D0I:10.13374/i.issnl001t03.2007.07.016 第29卷第7期 北京科技大学学报 Vol.29 No.7 2007年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Ju.2007 热处理对粉末注射成形钛合金的组织与性能的影响 郭世柏2)张厚安)张荣发)何新波3)秦明礼3) 曲选辉3) 1)湖南科技大学机电工程学院，湘潭4112012)江西科技师范学院材料表面工程重点实验室，南昌330013 3)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要采用粉末注射成形方法制备了钛合金坯体，利用溶剂脱脂和热脱脂方法脱除坯体中粘结剂，并在真空气氛下烧结致 密钛合金样品·真空烧结后，经960℃和140MPa热等静压处理，在720~760℃进行1~1.5h退火处理获得的样品微观结构 为均匀的双态组织，由许多等轴较小的a晶粒和少量尺寸较小的P晶粒组成.XRD分析结果表明，当退火温度高于8O0℃时， 样品存在Ti3Al杂质相. 关键词钛合金；粉末注射成形：退火处理：微观组织 分类号TG146.2 钛及其合金具有低密度、高比强度、良好的高温 结剂首先在自制的装置上共混，然后将粉末和共混 强度、卓越的耐腐蚀性等优异性能，广泛应用于航空 好的粘结剂在XSK160混炼机上于145℃混炼1h, 航天、汽车制造、生物工程、制表和环保等领域) 粉末装载量（体积分数）为70%.混炼后的喂料在 但是，钛合金难以切削的机加工性能已成为大量生 LSJ120型螺杆挤出机上制粒，在CJZZ注塑机上注 产复杂形状钛合金零件的障碍，因而用粉末注射成 射出7.50mm×55.00mm圆棒生坯.采用二步脱 形(PIM)新工艺生产钛合金部件备受瞩目[3].粉末 脂法（溶剂脱脂和热脱脂）脱除圆棒生坯中粘结剂组 注射成形是在传统粉末冶金技术基础上，创造性地 分，在真空气氛下于1200~1260℃烧结2~4h获 结合了塑料工业的注射成形技术而发展起来的一门 得较致密钛合金，然后将烧结样品进行热等静压处 新兴的近净成形技术，被称为“当今最热门的零部件 理和退火处理，处理后的样品加工成标准拉伸棒，然 成形技术[).在一定温度下预烧结后的样品进 后在LE0一1450电子扫描电镜上观察样品断口和腐 行热等静压(HIP)处理可以提高制品的组织致密度 蚀后金相组织，在Instron材料试验机上进行力学性 并降低空隙度[]；但热等静压处理后的样品存在 能测试，拉伸强度是相同实验条件下五个样品的平 应力，表现出较高的拉伸强度和较低的塑性，综合力 均值， 学性能较差，因而采用退火方式来消除制品残余应 力，提高制品的综合力学性能9-0).本文研究了退 火温度对PIM钛合金制品力学性能和微观组织的 影响，确定合适的退火温度，从而获得综合力学性能 较好的钛合金制品· 1 实验方法 实验使用的钛合金粉末为10%氢化脱氢Ti一 6AI-4V(HDH Ti-6A1-4V)与90%气雾化 图1混合Ti6A一W粉未形貌 Ti6AI一4V(GATi6AI一4V)的混合粉，其形貌如 Fig-1 Morphology of Ti-6Al-4V powder 图1，粉末特性如表1.粘结剂由石蜡(PW)、聚乙二 表1T61W粉末特性 醇(PEG20000)、低密度聚乙烯(LDPE)、聚丙烯 Table 1 Characteristics of Ti-6Al-4V powder (PP)和硬脂酸(SA)组成的新型复合粘结剂山，粘 杂质质量分数/%粉末粉末粒振实密度/ 粉末类型 {0} {c}形状度/目(gm 收稿日期：2006-03-03修回日期：2007-01-11 基金项目：国家“973"计划资助项目(No~TG2000067203) HDH Ti6A1-V0.400.090不规则325 2.18 作者简介：郭世柏(1974一)，男，教授，博士 GATi6A1-V0.180.050球形3252.98
热处理对粉末注射成形钛合金的组织与性能的影响 郭世柏12） 张厚安1） 张荣发2） 何新波3） 秦明礼3） 曲选辉3） 1） 湖南科技大学机电工程学院湘潭411201 2） 江西科技师范学院材料表面工程重点实验室南昌330013 3） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 摘 要 采用粉末注射成形方法制备了钛合金坯体利用溶剂脱脂和热脱脂方法脱除坯体中粘结剂并在真空气氛下烧结致 密钛合金样品．真空烧结后经960℃和140MPa 热等静压处理在720～760℃进行1～1∙5h 退火处理获得的样品微观结构 为均匀的双态组织由许多等轴较小的α晶粒和少量尺寸较小的β晶粒组成．XRD 分析结果表明当退火温度高于800℃时 样品存在 Ti3Al 杂质相． 关键词 钛合金；粉末注射成形；退火处理；微观组织 分类号 TG146∙2 收稿日期：2006-03-03 修回日期：2007-01-11 基金项目：国家“973”计划资助项目（No．