粉末粒度对热等静压法制备2A12铝合金组织与性能的影响

郎利辉，王刚，黄西娜，喻思，布国亮



粉末粒度对热等静压法制备2A12铝合金组织与性能的影响

郎利辉，王刚，黄西娜，喻思，布国亮

(北京航空航天大学机械工程及自动化学院，北京100191)

分别用3种不同粒度的氮气雾化2A12铝合金粉末为原料，采用热等静压法制备2A12铝合金，研究粉末粒度对合金组织与力学性能的影响。结果表明：热等静压可实现2A12铝合金粉末的近全致密化，粉末粒径越小，粒径分布范围越广，则致密化程度越高，同时几何尺寸收缩较大，压坯的相对密度最高达到97.6%；粒度较大的粉末经过热等静压后，颗粒边界趋于平直，边界与边界的夹角趋于均匀的120°，而粒度较小的粉末原始边界严重变形，部分小颗粒甚至融合在一起；随粉末粒度减小及粒径分布范围增大，Al和Cu等合金元素的析出相由点状连续分布变为集中分布在粉末颗粒的三向交叉处，微观组织更致密均匀，颗粒边界细小，颗粒之间的扩散连接加强。粒度最小的2A12铝合金粉末经热等静压后，析出的合金元素第二相对合金有强化作用，抗拉强度和伸长率都提高，分别达到306 MPa和10.5%。

2A12铝合金粉末；热等静压；粉末粒径；微观组织；力学性能

铝及铝合金材料因密度低、强度高、热导率高以及抗腐蚀性能良好，广泛用于汽车、飞机等装备制造业。近年来采用粉末冶金法制备铝合金受到广泛关注，国内外针对广泛使用的A6061(Al-0.25Cu-1Mg- 0.6Si)，AC2014(Al-4.4Cu-0.6Mg-0.8Si)以及4系铝合金(AlSiCuMg)，在粉末颗粒的影响、工艺参数的优化、微观组织的演化等方面进行了较深入的研究。LIU 等[1]发现相对于球形粉末颗粒，不规则的粉末颗粒可获得更高的烧结致密度。2324铝合金粉末经过400 MPa压力下压制成形及600 ℃下烧结20 min后密度达到2.65 g/cm3，抗拉强度和屈服强度分别为248和186 MPa[2]。PADMAVATHI[3]等报道后期的热处理对于AlCu-Mg-Si-Sn合金的力学性能有较大的影响。BALOG等[4]发现纯铝粉末在锻造过程中，表面的氧化膜呈连续分布，通过挤压和热等静压可使表面的氧化膜破碎，成为单独的纳米级析出物分布在晶界上，其钉扎效应限制晶粒长大，室温下材料的伸长率明显增大。ARRIBAS等[5]认为Al-14Si-2.5Cu-0.5Mg铝合金在烧结过程中液相的存在促进合金元素的均质化，随着液相逐渐向基体Al粉末的表面转移，合金元素不断地向Al基体扩散，最终引起铝合金的尺寸增大。采用传统的压制−烧结技术制备铝合金时，影响液相产生的因素很多，包括合金成分、颗粒粒度、预烧结坯密度、烧结时间、加热速率、烧结气氛等，因此，液相含量的可控性较差，而过多的液相导致制件膨胀变形和扭曲以及力学性能下降，必须进行后期的二次处理以达到更高的致密度。而且对于粉末中添加的粘结剂和润滑剂，需要在烧结过程中脱除，导致工艺较繁琐，并且残留的粘结剂可能形成杂质，大大降低铝合金的性能。SERCOMBE[6]研究了6061和2124铝合金粉末的压制与烧结过程，粘结剂PEMA在150 ℃下开始分解，直到温度超过500 ℃时才能完全分解。采用热等静压技术制备铝合金，不需要添加粘结剂，通过高温高压将粉末的成形和致密化合二为一，实现复杂形状铝合金结构件的整体近净成形，特别是对于凝固温度范围较宽的铝合金材料，可以实现零件的半固态加工。近年来，利用快速凝固工艺制备铝合金粉末，增加了合金元素在铝基体中的固溶度，为粉末冶金铝合金的发展提供了良好的条件。但国内外对于铝合金粉末热等静压成形的研究鲜有报道。本文作者针对广泛使用的2A12铝合金，研究不同粒径的2A12铝合金粉末在经过热等静压后的微观形貌、组织演变及元素迁移的基本规律，对合金的拉伸性能进行测试，并观察拉伸断口形貌，以便为铝合金粉末的热等静压成形的后续研究提供参考。

