钛合金具有低密度、高强度、优异的耐腐蚀性和生物相容性等优点，已广泛应用于航空航天、海洋船舶和生物医学等领域[1-2]。然而，高昂的原材料冶炼成本和较差的加工性能大幅增加了钛合金的使用成本[3]，进一步限制了钛合金在汽车等民用领域的应用。因此，近净成形技术一直是钛合金制备领域的研究热点。
典型的钛合金近净成形技术包括精密铸造、增材制造和粉末冶金等。精密铸造是一种低成本的近净成形工艺[4]。钛合金过热度低、充形困难，近年来，研究人员陆续开发了重力铸造和离心铸造等多种精密铸造工艺，可以实现多种大型钛合金复杂结构件的近净成形[5-7]，然而成品构件合格率仍有待提升。另一方面，钛合金熔点高，而且钛在高温下几乎与所有的坩埚材料发生反应，因此钛合金精密铸件中不可避免地引入夹杂等冶金缺陷。金属增材制造技术借助高功率激光束对金属粉末原料进行熔融、逐层堆积，加工精度高，可实现复杂结构零件的快速成形，具备加工高强度、难成形金属制件的能力，非常适合航空航天用钛合金复杂部件的精密制造[8]。金属增材制造技术快速、柔性、产品开发周期短的工艺特点也迎合了小批量定制化制造与时效性的生产需求。增材制造技术是实现航天器结构轻量化-功能性一体化设计的有效途径[9]。值得注意的是，钛合金增材制造对粉末的粒径范围具有一定要求，比如激光选区熔化技术一般采用粒径53 μm以下的粉末，电子束熔融技术采用粒径45～105 μm的粉末[10-11]。目前广泛采用的钛合金制粉技术 （如气体雾化法），粉末的粒径区间为5～250 μm，且呈正态分布[12]。因此，增材制造技术对于形状非十分复杂的大型零件 （如薄壁回转体零件），其生产效率低、制备成本高。粉末冶金技术也是一种重要的近净成形工艺，通常被认为是“固态精密铸造”工艺，对粉末原材料的要求相对较低，适合制备形状相对复杂的钛合金构件。
粉末热等静压 （Hot isostatic pressing，HIP）技术是一种先进的粉末冶金工艺，该工艺制备的粉末钛合金致密度接近100%，显微组织细小均匀、各向同性，无宏观成分偏析，力学性能优于铸造合金成分接近的锻件[13-15]。Romero等[16]汇总了不同粉末冶金工艺成形的粉末冶金钛合金的疲劳性能，发现HIP技术制备的疲劳强度最高，但是仍低于锻造合金，这可能是HIP态粉末钛合金中残留的微孔隙导致的。前期Wegmann等[17]的研究表明，气体雾化法制备的钛合金粉末中存在空心粉，空心粉在随后的HIP成形过程中收缩演变为微气孔。Guo等[18]研究发现，微气孔对HIP态TC4合金的高周疲劳性能无明显影响，但热处理后形成的热诱导孔洞会降低高应力幅下合金的疲劳寿命。Cheng等[19]进一步研究发现，HIP态TC4合金中的热诱导孔洞会显著降低合金的超高周疲劳寿命。由此推测，HIP成形后的粉末钛合金疲劳性能与残留气孔及合金本身的强韧性有关。
TC11钛合金是一种典型的高温钛合金，可在500 ℃下长期服役，与TC4钛合金相比，其室温和高温强度均有较大幅度提升。然而，目前关于HIP工艺制备TC11钛合金的研究较少，由空心粉导致的微孔隙对TC11粉末钛合金高周疲劳性能的影响更是鲜有报道。因此，本文采用HIP工艺成功制备了TC11粉末钛合金，重点研究了微孔隙对HIP坯体高周疲劳性能的影响规律，研究结果可为TC11粉末冶金构件在航空航天等领域的应用提供重要的理论支撑。
1 试验及方法
采用中国科学院金属研究所的德国ALD EIGA 50-500型制粉机制备TC11钛合金粉末，制粉原理为无坩埚感应熔炼超声气体雾化法 （Electrode induction melting gas atomization，EIGA）；采用ICP 7300 DV型等离子发射光谱仪和ONH836型氧氮氢分析仪测试了制粉电极和预合金粉末的化学成分；采用英国马尔文2000激光粒度仪分析了预合金粉末的粒度分布；采用金相法统计预合金粉末的空心率。
热等静压制备流程：将预合金粉末填充至低碳钢圆柱形包套中，包套尺寸为直径50 mm、高120 mm、壁厚3 mm；经脱气处理和真空封焊后，转移至钢铁研究总院RD-750型热等静压炉中进行HIP成形。根据前期Guo等[20]的研究结果，HIP温度一般为β转变温度以下50 ℃。因此，TC11预合金粉末的热等静压制度为HIP温度940 ℃、压力140 MPa、保温保压3 h。
