通過粉末冶金方法制備適合于高壓封墊材料的W-Ti合金，其中選擇W以及Ti或TiH2為原始粉末，采用行星球磨機球磨，然后經(jīng)成形和真空燒結得到zui終W-Ti合金。

原料:

W粉(純度99%，中位徑D50=4.4μm)；TiH2粉(純度99%，中位徑D50=30.3μm)，

Ti粉(純度99%，中位徑D50=42.6μm)。

將73.1%(質(zhì)量分數(shù)，下同)的W粉和26.9%(質(zhì)量分數(shù))的TiH2粉(或Ti粉)混合與硬質(zhì)合金球一起放入行星高能球磨機的不銹鋼球磨罐中，球料比為5∶1，球磨罐中加入酒精，密封后進行球磨，球磨機轉速為170r·min^－1。球磨時間分別為0.5，2.0，12.0，22.0，32.0和42.0h。在球磨12.0h的條件下，將按同樣比例配好的W粉和Ti粉混合按上述條件進行對比試驗。

圖1：原始粉末W，TiH₂和Ti球磨12．0h前后的粒度分布

在圖1a中，W粉粒度分布呈現(xiàn)雙峰分布特征，原始W粉中偏細小的粒度峰較高，數(shù)量占多；而球磨后的粒度分布略微變窄，偏粗的粒度峰較高，說明球磨后打開了原始W粉中聚集顆粒。在圖1b的粒度分布中可以看到，TiH₂球磨后粒度分布整體向細小粒度方向移動，分布寬度明顯變窄，但由單峰分布變?yōu)殡p峰分布，有少量稍粗的顆粒存在。在圖1c的粒度分布中可以看到，球磨前后都是單峰分布，分布寬度未變，只是峰的位置向細小方向移動了。這表明對于塑性好的Ti粉，即使高能球磨也沒有很好的破碎效果。相比之下，經(jīng)過吸氫脆化的TiH₂粉的破碎效果非常好。

圖2：混合粉末球磨12h的粒度分布

原始W和TiH₂粉粒度分布曲線加和合成得到圖2(3)，與W-TiH₂混合粉末球磨后的粒度分布曲線圖2(4)對比，W-TiH2混合球磨后使細顆粒峰向更細方向移動并且高度增高，粗顆粒峰向粗方向移動但高度下降，表明原始細小而硬的W粉在球磨過程中會聚集在粗而脆的TiH₂粉周圍，起到磨料的作用，促進TiH2破碎，粉末呈等軸顆粒狀。W-TiH₂混合粉末球磨12.0h后中位徑為1.31μm。原始W和Ti粉粒度分布曲線加和合成得到圖2(1)，與球磨后W-Ti混合粉末的粒度分布曲線圖2(2)對比，W-Ti混合球磨后使細顆粒峰略向細方向移動并且高度下降，粗顆粒峰向粗方向移動并且高度略下降，但粗顆粒峰之后曲線下降緩慢，顆粒粗化明顯，表明原始細小而硬的W粉在球磨過程中會嵌在粗而軟的片狀Ti粉上，對Ti粉破碎沒有作用，反而使顆粒聚集長大。W-Ti混合粉末球磨12.0h的中位徑為13.01μm，明顯粗于球磨后的W-TiH2混合粉末。

圖3：不同球磨時間粉末的燒結合金組織

圖3(a)中Ti粉經(jīng)球磨后由于塑性生成了片狀的顆粒，經(jīng)高溫燒結后，圖3(b)中顯示形成了長條狀組織，能譜分析為Ti單質(zhì)。圖3(c)和(d)顯示的是W-TiH2混合粉末分別球磨0.5和42.0h，經(jīng)冷等靜壓成形后，在高真空鎢絲爐中1500℃保溫3.0h的合金組織。0.5h高能球磨時，大粒度比較多，且大小分布極不均勻，機械合金化過程還未開始，反映在組織照片中則是組織大小不一、分布不均勻。42.0h球磨后，合金組織細小且均勻分布。這與球磨產(chǎn)生的高密度晶體缺陷，較高的晶格畸變能和界面能有關。晶體缺陷如位錯、點陣畸變處原子排列紊亂，活化能增加，原子之間的擴散通道增多且距離縮短，擴散加快；球磨產(chǎn)生了納米級晶粒后，新的晶界生成，界面能增加，同時納米級顆粒使比表面積增大，新增的表面能和界面能為燒結過程提供更大的驅動力，促進燒結擴散，組織更加致密，更加均勻細小。

1.在行星球磨過程中，細小而硬的W粉顆粒促進粗而脆的TiH2粉末的破碎，使整體粉末粒度變細，呈等軸顆粒狀；但對粗而軟的Ti粉的破碎沒有作用，反而嵌在片狀Ti粉上使整體粒度變粗。

2.W-TiH2混合粉末球磨12.0h后，中位徑由原始的10.87μm急劇降低到1.31μm，隨后減小趨勢緩慢；而W-Ti混合粉末球磨12.0h的中位徑為13.01μm，明顯粗于球磨后的W-TiH2混合粉末。

3.與W-Ti粉末相比，W-TiH2粉末燒結得到的合金組織非常細小均勻，并且隨球磨時間延長，W-TiH2粉末的畸變和晶體缺陷增多，為合金燒結擴散提供更有利條件，組織更加致密，更加均勻細小。