1 实验

采用北京艾瑞福斯特技术开发有限公司生产的3种不同粒径的2A12铝合金粉末，分别标注为1#，2#和3#粉末，均为采用氮气雾化法制备，粉末的基本特征和化学成分分别列于表1和表2。

表1 2A12铝合金粉末的基本特征

表2 2A12铝合金粉末的化学成分

热等静压设备为ABB公司的QIH-15热等静压机，最高温度可达2 000 ℃，最高压力为200 MPa，炉膛直径为150 mm，长度为170 mm。包套的材质为1060纯铝，厚度为3 mm，外径为50 mm，高度为120 mm。为保证粉末充填密实，充填过程在VSR-200时效振动系统上完成，振动频率为30 Hz，振动时间为45 min，振动后粉末松装密度达到1.75～1.89 g/cm3。在400 ℃下进行高温脱气6 h，使包套内的真空度达到10−5,然后利用电子束焊将包套焊封，保证内部粉末处于真空环境下。热等静压温度为460 ℃，压力为120 MPa，温度与压力曲线如图1所示，将表1中的1#，2#和3#粉末经过热等静压后得到的圆柱形合金试样分别编号为1#，2#和3#合金。

根据阿基米德原理测量2A12铝合金的密度。采用三坐标测量仪测量压坯的尺寸，其中径向尺寸通过测量圆柱试样的中间部位获得，轴向尺寸通过测量包套上下端盖的中心点的尺寸获得，按照下式进行计算热等静压的径向和轴向尺寸变化率。

式中：为尺寸变化率；0为原始尺寸(径向和轴向的原始尺寸分别取50 mm、120 mm)；为压制后的尺寸。尺寸变化率为负数表示热等静压过程中样品收缩，尺寸减小。

利用环氧树脂对原始粉末和热等静压后的合金样品进行冷镶嵌，经过抛光后，利用keller试剂腐蚀40 s，采用OLYMPUSB×51M金相显微镜和CS3400钨灯丝扫描电镜观察粉末与压坯的微观组织与形貌，并利用EDS对元素分布进行分析。在拉伸试验机上对铝合金材料进行拉伸性能测试，并用扫描电镜观察拉伸断口形貌。

2 结果与讨论

2.1 粉末形貌与粒度

图2所示为1#，2#和3#粉末的粒度分布与形貌。由图2可看出：利用氮气雾化法制备的铝合金粉末均呈球形，其中粒径较大的铝合金粉球形度较高，且颗粒尺寸和形状都均一，颗粒表面更平整，光洁度较高；粒径较小的铝合金粉末，粒度不均匀，小颗粒附着在大颗粒周围，形成细小的卫星颗粒。由于采用氮气雾化法制备粉末过程中，液体金属受冲击力的作用，碎化成无数个尺寸不一的小液滴，相比于大尺寸的液滴，尺寸较小的液滴在单位时间内产生的数量多，其表面张力和过冷度较大，因而率先凝固，而大液滴随后凝固，率先凝固的小液滴具有较高的移动速率，与大液滴发生碰撞，进而发生冷焊，使小颗粒附着在大颗粒表面，形成较小的卫星颗粒[7−8]。值得注意的是，表1中3#粉末的松装密度大于1#和2#粉末的松装密度，这可能是3#粉末的粒度分布范围较大，小的卫星颗粒填充在大颗粒粉末的空隙之间，因而松装密度较高。

