通过粉末冶金方法制备适合于高压封垫材料的W-Ti合金，其中选择W以及Ti或TiH2为原始粉末，采用行星球磨机球磨，然后经成形和真空烧结得到最终W-Ti合金。

原料:

W粉(纯度99%，中位径D50=4.4μm)；TiH2粉(纯度99%，中位径D50=30.3μm)，

Ti粉(纯度99%，中位径D50=42.6μm)。

将73.1%(质量分数，下同)的W粉和26.9%(质量分数)的TiH2粉(或Ti粉)混合与硬质合金球一起放入行星高能球磨机的不锈钢球磨罐中，球料比为5∶1，球磨罐中加入酒精，密封后进行球磨，球磨机转速为170r·min^－1。球磨时间分别为0.5，2.0，12.0，22.0，32.0和42.0h。在球磨12.0h的条件下，将按同样比例配好的W粉和Ti粉混合按上述条件进行对比试验。

图1：原始粉末W，TiH₂和Ti球磨12．0h前后的粒度分布

在图1a中，W粉粒度分布呈现双峰分布特征，原始W粉中偏细小的粒度峰较高，数量占多；而球磨后的粒度分布略微变窄，偏粗的粒度峰较高，说明球磨后打开了原始W粉中聚集颗粒。在图1b的粒度分布中可以看到，TiH₂球磨后粒度分布整体向细小粒度方向移动，分布宽度明显变窄，但由单峰分布变为双峰分布，有少量稍粗的颗粒存在。在图1c的粒度分布中可以看到，球磨前后都是单峰分布，分布宽度未变，只是峰的位置向细小方向移动了。这表明对于塑性好的Ti粉，即使高能球磨也没有很好的破碎效果。相比之下，经过吸氢脆化的TiH₂粉的破碎效果非常好。

图2：混合粉末球磨12h的粒度分布

原始W和TiH₂粉粒度分布曲线加和合成得到图2(3)，与W-TiH₂混合粉末球磨后的粒度分布曲线图2(4)对比，W-TiH2混合球磨后使细颗粒峰向更细方向移动并且高度增高，粗颗粒峰向粗方向移动但高度下降，表明原始细小而硬的W粉在球磨过程中会聚集在粗而脆的TiH₂粉周围，起到磨料的作用，促进TiH2破碎，粉末呈等轴颗粒状。W-TiH₂混合粉末球磨12.0h后中位径为1.31μm。原始W和Ti粉粒度分布曲线加和合成得到图2(1)，与球磨后W-Ti混合粉末的粒度分布曲线图2(2)对比，W-Ti混合球磨后使细颗粒峰略向细方向移动并且高度下降，粗颗粒峰向粗方向移动并且高度略下降，但粗颗粒峰之后曲线下降缓慢，颗粒粗化明显，表明原始细小而硬的W粉在球磨过程中会嵌在粗而软的片状Ti粉上，对Ti粉破碎没有作用，反而使颗粒聚集长大。W-Ti混合粉末球磨12.0h的中位径为13.01μm，明显粗于球磨后的W-TiH2混合粉末。

图3：不同球磨时间粉末的烧结合金组织

图3(a)中Ti粉经球磨后由于塑性生成了片状的颗粒，经高温烧结后，图3(b)中显示形成了长条状组织，能谱分析为Ti单质。图3(c)和(d)显示的是W-TiH2混合粉末分别球磨0.5和42.0h，经冷等静压成形后，在高真空钨丝炉中1500℃保温3.0h的合金组织。0.5h高能球磨时，大粒度比较多，且大小分布极不均匀，机械合金化过程还未开始，反映在组织照片中则是组织大小不一、分布不均匀。42.0h球磨后，合金组织细小且均匀分布。这与球磨产生的高密度晶体缺陷，较高的晶格畸变能和界面能有关。晶体缺陷如位错、点阵畸变处原子排列紊乱，活化能增加，原子之间的扩散通道增多且距离缩短，扩散加快；球磨产生了纳米级晶粒后，新的晶界生成，界面能增加，同时纳米级颗粒使比表面积增大，新增的表面能和界面能为烧结过程提供更大的驱动力，促进烧结扩散，组织更加致密，更加均匀细小。

1.在行星球磨过程中，细小而硬的W粉颗粒促进粗而脆的TiH2粉末的破碎，使整体粉末粒度变细，呈等轴颗粒状；但对粗而软的Ti粉的破碎没有作用，反而嵌在片状Ti粉上使整体粒度变粗。

2.W-TiH2混合粉末球磨12.0h后，中位径由原始的10.87μm急剧降低到1.31μm，随后减小趋势缓慢；而W-Ti混合粉末球磨12.0h的中位径为13.01μm，明显粗于球磨后的W-TiH2混合粉末。

3.与W-Ti粉末相比，W-TiH2粉末烧结得到的合金组织非常细小均匀，并且随球磨时间延长，W-TiH2粉末的畸变和晶体缺陷增多，为合金烧结扩散提供更有利条件，组织更加致密，更加均匀细小。