TG2000067203） 作者简介：郭世柏（1974—）男教授博士 钛及其合金具有低密度、高比强度、良好的高温 强度、卓越的耐腐蚀性等优异性能广泛应用于航空 航天、汽车制造、生物工程、制表和环保等领域［1—2］． 但是钛合金难以切削的机加工性能已成为大量生 产复杂形状钛合金零件的障碍因而用粉末注射成 形（PIM）新工艺生产钛合金部件备受瞩目［3］．粉末 注射成形是在传统粉末冶金技术基础上创造性地 结合了塑料工业的注射成形技术而发展起来的一门 新兴的近净成形技术被称为“当今最热门的零部件 成形技术” ［4—6］．在一定温度下预烧结后的样品进 行热等静压（HIP）处理可以提高制品的组织致密度 并降低空隙度［7—8］；但热等静压处理后的样品存在 应力表现出较高的拉伸强度和较低的塑性综合力 学性能较差因而采用退火方式来消除制品残余应 力提高制品的综合力学性能［9—10］．本文研究了退 火温度对 PIM 钛合金制品力学性能和微观组织的 影响确定合适的退火温度从而获得综合力学性能 较好的钛合金制品． 1 实验方法 实验使用的钛合金粉末为10％氢化—脱氢Ti— 6Al—4V （ HDH Ti —6Al —4V ） 与 90％ 气 雾 化 Ti—6Al—4V（GA Ti—6Al—4V）的混合粉其形貌如 图1粉末特性如表1．粘结剂由石蜡（PW）、聚乙二 醇（PEG20000）、低密度聚乙烯 （LDPE）、聚丙烯 （PP）和硬脂酸（SA）组成的新型复合粘结剂［11］．粘 结剂首先在自制的装置上共混然后将粉末和共混 好的粘结剂在 XSK160混炼机上于145℃混炼1h 粉末装载量（体积分数）为70％．混炼后的喂料在 LSJ120型螺杆挤出机上制粒在 CJZZ 注塑机上注 射出7∙50mm×55∙00mm 圆棒生坯．采用二步脱 脂法（溶剂脱脂和热脱脂）脱除圆棒生坯中粘结剂组 分在真空气氛下于1200～1260℃烧结2～4h 获 得较致密钛合金然后将烧结样品进行热等静压处 理和退火处理处理后的样品加工成标准拉伸棒然 后在 LEO—1450电子扫描电镜上观察样品断口和腐 蚀后金相组织在 Instron 材料试验机上进行力学性 能测试．拉伸强度是相同实验条件下五个样品的平 均值． 图1 混合 Ti－6Al－4V 粉末形貌 Fig．1 Morphology of Ti－6Al－4V powder 表1 Ti－6Al－4V 粉末特性 Table1 Characteristics of Ti－6Al－4V powder 粉末类型 杂质质量分数／％ ｛O｝ ｛C｝ 粉末 形状 粉末粒 度／目 振实密度／ （g·cm —3） HDH Ti—6Al—4V 0∙40 0∙090 不规则 325 2∙18 GA Ti—6Al—4V 0∙18 0∙050 球形 325 2∙98 第29卷 第7期 2007年 7月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．7 Jul．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．07．016
,722 北京科技大学学报 第29卷 由表2可知，退火温度选择是否适当对制品的 2实验结果与讨论 力学性能有较大的影响.退火温度在720~760℃ 之间时，综合拉伸性能最佳；退火温度高于760℃ 2.1退火工艺的确定 时，随着退火温度升高，拉伸强度和屈服强度明显增 钛合金制品经过热等静压处理后，为了消除组 加，塑性却明显降低.这主要是因为在720~760℃ 织内应力和使组织均匀，将烧结制品进行相应的退 火处理，表2为不同热处理工艺下钛合金的力学性 之间退火，组织并没有发生相变，再结晶作用较小， 晶粒增加缓慢且晶粒内无析出物，从而有利于消除 能 应力和组织均匀化：当温度高于760℃，虽然应力可 表2不同热处理工艺条件下钛合金力学性能 以消除，但再结晶作用变大，组织中晶粒快速长大、 Table 2 Mechanical properties of Ti6Al4V alloy through different 初始B晶粒内片状α相析出和a/B晶界厚度增加， heat treatment processes 热处理 抗拉强屈服强 延伸断面收 宏观表现为拉伸强度和屈服强度增加，塑性降低， 工艺 度/MPa度/MPa率/%缩率/% 固溶处理的温度较高，接近钛合金的相变温度，组织 未热处理 123011804.05.0 中初始B晶粒长大，并且B晶粒会析出较多的片状α 720℃/1.5h 1020 880 8.0 9.0 相，从而使得拉伸强度增加，塑性降低， 740℃/1.5h 1050 885 9.511.0 760℃/1.5h 1060 960 综上所述，钛合金制品经烧结工艺优化和后续 9.5 12.0 780℃/1.0h 111010405.5 8.5 热处理，所获得最佳力学性能：拉伸强度，为 800℃/1.0h 114010604.5 5.0 1020~1060MPa,屈服强度oo.2为880~960MPa, 820℃/1.0h 116010804.05.0 延伸率8为8.0%~9.5%，断面收缩率中为 固溶920℃/1h十时效530/2h123011603.54.0 9.0%~12.0%,如表3. 