鄺泉波，鄒黎明，蔡一湘，劉 辛，程 軍，易健宏

(1 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明 650093;2 廣東省科學(xué)院 廣東省材料與加工研究所，廣州 510650;3 西北有色金屬研究院 生物材料工程研究所，西安710016)

等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法制備高品質(zhì)Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn合金粉末

鄺泉波1,2，鄒黎明2，蔡一湘2，劉 辛2，程 軍3，易健宏1

(1 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明 650093;2 廣東省科學(xué)院 廣東省材料與加工研究所，廣州 510650;3 西北有色金屬研究院 生物材料工程研究所，西安710016)

旨在制備高品質(zhì)Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn粉末，為后續(xù)粉末高溫鈦合金構(gòu)件的制備奠定基礎(chǔ)。首先采用真空自耗電弧熔煉(VAR)技術(shù)制備Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn合金鑄錠，對(duì)鑄錠進(jìn)行化學(xué)成分檢測(cè)，并分析其合金元素?fù)p耗、成分均勻性以及顯微組織和物相組成。利用制得棒料，采用等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法(PREP)，選取不同轉(zhuǎn)速制備得到鈦合金粉末，將粉末篩分成不同粒度范圍。研究了棒料轉(zhuǎn)速與粉末理化性能間的關(guān)系。采用X射線衍射分析儀(XRD)、掃描電鏡(SEM)、金相顯微鏡(OM)分別分析了粉末的物相組成、形貌和微觀組織。研究表明：通過獨(dú)特的壓制電極設(shè)計(jì)，可制得成分均勻、元素?fù)p耗小的鈦合金鑄錠，且各合金元素含量滿足國(guó)標(biāo)的要求。鑄錠微觀組織為層片狀結(jié)構(gòu)，基體中存在少量大小不均的Ti5Si3硅化物相。PREP法制得的鈦合金粉末呈正態(tài)分布，且球形度好，無空心球和衛(wèi)星球。隨著轉(zhuǎn)速增加，小顆粒粉末占比增加，大顆粒粉末占比大幅度降低。粉末顆粒以胞狀組織為主，存在少量的枝晶。合金粉末主要由α′馬氏體相組成。相比合金鑄錠，粉末中各合金元素略有損耗，O元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.1%，有利于制得高性能的粉末鈦合金。

真空自耗電弧熔煉；等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法；高溫鈦合金；微觀組織；硅化物

Abstract： This research aims to prepare high quality powder of Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn，which lays foundation for the following preparation of powder high temperature titanium alloy component.Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn alloy ingots were prepared by vacuum arc remelting (VAR). The chemical compositions of ingots were examined. The loss of alloy elements, uniformity of composition, phase composition and microstructure of titanium alloy ingots were analyzed. Then powders were prepared by plasma rotating electrode process (PREP) with different rotating speeds. Alloy powders were sieved into different particle sizes. The relationship between rotating speed and physical and chemical properties of powder was studied. X-ray diffraction(XRD), scanning electron microscope(SEM) and metallurgical microscope(OM) were used to investigate the phase composition, morphology and microstructure of the powder. The results show that the composition distribution of titanium alloy ingot prepared by VAR is uniform and the content of alloy elements meets the requirements of national standard, through a unique pressing electrode. Microstructure of the ingot is lamellar structure with small amounts of silicide particles disperse in the matrix. The size distribution of the powders made by PREP method exhibits the normal distribution. The sphericity of the powder is excellent，and no hollow ball and satellite ball exists. With the increase of rotating speed, the proportion of small particles increases dramatically,the proportion of large particles decreases greatly. The phase composition of powder is mainly α′ phase,and it is mainly composed of peritectic and small amount of dendrite structures. Compared with the alloy ingot, the elements of the powders have a slight loss, the content of O is less than 0.1%,which is beneficial to obtain high-performance powder titanium alloy.

