Al复合材料及其制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于金属-陶瓷复合材料及其制备方法，具体设及一种TiC-NisAl复合材 料及其制备方法。
【背景技术】
[000引碳化铁（TiC)具有较高的硬度（维氏硬度2800~3200)、弹性模量（350GPa)、烙 点（3065°C)W及较低的密度（4.93g/cm3)，常用作切削刀具、磨料和增强相材料。然而，单 相TiC由于在室温下具有较高的脆性，因此一般在TiC中加入金属元素化、Co、Ni作为粘结 相，形成金属-陶瓷复合材料，W提高TiC陶瓷的断裂初性，从而扩大其应用范围。TiC和 Ti(C，脚基金属陶瓷就是在此基础上逐步发展起来一种重要切削工具材料，其低廉的成本 和优异的切削性能，使其在金属切削加工领域已部分替代WC-Co硬质合金。在高速干式切 削加工时，刀具刃口温度超过了 800°C，在切削一些难加工材料时，甚至达到1000°C，因此 在该类情况下刀具材料耐高温能力显得尤为重要。但是由于金属成分的粘结相在抗氧化性 和高温强度方面的不足，限制了TiC和Ti(C，脚基金属陶瓷在高温环境中应用。
[0003] NisAl是一种镶侣金属间化合物，烙点为1395°C，具有良好抗氧化性能、高温强度 和蠕变抗力，尤其是它在600~800°C间屈服强度出现峰值的R现象（即随着温度升高屈服 强度先上升后下降），使得其在中、高温下的强度远高于丫 -镶基高温合金基体，因此NisAl 是一种极具潜力的高温结构材料。单晶M3AI具有较好的塑性，多晶M3AI却很脆，在室 温下表现出强烈的沿晶脆断倾向。微量B(棚）能有效地改善A1含量低于标准化学计量 (25at. % )Ni3Al的室温塑性，抑制了NisAl的沿晶断裂。利用NisAl高温下持久强度下降 缓慢的特点，美国、前苏联W及日本等相继开发了一些在1000~llOOC范围内使用的铸造 NisAl基高温合金，主要用作先进航空航天发动机的热端关键部件，如工作叶片或祸轮导向 叶片。由于NisAl的优异高温性能，若W其替代化、Co、Ni等金属材料作为金属-陶瓷复合 材料的粘结相，则能够使该类材料应用于高温领域。
[0004] 目前TiC-NisAl复合材料最常用的制备方法是无压烙渗烧结，此外，真空液相烧 结、反应热压烧结和自蔓延高温合成等工艺方法也用于制备TiC-NisAl复合材料。然而由 于液相NisAl无法完全润湿TiC，导致烧结体存在一定的孔隙，造成TiC-NisAl复合材料较 低的抗弯强度（< 1200MPa)，从而无法获得实际应用。
【发明内容】
[0005] 本发明提供一种TiC-NisAl复合材料，同时提供其制备方法，解决现有制备方法无 法获得高致密、高强度TiC-NisAl复合材料的问题。
[0006] 本发明所提供的一种TiC-NisAl复合材料，包括陶瓷相TiC和粘结相NisAl金属间 化合物，其特征在于：
[0007] 其由TiC-NisAl复合粉末经过模压成形、脱脂和气压烧结制成；
[000引所述TiC-NisAl复合粉末是WTi粉、Ni粉、A1粉、石墨粉及B粉为原料，在氣 气保护下采用高能球磨诱发自蔓延燃烧反应合成，原料中各组分的质量百分比为；Ti粉 39. 96 % ~63. 94%，Ni粉 17. 50 % ~43. 61 %，侣粉 2. 53 % ~6. 29 %，石墨粉 9. 99 % ~ 15. 98%，B粉 0.05%~0. 15%。
[0009] 所述TiC-NisAl复合材料的制备方法，其特征在于，其依次包括W下步骤：
[0010] (1)将Ti粉、Ni粉、A1粉、石墨粉、B粉W及磨球装入球磨罐中，充入氣气，在行 星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比不低于20 ; 1，球磨转速不低于30化pm，球磨时 间化~化，得到TiC-NisAl复合粉末原料；其中各组分的质量百分比为；Ti粉39. 96%~ 63. 94%，Ni粉 17. 50%~43. 61%，侣粉 2. 53%~6. 29%，石墨粉 9. 99%~15. 98%，B粉 0. 05%~0. 15% ;