表3PIM钛合金力学性能比较 Table 3 Comparison of the mechanical properties of PIM titanium alloy 粉末类型 相对密度/% 拉伸强度/MPa 屈服强度/MPa 延伸率/% 断面收缩率/% Ti-6Al-V[12) 94-96 950 1-3.5 Ti-6Al-V[3) 96.897.5 9501000 800-850 10-12 Ti-6Al-V ≥99 1020-1060 880~-960 8.0-9.5 9~12 2.2断口分析 (b)表明：退火温度在800℃以上，断口形貌为混合 图2为不同很火条件下的新冂形貌，图2(a)和 新裂（沿品淅裂十解离斯裂），由干恨火温度较高 (a) (b) 100m 100μm 1001m 图2不同退火温度下拉伸试样的断口形貌.(a)820℃/1h:(b)800℃/1h:(c)780℃/1h:(d)740℃/1.5h Fig.2 Fracture surfaces of tensile samples at different annealing temperatures:(a)820C/1h:(b)800C/1h:(c)780C/1h:(d)740C/ 1.5h
2 实验结果与讨论 2∙1 退火工艺的确定 钛合金制品经过热等静压处理后为了消除组 织内应力和使组织均匀将烧结制品进行相应的退 火处理．表2为不同热处理工艺下钛合金的力学性 能． 表2 不同热处理工艺条件下钛合金力学性能 Table2 Mechanical properties of Ti6Al4V alloy through different heat treatment processes 热处理 工艺 抗拉强 度／MPa 屈服强 度／MPa 延伸 率／％ 断面收 缩率／％ 未热处理 1230 1180 4∙0 5∙0 720℃／1∙5h 1020 880 8∙0 9∙0 740℃／1∙5h 1050 885 9∙5 11∙0 760℃／1∙5h 1060 960 9∙5 12∙0 780℃／1∙0h 1110 1040 5∙5 8∙5 800℃／1∙0h 1140 1060 4∙5 5∙0 820℃／1∙0h 1160 1080 4∙0 5∙0 固溶920℃／1h＋时效530／2h 1230 1160 3∙5 4∙0 由表2可知退火温度选择是否适当对制品的 力学性能有较大的影响．退火温度在720～760℃ 之间时综合拉伸性能最佳；退火温度高于760℃ 时随着退火温度升高拉伸强度和屈服强度明显增 加塑性却明显降低．这主要是因为在720～760℃ 之间退火组织并没有发生相变再结晶作用较小 晶粒增加缓慢且晶粒内无析出物从而有利于消除 应力和组织均匀化；当温度高于760℃虽然应力可 以消除但再结晶作用变大组织中晶粒快速长大、 初始β晶粒内片状α相析出和α／β晶界厚度增加 宏观表现为拉伸强度和屈服强度增加塑性降低． 固溶处理的温度较高接近钛合金的相变温度组织 中初始β晶粒长大并且β晶粒会析出较多的片状α 相从而使得拉伸强度增加塑性降低． 综上所述钛合金制品经烧结工艺优化和后续 热处理所获得最佳力学性能：拉伸强度 σb 为 1020～1060MPa屈服强度 σ0∙2为880～960MPa 延伸 率 δ 为 8∙0％ ～9∙5％断 面 收 缩 率 ψ 为 9∙0％～12∙0％如表3． 表3 PIM 钛合金力学性能比较 Table3 Comparison of the mechanical properties of PIM titanium alloy 粉末类型 相对密度／％ 拉伸强度／MPa 屈服强度／MPa 延伸率／％ 断面收缩率／％ Ti—6Al—4V ［12］ 94～96 950 — 1～3∙5 — Ti—6Al—4V ［13］ 96∙8～97∙5 950～1000 800～850 10～12 — Ti—6Al—4V ≥99 1020～1060 880～960 8∙0～9∙5 9～12 2∙2 断口分析 图2为不同退火条件下的断口形貌．图2（a）和 （b）表明：退火温度在800℃以上断口形貌为混合 断裂（沿晶断裂＋解离断裂）．由于退火温度较高 图2 不同退火温度下拉伸试样的断口形貌．（a）820℃／1h；（b）800℃／1h；（c）780℃／1h；（d）740℃／1∙5h Fig．2 Fracture surfaces of tensile samples at different annealing temperatures： （a）820℃／1h；（b）800℃／1h；（c）780℃／1h；（d）740℃／ 1∙5h ·722· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第7期 郭世柏等：热处理对粉末注射成形钛合金的组织与性能的影响 .723. 