一种Al/TiAl3复合材料的制备方法与流程

技术领域

本发明涉及复合材料领域，特别涉及一种Al/TiAl₃复合材料及其制备方法。

背景技术：

20世纪以来，随着科学技术发展的突飞猛进，工业应用对材料的性能提出了更多、更高以及更严的要求。在越来越多的应用领域，单一的材料已经不能完全满足实际需求，因此，复合材料的出现和发展是材料科学发展的必然结果。同时，复合材料的不断发展也极大的丰富了材料领域的研究内容，为材料科学这门学科注入了强大的生机与活力。

复合材料按照其结构分类可分为金属基复合材料，陶瓷基复合材料，高分子聚合物基复合材料，以及碳基，水泥基复合材料等等。在复合材料中，金属基复合材料由于具有高的比模量，比强度，耐热性，耐磨性以及尺寸稳定，热膨胀系数小等优异的性能，成为高新技术中材料研究开发的重要课题。

铝基复合材料是金属基复合材料中应用最广的一类，在航空、航天、汽车、机械制造、船舶及化学工业中已得到大量使用。然而随着航空、航天领域的不断发展，普通铝基材料已经不能满足其对性能的需求。Ti-Al 系合金由于密度低、耐热性好，具有高的比刚度、比强度，以及良好的抗高温蠕变性能和抗氧化能力，成为超高音速飞行器和下一代先进航空发动机的首选材料。Ti-Al 系合金以多种形式存在，如：Ti₃Al、TiAl、TiAl₂、TiAl₃等。与其他几种Ti-Al 间金属化合物相比，TiAl₃具有密度小、模量高、抗氧化性能优异等特点，且在铝基复合材料中，TiAl₃与Al基体可以形成半共格界面，具有较强的界面结合能力。因此关于Al/TiAl₃复合材料制备的研究具有极大的意义。

目前制备Al/TiAl₃复合材料的方法多种多样，V.AbbasiChiane等人利用纯Ti和纯Al的粉末冶金成功制备了Al-TiAl₃复合材料，其中初始粉末中Ti的尺寸对生成TiAl₃的影响很大，尺寸越小，增强体和基体之间的界面越平滑，且反应速率更快，Ti颗粒尺寸过大会导致生成TiAl₃过程中产生裂纹，对材料的拉伸性能造成严重的影响。Zhiwei Liu 等人在 750 ℃熔融态的7075合金中加入K2TiF6通过铸造方法原位自生成了TiAl₃颗粒增强相，与7075合金相比， TiAl₃/7075 合金在硬度、极限抗拉强和屈服上分别提升了 14.3% 、18.1% 和 25.8% 。J.Qin等人利用超声振荡法原位生成了 Al -TiAl₃复合材料，M. Nofar等人利用Al和TiO₂粉体热压制备了Al/TiAl3复合材料提高了材料的机械性能，尤其提高了耐磨性。

但上述方法在制备过程中普遍面临两大问题：一是TiAl₃增强体添加的体积分数有限，二是增强体的弥散分布状态仍有待改善。因此，本发明将提供一种可以制备出增强体具有高体积分数且弥散分布的Al基复合材料的方法。

技术实现要素：

本发明所要解决的技术问题是提供了一种Al/TiAl₃复合材料的制备方法。该方法可以制备出具有高体积分数增强体且弥散分布的Al基TiAl₃增强复合材料。本发明所提供的这种Al/TiAl₃复合材料的制备方法涉及累积叠轧和高温反应技术手段，制备的复合材料增强体TiAl₃体积分数高且在基体中弥散分布。

本发明采用的技术方案如下：

一种Al/TiAl₃复合材料的制备方法，包括：

步骤一，对Ti板进行累积叠轧处理，具体为：

首先对Ti板进行表面打磨和清洁处理，除掉氧化物和有机物，然后进行第一道次轧制，轧制后的钛板从中部对折，重复上述过程，共计轧制10道次以上；

步骤二，将累积叠轧处理的Ti板与Al板按一定质量比例交叉叠放

将累积叠轧处理的Ti板和Al板分别做表面打磨和清洁处理，除掉氧化物和有机物，然后将Ti板与Al板交叉叠放，使Ti板夹在Al板之间，在0-1:1的比例范围内调整Ti板与Al板的质量比；