图3所示为2A12铝合金粉末的金相组织，可见粉末颗粒呈现铸态组织的不平衡结晶过程，颗粒呈现枝状晶组织，颗粒内部存在部分等轴晶。在粉末制备过程中，冷却速率达到104℃/s[9]，颗粒内部冷却速率慢，剩余液体的对流使枝状晶被打碎，悬浮在液体中，在温度降低到熔点以下时得以任意生长，形成等轴晶粒[10]。1#和2#粉末颗粒中等轴晶粒的比例更大。粉末粒度越小，粉末组织的枝晶间距减小，晶粒越细小，晶内偏析程度降低。这是由于在制备过程中，粒度越小的液滴冷却速率越快，过冷度越大，在快速凝固的过程中，晶粒内部的树枝晶来不及长大，因而枝晶臂间距小，晶粒的细化效果越明显[7]。

2.2 合金的相对密度

图4所示为热等静压法制备的2A12铝合金的致密度与尺寸变化率。从图4(a)可看出：与传统的压制–烧结合金相比[3]，热等静压合金的相对密度较高，接近全致密，且粉末粒度越小，相对密度越高，径向收缩率越大，粒径最小的3#粉末热等静压后相对密度达到97.6%。相对于铝合金的常规烧结，由于一直有外部压力存在，所以铝合金粉末经过热等静压处理后没有出现类似于烧结件膨胀变形的现象[11−12]。

从图4(b)可看出：粉末经过热等静压后，轴向尺寸收缩不明显，PIEHLER等[13]等指出，圆柱形零件在热等静压过程中，其径向受力和轴向受力不同，分 别为：

(3)

式中：t和a分别为圆柱形试样在径向和轴向的应力；为外部施加压力；，，分别为包套的半径、长度和厚度。可以看出径向应力为轴向应力的2倍。所以，在粉末热等静压过程中，试样的径向收缩比轴向收缩大，这与本文的实验结果相符。另外，由于包套上端盖和筒体焊接在一起，焊缝处由于焊料的堆积，阻碍了轴向尺寸的收缩。从图4(b)可以看出：粉末粒度越细，试件径向收缩越大，而轴向收缩越小。这可能是粉末粒度越小，初始致密度越高，颗粒之间孔隙越小，随着热等静压过程中的径向收缩，颗粒越细小的粉末迅速达到较高的致密化状态，使轴向收缩不容易进行。

图2 不同粒度的2A12铝合金粉末的形貌与粒度分布

2.3 合金组织与性能

图5所示分别为2A12铝合金粉末经过热等静压处理后的金相组织。从图5可看出：原始粉末的枝状晶结构被破碎，基本上不存在孔隙(照片中颜色较暗的区域为制样过程中析出相脱落而产生的蚀坑)，已经实现全致密化。3种不同粒度的粉末经过热等静压后都存在原始粉末颗粒边界(previous particle boundary)，其中1#和2#合金的析出相呈点状连续分布在颗粒与颗粒的交界处，形成较明显的原始粉末颗粒边界。在3#合金中，粒径较大的颗粒原始边界较明显，粒径较小的卫星颗粒原始边界基本消失，析出相不再是点状连续分布在颗粒与颗粒的交界处，而是集中聚集在粉末颗粒的三向交叉处。3#合金更致密均匀，致密度最高，且原始粉末颗粒边界更加细小、均匀。

图3 不同粒度的2A12铝合金粉末的金相组织

图4 热等静压2A12铝合金的相对密度与尺寸变化率

图5 热等静压2A12铝合金的金相组织

从图5还看出：粒度较大的1#粉末经过热等静压后，原始颗粒边界趋于平直，边界与边界的夹角趋于均匀的120°。可以认为：粉末颗粒在高温高压下的变形规律类似于晶粒长大的变形规律，即弯曲的晶界(颗粒边界)趋于平直，以减少表面积，降低表面能，并且在晶界移动过程中，小晶粒易被相邻的大晶粒吞并；晶粒与晶粒的夹角总是朝角度较锐的晶粒方向移动，力图使3个晶粒的夹角趋向120°[14]。3#粉末的颗粒粒径相差较大，在热等静压过程中，大颗粒优先接触，小颗粒随后接触，并且小颗粒的整体温度比大颗粒 高[15]，塑性较好，在进一步成形过程中，大颗粒相互接触的应力很大一部分被小颗粒承担，此时大颗粒的变形停止或变缓，发生类似刚体的刚性运动，小颗粒的变形加速并推动成群粒子的运动[16−17]，最终在高温高压下致密化。所以，粒径较小的3#粉末，热等静压后其颗粒边界变形严重，部分小颗粒甚至融合在一起。1#与2#粉末由于粒径较大，且形状和大小都较均匀，粉末颗粒的重排相对于3#粉末来说较困难[18]，在热等静压的压力和温度作用下，粉末颗粒基本呈现正规的“多边形”。