Keywords：vacuum arc remelting;plasma rotating electrode process;high temperature titanium alloy;microstructure;silicide

鈦合金具有比強(qiáng)度高、抗腐蝕性好、無磁性、耐高溫、生物兼容性好等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于化工、醫(yī)藥、航空等領(lǐng)域。高溫鈦合金作為主要發(fā)展方向之一，主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)和風(fēng)扇的盤件、葉片和機(jī)匣等零件，代替鋼或高溫合金，可以較明顯地減輕發(fā)動(dòng)機(jī)的質(zhì)量，從而提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比，目前高溫鈦合金的最高使用溫度已經(jīng)提高到600℃[1,2]。

Si元素能夠顯著地提高合金的高溫強(qiáng)度和耐熱性[3-5]。因此，現(xiàn)存高溫鈦合金中幾乎都含有一定量的Si。此類高溫鈦合金，其力學(xué)性能主要由合金中Si元素的含量，硅化物形態(tài)及分布所決定[6]。現(xiàn)有研究表明：當(dāng)鈦合金中Si的含量在0.1%～0.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)時(shí)可大幅提高合金的高溫抗蠕變性能[7]。烏克蘭國(guó)家科學(xué)院在高溫鈦合金設(shè)計(jì)方面具有獨(dú)特的思路，其開發(fā)出一種高Si含量(Si>1%)的高溫鈦合金，合金體系以Ti-Al-Si-Zr為主，再添加Sn，Nb，V，Mo等合金元素。從性能上反映這種合金具有很好的高溫強(qiáng)度，但塑性較差[8]。目前主要是采用鑄造加后續(xù)熱加工變形的方式，使合金中硅化物骨架斷裂并均勻分布，從而達(dá)到提高塑性，改善合金性能的目的，該合金使用溫度可高于600℃[9]。如采用粉末冶金技術(shù)制備此類高溫鈦合金，可克服鑄造鈦合金中硅化物粗大，且分布不均勻的缺點(diǎn)，得到細(xì)小均勻的組織結(jié)構(gòu)[10-12]，從而提高合金的塑性及綜合力學(xué)性能，擴(kuò)大此類合金的應(yīng)用范圍。要制備高性能粉末鈦合金，前提條件是制備高品質(zhì)的鈦合金粉末。氣霧化法和等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法(Plasma Rotating Electrode Process,PREP)是目前制備高品質(zhì)鈦合金粉末的2種主要方法[13，14]。相比氣霧化法，采用PREP法制備得到的鈦合金粉末具有空心球和衛(wèi)星球少，粉末粒徑分布窄的優(yōu)點(diǎn)，更適用于后續(xù)高性能粉末鈦合金的制備(如熱等靜壓等)[15，16]。PREP法首先需制備鈦合金棒料，但由于此類高溫鈦合金元素種類多，且元素熔點(diǎn)相差較大。因此，如何精確控制熔煉后合金的成分成為難點(diǎn)。

本研究旨在是采用真空自耗電弧熔煉技術(shù)，通過獨(dú)特的電極壓制方式，制備出成分均勻，元素?fù)p耗小的鈦合金棒料。利用所得棒料，采用PREP法制備高品質(zhì)鈦合金粉末，從而可用于后續(xù)粉末高溫鈦合金構(gòu)件的制備。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 合金成分設(shè)計(jì)

本研究合金成分為Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn。在合金化設(shè)計(jì)時(shí)一般需限制Al和Sn等α穩(wěn)定元素的含量在一定范圍內(nèi)。Sn能夠顯著地提高合金的熱強(qiáng)性，作為熱強(qiáng)鈦合金的合金化元素，Sn在提高合金熱強(qiáng)性的同時(shí)不會(huì)影響鈦合金的室溫塑性。Mo含量的增加能夠提高高溫鈦合金的工藝塑性的同時(shí)，合金中硅化物的析出速率也會(huì)加快。因此，根據(jù)歐美高溫鈦合金的設(shè)計(jì)經(jīng)驗(yàn)，本合金加入少量Mo和Sn。

