一种纳米TiB₂颗粒增强金属基复合材料及其制备方法

专利名称：一种纳米TiB₂颗粒增强金属基复合材料及其制备方法
技术领域：
本发明属于复合材料技术领域，涉及颗粒增强复合材料及其铸造制备工艺，具体地说，是指一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料及制备方法。
背景技术：
Ti基、TiAl基合金具有熔点高、密度低、弹性模量高、优良的抗氧化性、抗腐蚀性和抗蠕变性以及高的比强度和比刚度等优点，使其可能替换某些镍基高温合金而具有广阔的应用前景。然而，TiAl基合金存在室温塑性低和在760°C以上抗氧化能力不足，Ti基合金在650°C以上高温性能较低成为阻碍Ti基、TiAl基合金实用化的主要障碍。金属基复合材料综合了金属和陶瓷的优点，是提高Ti基、TiAl基合金韧性和高温强度的有效方法之一。相对于连续纤维增强钛铝基复合材料，颗粒增强钛铝基复合材料因 其各向同性、易于加工、成本相对较低，机械性能大幅提高，从而引起人们的广泛关注。TiB2颗粒属于高强高硬陶瓷颗粒，熔点很高，并且与Ti基、TiAl基合金热膨胀系数接近，相容性较好，已成为Ti基、TiAl基合金复合材料主要的增强体。采用超细颗粒(亚微米)进行强化，制备出的复合材料组织、性能与采用常规颗粒(几十微米)颗粒进行强化有较大区别。但是，纳米颗粒增强金属基复合材料制备十分困难。原因在于一方面纳米增强体与金属基体之间界面反应难以控制，另一方面纳米粒子容易在制备过程中团聚，使其很难达到纳米颗粒增强金属基复合材料的预测性能。液相原位反应合成法是制备超细颗粒增强金属基复合材料方法之一，但存在颗粒的添加比例受反应合成的限制、颗粒尺寸难以控制等问题，导致增强效果有限；球磨混粉和热压烧结组合工艺则存在适用范围窄、颗粒尺寸形状难以控制等问题。而一般的搅拌铸造法仅适用于颗粒尺寸较大的增强体，并对于尺寸较小的增强体则存在严重的颗粒团聚问题，难以制备出合格的超细颗粒增强金属基复合材料。因此，需要提出一种制备技术以防止超细颗粒团聚的现象发生，并为制备出增强体分布均匀且具有良好结合界面的复合材料提供基础。参考文献[I] [Microstructure and mechanical properties of TiB2/TiAlcomposites producedby reactive sintering using a powder extrusion technique, T.ff. LEE, C. H. LEE, Journal ofmaterials science letters, 1999，18:801-803]米用钦粉、招粉、硼粉(小于45 μ m)进行烧结,制备Ti- (50_x)Al_xat%B (x=0, 5，10)复合材料。与相同工艺制备的TiAl合金相比，该复合材料强度有较大的提高，但是采用烧结工艺制备材料，工艺本身成本高，还会存在大量的气孔，影响材料的性能。目前，研究的颗粒增强钛铝基复合材料中最主要的是常规尺寸(微米级以上)颗粒增强的TiAl基复合材料，但由于其强化机制等方面的限制，其性能提升的空间有限。申请号为US19930085080的专利文献中提出了一种制备TiB2增强TiAl基复合材料的制备方法。该制备工艺首先将TiAl合金粉末与硼化物(稳定性低于TiB2)混合，加热温度至155(Tl750°C，或是先将TiAl合金粉末加热，然后再在熔融熔液中加入硼化物。然后，将混合熔融物冷却至室温，冷却过程中硼化物与TiAl发生反应，生成稳定性较高的TiB2。虽然其室温硬度、延伸率、弯曲强度有所提高，但是该反应生成的TiB2尺寸在flOym附近，加入的硼化物体积分数必须小于10vol%，否则会存在未反应的粗大硼化物，依然不能满足对强度的需求。因此，确有必要提供一种纳米颗粒增强TiAl基复合材料的制备方法，以期通过该方法制造的钛铝基纳米复合材料中的纳米增强体分散均匀，且具有较高的高温性倉泛。

发明内容
本发明所要解决的技术问题是针对现有技术中的不足，提供一种工艺适用性强、颗粒增强相与基体结合良好，分布均匀、高硬度、高温性能好的颗粒增强金属基复合材料及其制备方法。本发明提供了一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料，增强体采用纳米Ti B2颗粒，颗粒尺寸为2(T500nm,形状为球形或近球形，体积分数l 30vol%,进一步优选为l-10vol%。基体采用TiAl基或Ti基合金，制备的复合材料具有增强体颗粒尺寸小，体积分数大的特点。本发明还提供一种上述的纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料的制备方法，具体步骤如下第一步，增强体预处理。