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CN112030037B - 一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法 - Google Patents

一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法 Download PDF

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CN112030037B CN202010787663.8A CN202010787663A CN112030037B CN 112030037 B CN112030037 B CN 112030037B CN 202010787663 A CN202010787663 A CN 202010787663A CN 112030037 B CN112030037 B CN 112030037B
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Abstract

本发明公开了一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法，包括钛合金基体以及分散在钛合金基体内的TiC陶瓷增强相和TiN陶瓷增强相；钛合金基体为钛‑铝‑钼‑钒‑锆合金，其中，铝含量为5.5～6.5wt.％，锆含量1.6～2.0wt.％，钼含量1.0～1.5wt.％，钒含量为1.0～1.8wt.％，余量为Ti；TiC陶瓷增强相占合金材料总质量的10～15wt.％；TiN陶瓷增强相占合金材料总质量的10～15wt.％。采用以钛‑铝‑钼‑钒‑锆合金粉末以及微米级TiC和TiN粉末为原料，球磨混粉后通过选区激光熔化技术制备陶瓷增强钛基复合材料，形成TiC‑Ti(C,N)‑TiN的梯度界面结构，改善陶瓷增强相与钛基体之间的界面结合，降低复合材料在熔体快速冷凝过程中发生应力集中而开裂的趋势，减少成形后钛基复合材料中的裂纹，提高其成形质量及力学性能。

Description

一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法
技术领域
本发明属于陶瓷增强钛基复合材料领域，具体是一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法。
背景技术
钛合金具有密度低、比强度高、耐蚀性好及生物相容性强等特点，在航空航天、汽车、医疗等领域中应用广泛。但是钛合金硬度普遍较低(一般不超过350HV0.2)，耐磨性较差，严重限制了其应用范围，不能满足迅速发展起来的航空航天、电子及汽车制造等高新技术领域的需要。为克服上述缺点，通过在钛合金基体中复合高模量、高强度、高硬度的陶瓷增强体，有望提高基体的硬度和耐磨性。在众多陶瓷增强体中，TiC和TiN具有硬度高、弹性模量高、抗拉强度高以及化学稳定性好等优点，且二者密度与钛合金相近(ρ钛合金＝4.5g/cm3，ρTiC＝4.99g/cm3，ρTiN＝5.43g/cm3)，热膨胀系数与钛合金差异较小(α钛合金＝8.8×10-6/K，αTiC＝7.4×10-6/K，αTiN＝9.35×10-6/K)，因此，TiC和TiN是制备钛基复合材料较为理想的增强相。但目前采用单一增强相，当增强相含量较多时，成形过程中液相粘度增加，流动性变差，陶瓷颗粒不能均匀分布，形成相对粗大的枝晶结构，且会产生界面结合差、开裂等问题，导致零件成形质量较差。
从加工工艺角度来看，目前制备陶瓷增强钛基复合材料的方法有很多，如熔铸法、粉末冶金、自蔓延高温合成、机械合金化法等，但陶瓷相与金属基体之间由于成分、晶体结构及物理化学性质的差异，而容易出现陶瓷增强体分布不均匀，尺寸和形状不易控制，陶瓷增强体与基体界面结合差等缺陷，致使复合材料的综合性能较差。选区激光熔化技术作为一种新型的激光增材制造技术，基于分层制造、累积叠加的局部成形原理，根据计算机辅助设计的三维零件模型，利用高能激光热源对金属粉末层以逐道逐层方式进行选择性快速熔化/凝固堆积成形，从而实现复杂结构金属构件的直接快速成形。选区激光熔化成形过程中，激光热源与预铺设的粉末层作用时间极短，因此熔融粉末具有相当高的冷却速度，这为陶瓷增强钛基复合材料晶粒细化提供了有利条件，并且粉末颗粒在高能激光束作用下完全熔化，使相邻扫描轨迹或层间冶金结合良好，改善陶瓷增强钛基复合材料零件的成形质量，从而提高材料的力学性能。选区激光熔化技术突破了传统制造工艺束缚，符合“近净成形”设计理念，有效地缩短了新产品的研发和制造周期，提高了生产效率，并且能够成形具有复杂几何形状的零件，因此采用选区激光熔化技术制备陶瓷增强钛基复合材料具有很大的发展潜力。
发明内容
发明目的：本发明所要解决的技术问题是针对现有技术的不足，提供一种在钛合金基体中加入TiC和TiN复合增强相，通过增强相之间相互作用，改善增强相与基体之间的界面结合，提高材料的成形质量，最终起到提升材料力学性能的作用。
为了实现上述目的，本发明采取的技术方案如下：
一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料，包括钛合金基体以及分散在钛合金基体内的TiC陶瓷增强相和TiN陶瓷增强相；
所述钛合金基体为钛-铝-钼-钒-锆合金，其中，铝含量为5.5～6.5wt.％，锆含量1.6～2.0wt.％，钼含量1.0～1.5wt.％，钒含量为1.0～1.8wt.％，余量为Ti。
通过TiC陶瓷增强相和TiN陶瓷增强相之间相互作用，改善增强相与基体之间的界面结合，提高材料的成形质量，最终起到提升材料力学性能的作用。TiC和TiN二者均具有面心立方晶体结构，碳原子半径(RC＝0.0077nm)接近于氮原子半径(RN＝0.0074nm)，因此TiC晶格中的C原子可以被N原子任意比例取代，反之亦然。由于原子扩散产生互溶，两种陶瓷增强相在高温作用下可形成连续的碳氮化钛Ti(C,N)固溶体，使得TiC和TiN成为钛基复合材料中理想的复相增强体。