时，晶界上析出α相的厚度增加，晶界处断裂能量较 织.图3(a)为740℃退火温度下的双态组织，由许 低，易于出现晶界断裂，伴随着少量韧窝出现；同时， 多等轴较小的α晶粒和少量尺寸较小的B晶粒组 在断裂过程中出现河流形状的断裂，说明有解离断 成，从而表现出较好的综合力学性能.图3(b)和(c) 裂发生.图2(c)表现为混合断裂机制（沿晶断裂十 分别为800℃和820℃退火温度下的魏氏体组织， 准解离断裂)，由于在断裂过程中出现晶界断裂，伴 由许多尺寸较小的B晶粒和少量的α晶粒组成，尽 随着较多韧窝出现，晶界处有少量二次裂纹，这说明 管强度有所增加，但塑性较低，图3(d)为固溶和时 准解离断裂产生.图2()表现为韧性断裂和少量沿 效处理后的组织，其组织形态表现为典型的马氏体， 晶断裂，断口表面出现较多较深的圆形韧窝，但有少 在较大的B晶粒内有许多马氏体α针状的晶粒，B晶 量晶界断裂 粒尺寸明显增加，同时等轴的α晶粒尺寸也相应 2.3不同热处理条件下金相组织 增加 图3为不同退火温度和固溶条件下的金相组 (a) 图3不同退火温度下钛合金组织形貌.(a)740℃/1h:(b)800℃/1h:(c)820℃/1h:(d)920℃固溶/1h+520℃时效 Fig.3 Microstructures of the titanium alloy at different annealing temperatures:(a)740C/1h:(b)800C/1h:(c)820C/1h:(d)solution treatment for1hat920℃and aging at520℃ 2.4,不同热处理条件下样品的XRD分析 以看出，当退火温度为740℃，样品中存在大量的α 图4为不同退火温度下样品的XRD谱，由图可 相和少量的B相，没有Ti3A1等杂质相出现.退火温 度超过800℃后，样品的主要相仍是α相，但B相含 固溶处理 量有所增加，同时还有Ti3Al杂质相出现，固溶时效 4-相 热处理后的样品中存在大量的α相和少量的B相， B相 820℃ -Ti,Al 没有Ti3Al等杂质相出现 800℃ 3结论 (1)制品在1200~1260℃预烧结后热等静压 740℃ 处理，退火温度在720~760℃之间，综合拉伸性能 20 40 60 80 100 衍射角.20) 最佳，其力学性能为：拉伸强度1020~1060MPa,屈 服强度880~960MPa,延伸率8.0%~9.5%，断面 图4不同退火温度下样品的XD谱图 收缩率9.0%12.0%. Fig.4 XRD of samples at different annealing temperatures
时晶界上析出α相的厚度增加晶界处断裂能量较 低易于出现晶界断裂伴随着少量韧窝出现；同时 在断裂过程中出现河流形状的断裂说明有解离断 裂发生．图2（c）表现为混合断裂机制（沿晶断裂＋ 准解离断裂）由于在断裂过程中出现晶界断裂伴 随着较多韧窝出现晶界处有少量二次裂纹这说明 准解离断裂产生．图2（d）表现为韧性断裂和少量沿 晶断裂断口表面出现较多较深的圆形韧窝但有少 量晶界断裂． 2∙3 不同热处理条件下金相组织 图3为不同退火温度和固溶条件下的金相组 织．图3（a）为740℃退火温度下的双态组织由许 多等轴较小的α晶粒和少量尺寸较小的β晶粒组 成从而表现出较好的综合力学性能．图3（b）和（c） 分别为800℃和820℃退火温度下的魏氏体组织 由许多尺寸较小的β晶粒和少量的α晶粒组成尽 管强度有所增加但塑性较低．图3（d）为固溶和时 效处理后的组织其组织形态表现为典型的马氏体 在较大的β晶粒内有许多马氏体α针状的晶粒β晶 粒尺寸明显增加同时等轴的α晶粒尺寸也相应 增加． 图3 不同退火温度下钛合金组织形貌．（a）740℃／1h；（b）800℃／1h；（c）820℃／1h；（d）920℃固溶／1h＋520℃时效 Fig．3 Microstructures of the titanium alloy at different annealing temperatures： （a）740℃／1h；（b）800℃／1h；（c）820℃／1h；（d） solution treatment for1h at920℃ and aging at520℃ 图4 不同退火温度下样品的 XRD 谱图 Fig．4 XRD of samples at different annealing temperatures 2∙4 不同热处理条件下样品的 XRD 分析 图4为不同退火温度下样品的 XRD 谱由图可 以看出当退火温度为740℃样品中存在大量的α 相和少量的β相没有 Ti3Al 等杂质相出现．退火温 度超过800℃后样品的主要相仍是α相但β相含 量有所增加同时还有 Ti3Al 杂质相出现．固溶时效 热处理后的样品中存在大量的α相和少量的β相 没有 Ti3Al 等杂质相出现． 3 结论 （1） 制品在1200～1260℃预烧结后热等静压 处理退火温度在720～760℃之间综合拉伸性能 最佳其力学性能为：拉伸强度1020～1060MPa屈 服强度880～960MPa延伸率8∙0％～9∙5％断面 收缩率9∙0％～12∙0％． 第7期 郭世柏等： 热处理对粉末注射成形钛合金的组织与性能的影响 ·723·