对增强体纳米TiB2颗粒进行预处理将增强体颗粒和金属添加物混合后，在球磨机上进行复合球磨，形成复合粉末；所述的金属添加物为与基体合金成分相同的合金屑或合金粉末。第二步，经过混合球磨得到的复合粉末，进行预压实得到复合粉末预压块。第三步，将预压块置于中空的基体合金锭(TiAl基合金或高温Ti合金锭)中，进行真空熔炼，制得TiB2颗粒增强金属基复合材料。本发明具有以下优点I、通过混合球磨工艺对纳米TiB2颗粒进行表面改性，既提高增强体颗粒的表面活性，促进增强体颗粒与基体间的润湿，又以包覆的方式改善了增强体颗粒的分散性。2、纳米级颗粒的尺寸效应加入带来了与常规尺寸增强体颗粒加入不同的强化效应，大幅度提闻了材料性能。3、采用外加法加入增强体颗粒TiB2，可以有效控制增强体颗粒的尺寸，并避免其它脆性反应物的生成。4、采用熔铸法制备纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料成本低，可直接浇铸复合材料或复杂零件。5、本发明制备的纳米TiB2颗粒增强TiAl基复合材料相比于基体合金，室温拉伸强度提高74、6%，高温拉伸强度提高8(Γ103%，室温延伸率提高至I. 6^1. 9%，高温延伸率提高至11. 5^13. 5% ;制备的纳米TiB2颗粒增强Ti基复合材料相比于基体合金，室温拉伸强度提高31 45%，高温拉伸强度提高22 28%，室温延伸率降至8%，高温延伸率提高至20 26%。


图I为本发明中金属基复合材料制备方法流程图；图2a为基体合金的金相电镜组织照片；图2b为本发明所制备的5vol%TiB2/TiAl复合材料的金相电镜组织照片；图2c为本发明所制备的10vol%TiB2/TiAl复合材料的金相电镜组织照片；图3为本发明所制备的10vol%TiB2/TiAl复合材料20K倍透射电镜形貌照片；图4为本发明所制备的10vol%TiB2/TiAl复合材料140K倍透射电镜形貌照片。
具体实施例方式下面通过附图和实施例对本发明进行详细说明。应该理解的是，所述的实施例仅涉及本发明的优选实施方案，在不脱离本发明的精神和范围情况下，各种成分及含量的变化和改进都是可能的，都在本发明的保护范围之内。本发明提供了一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料，增强体采用纳米级TiB2颗粒，体积分数为f30vol%，基体采用TiAl基或Ti基合金。所述的纳米级增强体颗粒的粒径尺寸为2(T500nm，形状为球形或近球形。本发明还提供一种上述的纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料的制备方法，所述的制备方法通过混合球磨使得TiB2颗粒细小弥散的分布在金属基体材料中，保证同时提高复合材料的强韧性及高温强度，如图I所示流程图，所述制备方法的具体步骤如下第一步，增强体预处理。对超细纳米TiB2颗粒进行预处理将增强体颗粒和金属添加物混合后，在球磨机上进行复合球磨，形成复合粉末；所述的金属添加物采用与基体合金相同的合金屑或合金粉末。所述的增强体颗粒与金属添加物的体积比为1:2到2:1。 所述的复合球磨的条件为球磨时间为I IOh,球磨转速200 500r/min,球料比 8 :1 2:1。上述球磨过程中，基体采用TiAl基或Ti基合金，由于TiAl基或Ti基合金相比于TiB2硬度很低，所以TiB2颗粒嵌入TiAl基或Ti基合金添加物的间隙中，并镶嵌在TiAl基或Ti基合金添加物表面，实现基体合金添加物对TiB2颗粒的包覆，从而改善TiB2颗粒在复合材料中的分散性，大大减少并避免团聚的现象。此外，通过球磨包覆技术，在熔炼过程中减少了熔液对TiB2颗粒的侵蚀，使得增强体颗粒的尺寸及形状可控。所述的TiAl基合金为金属间化合物，按原子百分比由409T60%Ti、35飞1%A1和余量的合金元素组成，合金元素为Nb，Cr，Mn，V，Ni，W，Ta，Mo中的一种或两种以上组合。所述的Ti合金以Ti为基，合金元素为Al，V，Sn，Zr，Nb, Si，Nb, Co，W, Mo中的一种或两种以上组合。第二步，经过混合球磨得到的复合粉末，进行预压实得到复合粉末预压块；所述预压实采用的压力为I 20MPa，预压时间为lOmin。第三步，将预压块置于中空的TiAl基合金或高温Ti合金锭中，通过真空熔炼制得TiB2颗粒增强金属基复合材料。制备得到的复合材料中增强体纳米TiB2颗粒体积分数为Γ30νο1%,颗粒的粒径尺寸为2(T500nm。所述的真空熔炼可以为电弧炉熔炼或是感应炉熔炼。电弧炉熔炼条件为抽真空至小于5X10_3Pa，再充氩气至I X IO5Pa,当施加电弧瞬间，炉内温度达到1460°C以上，足够熔化TiAl合金或Ti合金。