优选地，所述TiC陶瓷增强相占合金材料总质量的10～15wt.％。
优选地，所述TiN陶瓷增强相占合金材料总质量的10～15wt.％。
最优选地，所述TiC陶瓷增强相与TiN陶瓷增强相的质量分数相等。
进一步地，本发明还提供上述耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)取钛合金基体粉末、TiC陶瓷粉末、TiN陶瓷粉末通过球磨机在惰性气体保护下进行球磨混合均匀，得到复合粉体；
(2)使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对该模型进行分层切片并规划激光扫描路径，将三维实体离散成一系列二维数据，保存并导入选区激光熔化成形设备中；
(3)选区激光熔化成形设备根据步骤(2)所导入的文件，将步骤(1)中的复合粉体逐层熔化并凝固，最终成形为所要建立的目标零件。
具体地，步骤(1)中，所述钛合金基体粉末粒径分布范围在15～53μm，纯度大于99.0％，粉末流动性35～42s/50g。
优选地，所述TiC陶瓷粉末粒径分布范围在2～5μm，纯度大于99％。
优选地，所述TiN陶瓷粉末粒径分布范围在3～10μm，纯度大于99％。
优选地，步骤(1)中，所述球磨机采用QM系列行星式球磨机，采用不锈钢罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的不锈钢磨球；球料比为2:1，球磨转速为250～400rpm，球磨时间为4～6h。为防止球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式选用间隔式，每运行15min后暂停空冷5min。该球磨过程要求在惰性气体保护下进行，以防止钛基粉末在球磨过程中被氧化或污染。
优选地，步骤(3)中，使用SLM-150型选区激光熔化设备，该设备主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的钛合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入惰性气体保护气氛。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉末层发生快速熔化/凝固，从而获得待成形零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，而供粉缸活塞上升一个粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，高能激光束根据切片信息完成第二层粉末扫描以获得待成形零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至待成形零件加工完毕。
优选地，步骤(3)中选区激光熔化成形的激光功率为225～275W，激光扫描速度为800～1200mm/s，扫描间距为50μm，铺粉厚度为50μm，采用分区岛状扫描策略，上述激光参数经工艺优化后确定。
可根据钛基复合材料组织及性能特点，合理选择、适当添加钛基复合材料增强相，并采用与前沿的选区激光熔化技术相结合的制备方法，可有效调整陶瓷增强相的形貌、尺寸和分布状态，成功制备出成形质量好、综合性能优异的钛基复合材料。
有益效果：
1、本发明中TiC和TiN陶瓷颗粒增强钛-铝-钼-钒-锆合金材料受到激光辐照发生熔化形成熔池时，较大的TiC与TiN增强相发生部分熔化，棱角发生钝化，而细小陶瓷颗粒完全熔化。在随后的快速凝固过程中，氮化钛析出相优先选择未完全熔化的碳化钛陶瓷颗粒作为形核点并外延生长，呈毛刺状枝晶，将碳化钛颗粒包裹住。由于碳化钛和氮化钛界面处C和N原子的相互扩散，形成一种TiC-Ti(C,N)-TiN的梯度界面结构，改善陶瓷增强相与钛基体之间的界面结合，降低复合材料在熔体快速冷凝过程中发生应力集中而开裂的趋势，减少成形后钛基复合材料中的裂纹，提高其成形质量及力学性能。本发明通过TiC和TiN在高温下的相互作用，在增强相与基体之间形成复相增强梯度界面，提高界面结合力，减少钛基复合材料在选区激光熔化成形后的界面开裂，提升钛基复合材料的成形质量和性能。
2本发明中以钛-铝-钼-钒-锆合金粉末以及微米级TiC和TiN粉末为原料，将粉末混合后置于QM系列行星式球磨机中进行球磨混粉，通过球磨工艺最终获得陶瓷增强相分布均匀、流动性能良好且适用于选区激光熔化成形的复合粉体，该工艺操作简单并节约成本。采用选区激光熔化技术制备陶瓷增强钛基复合材料不仅缩短生产周期，提高产品生产效率，而且几乎无需后续机加工处理即可成形具有复杂几何形状的零件。选区激光熔化成形时熔池的冷却速度极高，可达103～108K/s，有效避免传统加工工艺中粗大树枝晶的生成，提高零件的力学性能。
3、本发明可通过改变激光功率、激光扫描速度来调整激光能量密度，随着粉床激光能量输入变化，激光与粉床作用形成的熔池热力学和动力学特性也发生改变，通过合理选取激光工艺参数，调整激光能量输入，减少球化效应、孔隙等冶金缺陷产生，获得成形质量和耐磨损的梯度界面复相TiC+TiN增强钛-铝-钼-钒-锆复合材料。
附图说明
下面结合附图和具体实施方式对本发明做更进一步的具体说明，本发明的上述和/或其他方面的优点将会变得更加清楚。
图1为实施例1制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样的光学图像。
图2为实施例1制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样中复相TiC+TiN梯度界面示意图及其SEM/EDS像。