如图1所示，采用线切割切取HIP坯体的拉伸、冲击和高周疲劳试样。采用阿基米德法测试HIP坯体的致密度。金相试样的样品尺寸为10 mm×10 mm×10 mm，样品经砂纸打磨、机械抛光和化学腐蚀后，采用NIKONL 150金相显微镜 （OM）和ZEISS Gemini 300扫描电子显微镜 （SEM）观察HIP坯体的显微组织。化学腐蚀试剂组成： 8 mL HNO3 + 4 mL HF + 88 mL H2O。拉伸试样采用标准棒状样品，如图1（a）所示，平行段长度为30 mm，直径为5 mm；拉伸试验在Instron 5969上进行，采用横梁位移控制，初始拉伸速率为0.2 mm/min，屈服后拉伸速率增加至2 mm/min。冲击测试在SANSZBC2452 - C型冲击试验机上进行，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，U型缺口深度2 mm，如图1（b）所示。疲劳试验在济南胜工XWP-1000型旋转弯曲疲劳试验机上完成，应力比为-1，疲劳试样尺寸如图1（c）所示。疲劳试样的表面状态为机加工表面，采用SEM观察拉伸和疲劳断裂试样的断口形貌。
图1 力学性能测试样品尺寸（mm）
Fig.1 Dimensions of specimens for mechanical performance tests (mm)
2 结果与讨论
2.1 预合金粉末表征
采用EIGA法制备的TC11钛合金粉末的化学成分如表1所示。可以看出，与锻造制粉电极相比，预合金粉末中主合金元素Al、Zr和Mo等元素含量几乎不变，Si、C、O和N等杂质元素含量略有增加，这说明EIGA是一种洁净制粉方法。预合金粉末的表面形貌如图2（a）所示，可以看出，预合金粉末几乎呈球形，存在少量不规则的粉末；另外，大颗粒粉末表面黏附少量卫星球。进一步对预合金粉末的粒度分布进行表征发现，粉末的粒径整体呈正态分布 （图2（b）），平均粒径为105 μm。预合金粉末的截面金相组织如图2（c）所示，可以看出，EIGA法制备的TC11粉末存在空心的现象，这与Wegmann等[17]研究的结论相符。对不同粉末粒径的空心率进行统计，结果如图2（d）所示。随着粒径的增加，空心率逐渐升高，全粒度区间TC11钛合金粉末的空心率约为2.8%。空心粉的形成主要是在EIGA制粉过程中，金属液体在高压气体的作用下破碎，由于表面张力的作用，金属液滴在球化过程中可能会裹挟制粉炉中的惰性气体（通常为Ar气）[18]。由图2（c）可知，空心粉中的气孔一般呈规则球形，而传统铸造缩孔的形状不规则；同时经HIP成形后，传统铸造缩孔一般会完全闭合[6]，而空心粉中的气孔会演变为尺寸较小且含有一定内压的微气孔[19]。
表1 TC11钛合金粉末的化学成分（质量分数）
Table 1 Chemical composition of TC11 titanium alloy powder (mass fraction) %
制粉方式 Al Zr Mo Fe Si C O N H Ti制粉电极 6.4 1.4 3.5 0.125 0.225 0.008 0.090 0.008 0.001 余量EIGA法 6.4 1.4 3.4 0.123 0.239 0.013 0.010 0.012 0.001 余量
图2 TC11钛合金粉末的表面形貌和粒度分布
Fig.2 Surface morphology and particle size distribution of TC11 alloy powder
2.2 粉末压坯的显微组织和力学性能
TC11预合金粉末经940 ℃/140 MPa/3 h的HIP成形后，坯体的显微组织如图3所示。TC11粉末钛合金的显微组织主要由等轴和片层α相组成。由显微组织的SEM像可知，TC11粉末钛合金中存在少量β片层 （白色）。β相的形成是由于气体雾化制粉过程中，液滴快速凝固，粉末主要由马氏体组成，HIP成形过程中，马氏体分解为α相和少量β片层。与TC4粉末钛合金相比[20]，TC11粉末钛合金中β相的体积分数略有升高，由4.9%增加至10.2%；同时等轴α相的尺寸和片层α相的宽度分别为3.7 μm和1.9 μm，明显细化，这些组织上的差异可能与TC11钛合金中β稳定元素含量更高有关。值得注意的是，OM和SEM图上均未观察到明显的孔隙，同时HIP坯体的致密度为99.8%，由此可知，HIP坯体的致密度接近理论全致密。
图3 HIP坯体的显微组织
Fig.3 Microstructure of as-HIPed powder compacts
TC11粉末钛合金的拉伸、冲击和高周疲劳性能如表2所示[21]（锻件标准为GJB494—1988；Rp0.2为屈服强度；Rm为抗拉强度；A为延伸率；Z为断面收缩率；αkU2为冲击韧度）。可以看出，HIP坯体的屈服强度、延伸率、断面收缩率、冲击韧度超越锻造合金，疲劳强度接近锻造合金。虽然抗拉强度略低于锻件标准，但是后续通过典型的固溶时效工艺，预计可以大幅提升TC11粉末钛合金的抗拉强度。TC11粉末钛合金的拉伸断口如图4所示。SEM低倍照片显示断口上存在剪切唇，SEM高倍照片显示断口上存在大而深的韧窝，拉伸试样呈现典型的韧性断裂特征。