感应炉熔炼条件为采用中频感应炉+石墨坩埚熔炼，真空度为IX 10_2Pa，使用惰性气体作为保护气氛，试验铸锭熔炼之前用相同成分的母合金对坩埚进行洗锅；每次装炉量均为10kg，熔炼期间严格按照设定的工艺来控制。通过上述制备方法制备得到的复合材料，复合材料中增强体纳米TiB2颗粒体积分数为f 30vol%，颗粒的粒径尺寸为2(T500nm。纳米TiB2颗粒增强TiAl基复合材料相比于基体合金，室温拉伸强度提高74、6%，高温拉伸强度提高8(Γ103%，室温延伸率提高至I. 6^1. 9%，高温延伸率提高至11. 5^13. 5% ;制备的纳米TiB2颗粒增强Ti基复合材料相比于基体合金，室温拉伸强度提高31 45%，高温拉伸强度提高22 28%，室温延伸率降至8%，高温延伸率提高至20 26%。实施例I :制各5vol%TiB2增强TiAl基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为20nm。将TiB2颗粒与TiAl粉末混合均匀，混合粉末中保证增强体TiB2颗粒与TiAl粉末的体积比为1:2，TiB2颗粒大小为20nm。采用球磨机球磨，球磨时间为lh，球磨转速200r/min，球料比2:1。球磨结束后，球磨罐温度会较高，待其完全冷却后方能开罐。在真空操作箱中打开球磨罐，将球磨后得到的复合粉末装入试样袋中。球磨后的复合粉末在25°C大气条件下，压力为IMPa，保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将压块后的复合粉末预压块置于中空TiAl合金中。采用电弧炉熔炼颗粒增强体和钛铝基合金。电弧炉 熔炼条件为抽真空至小于5X10_3Pa，再充氩气至I X IO5Pa,当施加电弧瞬间，炉内温度达到1460°C以上，足够熔化TiAl合金。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度855MPa，拉伸强度值相对于基体合金提高90%以上。800°C高温拉伸强度由基体合金的418MPa提高至838MPa，高温拉伸强度值提高100%以上，而室温延伸率由基体合金的I. 5%提高至
I.8%, 800°C高温延伸率由基体合金的8. 1%提高至13. 4%。实施例2 :制备5vol%TiB2增强TiAl基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为80nm。将TiB2颗粒与TC4合金屑混合均匀，混合粉末中保证增强体颗粒与TiAl合金屑的体积比为2:3，TiB2颗粒大小为80nm。采用球磨机球磨，球磨时间为4h，球磨转速400r/min,球料比4:1。球磨后的复合粉末在25°C大气条件下,压力为5MPa,保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将预压块预置于中空的TiAl合金中。采用感应炉熔炼颗粒增强钛铝基复合材料。感应炉熔炼条件为采用中频感应炉+石墨坩埚熔炼，真空度为IX 10_2Pa，使用惰性气体作为保护气氛，试验铸锭熔炼之前用相同成分的母合金对坩埚进行洗锅；每次装炉量均为10kg，熔炼期间严格按照设定的工艺来控制。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度由基体合金的450MPa提高至885MPa，拉伸强度值提高96%以上。800°C高温拉伸强度由基体合金的418MPa提高至849MPa，高温拉伸强度值提高103%以上，而室温延伸率由基体合金的I. 5%提高至
I.7%，800°C高温延伸率由基体合金的8. 1%提高至12. 5%。实施例3 :制备5vol%TiB2增强TiAl基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为200nm。将TiB2颗粒与TiAl合金屑混合均匀，混合粉末中保证增强体颗粒与TiAl粉末的体积比为3:4，TiB2颗粒大小为200nm。采用球磨机球磨，球磨时间为6h，球磨转速300r/min,球料比3: I。球磨后的复合粉末在25°C大气条件下,压力为IOMPa,保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将压块后的复合粉末预压块预置于中空的TiAl合金中。采用感应炉熔炼颗粒增强钛铝基复合材料。感应炉熔炼条件为采用中频感应炉+石墨坩埚熔炼，真空度为I X 10_2Pa，使用惰性气体作为保护气氛，试验铸锭熔炼之前用相同成分的母合金对坩埚进行洗锅；每次装炉量均为10kg，熔炼期间严格按照设定的工艺来控制。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度由基体合金的450MPa提高至836MPa，拉伸强度值提高85%以上。800°C高温拉伸强度由基体合金的418MPa提高至794MPa，高温拉伸强度值值提高89%以上，而室温延伸率由基体合金的I. 5%提高至