图3为实施例4制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样的SEM像。
图4为对比例1制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样的SEM像。
图5为对比例2制备的TiC/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样的SEM像。
图6为对比例3制备的TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样的SEM像。
具体实施方式
根据下述实施例，可以更好地理解本发明。
以下实施例中，所使用的钛-铝-钼-钒-锆合金粉末中铝含量为6.23wt.％，锆含量1.84wt.％，钼含量1.25wt.％，钒含量为1.53wt.％，余量为Ti，粒径分布范围在15～53μm，纯度大于99.0％，粉末流动性41s/50g。
所使用的TiC陶瓷粉末粒径分布范围在2～5μm，纯度大于99％。
所使用的TiN陶瓷粉末粒径分布范围在3～10μm，纯度大于99％。
实施例1
(1)将TiC陶瓷粉末与TiN陶瓷粉末按照各15wt.％的比例(合金材料总质量的百分比)与钛-铝-钼-钒-锆金属粉末混合，进行球磨混粉制备30wt％TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合粉体。采用QM系列行星式球磨机内进行球磨混粉操作，该过程采用不锈钢罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的不锈钢磨球。球磨工艺参数设定为：球料比为2:1，球磨转速为250rpm，球磨时间为4h。同时为防止球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式选用间隔式，即设备每运行15min后暂停空冷5min。该球磨过程要求在氩气保护下进行，以防止球磨过程中钛基粉末被氧化或污染。
(2)目标零件建模及切片处理
在计算机中使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对三维实体模型进行分层切片和扫描路径规划，将三维实体离散成一系列二维数据，将此文件保存并导入选区激光熔化成形设备中。其中激光工艺参数设定为：激光功率为250W，激光扫描速度为1000mm/s，扫描间距为50μm，铺粉厚度为50μm，采用分区岛状扫描策略，相邻层的激光扫描方向旋转角度为37°。
(3)选区激光熔化成形过程
将步骤(1)中制得的复相陶瓷增强钛基复合粉体用于选区激光熔化成形。采用SLM-150型选区激光熔化设备，该系统主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的钛合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入氩气保护气氛(Ar纯度为99.999％，出口压力为30mbar)，保证成形室内的O2含量低于10ppm。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉层发生快速熔融-固化，从而获得零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，相反地，使供粉缸活塞上升一个粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，激光束根据切片信息完成第二粉末层扫描以获得零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至零件加工完毕。
待冷却后，将成形基板从设备内取出，利用线切割工艺将零件与基板分离，获得TiC+TiN复相陶瓷增强钛基复合材料试样。按照标准金相试样制备方法对复相增强钛基复合材料块体试样进行打磨、抛光及腐蚀处理。该选区激光熔化过程制备的高致密TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样无裂纹生成，陶瓷增强颗粒均匀分布在基体中，其显微组织的光学图像，如图1所示。对实施例1制备的试样进行SEM和EDS分析，见图2。从图中可以看出，钛合金基体中的增强相为细小毛刺状TiN枝晶包裹着较大尺寸的TiC颗粒，并在TiC和TiN之间界面处发生C和N原子的相互扩散，形成碳氮化钛扩散区，并无其它新的物相生成，这说明TiC和TiN在钛合金基体中形成稳定的梯度界面结构，减小界面应力集中，从而避免在快速凝固过程中裂纹的形成。
将获得的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆块状试样进行室温显微硬度测试，其显微硬度可达813HV0.2，是钛合金显微硬度的2.32倍(钛合金的显微硬度为350HV)，具有良好的耐磨性。
实施例2
(1)将TiC与TiN陶瓷粉末按照各12.5wt.％的比例与钛-铝-钼-钒-锆金属粉末混合，进行球磨混粉制备25wt％TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合粉体。采用QM系列行星式球磨机内进行球磨混粉操作，该过程采用不锈钢罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的不锈钢磨球。球磨工艺参数设定为：球料比为2:1，球磨转速为300rpm，球磨时间为5h。同时为防止球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式选用间隔式，即设备每运行15min后暂停空冷5min。该球磨过程要求在氩气保护下进行，以防止球磨过程中钛基粉末被氧化或污染。