[0011] 似将所得到的TiC-NijAl复合原料粉末过筛后渗入2wt%~3wt%成形剂聚己締 醇，然后在150MPa~300MPa压力下模压成形，制成压巧；
[001引 做将压巧在流动氣气环境下进行脱脂，脱脂温度600°C~700。保温时间她~ 1化；
[001引 （4)对脱脂后的压巧在3MPa~6MPa的氣气环境下进行烧结，得到TiC-NisAl复合 材料，烧结温度为1415°C~1460°C，保温时间为40min~50min。
[0014] 所述的TiC-NisAl复合材料的制备方法中；
[00巧]所述Ti粉的粒度《45微米、纯度> 99.0%，Ni粉的粒度《2.5微米、纯度 >99. 5%，A1粉的粒度《2微米、纯度>99. 5%，石墨粉的粒度《5. 5微米、纯度>99. 5%， B粉的粒度《15微米、纯度> 99.0%。
[0016] 本发明利用Ti与C反应生成TiC、Ni与A1反应生成NisAl的高放热的特点（AH"c =-184. 2kJ/mol，AHm3ai= -153. 4J/mol)，在氣气保护下采用高能球磨方式，诱发Ti与C 之间的反应。在自身反应热作用下Ti与C反应持续进行同时诱发了Ni与A1之间的反应。 该两个反应依靠自身反应热直到化学反应结束（即自蔓延反应）。该过程中释放大量反应 热使体系温度超过了金属元素和金属间化合物NisAl的烙点，液相的形成加速了Ti与C、Ni 与A1之间的反应W及Ti、C原子在Ni、Al中的溶解、扩散；随着自蔓延反应结束，最终生成 产物为TiC和NisAl的两相复合粉末。与一般机械混合TiC粉末和NisAl粉末得到的复合 粉末不同的是，采用W上工艺方法制备得到复合粉末中的TiC颗粒是从液相NisAl中析出， TiC与NisAl之间有着良好的润湿性和界面结合状态，从而使得烧结后的TiC-NisAl复合材 料具有较高的致密化程度和抗弯强度。此外，加入微量B元素是为了抑制NisAl的室温脆 性。
[0017] 本发明工艺简单、效率高、成本低，所制备的TiC-NisAl复合材料的硬度为 86. 0HRA~91.甜RA，抗弯强度1320MPa~2165MPa，断裂初性Kic 8. 66MPa ? mi/2~ 17. 48MPa?ml/2,适合用作切削刀具、热挤压模具W及航空发动机高温零部件。
【附图说明】
[001引图1是本发明实施例2制备的TiC-NisAl复合材料的扫描电镜照片。
[0019] 图2是本发明实施例3制备的TiC-NisAl复合材料的X衍射谱，图中0为衍射角；
[0020]图3是本发明实施例4制备的TiC-NisAl复合粉末的X衍射图谱，图中0为衍射 角。
【具体实施方式】
[0021] W下结合实施例对本发明进一步说明。
[0022] 实施例1，依次包括W下步骤：
[0023] (1)将Ti粉、Ni粉、A1粉、石墨粉、B粉W及磨球装入球磨罐中，充入氣气，在行 星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比为20 ; 1，球磨转速为30化pm，球磨时间化，得到 TiC-NisAl的复合粉末原料；其中各组分的质量百分比为；Ti粉63. 94%，Ni粉17. 50%，侣 粉 2. 53%，石墨粉 15. 98%，B粉 0.05% ;
[0024] 其中，Ti粉的粒度为45微米、纯度为99. 0%，Ni粉的粒度为2. 5微米、纯度为 99. 5%，A1粉的粒度为2微米、纯度为99. 5%，石墨粉的粒度为5. 5微米、纯度为99. 5%，B 粉的粒度为15微米、纯度为99. 0% ;
[002引 似将所得到的TiC-NisAl复合原料粉末过筛后渗入2wt%成形剂聚己締醇，然后 在300MI^a压力下模压成形，制成压巧；