I.6%，800°C高温延伸率由基体合金的8. 1%提高至12%。实施例4 :制备5vol%TiB2增强Ti基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为500nm，采用的基体合金为TC4钛合金粉末。将TiB2颗粒与TC4钛合金粉末混合均匀，混合粉末中保证增强体颗粒与TC4钛合金粉末的体积比为2:1，TiB2颗粒大小为500nm，纯Ti粉末的粒径尺寸为300 μ m。采用球磨机球磨，球磨时间为8h，球磨转速300r/min，球料比5: I。球磨后的复合粉末在25°C大气条件下，压力为15MPa，保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将压块后的复 合粉末预压块预置于中空的TC4合金锭中。采用感应炉熔炼颗粒增强钛基复合材料。感应炉熔炼条件为采用中频感应炉+石墨坩埚熔炼，真空度为I X 10_2Pa，使用惰性气体作为保护气氛，试验铸锭熔炼之前用相同成分的母合金对坩埚进行洗锅；每次装炉量均为10kg，熔炼期间严格按照设定的工艺来控制。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度由基体合金的950MPa提高至1380MPa，拉伸强度值提高45%以上。800°C高温拉伸强度由基体合金的450MPa提高至580MPa，高温拉伸强度值提高28%以上，而室温延伸率由基体合金的13%降低至8%，650°C高温延伸率由基体合金的18%提高至20%。实施例5 :制备lvol%TiB2增强Ti基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为80nm，基体为TC4钛合金。将TiB2颗粒与TC4合金粉末混合均匀，混合粉末中保证增强体颗粒与TC4合金粉末的体积比为2:1，TiB2颗粒大小为80nm。采用球磨机球磨，球磨时间为10h，球磨转速500r/min，球料比8:1。球磨后的复合粉末在25°C大气条件下，压力为20MPa，保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将压块后的复合粉末预压块预置于中空的TC4合金锭中。采用感应炉熔炼颗粒增强Ti基复合材料。感应炉熔炼条件为采用中频感应炉+石墨坩埚熔炼，真空度为I X 10_2Pa，使用惰性气体作为保护气氛，试验铸锭熔炼之前用相同成分的母合金对坩埚进行洗锅；每次装炉量均为10kg，熔炼期间严格按照设定的工艺来控制。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度由基体合金的950MPa提高至1250MPa，拉伸强度值值提高31%以上。650°C高温拉伸强度由基体合金的450MPa提高至550MPa，高温拉伸强度值值提高22%以上，而室温延伸率由基体合金的13%降低至8%，650°C高温延伸率由基体合金的18%提高至26%。实施例6 :制备2vol%TiB2增强TiAl基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为80nm。将TiB2颗粒与TiAl粉末混合均匀，混合粉末中保证增强体颗粒与TiAl合金粉末的体积比为4:5，TiB2颗粒大小为80nm，TiAl粉的粒径尺寸为80 μ m。采用球磨机球磨，球磨时间为IOh，球磨转速500r/min，球料比4:1。球磨后的复合粉末在25°C大气条件下，压力为40MPa，保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将压块后的复合粉末预压块预置于中空的TiAl合金中。采用电弧炉熔炼颗粒增强钛铝基复合材料。电弧炉熔炼条件为抽真空至小于5 X 10_3Pa，再充氩气至I X IO5Pa,当施加电弧瞬间，炉内温度达到1460°C以上，足够熔化TiAl合金。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度由基体合金的450MPa提高至825MPa，拉伸强度值值提高8 3%以上。800°C高温拉伸强度由基体合金的418MPa提高至775MPa，高温拉伸强度值值提高85%以上，而延伸率由基体合金的I. 