图6所示为热等静压试件的拉伸性能。由图6可见：随粉末粒径减小，所得合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率均有所提高。1#与2#合金的屈服强度、伸长率都相差不大，3#合金的伸长率比1#与2#合金提高幅度约为200%。粉末粒度越小，合金越致密，粉末颗粒之间的原始粉末边界越细小，粉末之间“焊合”程度越高，使得材料的力学性能提高。

图6 热等静压铝合金的拉伸性能

2.4 元素扩散

图7所示为3#合金的晶界析出相与晶粒内部的能谱分析。从图5(c)可知，3#粉末经过热等静压后，颗粒边界均匀细密，粉末颗粒与颗粒的三向交叉处存在较粗大的析出相，通过图7的能谱分析可知，析出相的成分主要是铝、铜、镁元素以及少量的氧元素，而颗粒内部铜元素的含量远远低于颗粒与颗粒的交界处，因此可认为原始粉末颗粒内的合金元素不断向颗粒与颗粒的交界处扩散聚集，形成金属间化合物Al-Cu析出相[3, 19]。

图8 所示为3#粉末的晶界与晶粒内部能谱分析。从图3可看粉末颗粒内部枝状晶的晶轴从粉末颗粒的表面一直延伸到粉末内部，形成纵横交错的网状结构，从图8的EDS分析可知，粉末颗粒内晶轴处富含较多的合金元素，在热等静压的高温高压作用下，合金元素(主要是Cu)沿着粉末内部树枝状晶的晶轴进行扩散迁移，纵横交错的晶轴成为元素“扩散输送”的通道， Cu等合金元素沿晶轴由粉末内部扩散转移到颗粒与颗粒的交界处聚集，形成Al2Cu的偏析相[20]。从图5(b)中的箭头所指部位可观察到合金元素沿晶轴扩散的痕迹。在1#与2#合金中除了颗粒与颗粒的交界处合金元素的浓度较高外，颗粒内部也存在部分没有扩散而残留下来的合金元素，形成点状的析出相(如图5(a)中箭头所指位置)。在3#合金中，大颗粒内部合金元素的析出相比1#与2#合金颗粒内部合金元素的析出相更均匀细小，小颗粒内部几乎观察不到残留合金元素形成的析出相。这一方面是因为3#粉末的较小颗粒在热等静压过程中发生较大的变形，使得合金元素由最大浓度点迁移至最小浓度点的距离减小，扩散需要的时间缩短；另一方面，枝晶臂的间距小，合金元素的浓度梯度增大，有利于扩散的快速进行[21]。

图7 3#合金的SEM形貌及晶界析出相与晶粒内部的形貌与能谱分析

图8 3#粉末的晶轴处与晶粒内部能谱分析

1#与2#粉末由于粒径较大，粒度均匀，合金元素由颗粒内部扩散到边界的扩散距离基本一样，所以析出相呈点状连续均匀地分布在颗粒与颗粒的交界处，颗粒之间不能形成有效的扩散连接，严重影响热等静压合金的力学性能。图9所示为热等静压合金的拉伸断口形貌。从图9更清楚地看出：1#与2#合金的断裂方式为沿粉末颗粒的接触面断裂。3#合金的颗粒之间的接触面积较大，合金元素集中聚集在颗粒的三向交叉处，使粉末颗粒边界不再被点状连续分布的析出相阻隔，增强了颗粒与颗粒间的扩散结合，使结合边界更加均匀致密，所以3#合金比1#与2#合金具有更高的结合强度(见图6)。从图9(b)可以看出，3#合金的部分区域出现韧性断裂特征(如图9(b)箭头1所示)，其塑性有较大幅度提高。此外，3#合金的合金元素析出相嵌入到颗粒内部(如图9(b)中箭头2所示)，增强了钉扎效应，阻止位错的移动，这在一定程度上可提高材料的强度。

