于氬氣微泄漏的合金和部件，如何正確甄別并建立適合的冶金質(zhì)量評判檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)，值得粉末冶金工作者深入研究。此外，是否能夠通過二次熱等靜壓[23–24]等手段對發(fā)生氬氣微泄漏的工件進(jìn)行缺陷愈合有待進(jìn)一步研究。

本文中包套發(fā)生微小氬氣泄漏雖然未對Ti2AlNb 粉末合金的強(qiáng)度產(chǎn)生明顯影響，但是進(jìn)行熱處理時(shí)部件內(nèi)圈花鍵因氬氣泄漏形成的孔隙在熱處理過程中發(fā)生膨脹，造成部件開裂；更為重要的是即使部件未發(fā)生開裂，孔隙缺陷會降低粉末合金的室高溫塑性、惡化高溫持久和蠕變性能和可焊接性。因此，在采用粉末冶金熱等靜壓工藝制備Ti2AlNb 粉末合金的過程中應(yīng)盡力避免包套發(fā)生微泄漏；致密化后的粉末合金或者構(gòu)件，可在余量較大的地方增加氬氣含量和高倍金相的100%檢測，確保粉末合金完全致密化。

結(jié)論

（1）熱等靜壓過程中包套可能發(fā)生微泄漏，形成微孔隙類缺陷，這些孔隙在熱處理的過程中會發(fā)生膨脹形成“缺口”，形成嚴(yán)重的應(yīng)力集中成為裂紋起源，可能迅速擴(kuò)展造成脆性Ti2AlNb 合金材料或部件開裂。

（2）粉末合金在熱等靜壓致密化過程中，由于包套/成型模具焊縫設(shè)計(jì)和焊接質(zhì)量等原因以及工件結(jié)構(gòu)變化較大，造成粉末收縮不均勻等問題均可能引起包套泄漏氬氣的現(xiàn)象。

（3）對于Ti2AlNb 合金部件微泄漏研究表明，距氬氣泄漏點(diǎn)的距離越遠(yuǎn)，氬氣的含量越低同時(shí)孔隙的數(shù)量也降低。微小氬氣泄漏對Ti2AlNb合金室溫及650℃強(qiáng)度影響不大，但顯著降低拉伸塑性和高溫持久壽命。