(2)目标零件建模及切片处理
在计算机中使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对三维实体模型进行分层切片和扫描路径规划，将三维实体离散成一系列二维数据，将此文件保存并导入选区激光熔化成形设备中。其中激光工艺参数设定为：激光功率为275W，激光扫描速度为1200mm/s，扫描间距为50μm，铺粉厚度为50μm，采用分区岛状扫描策略，相邻层的激光扫描方向旋转角度为37°。
(3)选区激光熔化成形过程
将步骤(1)中制得的钛基复合粉体用于选区激光熔化成形。采用SLM-150型选区激光熔化设备，该系统主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的钛合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入氩气保护气氛(Ar纯度为99.999％，出口压力为30mbar)，保证成形室内的O2含量低于10ppm。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉层发生快速熔融-固化，从而获得零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，相反地，使供粉缸活塞上升一个粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，激光束根据切片信息完成第二粉末层扫描以获得零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至零件加工完毕。
待冷却后，将成形基板从设备内取出，利用线切割工艺将零件与基板分离，获得TiC+TiN复相增强钛基复合材料试样。按照标准金相试样制备方法对复相增强钛基复合材料块体试样进行打磨、抛光及腐蚀处理。该选区激光熔化过程制备的高致密TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样无裂纹生成，陶瓷增强颗粒均匀分布在基体中，增强相含量略有降低，TiC和TiN陶瓷颗粒在钛合金基体中形成稳定的梯度界面结构。
将获得的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆块状试样进行室温显微硬度测试，其显微硬度为786HV0.2，是钛合金显微硬度的2.25倍(钛合金的显微硬度为350HV)，具有良好的耐磨性。
实施例3
(1)将TiC与TiN陶瓷粉末按照各11wt.％的比例与钛-铝-钼-钒-锆金属粉末混合，进行球磨混粉制备22wt％TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合粉体。采用QM系列行星式球磨机内进行球磨混粉操作，该过程采用不锈钢罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的不锈钢磨球。球磨工艺参数设定为：球料比为2:1，球磨转速为400rpm，球磨时间为6h。同时为防止球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式选用间隔式，即设备每运行15min后暂停空冷5min。该球磨过程要求在氩气保护下进行，以防止球磨过程中钛基粉末被氧化或污染。
(2)目标零件建模及切片处理
在计算机中使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对三维实体模型进行分层切片和扫描路径规划，将三维实体离散成一系列二维数据，将此文件保存并导入选区激光熔化成形设备中。其中激光工艺参数设定为：激光功率为225W，激光扫描速度为800mm/s，扫描间距为50μm，铺粉厚度为50μm，采用分区岛状扫描策略，相邻层的激光扫描方向旋转角度为37°。
(3)选区激光熔化成形过程
将步骤(1)中制得的钛基复合粉体用于选区激光熔化成形。采用SLM-150型选区激光熔化设备，该系统主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的钛合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入氩气保护气氛(Ar纯度为99.999％，出口压力为30mbar)，保证成形室内的O2含量低于10ppm。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉层发生快速熔融-固化，从而获得零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，相反地，使供粉缸活塞上升一个粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，激光束根据切片信息完成第二粉末层扫描以获得零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至零件加工完毕。
待冷却后，将成形基板从设备内取出，利用线切割工艺将零件与基板分离，获得TiC+TiN复相增强钛基复合材料试样。按照标准金相试样制备方法对复相增强钛基复合材料块体试样进行打磨、抛光及腐蚀处理。该选区激光熔化过程制备的高致密TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样无裂纹生成，陶瓷增强颗粒均匀分布在基体中且含量降低。
将获得的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆块状试样进行室温显微硬度测试，其显微硬度为769HV0.2，是钛合金显微硬度的2.2倍(钛合金的显微硬度为350HV)，具有良好的耐磨性。
实施例4