1970 年，Rosenberg 提出著名的鋁當(dāng)量經(jīng)驗(yàn)公式，為高溫鈦合金的成分設(shè)計(jì)確定了實(shí)用的設(shè)計(jì)準(zhǔn)則，利于協(xié)調(diào)蠕變性能和組織穩(wěn)定性的矛盾。為了最大限度地提高鈦合金的高溫蠕變性能，同時(shí)保證良好的熱穩(wěn)定性，目前一般采用多元復(fù)合強(qiáng)化的合金化方式，即在Ti 基體中加入較高含量的Al，Sn，Zr，得到較高的[Al]eq(Al當(dāng)量)，以抑制α基體中α2相和硅化物的過量沉淀析出，防止惡化塑性和應(yīng)力腐蝕性能，[Al]eq不宜超過9%。同時(shí)，盡量減少對(duì)蠕變有害的β穩(wěn)定元素如Mo，Nb，F(xiàn)e，Cr和Ni 等的含量，即保持較低的[Mo]eq(Mo當(dāng)量)。采用經(jīng)驗(yàn)性的Mo當(dāng)量和Al當(dāng)量公式[17]計(jì)算本合金相應(yīng)的[Mo]eq和[Al]eq。本設(shè)計(jì)合金的[Mo]eq和[Al]eq分別為0.5和8.1(見式(1)，(2))，均在合適范圍內(nèi)，制備合金可具有較好的性能。

(1)

(2)

1.2 鑄錠制備

實(shí)驗(yàn)原材料選用粒度較為均勻的0級(jí)海綿鈦，Al-Si片、海綿Zr、Al-Mo車屑、Si粉和Sn粒。鑄造棒料采用30kg真空自耗電弧爐(沈陽真鑫科技有限公司)熔煉。鈦合金鑄錠制備工藝流程如圖1所示。鈦合金按照合金名義成分，稱取一定量的原料，混合均勻后倒入模具中壓制成規(guī)格為φ50mm×300mm的單個(gè)電極棒料，電極本體為對(duì)稱多層柱體結(jié)構(gòu)，如圖2所示。該多層結(jié)構(gòu)體的最外層為海綿鈦、Al-Si中間合金和Al-Mo中間合金形成的混合層，最內(nèi)層為錫粒層，中間層為海綿鋯、Si粉和Al-Mo中間合金形成的混合層。電極組焊后熔合成一次鑄錠。

圖1 鈦合金鑄錠制備工藝流程Fig.1 Preparation process of titanium alloy ingot

圖2 壓制電極(a)海綿鈦、Al-Si中間合金和Al-Mo中間合金；(b)海綿鋯、 Si粉和Al-Mo中間合金；(c)Sn粒Fig.2 Compact electrode(a)titanium sponge,Al-Si intermediate alloy and Al-Mo intermediate alloy；(b)zirconium sponge,Si powder and Al-Mo intermediate alloy；(c)Sn particle

為確保成分分布的均勻性，再將一次鑄錠重熔成二次錠。最后，將二次錠扒皮、去飛邊、去冒口等加工后，線切割得到直徑為75mm的棒料進(jìn)行后續(xù)制粉實(shí)驗(yàn)。

1.3 PREP法制備鈦合金粉末

獲得高品質(zhì)的鈦合金粉末是制備高性能粉末鈦合金的前提。PREP法制粉過程中，鈦合金棒料沿著軸向高速旋轉(zhuǎn)，棒料在氬氣的保護(hù)下，以等離子作為熱源加熱棒料端面，在離心力的作用下，金屬液滴被甩離并迅速冷卻凝固成金屬粉末。選取了12000，18000r/min 2個(gè)不同的轉(zhuǎn)速，考察了棒料轉(zhuǎn)速與粉末理化性能的關(guān)系。將所得粉末進(jìn)行不同粒度區(qū)間篩分。

