一种高塑性原位网状TiC增强钛基复合材料及其制备方法

一种高塑性原位网状tic增强钛基复合材料及其制备方法
技术领域
1.本发明涉及金属基复合材料材料的粉末冶金技术领域，尤其涉及一种高塑性原位网状tic增强钛基复合材料及其制备方法。


背景技术：

2.钛合金具有高强度、低密度和优异的抗腐蚀性，广泛应用于航空航天、生物医学及化工机械等领域。在钛及钛合金中引入陶瓷增强相形成不连续增强钛基复合材料，能有效改善基体组织，提高材料的强度、硬度与耐磨性，进一步拓宽其应用领域。然而，复合材料强度提升的同时，塑性会显著下降。根据hashin-shtrikman(h-s)理论中性能上限对应的硬相包围软相结构，使增强相呈三维网状分布，有效解决钛基复合材料塑性差的问题。
3.drtmcs中增强相的引入方式有外加法和原位生成法，原位drtmcs中的增强相和基体具有更好的界面结合。其中原位tic被广泛认为是钛基复合材料最优的增强体之一，碳源主要来自石墨粉、烃类气体(ch4)、纳米碳材料(石墨烯、碳纳米管、纳米金刚石)。
4.在网状原位tic增强钛基复合材料方面，huang等采用石墨做碳源，热压烧结制备了网状结构5vol.％tic/tc4复合材料，但是由于基体完全被tic墙割断连接，表现出较低的塑性。zhang等分别采用纳米金刚石与石墨烯做碳源，sps制备了混杂增强网状结构钛基复合材料，材料强度提升的同时维持较好的塑性。lu等通过sps制备的gnps/ti复合材料抗拉强度由基体的647.96mpa提升至820.97mpa，而塑性仅仅从24.4％降至21.5％。
5.采用金属碳化物作为碳源，既可以原位生成tic，金属原物又可以起到固溶强化的作用。然而，目前还未有通过金属碳化物作为碳源，制备网状tic/tc4复合材料。