图9 2A12铝合金的拉伸断口形貌

3 结论

1) 利用热等静压技术，在温度为460 ℃、压力为120 MPa的条件下可实现2A12铝合粉末的近全致密化。粉末粒径越小，粒径分布范围越广，则致密化程度越高，压坯的相对密度最高达到97.6%。同时，较高的致密化程度导致较大的几何尺寸收缩。

2) 粒度较大的粉末在热等静压成形后，颗粒边界趋于平直，边界与边界的夹角趋于均匀的120°；而粒度较小的粉末，原始边界变形严重，部分小颗粒甚至融合在一起。

3) 随粉末粒度减小，粒径分布范围增大，经过热等静压后Cu等合金元素的析出相由点状连续分布变为集中分布在粉末颗粒的三向交叉处，使微观组织致密均匀，原始颗粒边界细小，颗粒之间的扩散连接加强。粒度最小的2A12铝合粉末，经过热等静压后析出的合金元素第二相对合金有强化作用，材料的抗拉强度和伸长率都更高。

REFERENCES

[1] LIU Z Y, SERCOMBEE T B, SCHAFFER G B. The effect of particle shape on the sintering of aluminum[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2007, 38(6): 1351−1357.

[2] BOLAND C D, HECEMER R L, DONALDSON I W, et al. Industrial processing of a novel Al-Cu-Mg powder metallurgy alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2013, 559(1): 902−908.

[3] PADMAVATHI C, UPADHYAYA A. Sintering behaviour and mechanical properties of Al-Cu-Mg-Si-Sn aluminum alloy[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2011, 64(4/5): 345−357.

[4] BALOG M, POLETTI C, SIMANCIK F, et al. The effect of native Al2O3skin disruption on properties of fine Al powder compacts[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(1): S235−S238.

[5] ARRIBAS I, MARTIN J M, CASTRO F. The initial stage of liquid phase sintering for an Al-14Si-2.5Cu-0.5Mg (wt%) P/M alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2010, 527(16): 3949−3966.

[6] SERCOMBE T B. On the sintering of uncompacted, pre-alloyed Al powder alloys[J]. Materials Science & Engineering A, 2003, 341(1): 163−168.

[7] 王少卿, 于化顺, 王海涛, 等. 气体雾化Al-Zn-Mg-Cu铝合金粉末的形貌及组织性能研究[J]. 粉末冶金技术, 2010, 34(1): 12−15. WANG Shaoqing, YU Huashun, WANG Haitao, et al. Microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy powders prepared by gas atomization process[J]. Powder Metallurgy Technology. 2010, 34(1): 12−15.

[8] 王琪, 李圣刚, 吕宏军, 等. 雾化法制备高品质钛合金粉末技术研究[J]. 钛工业进展, 2010, 20(5): 16−18. WANG Qi, LI Shenggang, LÜ Hongjun, et al. Research on high quality titanium alloy powder production by atomization technology[J]. Titanium Industry Progress, 2010, 20(5): 16−18.

[9] 张莹, 李世魁, 陈生大. 用等离子旋转电极法制取镍基高温合金粉末[J]. 粉末冶金工业, 1998, 13(6): 13−18. ZHANG Ying, LI Shikui, CHEN Shengda.Prodution of nickel-based superalloy powder by the plasma rotation electrode process[J]. Powder Metallurgy Industry, 1998, 13(6): 13−18.

[10] 石德珂. 材料科学基础[M]. 北京: 机械工业出版社, 2003: 254−255. SHI Deke. Fundamentals of materials science[M]. Beijing: China Machine Press, 2003: 254−255.

[11] AYMAN E, KATSUYOSHI K, HISASHI I, et al. Microstructure and mechanical properties of hot extruded Mg-Al-Mn-Ca alloy produced by rapid solidification powder metallurgy[J]. Materials & Design, 2010, 31(5): 2444−2453

[12] BISHOP D P, CAHOON J R, CHATURVEDI M C, et al. On enhancing the mechanical properties of aluminum P/M alloys[J]. Materials Science & Engineering A, 2000, 290(1): 16−24.

[13] PIEHLER D P D H. Early stage consolidation mechanisms during hot isostatic pressing of Ti-6Al-4V powder compacts[J]. Acta Materialia, 1999, 47(9): 2841−2852.