表2 HIP坯体的力学性能
Table 2 Mechanical properties of as-HIPed powder compacts
images/BZ_35_785_2232_826_2254.png样品 Rp0.2/MPa Rm/MPa A/% Z/% αkU2/（kJ/m2） 疲劳强度/MPa锻件标准 930 1030 9.0 30 295 590[21]HIP态合金 989 1023 17.0 37 305 590
图4 HIP坯体的拉伸断口形貌
Fig.4 Tensile fracture morphology of as-HIPed powder compacts
2.3 粉末压坯的高周疲劳性能与断口分析
TC11粉末钛合金的高周疲劳寿命结果如图5所示 （黑色方块代表疲劳裂纹源存在微气孔的试样；蓝色圆点代表疲劳裂纹源无气孔的试样）。可以看出，相同应力状态下，HIP坯体的疲劳寿命数据分散较大。通过SEM观察疲劳断口，发现所有断裂试样均从试样表面开裂，将不同开裂方式的样品进行分类，统计结果如表3所示。对于疲劳裂纹源处含有气孔的样品，表3列出了气孔的等效直径。由图3可知，HIP坯体中几乎没有微气孔，同时拉伸断口形貌也未发现气孔，这可能是由于微气孔一般不会影响合金的拉伸变形；而气孔对HIP坯体的动态力学性能，特别是疲劳性能影响显著。当试样表面存在微气孔时，微气孔会优先成为裂纹萌生位置。由此可知，TC11粉末钛合金的高周疲劳寿命具有“二重性”。
表3 HIP坯体的高周疲劳寿命及失效试样断裂方式
Table 3 High-cycle fatigue lives of as-HIPed powder compacts and the facture modes of failed specimens
样品编号 最大应力σmax/MPa 疲劳寿命/万次 断裂位置 气孔尺寸/μm 1 650 25.7 表面 无2 625 407.0 表面 无3 625 115.0 表面 无4 625 6.4 表面 31.2 5 600 25.7 表面 14.9 6 600 42.8 表面 22.3 7 600 84.7 表面 21.5 8 600 571.0 表面 无9 600 739.0 表面 无10 600 1000 未断裂 —11 600 1000 未断裂 —12 575 1000 未断裂 —13 575 1000 未断裂 —
图5 不同最大应力下HIP坯体的高周疲劳寿命
Fig.5 High-cycle fatigue lives of as-HIPed powder compacts under diffeent maximum stresses
选取最大应力600 MPa时，不同循环周次对应不同开裂方式下的疲劳断口进行对比，如图6所示。当试样表面无气孔时，疲劳变形机制以位错滑移为主，当疲劳损伤累积到一定程度后，疲劳裂纹由表面萌生。当试样表面存在微气孔等缺陷时，疲劳加载时会诱发应力集中，在相同的循环周次下增大疲劳损伤程度，进而加速疲劳裂纹萌生。值得注意的是，由表3可知，在相同应力状态下，疲劳寿命与气孔尺寸并不是正相关关系。一般而言，孔隙尺寸越大，疲劳寿命越低，但是气孔距离表面的位置及气孔的形状等因素也会影响试样的疲劳寿命。由于本文疲劳样本数量较少，初步可以推断，本文试验条件下，微气孔的尺寸和距离表面位置都会影响TC11粉末钛合金的疲劳寿命。
图6 HIP态TC11粉末钛合金的疲劳断口（最大应力600 MPa）
Fig.6 Fatigue fracture of as-HIPed TC11 powder compacts (maximum stress 600 MPa)
在气体雾化法粉末中，粉末空心率随着粉末粒径升高而增加 （图2（d）），这 与 前 期Wegmann等[17]关于Ti-6Al-4V粉末的统计结果一致。本文条件下，气体雾化法粉末的平均粒径为105 μm。为降低残留微气孔对TC11粉末钛合金疲劳性能的影响，可以改进制粉工艺，提高细粉收得率，或者通过筛分法减少粗粉的质量分数或体积分数，从而降低气体雾化法粉末的平均粒径，减少空心率。空心率的降低有利于进一步降低HIP坯体中的微气孔数量，从而降低疲劳试样在表面气孔处断裂的概率，进而改善TC11钛合金坯体的疲劳性能。
3 结论
（1）TC11粉末钛合金的显微组织细小均匀，接近理论全致密，高周疲劳强度可到590 MPa，静态力学性能和疲劳强度与锻造合金相当。
（2）TC11粉末钛合金的高周疲劳寿命呈现二重性，疲劳加载条件下，表面微气孔会优先成为裂纹萌生位置，显著降低合金的高周疲劳寿命。
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