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) %
制粉方式 H N O制粉电极 0.0021 0.011 0.055 PREP粉末 0.0031 0.020 0.069 EIGA粉末 ＜0.0020 0.013 0.064
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。
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。
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
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]。
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。
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
粉末 松装密度/（g/cm3） 振实密度/（g/cm3） 相对密度RD PREP 3.21 3.47 0.65 EIGA 3.10 3.55 0.68
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。
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。
图6 两种制粉工艺下成形的Ti2AlNb合金显微组织
Fig.6 Microstructure of Ti2AlNb alloy powder formed under two types of powder preparing processes
表3 两种制粉工艺下成形的粉末Ti2AlNb合金组织相比例（ 体积分数）
Table 3 Phase ratio of Ti2AlNb alloy formed by two types of powder preparing processes(volume fraction) %
制粉方式 B2 α2 O PREP 26.21 10.22 63.28 EIGA 23.39 8.84 67.53
孔隙是粉末冶金制备Ti2AlNb合金的缺陷组成之一，尺寸通常为微米级别。X光射线探伤、超声波探伤和荧光探伤等传统的金属材料探伤方法因分辨率的局限性，无法探测微米级的缺陷[22]，金相显微镜或者扫描电镜等表征技术难以提供完整的材料内部三维孔隙缺陷信息，因此采用Micro-CT技术对Ti2AlNb合金的微米级孔隙进行表征[23]。由于粉末表面吸附的气体和粉末/包套体内部残留的气体无法彻底通过真空除气工艺去除，以及包套对粉末压坯的屏蔽效应[24]会影响粉末的充分致密化，因而合金中难以彻底消除孔隙缺陷，分析得出，孔隙对合金冶金质量的影响意义重大。
图7给出了不同制粉工艺下制备的粉末Ti2AlNb合金内部孔洞大小及分布。可以看出，Ti2AlNb合金内部存在很少的显微孔隙，孔隙的等效直径从几μm到几十μm，最大尺寸为50 μm的孔隙极少，单位体积的孔隙数量低于1 mm-3，表明合金已达到较高的致密化程度。随机取样范围内PREP合金孔隙数量约为2个，而EIGA合金孔隙数量约为21个，可以判断PREP合金的致密程度优于EIGA合金。
图7 Ti2AlNb合金内部显微孔隙大小及分布
Fig.7 Micropore size and distribution of Ti2AlNb alloys
比较两种制粉工艺制备的Ti2AlNb合金的拉伸性能，测试温度为Ti2AlNb合金长期服役的工程应用温度650 ℃，测试结果如表4所示。可以看出，在强度方面，PREP粉末略优于EIGA粉末，而在塑性方面，EIGA粉末的性能均显著优于PREP粉末。持久性能测试结果如图8所示，测试条件为650 ℃、360 MPa。可以看出，PREP法制备的Ti2AlNb合金持久性能略优于EIGA法。结合表3与图6可以看出，两种制粉工艺制备的Ti2AlNb合金的相体积分数接近，但EIGA粉末制备的合金组织更均匀；而相较于PREP粉末，EIGA粉末制备合金的孔隙数量略多，推测较多的孔隙数量是EIGA粉末制备Ti2AlNb合金持久性能较差的原因。两种制粉工艺制备合金在性能方面各有优劣，总体较为接近，因此需要进一步分析粉末振实密度对叶轮成形后尺寸收缩的影响。
图8 两种制粉工艺成形的Ti2AlNb合金持久性能对比
Fig.8 Comparison of stress rupture life of Ti2AlNb alloy formed by two types of powder preparing processes
表4 两种制粉工艺成形的Ti2AlNb合金在650 ℃下的力学性能对比
Table 4 Comparison of mechanical properties of Ti2AlNb alloy formed by two types of powder preparing processes at 650 ℃