,724 北京科技大学学报 第29卷 (2)样品在740℃退火温度下处理后，拉伸后 [5]German R M.Cornwall R G.World wide market and technology 的断口形貌表现为韧性断裂和少量沿晶断裂，断口 for powder injection molding.Int J Powder Metall,1997.33 (4):4 表面出现较多较深的圆形韧窝，但有少量晶界断裂， [6]郭世柏，曲选辉.粉末注射成形技术中粘结剂的研究进展.粉 退火温度超过760℃后，断口形貌为混合断裂（沿晶 末治金技术，2004,22(3)：178 断裂十解离断裂)· [7]Welsch G.Bunk W.Deformation modes of the a phase of Ti- (3)样品在740℃退火温度下处理后，其微观 6AlV as a function of oxygen concentration and aging tempera 组织为均匀的双态组织，由许多等轴较小的α晶粒 ture.Metall Trans A.1982.13A:889. 和少量尺寸较小的阝晶粒组成，从而表现出较好的 [8]Gray CT,Luetjering G.Williams JC.The Influence of oxygen on the structure.fracture,and fatigue crack propagation behavior 综合力学性能 of Ti-8.6Wt Pet Al.Metall Trans A.1990.21A:95 (4)当退火温度为740℃时，样品中存在大量 [9]Wagoner Johnson A J.Bull C W,et al.The influence of mi- 的a相和少量的B相，没有Ti3Al等杂质相出现.退 crostructure and strain rate on the compressive deformation behav- 火温度超过800℃后，样品含有大量的α相，B相含 ior of Ti-6Al-V.Metall Mater Trans A.2003.34A:295 量有所增加，同时还有Ti3A1杂质相出现，从而其综 [10]Lee D G,KIM S H.et al.Effects of microstructural morpholo- 合力学性能较差 gy on quasi-static and dynamic deformation behavior of Ti6Al- 4V alloy.Metall Trans A.2001.32A:315 [11]Guo S B.Qu X H.He X B,et al.Microstructure and properties 参考文献 of TiAuV alloy by metal injection molding.Trans Nonferrous [1]Eylon D.Newman JR,Thone J K.Titanium and titanium alloy Met Soc China.2004.14 (6):1055 casting//AS M Handbook.Formerly 10th Ed.AS M Internation- [12]Maekawa K.Takita M,Nomura H.Effect of MIM process al,1992:634 conditions on microstructures and mechanical properties of [2]罗国珍，周廉，邓炬.中国钛的研究与发展.稀有金属材料与 TisAuV compacts.J Jpn Soc Powder Powder Metall.1999.46 工程，1997,26(5)：1 (10):1053 [3]Kaneko Y.Injection molding of Ti powder.J Jpn Soc Powder [13]Kono T,Horata A.Kondo T.Development of titanium and tita- Powder Metall.1988.35 (7):74 nium alloy by metal injection molding process.J Jpn Soc Powder [4]German R M.粉末注射成形.曲选辉译.