钛及钛合金热氢处理技术，也称氢处理或氢工艺，是利用氢致塑性、氢致相变以及钛合金中氢的可逆合金化作用以实现钛氢系统最佳组织结构、改善加工性能的一种新体系、新方法和新手段^[1]。在钛及钛合金的热变形^{[2, 3]}、机械加工^{[4, 5]}、微观组织细化^{[6, 7]}等方面具有广阔的应用前景。其中氢在改善钛合金高温塑性、降低热变形温度方面是钛合金氢处理技术的重要研究领域之一。

气体捕捉法作为一种重要的固态发泡制备泡沫钛及其合金的方法^{[8, 9]}，其整个制备过程中接近净成形，没有引入任何污染物，获得的孔洞为球形且分布弥散，是较理想的制备闭孔泡沫钛及其合金的方法，在生物材料、抗冲击材料和以此方法制备的泡沫钛及其合金的三明治板在飞机舱门、机翼以及加强筋蒙皮方面都具有潜在的应用前景。目前，国外学者对如何提高孔隙率方面已开展了相对全面的研究^{[10, 11, 12]}。但发泡温度过高，一般都在950℃或更高温度才能获得具有相对理想孔隙率及孔洞结构的泡沫钛及其合金，是限制该方法推广的主要原因之一。国内外关于如何降低气体捕捉法制备泡沫钛及其合金的等温发泡温度方面的研究报道较少。

本工作将钛合金热氢处理技术应用到气体捕捉法制备泡沫Ti-6Al-4V，先将未发泡的Ti-6Al-4V坯料进行置氢处理，再使其在不同温度下进行等温发泡，通过对比不同氢含量坯料等温发泡后得到的泡沫Ti-6Al-4V孔隙率、孔洞形态及组织变化规律，探究氢在降低坯料等温发泡温度和提高孔隙率方面的作用及机理。

实验选用中国科学院金属研究所生产的100~200目球形Ti-6Al-4V合金粉末为原材料，其化学成分(质量分数/%)：6.02 Al，3.94 V，0.06 Fe，0.048 C，0.022 Si，0.004 H，0.18 O，0.01 N，余量为Ti。粒径主要分布范围为75~150μm，其形貌及组织如图1所示。包套材料为商用Q235钢，包套外形尺寸为100mm×200mm×30mm，壁厚为3mm。

	图1 Ti-6Al-4V粉末形貌(a)及组织(b) Fig.1 Morphology(a) and microstructure(b) of Ti-6Al-4V powder
图选项

实验过程主要有包套封装、包套致密化、坯料置氢处理、等温发泡四个阶段。首先，将Ti-6Al-4V粉末装入留有通气管的钢包套内(松装密度为2.63g/cm³)，冲入0.4MPa氩气(纯度为99.999%)后将通气管密封，完成包套的封装。然后，将包套置于MINI Hip-H₁Q₉型热等静压设备中，在980℃/100MPa/4h条件下进行包套致密化实验，得到孔隙率为1.82%的Ti-6Al-4V坯料。用线切割将得到的坯料切成10mm×11mm×15mm的长方形块体，打磨其外表面并进行超声清洗后放入置氢炉中，当真空压强达到10^-3Pa时，以10℃/min升温速率加热到600℃，关闭真空泵，向炉内冲入高纯氢气，保温2h后随炉冷却；通过改变冲氢的时间控制坯料的氢含量，得到氢含量为0.15%(质量分数，下同)，0.35%，0.55%(误差为±0.03%)的坯料。最后，将得到的坯料(其中没有进行置氢的坯料作为对比试样)封入内径为20mm、真空压强为10^-3Pa的石英管内(已有学者证明，置氢后坯料在石英管内进行热处理，其氢含量损失可以忽略不计^[13])，放入ZDXS5-1.5箱式炉中进行等温发泡。具体发泡温度：无氢坯料为830，860，890，920，950，980，1010℃；0.15%氢坯料为800，830，860，890，920，950℃；0.35%氢坯料为830，860，890，920，950℃；0.55%氢坯料为860，890，950℃。当保温时间达到50h后，取出石英管放入水中并立刻打破，用酒精清洗吹干，进而完成泡沫Ti-6Al-4V制备实验。