步骤三，将叠放的Ti板与Al板加热至660℃以上并保温一定时间，保证累积叠轧处理的Ti板与Al完全反应。

作为一种优选，步骤一中，轧制过程中调整轧辊间隙，保证每道次钛板厚度方向的变形量为50%；

步骤三中，保温时间为一小时以上。

将叠放好的Ti/Al样品加热至纯铝熔点（660℃）以上时Al板熔化，并将轧制的Ti板包裹其中，发生反应：

Ti(s)+3Al(l)=TiAl₃(s)

累积叠轧工艺是一种利用很高的应变使晶粒细化到亚微米水平，进而制备超细晶材料的方法。由于大的等效应变会导致大的位错积累，在厚度方向应变越大，则晶粒被分得更细。在累积叠轧工艺中，轧制的Ti板被切断、层叠，使其厚度与轧制前相同然后进行轧制，这样的过程反复进行，由于反复叠轧在原理上可以进行无数次。因此，Ti板在厚度方向的应变可以不断增大，晶粒不断得到细化。

轧制后晶粒得到细化的Ti板中含有大量晶界，具有较高的能量，因此熔融Al液优先在晶界处发生上述反应生成TiAl₃，同时释放出大量热量进一步促进反应过程。此外，由于熔融Al液沿晶界的渗透作用，Ti板表层破碎并在热流的作用下迁移至纯Al区域继续发生上述反应，最终形成TiAl₃在Al基体中均匀且弥散分布的微观结构。

和现有技术相比，本发明具有如下优点和有益效果：

1．本发明的方法反应速率较快，生产周期短

2. 本发明的工艺成本低，便于实现批量或规模生产。

3．本发明的方法能够使且增强相TiAl₃在基体中均匀弥散分布，满足复合材料结构和强度的设计要求。

4. 本发明制备得到的复合材料中TiAl₃的体积分数高，且通过调节初始Ti/Al比例，可以实现极宽范围内（0-100%）对增强相TiAl₃体积分数的调控，充分发挥增强相对基体的增强效果。

附图说明

图1为初始质量比为Ti：Al=1：24 在800℃制备得到的样品100X截面图。

图2为初始质量比为Ti：Al=1：7在800℃制备得到的样品100X截面图。

图3为初始质量比为Ti：Al=1：5在800℃制备得到的样品100X截面图。

图4为初始质量比为Ti：Al=1：4.5在800℃制备得到的样品100X截面图。

图5为初始质量比为Ti：Al=1：1.7在800℃制备得到的样品100X截面图。

图6为初始质量比为Ti：Al=1：6在700℃制备得到的样品100X截面图。

具体实施方式

下面通过实施例，进一步阐明本发明的突出特点和显著进步，仅在于说明本发明而不限制本发明。

实施例1

步骤一：将尺寸为100mm×25mm×0.5mm的Ti板先进行表面处理，用180#水磨粗砂纸打磨表面去除氧化物和其他污渍，放入盛有酒精的烧杯中超声清洗3分钟，得到洁净的金属表面，准备轧制。上述步骤所采用的Ti板为99.7%纯Ti，退火态。

将两片上述Ti板水平叠放，夹在两片厚度为0.5mm的不锈钢板中，该不锈钢板由一片板材对折轧制而成，Ti板夹在不锈钢板的折痕处，起到紧固作用，防止轧制过程中发生错动。将不锈钢板送入轧机进行轧制，送样时保持钢板的平稳且垂直于轧制方向，使Ti板受力均匀。根据实际情况调整轧辊间隙，使累积叠轧一道次厚度方向上变形量达到50%，完成一道次轧制后将Ti板对折，重复上述过程，累积叠轧共进行10道次。

上述累积叠轧所用的轧机两轧辊之间压力190kN，转速30r/min，采用细牙螺杆调节两轧辊间距，轧辊间距0-5mm 可调，本实施例所采用的轧辊间隙为1.3mm。

步骤二：采用线切割的方法在累积叠轧处理的Ti板上切取直径为20mm的圆片，用200#砂纸打磨圆片去除表面氧化物和其他污渍，浸没在装着酒精的烧杯中超声清洗3分钟，干燥后备用。在纯Al板上剪取直径为20mm的圆片，打磨去除表面氧化物和其他污渍，在酒精中超声清洗3分钟，干燥后备用。