长沙：中南大学出版 Powder Metall,1997,44(11):985 社，2001 Microstructure and properties of a titanium alloy by metal injection molding GUO Shibo2),ZHANG Houan,ZHANG Rongfa2),HE Xinbo,QIN Mingli,QU Xuanhui) 1)College of Electromechanical Engineering.Hunan University of Science and Engineering.Xiangtan 411201.China 2)Jiangxi Key Laboratory of Surface Engineering.JiangiScience and Technology Normal University.Nanchang 330013.China 3)Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology of Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACI Titanium alloy parts were prepared by metal injection molding,binder was removed from the parts by solvent debinding process,and the brown parts were densified in vacuum atmosphere.The as"sintered specimens were treated through hot isostatic pressure at 960C and 140 MPa.and titanium alloy compacts were annealed at 720-760C for 1-1.5h.SEM observations showed that the titanium alloy had a uniform dial mi- crostructure with many equiaxed grains and a littlegrains.XRD results indicated that Ti3Al phase was found in the alloy when the annealing temperature was higher than 800C. KEY WORDS titanium alloy;metal injection molding:annealing:microstructure
（2） 样品在740℃退火温度下处理后拉伸后 的断口形貌表现为韧性断裂和少量沿晶断裂断口 表面出现较多较深的圆形韧窝但有少量晶界断裂． 退火温度超过760℃后断口形貌为混合断裂（沿晶 断裂＋解离断裂）． （3） 样品在740℃退火温度下处理后其微观 组织为均匀的双态组织由许多等轴较小的α晶粒 和少量尺寸较小的β晶粒组成从而表现出较好的 综合力学性能． （4） 当退火温度为740℃时样品中存在大量 的α相和少量的β相没有 Ti3Al 等杂质相出现．退 火温度超过800℃后样品含有大量的α相β相含 量有所增加同时还有 Ti3Al 杂质相出现从而其综 合力学性能较差． 参 考 文 献 ［1］ Eylon DNewman J RThone J K．Titanium and titanium alloy casting∥ASM Handbook．Formerly 10th Ed．ASM International1992：634 ［2］ 罗国珍周廉邓炬．中国钛的研究与发展．稀有金属材料与 工程199726（5）：1 ［3］ Kaneko Y．Injection molding of Ti powder．J Jpn Soc Powder Powder Metall198835（7）：74 ［4］ German R M．粉末注射成形．曲选辉译．长沙：中南大学出版 社2001 ［5］ German R MCornwall R G．World wide market and technology for powder injection molding．Int J Powder Metall199733 （4）：4 ［6］ 郭世柏曲选辉．粉末注射成形技术中粘结剂的研究进展．粉 末冶金技术200422（3）：178 ［7］ Welsch GBunk W．Deformation modes of theα—phase of Ti— 6Al—4V as a function of oxygen concentration and aging temperature．Metall Trans A198213A：889． ［8］ Gray G TLuetjering GWilliams J C．