1.4 成分測(cè)試和結(jié)構(gòu)表征

在鑄錠上下部位分別取樣，用化學(xué)分析方法檢測(cè)Al，Si，Zr，Mo，Sn和O的含量。采用化學(xué)方法測(cè)試不同粒徑的粉末成分，并采用Rigaku D/MAX-RB型X射線衍射儀對(duì)鑄錠和合金粉末的相組成進(jìn)行分析。采用Kroll腐蝕液(2%HF，4%HNO3，94%H2O)對(duì)磨拋后的鑄錠和粉末進(jìn)行腐蝕，采用JEOL JXA-8100掃描電子顯微鏡分析粉末的形貌和組織，在Leica DMI3000型金相顯微鏡下觀察鑄錠的組織。

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄錠合金元素含量及均勻性

鈦合金鑄錠各合金元素含量測(cè)試結(jié)果如表1所示。各元素含量與合金名義成分比較接近，且上下分布較均勻，滿足GB/T3620.1-2007標(biāo)準(zhǔn)要求，O含量均小于0.1%，說明實(shí)驗(yàn)達(dá)到了預(yù)期目標(biāo)。特別是高熔點(diǎn)的Mo和低熔點(diǎn)的Sn元素，分布比較均勻，總體成分偏差小于0.07%。試樣中除Zr，Sn組元外所有合金元素均是下部含量略高于上部，可能是原料成分不均，但不影響鑄錠的質(zhì)量。

由于Al元素熔點(diǎn)較低，電極原料采用Al-Mo中間合金和Al-Si中間合金，可有效避免Al元素的損耗。為了保證最終鑄錠成品的均勻性，本研究采用海綿鈦和其他中間金屬混料的方法，將原料混合均勻以后再進(jìn)行電極壓制，倒入模具時(shí)將光滑易脫落的Sn粒盡量放置內(nèi)層，防止電極在轉(zhuǎn)移過程中發(fā)生顆粒脫落，造成原料損失。同時(shí)最內(nèi)層為Sn粒，可保證微量元素Sn的成分均勻性，防止偏析。而且中間層和最外層采用易塑性變形的海綿狀原料和難以變形的中間合金混合，從而保證電極壓制后的結(jié)構(gòu)強(qiáng)度。海綿狀原料、中間合金和Sn粒逐層分布，有利于高低熔點(diǎn)元素的均勻熔化，保證合金元素的均勻分布。從表1可見，各合金元素及雜質(zhì)O元素在鑄錠中的分布較為均勻。說明采用這種電極布料方式可有效控制原料均勻分布，從而確保最終鑄錠成分均勻，且元素?fù)p耗較小。

表1 鈦合金鑄錠名義成分、國(guó)標(biāo)及上下端合金元素成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Nominal compositions,national standard of titanium alloys and elemental compositions at the top and bottom of ingot (mass fraction/%)

2.2 鑄態(tài)組織和相組成

圖3(a)，(b)是鈦合金鑄錠腐蝕后在金相顯微鏡下觀察到的組織形貌。由圖可見，合金鑄錠以籃網(wǎng)排列圖案的層片狀顯微組織為主[18]。鑄態(tài)組織在生長(zhǎng)過程中，發(fā)生β/α相變，由于冷卻速率較慢，過冷度小，α組織在晶界處形核，向晶內(nèi)生長(zhǎng)，形成相互平行的層片狀組織。鑄態(tài)合金晶粒較粗大，試樣平均晶粒尺寸達(dá)到800μm左右。圖3(c)為合金鑄錠的X射線衍射圖，從XRD結(jié)果分析，Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn合金主要由α-Ti和Ti5Si3相組成。

圖3 合金鑄錠顯微組織及物相組成(a)低倍；(b)高倍；(c)物相組成Fig.3 Microstructures and phase compositions of alloy ingot(a)low magnification；(b)high magnification；(c)phase composition