用SARTORIUS-AG-ME235S电子天平分别称量坯料置氢前后质量、泡沫Ti-6Al-4V及其未发泡坯料在空气中及纯净水中的质量，通过置氢前后坯料质量差计算氢含量；依据阿基米德原理计算坯料的密度ρ，其中氩气质量忽略不计。孔隙率计算公式为(1-ρ/ρ_s)×100%，其中致密的Ti-6Al-4V合金密度ρ_s为4.45g/cm³。将不同类型坯料进行切割、机械打磨、抛光，用Kroll试剂进行浸蚀，运用BX41M金相显微镜对组织进行观察；通过LEO-1450扫描电子显微镜对孔洞分布及微观形态进行观察；采用图像处理软件Image-Pro-Plus处理相应扫描电子显微镜照片，得到孔径尺寸数据，其中孔径测量主要是选取孔壁与视角平面接近90°的孔洞进行测量，这些孔洞的直径最接近真实直径。

钛及其合金经过热氢处理后，氢原子以间隙原子的形式固溶在材料基体中，进而改善其高温变形能力^[14]；而氩气分布于坯料内的密闭孔洞中，是孔洞长大的唯一动力来源。坯料置氢后孔洞形态如图2所示，其中右上角的图为孔洞的放大照片，可以看出，不同氢含量坯料内部孔洞均为弥散分布且并无明显规律，孔形均为无规则状，其中较大的孔洞尺寸均为10~20μm左右。说明置氢处理对坯料内孔洞未产生明显的影响。

	图2 不同氢含量未发泡坯料孔洞形态 (a)0%；(b)0.15%；(c)0.35%；(d)0.55% Fig.2 Pore morphologies of unfoaming billets with different hydrogen content (a)0%；(b)0.15%；(c)0.35%；(d)0.55%
图选项

图3为不同氢含量未发泡坯料组织。可以看出，未置氢的坯料组织主要是粗大的等轴和板条状α相组成，少量β相分布于α相之间。由于置氢在相对较低的600℃下进行，使置氢过程对于α和β相的尺寸、形态以及分布均未造成明显的影响。只是随着氢含量的增加，两相的相界逐渐变得模糊。主要是由于氢原子大量富集在β相上，造成β相与α相电位差逐渐减小，在相同浸蚀条件下，两相耐蚀程度差减小，导致α与β相的光学衬度逐渐减小^[14]，以至于当氢含量达到0.55%时，很多β相明显未被浸蚀出来。由此可知，热等静压后坯料通过600℃置氢处理，基体内组织均未发生明显变化。

	图3 不同氢含量未发泡坯料组织 (a)0%；(b)0.15%；(c)0.35%；(d)0.55% Fig.3 Microstructure of unfoaming billets with different hydrogen content(a)0%；(b)0.15%；(c)0.35%；(d)0.55%
图选项

不同氢含量坯料等温发泡后孔隙率随温度变化曲线如图4所示。对比相同温度下孔隙率随坯料氢含量变化情况可以看出，当发泡温度高于900℃时，氢均不利于坯料的发泡，得到的泡沫Ti-6Al-4V的孔隙率均比无氢状态下低。当发泡温度低于900℃时，0.15%氢坯料发泡后孔隙率均比无氢状态下高，且温度越低这种促进坯料发泡的作用越明显。但对于氢含量大于等于0.35%时，氢反而均不利于坯料的发泡。

	图4 不同氢含量坯料等温发泡后孔隙率随温度变化曲线 Fig.4 Porosity as a function of temperature for billets with different hydrogen content after isothermal foaming
图选项

对比相同氢含量坯料发泡后孔隙率随温度变化规律可以看出，0.15%氢坯料发泡后孔隙率随发泡温度变化规律与无氢坯料发泡后孔隙率随发泡温度变化规律基本一致：均是在某一特定温度内(无氢为950℃，0.15%氢为890℃)孔隙率最高，而高于或低于这个发泡温度，孔隙率均下降。虽然0.15%氢坯料发泡后最大孔隙率相对于无氢坯料略有降低，但0.15%氢将整个泡沫Ti-6Al-4V孔隙率随发泡温度变化曲线向低温区平移了60℃。其中，氢含量为0.15%的坯料在890℃下保温50h，可以得到孔隙率为32.88%的泡沫Ti-6Al-4V，比无氢坯料在该温度下得到的泡沫Ti-6Al-4V孔隙率大2.9%，相对于无氢坯料等温发泡后最大孔隙率降低1.93%。