5%提高至I. 9%，800°C高温延伸率由基体合金的8. 1%提高至13. 5%。实施例7 :制各10vol%TiB2增强TiAl基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为80nm。将TiB2颗粒与TiAl粉末混合均匀，混合粉末中保证增强体颗粒与TiAl合金粉末的体积比为4:5，TiB2颗粒大小为80nm。采用球磨机球磨，球磨时间为10h，球磨转速500r/min，球料比8:1。球磨后的复合粉末在25 °C大气条件下，压力为20MPa，保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将压块后的复合粉末预压块预置于中空的TiAl合金中。采用电弧炉熔炼颗粒增强钛铝基复合材料。电弧炉熔炼条件为抽真空至小于5X 10_3Pa，再充氩气至I X IO5Pa,当施加电弧瞬间，炉内温度达到1460°C以上，足够熔化TiAl合金。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度由基体合金的450MPa提高至875MPa，拉伸强度值提高94%以上。800°C高温拉伸强度由基体合金的418MPa提高至849MPa，高温拉伸强度值提高102%以上，而延伸率由基体合金的I. 5%提高至I. 8%，800°C高温延伸率由基体合金的8. 1%提高至12%。如图3和图4所示，图3是放大倍数是20K倍的透射电镜照片，从图可以看出，复合材料基体由Υ/^板条组成，板条厚度为300nm，TiB2颗粒弥散分布在Y / α 2板条上。图4是放大倍数140Κ倍的透射电镜照片，TiB2颗粒的形状仍保持为近球形，尺寸约为80nm，未发现团聚现象。TiB2颗粒与基体的界面干净、清晰，为直接结合型，没有发现界面反应。同时，复合材料的板条内部存在大量位错，说明增强体颗粒的加入，使得颗粒周围基体内出现大量的位错，且颗粒对位错具有良好的钉扎效果，从而，带来位错强化效果，提高了复合材料的力学性能。实施例8 :制备30vol%TiB2增强TiAl基复合材料，采用的TiB2颗粒大小为80nm。将TiB2颗粒与TiAl合金屑混合均匀，混合粉末中保证增强体颗粒与TiAl合金屑的体积比为3:2，TiB2颗粒大小为80nm。采用球磨机球磨，球磨时间为10h，球磨转速500r/min,球料比6:1。球磨后的复合粉末在25°C大气条件下，压力为20MPa，保压时间为IOmin进行预压实，作为复合粉末预压块。将压块后的复合粉末预压块预置于中空的TiAl合金中。采用电弧炉熔炼颗粒增强钛铝基复合材料。电弧炉熔炼条件为抽真空至小于5X 10_3Pa，再充氩气至I X IO5Pa,当施加电弧瞬间，炉内温度达到1460°C以上，足够熔化TiAl合金。复合材料力学性能测试结果表明，与基体合金相比，室温拉伸强度由基体合金的450MPa提高至786MPa，拉伸强度值提高74%以上。800°C高温拉伸强度由基体合金的418MPa提高至754MPa，高温拉伸强度值提高80%以上，而延伸率由基体合金的I. 5%提高至I. 7%，800°C高温延伸率由基体合金的8. 1%提高至11. 5%。图2a 2c为本发明所制备的TiB2/TiAl复合材料及其基体合金的金相电镜组织照片。可以看出，由于TiB2颗粒的加入，复合材料与基体组织发生了变化。TiAl合金是全层片组织，层片团内及其间界上分布有细小的Y相(如图2a)。加入TiB2颗粒后，TiAl复合材料组织为双相组织，较基体合金显微组织更为细小，表明了 TiB2具有十分明显的细化晶粒的效果。比较复合材料及基体合金金相照片可以发现，随TiB2颗粒的体积分数的增加，晶粒平均直径逐渐减少。基体合金平均晶粒尺寸为232 μ m(如图2a)，5vol%TiB2/TiAl平均晶粒尺寸为80 μ m(如图2b)，10vol%TiB2/TiAl平均晶粒尺寸为38 μ m(如图2c)，表明了 TiB2具有十分明显的细化晶粒的效果。TiB2颗粒对TiAl复合材料组织细化主要有两个原因=TiB2颗粒的熔点达到3000°C，此外TiB2颗粒在加入前经过预处理=TiB2颗粒与TiAl或Ti合金粉末混合球磨，使得TiB2颗粒被TiAl或Ti合金粉末包覆，因此，在电弧熔炼制备TiAl合金及复合材料过程中，TiB2颗粒的相对含量、形态和尺寸都没有发生明显的变化，显示出了很高的热稳定性。从而，在合金冷凝过程中起到了非均匀核心的作用。此外，纳米TiB2相可以阻碍晶界迁移，防止晶粒长大。从图4还可以看出，晶粒内部存在大量位错，这可能是由于凝固过程中，晶粒内部产生了大量位错，错位运动，在运动过程中 使得一部分柏氏矢量方向相反的位错相遇并消失，或者一部分位错形成位错墙。同时，TiB2颗粒与基体的界面干净、清晰，为直接结合型，没有发现界面反应。界面状态对复合材料的性能也有重要的影响。界面结合好的复合材料能最大限度的发挥增强体的承载能力，从而能提高复合材料的力学性能。