由Ti-Si二元相圖(見圖4)分析可知，Ti-Si合金主要是由鈦基體組成，Ti5Si3相與β-Ti共晶結(jié)構(gòu)為強(qiáng)化相，最后共析轉(zhuǎn)變生成α-Ti相。烏克蘭國(guó)家科學(xué)院研究人員對(duì)Ti-Si合金體系中存在的相變特點(diǎn)以及組織演變規(guī)律做了大量的研究發(fā)現(xiàn)[19-21]，在二元合金體系中，Ti3Si型硅化物只有在經(jīng)過退火處理或者長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效保溫才會(huì)大量析出，且當(dāng)O和C含量較高時(shí)，其穩(wěn)定性較好。隨著合金化程度增加，多元合金中Ti3Si硅化物逐漸消失。相比而言，Ti5Si3型硅化物在大部分二元或多元合金中都比較常見，且耐熱性(Tmelt=2230℃)極高，可以作為一種較好的強(qiáng)化相。

圖4 Ti-Si二元相圖[7]Fig.4 Binary phase diagram of titanium-silicate [7]

2.3 粉末粒度分布與轉(zhuǎn)速的關(guān)系

PREP制粉工藝參數(shù)包括等離子體電弧功率，等離子工作氣體流量，設(shè)備真空度，電極棒直徑尺寸、轉(zhuǎn)速，以及等離子槍與棒料端面的距離等[22]。這些工藝參數(shù)的改變都會(huì)對(duì)粉末粒度和形狀產(chǎn)生影響。陶宇等[23]在PREP工藝參數(shù)對(duì)FGH95高溫合金粉末特性的影響研究中發(fā)現(xiàn)，粉末的粒度尺寸及分布主要由棒料的轉(zhuǎn)速?zèng)Q定，相對(duì)而言等離子電流強(qiáng)度、等離子槍與棒料端面的距離等其他工藝參數(shù)的影響較小，棒料轉(zhuǎn)速與粉末平均粒度成反比。因此，為了研究此類高溫鈦合金粉末粒徑分布與棒料轉(zhuǎn)速的關(guān)系，本研究選取了12000，18000r/min 2個(gè)不同轉(zhuǎn)速制粉，粒度分布結(jié)果如圖5所示。

圖5 不同轉(zhuǎn)速下制得粉末粒度分布圖(a)12000r/min;(b)18000r/minFig.5 Particle size distributions of powders prepared at different rotational speed(a)12000r/min;(b)18000r/min

2種合金粉末均呈正態(tài)分布，粒徑尺寸基本在44～250μm之間，小顆粒粉末(粒徑<44μm)所占比例較小，均在1.5%以內(nèi)。轉(zhuǎn)速為12000r/min 時(shí)粉末主要分布在74～250μm之間，所占比例超過95%。隨著轉(zhuǎn)速增加到18000r/min，小顆粒粉末所占比例增加，粉末粒徑主要分布在44～150μm之間，所占比例達(dá)到96%，大顆粒粉末(150～250μm)所占比例大幅下降。

2.4 粉末元素含量

雜質(zhì)O含量過高將直接降低鈦合金構(gòu)件的力學(xué)性能。研究表明[24]熱等靜壓鈦合金構(gòu)件中O元素極少量的增加都會(huì)造成合金伸長(zhǎng)率的大幅下降。因此，為了保證最終粉末鈦合金構(gòu)件具有較好的力學(xué)性能，在粉末制備過程中就要嚴(yán)格控制O等雜質(zhì)元素的增加。本實(shí)驗(yàn)所用PREP制粉設(shè)備真空度可達(dá)3×10-3Pa，粉末制備時(shí)采用99.99%高純度的氬氣作為保護(hù)氣體。表2為粉末合金元素成分表，由表可知，和鑄錠相比，粉末顆粒中各合金元素含量均略有下降，特別是沸點(diǎn)較低的Al和Sn元素?fù)p耗較高。在PREP制粉過程，粉末冷卻速率非?？欤梢赃_(dá)到104～106K/s[25]，相比大顆粒粉末，小顆粒粉末冷卻速率更快，合金元素的損耗也隨之減小。雜質(zhì)O元素含量略有增加，但不超過0.10%。并且粉末粒徑越小，氧元素含量越高，其原因主要是由于小顆粒粉末表面積大，表面更容易被氧化。