无氢坯料经等温发泡后得到的泡沫Ti-6Al-4V孔洞分布、孔形及孔壁如图5所示，其中右上角的图为孔洞放大照片。可以看出，当发泡温度为950℃时，得到的泡沫Ti-6Al-4V孔洞分布最弥散，相对较大的孔洞多，最大孔径达到170μm，孔洞的相互连通现象不明显，同时孔形为近似球形。而发泡温度越高或者越低，相互连通的孔洞也越多，孔径也越小。其中当发泡温度≥980℃时，坯料内部孔洞的形态发生变化。其中，980℃时开始出现多边形孔洞，孔壁形态也由凹凸不平状转变为平直的阶梯状；当发泡温度升高到1010℃时，泡沫钛内部孔洞已经基本呈多边形孔洞。

	图5 无氢坯料等温发泡后孔洞形态 (a)860℃;(b)890℃;(c)920℃;(d)950℃;(e)980℃;(f)1010℃ Fig.5 Pore morphologies of the billets without hydrogen after isothermal foaming (a)860℃;(b)890℃;(c)920℃;(d)950℃;(e)980℃;(f)1010℃
图选项

图6为无氢坯料等温发泡后组织。可以看出，当发泡温度小于980℃时，得到的泡沫钛孔壁组织主要是由大量原生α相和次生α相组成，二者交替出现，且相尺寸相对于未发泡坯料并没有明显增大。但在980℃时，原生α相数量已经很少。当发泡温度达到1010℃时，孔壁组织为细片层β转变组织，原生α相消失。由此可知，无氢坯料的(α+β)/β相转变温度在980~1010℃之间。

	图6 无氢坯料等温发泡后组织 (a)920℃；(b)950℃；(c)980℃；(d)1010℃ Fig.6 Microstructures of the billets without hydrogen after isothermal foaming (a)920℃；(b)950℃；(c)980℃；(d)1010℃
图选项

综上所述，无氢坯料最佳的发泡温度为(α+β)/β相变点下30~60℃，此时得到的泡沫钛孔洞分布最弥散，孔径均匀且大孔孔径达到170μm，孔壁为凹凸不平状，孔洞之间的连通现象也最不明显。同时也说明坯料在(α+β)/β相变点下30~60℃时，内部基体的塑性变形能力最有利于基体内气泡的长大，最大程度地抑制相邻孔洞间的过早融合现象的发生。

0.15%氢坯料经等温发泡后得到的泡沫Ti-6Al-4V孔洞分布、孔形及孔壁如图7所示，其中右上角的图为孔洞放大照片。可以看出，当发泡温度为890℃时，得到的泡沫Ti-6Al-4V孔洞分布最弥散，相对较大的孔洞多，最大孔径达到160μm，孔洞的相互连通现象不明显，同时孔形为近似球形。而发泡温度越高或者越低，相互连通的孔洞越多，孔径越小。当发泡温度达到920℃时，发泡后坯料内部孔洞的形态由球形转变成多边形，孔壁形态也由凹凸不平状转变为平直的阶梯状。当发泡温度升高到950℃时，泡沫钛内部孔洞已经基本呈多边形孔洞。

	图7 0.15%氢坯料等温发泡后孔洞形态 (a)800℃;(b)830℃;(c)860℃;(d)890℃;(e)920℃;(f) 950℃ Fig.7 Pore morphologies of the billets with 0.15% hydrogen content after isothermal foaming(a)800℃;(b)830℃;(c)860℃;(d)890℃;(e)920℃;(f) 950℃
图选项

图8为0.15%氢坯料等温发泡后组织。可知，当发泡温度小于920℃时，得到的泡沫Ti-6Al-4V孔壁组织主要是由大量原生α相和次生α相组成。但在920℃时，原生α相数量已经很少。 当发泡温度达到950℃时，孔壁组织为细片层β转变组织，原生α相消失。由此可知，0.15%氢坯料的(α+β)/β相转变温度在920~950℃之间。

	图8 0.15%氢坯料等温发泡后组织 (a)860℃；(b)890℃；(c)920℃；(d)950℃ Fig.8 Microstructures of the billets with 0.15% hydrogen content after isothermal foaming(a)860℃；(b)890℃；(c)920℃；(d)950℃
图选项