TiAl基、Ti基合金具有高的比强度和比弹性模量，优良的高温性能，例如高温强度与高温刚度高，良好的抗蠕变、抗氧化和抗氢脆能力，是一种很有潜力的新型高温结构材料。然而，室温塑性低和在高温性能不足成为阻碍TiAl、Ti基合金实用化的主要障碍。采用超细颗粒作为增强体后，其增强机制发生了较大变化，从而大幅度提高了以抗拉强度为代表的材料的力学性能。加入纳米TiB2可以改善金属基复合材料力学性能，扩大了颗粒增强金属基复合材料在高温条件下的应用范围，可以在航空航天、交通运输等领域得到广泛应用。如可用于制备航天飞机的推力系统、航空发动机的风扇、压气机叶片等。对于该种材料的发展与推广大有裨益。TiBjf强金属基复合材料的推广应用可以提高航空和航天飞行器的工作效率、增加推力和节省燃料。
权利要求
1.一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料，由增强体和基体合金组成，其特征在于增强体纳米TiB2颗粒体积占总体积的f 30vol%，余量为基体合金。
2.根据权利要求I所述的一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料，其特征在于所述的增强体纳米TiB2颗粒尺寸为2(T500nm。
3.根据权利要求I所述的一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料，其特征在于所述的增强体纳米TiB2颗粒体积占总体积的f 10vol%。
4.根据权利要求I所述的一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料，其特征在于所述的基体合金为TiAl基金属间化合物，按原子百分比由409T60%Ti、35 51%A1和余量的合金元素组成，合金元素为Nb，Cr, Mn, V, Ni, W，Ta, Mo中的一种或两种以上组合。
5.根据权利要求I所述的一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料，其特征在于所述的基体合金为高温Ti合金，以Ti为基，合金元素为Al，V，Sn，Zr，Nb, Si, Nb, Co，W，Mo中的一种或两种以上组合。
6.一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤 第一步，将纳米TiB2颗粒增强体和金属添加物混合后，在球磨机上进行复合球磨，形成复合粉末；所述金属添加物为与基体合金成分相同的合金屑或合金粉末； 第二步，对复合粉末进行预压实得到预压块； 第三步，将预压块置于中空的基体合金锭中，进行真空熔炼制得TiB2颗粒增强金属基复合材料。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于第一步中增强体颗粒与金属添加物的体积比为1:2到2:1。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于所述的真空熔炼为感应炉熔炼或电弧炉熔炼。
9.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于第二步中进行预压实的压力为I 20MPa。
10.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于制得的TiB2颗粒增强金属基复合材料中增强体纳米TiB2颗粒占复合材料总体积的l 30vol%,纳米TiB2颗粒尺寸为2(T500nm。
全文摘要
本发明公开了一种纳米TiB2颗粒增强金属基复合材料及其制备方法，所述复合材料增强体纳米TiB2颗粒占总体积的1~30vol%，颗粒尺寸为20~500nm，基体合金为TiAl或Ti基合金。其制备方法是先将增强体颗粒和金属添加物混合后进行复合球磨，形成复合粉末；然后对复合粉末进行预压实得到预压块；最后将预压块置于中空的基体合金锭中，进行真空熔炼，制得TiB2颗粒增强金属基复合材料。本发明克服了原位合成方法增强体颗粒尺寸不可控制，同时避免超细颗粒直接添加带来的团聚问题，从而材料可以获得较好的增强效果，使得材料的室温及高温强度、延伸率性能改善。
文档编号C22C32/00GK102925737SQ20121041333
公开日2013年2月13日 申请日期2012年10月25日 优先权日2012年10月25日
发明者吴国清, 贾红叶, 李志燕 申请人:北京航空航天大学