表2 粉末合金元素成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Alloy element compositions of powders (mass fraction/%)

為了考察粉末顆粒中Al，Sn以及基體Ti元素的分布情況，選取3種不同粒徑粉末進(jìn)行顆粒表面和中心元素檢測(cè)，每個(gè)顆粒沿徑向等距離取3個(gè)點(diǎn)進(jìn)行掃描檢測(cè)，每個(gè)顆粒檢測(cè)2次，取平均值，結(jié)果如表3所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，顆粒內(nèi)部元素含量與名義成分較接近。在顆粒表面由于Al和Sn元素沸點(diǎn)低，與顆粒中心位置相比較，元素?fù)]發(fā)損耗較大。

表3 粉末顆粒剖面邊緣和中心化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 3 Chemical compositions of edge and center for cross section of the powder particle (mass fraction/%)

2.5 粉末形貌及組織結(jié)構(gòu)

采用SEM對(duì)合金粉末進(jìn)行形貌分析，如圖6所示。從圖6(a)可見，粉末呈球形，表面光滑，基本無衛(wèi)星球存在，表明具有較好的流動(dòng)性?？梢园l(fā)現(xiàn)粉末表面以胞狀結(jié)構(gòu)為主，存在少量的枝晶(圖6(b))。圖6(c)是經(jīng)過磨拋后粉末的截面圖，通過觀察基本沒有發(fā)現(xiàn)空心球。因此，本實(shí)驗(yàn)采用PREP法制得的鈦合金粉末基本滿足后續(xù)成形固結(jié)(如熱等靜壓、3D打印)用粉末的要求，為后續(xù)制備高性能高溫鈦合金構(gòu)件奠定基礎(chǔ)。腐蝕后粉末截面組織結(jié)構(gòu)如圖6(d)所示，原始晶粒為胞狀組織和樹枝狀組織，粉末顆粒中心胞狀組織較大，外層胞狀組織較小。粉末制備過程中，顆粒外層冷卻速率較快，而顆粒內(nèi)部冷卻速率較慢，且隨著冷卻時(shí)間延長(zhǎng)，顆粒內(nèi)外溫差越來越大，較快的冷卻速率抑制了外層晶粒的生長(zhǎng)。因此，粉末外層組織相比粉末中心更加細(xì)小。

2.6 粉末物相組成

對(duì)不同粒度區(qū)間的粉末采用XRD進(jìn)行物相分析，結(jié)果如圖6(e)所示。從粉末物相分析可以發(fā)現(xiàn)，合金粉末主要由α′馬氏體相組成，沒有發(fā)現(xiàn)硅化物相。在PREP制粉過程中，等離子電極作為熱源加熱棒料，等離子熱源的溫度要遠(yuǎn)高于鈦合金的β相變溫度，熔融的金屬液滴在冷卻過程中主要發(fā)生β/α相變。但是由于粉末冷卻速率非?？?，β相并沒有轉(zhuǎn)變成α相，而是形成了亞穩(wěn)定態(tài)的α′相，α′馬氏體相具有和α相相同的密排六方點(diǎn)陣，點(diǎn)陣常數(shù)也非常接近。由圖6(e)可見，在所研究的粉末粒度范圍內(nèi)，粉末衍射譜線半寬高、2θ位置、衍射峰強(qiáng)度均隨粉末粒徑的變化而變化。隨著粉末粒度減小，譜線寬化程度增加，衍射峰強(qiáng)度降低，2θ向高角度偏移。粉末顆粒尺寸越小，其晶格畸變?cè)黾樱瑥亩鴮?dǎo)致衍射峰寬化。晶格畸變使晶粒內(nèi)形成有缺陷的亞結(jié)構(gòu), 比如位錯(cuò)網(wǎng)和孿晶, 內(nèi)應(yīng)力增加, 對(duì)衍射譜寬化產(chǎn)生影響[26]。隨著粉末粒徑變小，晶格常數(shù)d也相應(yīng)變小，根據(jù)布拉格方程2dsinθ=nλ可知，θ角會(huì)隨之變大。而衍射峰強(qiáng)度的變化主要是由于顆粒表面區(qū)原子面“平整”程度發(fā)生了變化[27]。