综上所述，0.15%氢含量的坯料的最佳发泡温度为(α+β)/β相变点下30~60℃，此时得到的泡沫Ti-6Al-4V孔洞分布最弥散，孔径均匀且大孔孔径达到160μm，孔壁为凹凸不平状，孔洞之间的连通现象也最不明显。同时也说明，0.15%氢含量的坯料在 (α+β)/β相变点下30~60℃时，内部基体的塑性变形能力最有利于基体内气泡的长大，最大程度地抑制相邻孔洞间的过早融合现象。

图9为890℃/50h下高氢含量的坯料发泡后微观孔洞特征。可以看出，高氢含量坯料发泡后孔洞均为多边形，且相邻孔洞连通情况严重。当氢含量为0.35%时，坯料内大孔孔径降低到135μm，孔洞连通情况与无氢坯料在1010℃和0.15%氢坯料在950℃下发泡得到的情况类似。当氢含量进一步增加到0.55%时，坯料内大孔孔径仅为94μm，且孔洞分布相对孤立且无规律，说明过高氢含量已经严重阻碍了坯料内孔洞的长大。

	图9 高氢坯料等温发泡后孔洞形态 (a)0.35%；(b)0.55% Fig.9 Pore morphologies of the billets with high hydrogen content after isothermal foaming (a)0.35%；(b)0.55%
图选项

通过对比0.15%氢坯料与无氢坯料等温发泡后孔隙率、孔壁组织与形态、孔洞分布、孔形以及孔径，可以看出，0.15%的氢将基体材料的(α+β)/β相转变温度降低了60℃，这与Qazi等^[15]测定的氢含量降低Ti-6Al-4V合金(α+β)/β的相转变温度结果相近。同时，0.15%的氢不只是将坯料获得最大孔隙率的发泡温度降低60℃，而且将坯料的最佳发泡温度降低60℃，得到的孔隙率虽略有损失，但其孔洞规整、分布弥散，与无氢坯料最佳发泡结果的孔洞特征一致。而当氢含量≥0.35%时，得到的泡沫钛孔隙率和大孔孔径均有很大的降低，说明过高的氢不利于坯料的发泡。

国内外学者在氢改善钛合金热加工性能机理方面进行了大量的研究，其中被认可的机理之一是^{[16, 17]}：氢通过降低(α+β)/β相转变温度的方式提高钛合金中塑性较好的β相比例，增强基体的塑性变形能力；氢还能够软化α相，也进一步降低了坯料的流变应力，改善钛合金高温塑性；但氢同时也可以使β相发生强化，且氢含量越高，这种强化效果越明显。正是由于这种β相强化作用，虽然0.15%氢将坯料的最佳发泡温度降低了60℃，但由于氢原子的存在，对坯料的发泡还是有一定的抑制作用，使发泡后坯料孔隙率及大孔孔径都有略微的降低。而氢含量进一步增加并不能降低坯料的流变应力，反而会使其增加，不利于其塑性变形，对坯料发泡起到了抑制作用。通过与本实验数据进行对比可以看出，该机理与本实验得到的结果一致，说明该机理适用于解释氢在气体捕捉法制备泡沫Ti-6Al-4V中的作用。

由此可知，氢降低坯料发泡温度的主要机理是：氢以降低坯料(α+β)/β相转变温度的方式，提高基体内塑性较好的β相比例，并在一定程度上软化了α相，使坯料的流变应力普遍降低，最终将坯料最有利于发泡的变形温度降低60℃，在相对较低的温度下获得了较理想的泡沫钛。

(1)在900℃以下，0.15%氢能显著提高坯料发泡后的孔隙率；而发泡温度过高或氢含量过大，均不利于坯料的等温发泡。

(2)当坯料氢含量为0.15%时，可以将坯料最佳发泡温度降低60℃，即在890℃下，可以得到孔隙率32.88%、孔径160μm、孔洞分布弥散的泡沫Ti-6Al-4V。

(3)氢降低坯料发泡温度机理是：氢以降低坯料(α+β)/β的相转变温度的方式，提高基体内塑性较好的β相比例，并在一定程度上软化了α相，使坯料的流变应力普遍降低，将基体最有利于发泡的变形温度降低。