技术实现要素：

6.本发明的目的在于克服上述现有技术的缺点和不足，提供一种高塑性原位网状tic增强钛基复合材料及其制备方法。本发明制备的金属碳化物作为碳源的原位tic增强钛基复合材料，同时具有较高的强度和较好的塑性，满足工程中多样化的需求。
7.本发明首次采用金属碳化物vc作为碳源来制备原位网状tic增强tc4复合材料。制备的tic增强钛基复合材料中，tic呈非均匀的准连续网状分布分布，基体未被割裂，其塑性得到很好的发挥，同时，基体组织较tc4合金大幅细化，材料强度也较tc4合金大幅提高。本发明制备的网状tic增强tc4复合材料，tic呈网状分布，基体组织细小，抗拉强度1058～1097mpa，延伸率19.3～20.3％，远高于均匀分布的tic增强tc4复合材料。
8.本发明通过下述技术方案实现：
9.一种高塑性原位网状tic增强钛基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
10.步骤一：将金属碳化物粉末、tc4合金粉末、不锈钢球装入密闭容器中，向容器充入保护气体后机械混合，得到金属碳化物/钛合金混合粉末；
11.步骤二：将步骤一混合得到金属碳化物/钛合金混合粉末，装入石墨模具中，随后将石墨模具放入真空热压烧结炉中进行热压烧结，热压烧结完成后随炉冷却至室温。
12.步骤一中，金属碳化物粉末为mo2c或vc粉末(颗粒呈无规则形状)，平均颗粒尺寸0.8～2μm。
13.步骤一中，tc4合金粉末呈球形，采用等离子旋转电极雾化法制备，粒径尺寸为40～60μm。
14.步骤一中，金属碳化物粉末和钛合金粉末的质量比为1：99～3：97。
15.步骤一中，不锈钢球直径为10mm，不锈钢球总质量为粉末总质量的3～7倍。
16.步骤一中，机械混合所采用的密闭容器为滚筒式球磨罐，保护气体为纯度》99.9％的氩气，机械混合的设备为滚筒式混料机，转速60～90转/min，混粉时间10～15h。
17.步骤二中，热压烧结温度为1050～1200℃，压力为20～30mpa，保温保压45～60min。
18.步骤二中，真空热压烧结炉的升温速率为10～20℃/min，真空度5
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pa以下。
19.采用本发明上述制备方法，即可获得高塑性原位网状tic增强钛基复合材料。
20.本发明相对于现有技术，具有如下的优点及效果：
21.力学性能优异。尤其是塑性远超传统的均匀分布tic增强钛复合材料；传统的tic增强钛基复合材料强度提升的同时，塑性会急剧下降。本发明制备的tic增强钛基复合材料中，tic呈非均匀的准连续网状分布，基体未被割裂，其塑性得到很好的发挥。
22.工艺流程短。目前网状tic增强钛基复合材料多采用纳米碳材料作为碳源，由于纳米材料容易团聚，一般混粉流程比较复杂。本发明材料微米vc最为碳源，只要简单的不锈钢辅助混粉即可使增强相均匀分布在tc4粉末表面，大大降低了材料的制备难度。
23.本发明显著提高了原位网状tic增强钛基复合材料的塑性，获得了优异的综合力学性能，对拓宽钛基复合材料的应用范围具有重大意义。
附图说明
24.图1为对比例1中tc4材料的背散射电子图像。
25.图2为实施例1的步骤(2)中所得复合材料的背散射电子图像。
26.图3为对比例1中tc4合金与实施例1中复合材料的室温拉伸应力应变曲线。
27.图4为实施例1中钛基复合材料的拉伸断口。
具体实施方式
28.下面结合具体实施例对本发明作进一步具体详细描述。
29.对比例1
30.(1)将粒径为40～80μm的tc4粉末装入石墨模具中进行热压烧结，烧结温度1200℃，压力30mpa，保温保压50min，真空热压烧结炉的升温速率为20℃/min，真空度5
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pa，冷却后得到tc4材料。
31.(2)图1是对比例1中tc4材料的背散射电子图像。可以看出，tc4基体由层片状α相及相间β组成，是典型的魏氏体组织。
32.(3)本对比例步骤(1)得到的复合材料试样的室温拉伸应力应变曲线见图3。采用电子万能试验机测试其力学性能，检测得到其室温屈服强度为736mpa，抗拉强度为820mpa，延伸率为8.4％。
33.实施例1
34.(1)选用平均粒径尺寸为0.8μm的无规则形状vc粉末及粒径范围为40～80μm的球形tc4粉末，质量比为2：98，不锈钢球直径10mm，球料比3：1，将粉末和不锈钢球装入球磨罐中抽真空后充入高纯氩气，将球磨罐装在滚筒式混料机上混粉，混料机转速为60转/min，运行时间10h。
35.目的是为了使细小的vc粉末均匀粘附在粗大的tc4合金粉末表面，这是烧结后tic呈网状分布的关键。
36.(2)将混合粉末装入石墨模具中进行热压烧结，烧结温度1050℃，压力20mpa，保温保压45min，真空热压烧结炉的升温速率为10℃/min，真空度5
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pa，冷却后得到高塑性原位网状tic增强tc4复合材料。
37.目的是为了使tc4粉末发生冶金结合，使vc与基体发生原位反应生成tic增强相起到限制晶粒长大的作用；使v固溶到基体中起到固溶强化的作用，从而获得优异的综合力学性能。
38.(3)本实施例步骤(2)中所得复合材料的背散射扫面电子形貌如图2所示。可以看出，tic颗粒呈准连续网状分布在原始颗粒的界面，其基体组织较tc4合金明显细化。
39.(3)本实施例步骤(2)得到的复合材料试样的室温拉伸应力应变曲线如图3所示。采用电子万能试验机测试其力学性能，检测得到其室温屈服强度为944mpa，抗拉强度为1098mpa，延伸率为20.3％。与不含增强相的tc4试样相比，复合材料的室温屈服强度提高了208mpa，抗拉强度提高了278mpa，而延伸率提高了11.9％。
40.(4)本实施例步骤(2)中复合材料的拉伸断口如图4所示。拉伸试样经打磨后进行室温拉伸性能测试，对断后的试样采用扫描电镜观察其断口形貌，发现复合材料的拉伸断口上表现为大量尺寸大且深浅不一的韧窝，其断裂方式为明显的韧性断裂。
41.(5)实验结果表明，按所述工艺制备的原位网状tic增强tc4复合材料，tic颗粒呈准连续网状分布在原始颗粒的界面，其基体组织较tc4合金明显细化，室温力学性能大幅提升，并且塑性远高于均匀分布tic增强tc4复合材料，可满足工程中多样化的需求。
42.实施例2
43.(1)选用平均粒径尺寸为2μm的无规则形状vc粉末及粒径范围为40～80μm的球形tc4粉末，质量比为3：97，不锈钢球直径10mm，球料比7：1，将粉末和不锈钢球装入球磨罐中抽真空后充入高纯氩气，将球磨罐装在滚筒式混料机上混粉，混料机转速为90转/min，运行时间15h。
44.目的是为了使细小的vc粉末均匀粘附在粗大的tc4合金粉末表面，这是烧结时tic呈网状分布的关键。
45.(2)将混合粉末装入石墨模具中进行热压烧结，烧结温度1200℃，压力30mpa，保温保压60min，真空热压烧结炉的升温速率为20℃/min，真空度5
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pa，冷却后得到高塑性原位网状tic增强tc4复合材料。
46.目的是为了使tc4粉末发生冶金结合，使vc与基体发生原位反应生成tic增强相起到限制晶粒长大的作用；使v固溶到基体中起到固溶强化的作用，从而获得优异的综合力学性能。
47.(3)在步骤(2)获得的复合材料中线切割获得拉伸试样，采用电子万能试验机测试
其力学性能，检测得到其室温屈服强度为938mpa，抗拉强度为1056mpa，延伸率为19.3％。
48.综上所述，本发明所制备的纯钛金属材料，组织均匀细化，其室温屈服强度为938～944mpa，抗拉强度为1056～1098mpa，断后伸长率为19.3～20.3％，综合性能远高于基体tc4合金。
49.如上所述，便可较好地实现本发明。
50.本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。