3 結(jié)論

(1)通過合理選擇原料、電極布料方式以及熔煉工藝參數(shù)，采用真空自耗電弧熔煉技術(shù)制得Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn鈦合金鑄錠元素分布均勻，微量元素?fù)p耗小。鈦合金鑄錠的O含量<0.1%。鈦合金鑄錠主要由α-Ti相和Ti5Si3相構(gòu)成，其微觀結(jié)構(gòu)為籃網(wǎng)排列的層片狀顯微組織。

(2)2種不同轉(zhuǎn)速下，等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法制得鈦合金粉末粒徑均在44～250μm之間，粉末球形度好，基本無空心球和衛(wèi)星球。隨著轉(zhuǎn)速增加，小顆粒粉末占比增加，大粒徑粉末占比大幅降低。

(3)相比鈦合金鑄錠，粉末中合金元素含量均有部分損耗。沸點(diǎn)較低的Al和Sn元素?fù)p耗相對(duì)較大。粉末粒徑越小O含量越高，但不超過0.1%。合金粉末主要由α′馬氏體相組成。

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(本文責(zé)編：齊書涵)

Preparation of High Quality Ti-6.5Al-1.4Si-2Zr-0.5Mo-2Sn Alloy Powder by Plasma Rotating Electrode Process

KUANG Quan-bo1,2,ZOU Li-ming2,CAI Yi-xiang2,LIU Xin2,CHENG Jun3,YI Jian-hong1

(1 School of Material Science and Engineering,Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093,China;2 Guangdong Institute of Materials and Processing,Guangdong Academy of Sciences,Guangzhou 510650,China;3 Institute of Biological Materials Engineering,Northwest Institute for Non-Ferrous Metal Research,Xi’an 710016,China)

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001045

TF123

A

1001-4381(2017)10-0039-08

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51504072);廣州市對(duì)外科技合作專項(xiàng)(2014J4500024);廣東省國(guó)際合作專項(xiàng)(2014B050503003);廣東省自然科學(xué)基金-博士啟動(dòng)專項(xiàng)(2015A030310193);廣東省前沿與關(guān)鍵技術(shù)創(chuàng)新專項(xiàng)(2015B010122004);廣東省科學(xué)院創(chuàng)新平臺(tái)能力提升專項(xiàng)(2016GDASPT-0209,2016GDASPT-0102);廣州市科創(chuàng)委創(chuàng)新平臺(tái)建設(shè)與共享專項(xiàng)(201509010003);廣東省公益研究與能力建設(shè)專項(xiàng)(2017A070702019);廣州市產(chǎn)學(xué)研協(xié)同創(chuàng)新專項(xiàng)(201604040006)

2016-09-05;

2017-06-30

鄒黎明(1980-)，男，工程師，博士，研究方向：金屬材料制備與成形，聯(lián)系地址：廣東省廣州市天河區(qū)長(zhǎng)興路363號(hào)廣東省材料與加工研究所粉末冶金研究室(510650)，E-mail:leon.zou@163.com