本发明涉及可作为先进结构、功能材料应用的金属基纳米结构复合材料技术领域，针对实现一种硼化钛纳米晶须增强钛基复合材料及其制备方法。
背景技术：
钛基复合材料是指在钛或钛合金基体中引入陶瓷增强相强化的复合材料，其强度、耐磨性、耐热性优于同类钛合金，因此在航空、航天、海洋等高技术领域具有广阔的应用前景。概括地讲，通过引入较高含量陶瓷增强相(>5vol.％)，可以使钛基复合材料的强度指标明显提高，但大量引入增强相使得材料的塑性、韧性大幅降低。这是困扰金属基复合材料发展的一个普遍问题，也是金属基复合材料一直未能得到广泛应用的一个主要限制性环节。
为了克服这一普遍的强度-塑性对立现象而获得更优异的综合性能，有研究报道可通过获得纳米tib晶须强化来提高钛基复合材料强度(如parkj.s.，fabricationprocessandcharacterizationoftibw/ti–6al–4vnanocomposites，koreanadvancedinstituteofscienceandtechnology，master’sthesis，2010，p.78)。然而，该方法获得的钛基复合材料塑性极低(ti6al4v-2vol.％tib，拉伸应变小于0.4％)；而且该方法采用机械合金化，易污染，工艺也比较复杂。
另一方面，有研究报道通过调节tib微米晶须的分布，设计一种tib网状结构强化钛基复合材料(如huang，l.j.et.al，effectsofvolumefractiononthemicrostructureandtensilepropertiesofinsitutibw/ti6al4vcompositeswithnovelnetworkmicrostructure，materials&design，45(2013)532-538)。然而，该类方法由于继续采用tib微米晶须作为强化相，其强化效果并不显著，并且塑性低(ti6al4v-5.1vol.％tib，抗拉强度1090mpa，拉伸应变3.6％)。
传统的用tib微米颗粒或微米晶须增强的钛基复合材料的研究报道和专利较多(例如中国专利cn104263984a，美国专利us20070068603a1，us20100040500a1等)，但是，当tib增强相含量大于5％时，所获得的以钛合金为基体的钛复合材料的拉伸应变一般小于3％，而以纯钛为基体的钛复合材料的拉伸应变一般小于7％。本发明提供了一种突破这一传统局限的方法。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种硼化钛纳米晶须增强钛基复合材料及其制备方法，获得强且韧的钛基复合材料，通过同时控制tib增强相的尺寸和分布。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种硼化钛纳米晶须增强钛基复合材料，其包括基体和增强相；其中，所述基体为纯钛或钛合金；所述增强相为tib纳米晶须，其含量为0.5～12vol.％，tib纳米晶须的分布具有网状编织结构。
优选的，所述钛合金包括α、α+β或β钛合金。
优选的，所述纳米晶须的长度为5～30μm，直径50～300nm，长径比大于60。
本发明所述的α-ti基复合材料抗拉强度为500-900mpa，伸长率为15％-30％；所述的α+β-ti基复合材料抗拉强度为1000-1300mpa，伸长率为6％-15％；所述的β-ti基复合材料抗拉强度为800-1250mpa，伸长率为7％-22％。
本发明所述的硼化钛纳米晶须增强钛基复合材料的制备方法，其包括如下步骤：
a)混料
将作为基体原料与增强相原料进行机械混料；
基体原料粉末的粒径小于150μm；增强相原料纳米添加粉的粒度为30nm～100nm；增强相原料的添加量为0.001～6.0wt.％；
b)预成型及烧结
将混合粉末置入模具中，烧结工艺采用放电等离子体烧结，即得到tib纳米晶须增强钛基复合材料。
优选的，步骤a)中基体原料为预合金粉末，包括ti3al2.5v、ti5al2.5sn、ti6al4v、ti6al7nb、ti10v2fe3al或ti5mo5v2cr3al，或者ti粉中添加0.001～15.0wt.％的al、v、fe、mo、mn、nd、cr、cu、sn、ni或zr粉。
优选的，步骤a)中增强相原料为纳米级的硼粉、四硼化碳粉、氮化硼粉、二硼化钛、六硼化镧粉、二硼化铝或硼化铁。
优选的，步骤a)中，用混料机低转速混料，转速为60～180r/min，球料比为1:1～2:1，混料时间为2～4h。
优选的，步骤b)中模具为石墨模具。
优选的，步骤b)中，烧结温度为950～1100℃，烧结压力为30～55mpa，烧结时间为3～30min。
本发明采用纳米硼或硼化物粉末作为原料，为tib纳米晶须在钛粉末表面高密度形核提供足够的行核点。形核后tib纳米晶须在放电等离子体烧结工艺条件下向钛基粉末颗粒内部生长，其长度可以超过30μm，进而获得超高长径比的tib纳米晶须。采用放电等离子体烧结，在焦耳热、压力、电流、局部电火花、局部等离子体等的综合作用下快速烧结，可将烧结温度范围选为950～1100℃。相对于普通真空烧结、热压烧结、自蔓延烧结等工艺致密化的温度(一般高于1200℃)有显著降低，这对避免形核后tib晶须的粗化起到关键作用。
本发明的有益效果：
本发明通过采用纳米硼或纳米硼化物粉末作为原料并采用放电等离子体烧结作为致密化工艺，使得纳米tib能够有效的均匀形核，并生长为超高长径比的纳米晶须(长度5～30μm，直径50～300nm)，其长径比可达600，目前尚无报道，即使背景技术中提到的采用机械合金化制备tib纳米晶须的论文，其获得的tib纳米晶须的长径比也仅达60。