用分析天平称量Ti片和Al片的质量，本发明采用一片Ti与若干片Al的组合，Ti片总质量为0.3g，Al片为7.2g。将Ti片放在中间，上下各叠放多层Al片，放进石墨模具。

步骤三：将装好试样的石墨模具放置在SPS炉腔中，关好炉腔并抽真空，待真空度达到要求时调节加热温度和保温时间，加热温度为800℃，Al板熔化并将轧制的Ti板包裹其中发生反应：Ti(s)+3Al(l)=TiAl₃(s)，保温时间为1h。温度测量装置采用热电偶测温，测量温度准确。在800℃保温1个小时后，系统自动降温，温度降低到150℃时，打开炉腔，取出模具置于空气中冷却，等待10分钟左右，模具完全冷却取出样品。

上述步骤所采用的纯Al为99.6%,退火态。

上述高温反应过程采用放电等离子反应系统升温，升温时间不超过5min，这样可以避免因升温过程缓慢带来的回复再结晶使轧制之后细化的Ti晶粒重新长大。

上述步骤的保温时间以轧制Ti片完全消耗为准，与Ti/Al添加比例相关，Ti/Al添加比越大，则需要保温的时间越长，反之，亦然。本实施例采用的保温时间为1h。

图1为本实施例获得样品的截面金相图。经计算该样品中增强相TiAl₃的体积分数达到35%左右，增强相TiAl₃颗粒的平均尺寸约为14微米。

对该实施例所制得样品进行硬度测试，其平均硬度达到55.0HV，约为纯Al的2倍。

实施例2

除了初始质量比为Ti：Al=1：7外，本实施例的工艺流程和其他工艺参数均同实施例1。

图2为本实施例获得样品的截面金相图。经计算该样品中增强相TiAl₃的体积分数达到50%左右，增强相TiAl₃颗粒的平均尺寸约为12微米。与实施例1相比，增强相TiAl₃的颗粒尺寸变化不明显，但体积分数有明显的增加，局部出现少量团聚。

对该实施例所制得样品进行硬度测试，其平均硬度达到88.7HV，约为纯Al的3.5倍。

实施例3

除了初始质量比为Ti：Al=1：5外，本实施例的工艺流程和其他工艺参数均同实施例1。

图3为本实施例获得样品的截面金相图。经计算该样品中增强相TiAl3的体积分数达到62%左右，增强相TiAl₃颗粒的平均尺寸约为11微米。与实施例1，实施例2相比，增强相TiAl₃的颗粒尺寸基本不变，体积分数显著增加，存在少量团聚，但整体分布较为均匀。

对该实施例所制得样品进行硬度测试，其平均硬度达到117.6HV，约为纯Al的4.6倍。

实施例4

除了初始质量比为Ti：Al=1：4.5外，本实施例的工艺流程和其他工艺参数均同实施例1。

图4为本实施例获得样品的截面金相图。经计算该样品中增强相TiAl₃的体积分数达到67%左右，增强相TiAl₃颗粒的平均尺寸约为11微米。

对该实施例所制得样品进行硬度测试，其平均硬度达到134.6HV，约为纯Al的5.2倍。

实施例5

除了初始质量比为Ti：Al=1：1.7外，本实施例的工艺流程和其他工艺参数均同实施例1。

图5为本实施例获得样品的截面金相图。经计算该样品中增强相TiAl₃的体积分数达到80%左右，增强相TiAl₃颗粒的平均尺寸约为11微米。与实施例1，实施例2，实施例3，实施例4相比，增强相TiAl₃的颗粒尺寸基本保持不变，体积分数进一步增加，整体分布非常均匀。

对该实施例所制得样品进行硬度测试，其平均硬度达到184.4HV，约为纯Al的7.2倍。

实施例6

工艺流程同实施例1，其中Ti/Al的初始质量比为1:6，反应温度为700℃，保温时间为1.5h。

图6为本实施例获得样品的截面图。其中暗黑色背景为纯Al，灰色物质为弥散分布的TiAl₃颗粒。由此可知，在700℃下发生固体Ti与液态Al的反应可以实现Al/TiAl₃复合材料的制备。