The Influence of oxygen on the structurefractureand fatigue crack propagation behavior of Ti—8∙6Wt Pct Al．Metall Trans A199021A：95 ［9］ Wagoner Johnson A JBull C Wet al．The influence of microstructure and strain rate on the compressive deformation behavior of Ti—6Al—4V．Metall Mater Trans A200334A：295 ［10］ Lee D GKIM S Het al．Effects of microstructural morphology on quas-i static and dynamic deformation behavior of Ti—6Al— 4V alloy．Metall Trans A200132A：315 ［11］ Guo S BQu X HHe X Bet al．Microstructure and properties of Ti6A14V alloy by metal injection molding．Trans Nonferrous Met Soc China200414（6）：1055 ［12］ Maekawa KTakita MNomura H．Effect of MIM process conditions on microstructures and mechanical properties of Ti6A14V compacts．J Jpn Soc Powder Powder Metall199946 （10）：1053 ［13］ Kono THorata AKondo T．Development of titanium and titanium alloy by metal injection molding process．J Jpn Soc Powder Powder Metall199744（11）：985 Microstructure and properties of a titanium alloy by metal injection molding GUO Shibo 12）ZHA NG Houan 1）ZHA NG Rongf a 2）HE Xinbo 3）QIN Mingli 3）QU Xuanhui 3） 1） College of Electromechanical EngineeringHunan University of Science and EngineeringXiangtan411201China 2） Jiangxi Key Laboratory of Surface EngineeringJiangxi Science and Technology Normal UniversityNanchang330013China 3） Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology of BeijingBeijing100083China ABSTRACT Titanium alloy parts were prepared by metal injection moldingbinder was removed from the parts by solvent debinding processand the brown parts were densified in vacuum atmosphere．The as-sintered specimens were treated through hot-isostatic pressure at960℃ and140MPaand titanium alloy compacts were annealed at720—760℃ for1—1∙5h．SEM observations showed that the titanium alloy had a uniform dial microstructure with many equiaxedαgrains and a littleβgrains．XRD results indicated that Ti3Al phase was found in the alloy when the annealing temperature was higher than800℃． KEY WORDS titanium alloy；metal injection molding；annealing；microstructure ·724· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