超高长径比的tib纳米晶须大幅提高了其作为增强相的强化效果，纳米陶瓷晶须相本身被证实相对于宏观大块的同样成分结构的陶瓷相一般具有更好的延展性(如han，x.d.et.al，low-temperatureinsitulargestrainplasticityofceramicsicnanowiresanditsatomic-scalemechanism，nanoletters，7(2007)452-257)，这降低了纳米陶瓷晶须相本身在承载过程中直接断裂或与界面分离而形成裂纹源的风险。而其宏观均匀，微观不均匀的新型网状编织复合结构有利于协调变形，进而有利于所制备的钛基复合材料获得良好的塑性。
此外，相比于之前专利文献报道的网状结构，本发明研究观察到的是tib纳米晶须网状编织结构，是一种综合了均匀分布与非均匀分布的结构，具有更加优异的强化效果和抵抗裂纹扩展能力。因此，本发明通过同时控制tib增强相的尺寸和分布，最终获得了具有优异强度、塑性、硬度、耐磨性能的新型强韧钛基复合材料。
附图说明
图1为本发明实施例1的网状编织分布的tib纳米晶须强韧化的ti6al4v-5vol.％tib复合材料的显微组织。
图2为本发明实施例1的网状编织分布的tib纳米晶须强韧化的ti6al4v-5vol.％tib复合材料的韧性断口形貌。
具体实施方式
实施例1
将粒度为45～75μm的ti6al4v粉末与粒度为100nm的纳米硼(b)粉配比，使得钛基体中反应后的tib含量为5vol.％；将配比粉末置入不锈钢容器中，并且加入不锈钢球使得球料比为2:1，并将氩气(ar)作为保护气体密封于容器中；将不锈钢容器置于turbula混料机上，转速为150rmp，混料时间为4h；取出混合粉末，置入石墨模具中，进而在30mpa、1000℃下放电等离子体烧结7min后获得tib纳米晶须强化α+β-ti合金基复合材料；其中纳米晶须的长度为5～30μm，直径50～300nm，长径比大于60。其显微组织如图1所示。
获得的复合材料的室温抗拉强度为1285mpa，屈服强度为1140mpa，伸长率为7％，相比于不添加tib的ti6al4v，其强度提高了30％，硬度、抗摩擦磨损能力均提高>25％；其拉伸断口形貌如图2所示，可见韧性断裂特征。
实施例2
将粒度为小于45μm的纯ti粉末与粒度为50nm的纳米b4c粉末配比，使得钛基体中反应后的tib含量为6.2vol.％；将配比粉末置入不锈钢容器中，并且加入不锈钢铁球使得球料比为2:1，并将氩气(ar)作为保护气体密封于容器中；将不锈钢容器置于turbula混料机上，转速为150rmp，混料时间为4h；取出混合粉末，置入石墨模具中，进而在35mpa、1100℃下放电等离子体烧结7min后获得tib纳米晶须强化ti基复合材料；其中纳米晶须的长度为5～30μm，直径50～300nm，长径比大于60。
获得的复合材料的室温抗拉强度为870mpa，屈服强度为730mpa，伸长率为16％，相比于不添加tib的纯ti，其抗拉强度、硬度、抗摩擦磨损能力均提高>100％。
实施例3
将粒度为小于45μm的纯ti粉末，小于10μm的fe粉，与粒度为30nm的纳米bn粉末配比，使得复合材料的成分为ti-0.25bn-2.5fe；将配比粉末置入不锈钢容器中，并且加入不锈钢铁球使得球料比为1:2，并将氩气(ar)作为保护气体密封于容器中；将不锈钢容器置于turbula混料机上，转速为150rmp，混料时间为3h；取出混合粉末，置入石墨模具中，进而在30mpa、1000℃下放电等离子体烧结8min后获得tib纳米晶须强化β-ti合金基复合材料；其中纳米晶须的长度为5～30μm，直径50～300nm，长径比大于60。
获得的复合材料的室温抗拉强度为958mpa，屈服强度830mpa，伸长率为24％，相比于不添加tib的纯ti，其强度提高、硬度、抗摩擦磨损能力均提高>100％。
实施例4
将粒度为小于45μm的纯ti粉末与粒度为100nm的纳米tib2粉末配比，使得钛基体中反应后的tib含量为2vol.％；将配比粉末置入不锈钢容器中，并且加入不锈钢铁球使得球料比为2:1，并将氩气(ar)作为保护气体密封于容器中；将不锈钢容器置于turbula混料机上，转速为150rmp，混料时间为2h；取出混合粉末，置入石墨模具中，进而在40mpa、950℃下放电等离子体烧结5min后获得tib纳米晶须强化ti基复合材料；其中纳米晶须的长度为5～30μm，直径50～300nm，长径比大于60。
获得的复合材料的室温抗拉强度为600mpa，屈服强度为530mpa，伸长率为27％，相比于不添加tib的纯ti，其抗拉强度、硬度、抗摩擦磨损能力均提高>35％。
实施例5
将粒度为小于45μm的纯ti粉末与粒度为100nm的纳米b粉末配比，使得钛基体中反应后的tib含量为8.5vol.％；将配比粉末置入不锈钢容器中，并且加入不锈钢铁球使得球料比为2:1，并将氩气(ar)作为保护气体密封于容器中；将不锈钢容器置于turbula混料机上，转速为150rmp，混料时间为4h；取出混合粉末，置入石墨模具中，进而在40mpa、1000℃下放电等离子体烧结8min后获得tib纳米晶须强化ti基复合材料；其中纳米晶须的长度为5～30μm，直径50～300nm，长径比大于60。
获得的复合材料的室温抗拉强度为890mpa，屈服强度为740mpa，伸长率为15％，相比于不添加tib的纯ti，其抗拉强度、硬度、抗摩擦磨损能力均提高>100％。