[14] 李念奎, 聂波, 刘静安, 等. 铝合金材料及其热处理技术[M]. 北京: 冶金工业出版社, 2012: 287−289. LI Niankui, Nie Bo, LIU Jing’an, et al. Aluminum alloy material and heat treatment technology[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2012: 287−289

[15] 徐桂华, 张绪虎, 赵翠梅, 等. TC11粉末钛合金的微观组织及其形成机理[J]. 宇航材料工艺,2013(3): 110−113. XU Guihua, ZHANG Xuhu, ZHAO Cuimei, et al.Microstructure of PM TC11 alloy and its effect on mechanical behavior[J].Aerospace Materials & Technology, 2013(3): 110−113

[16] 薛勇. 钛合金粉末热等静压基础理论及过程关健技术研究[D]. 北京: 北京航空航天大学, 2011: 20−25. XUE Yong.Study on basic theory and some key technologies of hot isostatic pressing on titanium alloy powder[D]. Beihang: Beihang University, 2011: 20−25.

[17] YE B, MATSEN M R, DUANGD D C. Finite-element modeling of titanium powder densification[J]. Metallurgical and Materials Transacions A, 2012, 43A(1): 381−390.

[18] KIMURA A, KONDOH R K. Effect of Mg on sintering phenomenon of aluminium alloy powder particle[J]. Powder Metallurgy, 2001, 44(2): 161−164.

[19] GÖKCE A, FINDIK F, KURT A O. Microstructural examination and properties of premixed Al-Cu-Mg powder metallurgy alloy[J]. Materials Characterization, 2011, 62(7): 730−735.

[20] HU L X, LIU Z Y, WANG E D. Microstructure and mechanical properties of 2024 aluminum alloy consolidated from rapidly solidified alloy powders[J]. Materials Science & Engineering A. 2002, 323(1): 213−217.

[21] 刘鑫刚, 聂绍珉, 任运来. 预变形高温扩散对合金元素分布和组织的影响[J]. 塑性工程学报, 2007, 11(6): 138−141. LIU Xingang, NIE Shaomin, REN Yunlai. Effects of predeformation diffusion annealing on distribution of alloy agents and structures[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2007, 11(6): 138−141.

(编辑 汤金芝)

Effect of powder size on microstructure and properties of 2A12 aluminium alloy prepared by hot isostatic pressing

LANG Lihui, WANG Gang, HUANG Xi’na, YU Si, BU Guoliang

(School of Mechanical Engineering and Automation, Beihang University, Beijing 100191, China)

By using 2A12 aluminiumalloy powders with three kinds of particle size (The average particle size is 195.81, 123.58 and 34.9 μm respectively) as raw material, 2A12 aluminiumalloy was prepared in a way of hot isostatic pressing (HIP). The effect of particle size on mechanical property, micro morphology, microstructure evolution and element migration of P/M aluminium alloys was analyzed. The result shows that hot isostatic pressing (HIP) can achieve densification for 2A12 aluminiumalloy powders. The smaller the particle size and the greater the powder distribution range are, the higher the degree of densification is. The relative density of pressed compacts reaches 97.6%. In the meantime, the high relative density leads to the great shrinkage of specimen size. The boundary among particles become flat and the boundaries’ angle tends to 120° for big particles after HIP. However, the boundary among small particles is seriously deformed and some of small particles even fuse together after HIP. The distribution of precipitated phase which is rich in Cu/Al transforms from continuously stellate distribution to concentrateddistribution in three-way junction among particles with the decrease of powder size and the increase of size-distributed region, which increases diffusion bonding strength, makes inner organization and boundary between the particles fine. For the smallest size of the 2A12 aluminiumalloy powders, tensile strength and elongation of P/M aluminium alloy are improved after HIP, because of strengthening effect of precipitates during the process of HIP. The tensile strength and elongation of specimen reach 306 MPa and 10.5%.

2A12 aluminum alloy powder; hot isostatic pressing; powder size; microstructure; mechanical property

TF124

A

1673−0224(2016)01−85−10

2015−03−17；

2015−06−10

王刚，博士。电话：18911241921；E-mail: wanggang198733673@126.com