制粉工艺 屈服强度Rp0.2/MPa 抗拉强度Rm/MPa 伸长率A/% 断面收缩率Z/%EIGA 517 656 19.0 25.0 513 653 18.0 26.0 518 655 16.5 25.0 514 658 19.0 27.0 517 659 14.0 26.0 PREP 544 683 11.0 24.0 540 682 12.0 22.0 554 689 16.0 24.0 564 696 13.0 24.0 545 685 18.0 22.0
2.3 闭式叶轮热等静压致密化的有限元仿真
有限元模拟前后处理过程在Abaqus/CAE界面下实现，分析过程使用Abaqus/Standard求解器。根据叶轮的对称性特点，取闭式叶轮的1/12为有限元模拟的研究对象，设置周期对称边界。基体材料的初始相对密度设定为0.68，q1、q2、q3 取值为1.6、1、2.56，温度与压力初始值设置为23 ℃、0.1 MPa，二者演化过程同热等静压制度保持一致。图9为本研究中有限元模拟的闭式叶轮尺寸收缩情况，其中粉末体共设置95826个四面体单元。可以看出EIGA法制备的粉末型芯叶轮收缩的程度更小。
图9 有限元模拟两种粉末制备的叶轮尺寸收缩前后对比
Fig.9 Finite element simulation of impeller size shrinkage before and after the preparation of two types of powders
取有限元模拟中0°面 （过中心轴线面）绘制轮廓，两种不同振实密度粉末成形的叶轮同一位置的实际收缩对比如图10所示，可以发现整体模拟结果与实际变形趋势一致，叶轮实际收缩的轮廓线大部分包络了有限元模拟结果。此外，图10中明显看出型芯对叶轮收缩的影响，在型芯连接处及与型芯距离较近的外部包套部分区域，两种粉末成形叶轮的收缩差距有明显的减弱，外部包套中远离型芯影响的区域，收缩量差距较大。
图10 闭式叶轮不同位置处模拟收缩值
Fig.10 Simulated shrinkage values at diffeent positions of the shrouded impeller
两种不同振实密度粉末成形的叶轮同一位置的径向收缩位移对比如图11所示，可以看出二者收缩趋势相同，但是EIGA粉末成形的叶轮在各方向的位移量均小于PREP粉末成形的叶轮。由于闭式叶轮为中心对称结构，为了方便观测截面，建模时对叶轮整体的3/4进行分析。两种粉末收缩均比较均匀，可以看出叶轮包套内部收缩程度较小，包套外侧形变相对较大，但振实密度较高的EIGA粉末包套外侧最大径向位移仅为5.812 mm，显著小于PREP粉末的6.668 mm。这是由于EIGA粉末粒度分布更宽泛，小颗粒容易填充在大颗粒之间，填充密度和振实密度高，热等静压过程中变形程度小，因此EIGA制粉工艺更适合热等静压成形。
图11 闭式叶轮径向收缩位移对比云图
Fig.11 Comparison cloud diagram of radial contraction displacement of shrouded impeller
2.4 Ti2AlNb粉末冶金合金复杂构件的成形
在制备粉末冶金构件时，包套结构设计至关重要。合理的包套结构设计需要同时确保粉末压坯各部位均完成致密化并实现近净成形。包套作为粉末冶金合金热等静压成形的容器，直接影响制品的冶金质量和外观尺寸。在实际操作中，热等静压致密化过程中工艺参数的变化会导致致密化进程的差异。特别是在制备大尺寸复杂构件时，包套/模具结构通常相对复杂，从粉末坯体表面到内部的致密化进程差异更明显，甚至出现“不均匀致密化”的现象[25]。此现象会导致构件不同部位的致密化程度和收缩变形不一致，进而影响构件的力学性能。
本研究选用EIGA粉末，在1030 ℃/140 MPa/3 h的热等静压制度下成功制备了多种类型的Ti2AlNb粉末冶金部件，如图12所示。经检测，各构件关键部件尺寸偏差低于2%，表面质量优于铸造合金。采用有限元辅助包套结构设计，在整个致密化成形过程中，致密化进程趋于均匀，有效避免“不均匀致密化”的现象，有利于确保部件整体性能的一致性。
图12 EIGA粉末制备的Ti2AlNb粉末合金构件
Fig.12 Ti2AlNb powder alloy components prepared by EIGA powders
3 结论
（1）与PREP法相比，EIGA法制备的Ti2AlNb预合金粉末粒度分布更为广泛，存在少量卫星球，振实密度更高。
（2）与PREP粉末经热等静压成形后的Ti2AlNb合金相比，EIGA粉末对应合金的高温强度和持久寿命虽然略有下降，但是由于组织均匀性更高，延伸率更好。在构件制备过程中，有限元模拟结果表明，EIGA粉末制备的Ti2AlNb叶轮收缩程度更小，更适合复杂构件的热等静压成形。
（3）采用有限元模拟辅助包套设计，利用EIGA预合金粉末成功地制备出Ti2AlNb粉末冶金复杂构件，构件尺寸和表面精度高，无冶金缺陷。
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