将TiC与TiN陶瓷粉末按照各10wt.％的比例与通过气雾化法制备的钛-铝-钼-钒-锆合金粉末混合，进行球磨混粉制备20wt.％TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合粉体。采用QM系列行星式球磨机内进行球磨混粉操作，该过程采用不锈钢罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的不锈钢磨球。球磨工艺参数设定为：球料比为2:1，球磨转速为250rpm，球磨时间为4h。同时为防止球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式选用间隔式，即设备每运行15min后暂停空冷5min。该球磨过程要求在氩气保护下进行，以防止球磨过程中钛基粉末被氧化或污染。
(2)目标零件建模及切片处理
在计算机中使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对三维实体模型进行分层切片和扫描路径规划，将三维实体离散成一系列二维数据，将此文件保存并导入选区激光熔化成形设备中。其中激光工艺参数设定为：激光功率为250W，激光扫描速度为1200mm/s，扫描间距为50μm，铺粉厚度为50μm，采用分区岛状扫描策略，相邻层的激光扫描方向旋转角度为37°。
(3)选区激光熔化成形过程
将步骤(1)中制得的复相增强钛基复合粉体用于选区激光熔化成形。采用SLM-150型选区激光熔化设备，该系统主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的钛合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入氩气保护气氛(Ar纯度为99.999％，出口压力为30mbar)，保证成形室内的O2含量低于10ppm。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉层发生快速熔融-固化，从而获得零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，相反地，使供粉缸活塞上升一个粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，激光束根据切片信息完成第二粉末层扫描以获得零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至零件加工完毕。
待冷却后，将成形基板从设备内取出，利用线切割工艺将零件与基板分离，获得TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复相陶瓷增强钛基复合材料试样。按照标准金相试样制备方法对复相增强钛基复合材料块体试样进行打磨、抛光及腐蚀处理。该选区激光熔化过程制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样无裂纹生成，陶瓷增强颗粒均匀分布在基体中且含量减少，其显微组织的SEM像，如图3所示。
将获得的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆块状试样进行室温显微硬度测试，其显微硬度可达758HV0.2，是钛合金显微硬度的2.17倍(钛合金的显微硬度为350HV)，具有良好的耐磨性。
对比例1
本对比例与实施例1步骤相同，区别在于步骤(1)中，未以TiC与TiN复相陶瓷粉末为增强相原料来球磨工艺制备复合粉体，而选用一定比例的石墨烯(15wt.％)、TiN(15wt.％)和钛-铝-钼-钒-锆粉末为原料，确保其在原位反应后生成TiC+TiN复相陶瓷增强相含量为30wt.％，球磨制备复合粉体，并进行选区激光熔化成形，其显微组织如图4所示。对比图1和图4可发现，对比例1原位反应制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料显微组织中的复相增强相颗粒较少，且分布不均匀。在高能激光作用下，石墨烯与钛合金发生反应生成TiC增强相，但是由于选区激光熔化快速冷却/凝固过程，两者并未完全反应。同时，高含量的石墨烯容易发生团聚现象，在激光成形样品中产生孔隙等冶金缺陷，降低钛基复合材料的成形质量。对比例1原位制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样显微硬度为724HV0.2，相比较实施例1直接添加TiC+TiN复相增强相的钛基复合材料，硬度降低明显。
对比例2
本对比例与实施例1步骤相同，区别在于步骤(1)中，未以TiC与TiN复相陶瓷粉末为原料来球磨工艺制备复合粉体，而选用单一TiC陶瓷粉末(15wt.％)为原料来球磨制备复合粉体，进行选区激光熔化成形，其显微组织如图5所示。对比图1和图5可发现，与TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料相比，TiC/钛-铝-钼-钒-锆复合材料显微组织中形成较大尺寸的裂纹，且贯穿整个成形试样。较大尺寸TiC陶瓷颗粒，在激光成形过程中未完全熔化，激光快速凝固的非平衡过程中在脆性TiC陶瓷颗粒边缘处易出现应力集中，过早产生裂纹并扩展至整个试样；同时，在陶瓷/基体界面处易产生很高的残余应力，导致两者界面结合力偏低，诱发开裂并发生早期断裂失效，从而降低材料的成形质量和性能。对比例2制备的TiC/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样显微硬度为681HV0.2，相比较实施例1中TiC+TiN复相增强相的钛基复合材料，硬度降低明显。由于成形试样发生开裂，显微硬度测量值波动较大，一定程度上影响着其测量数值的准确性。
对比例3
本对比例与实施例1步骤相同，区别在于步骤(1)中，未以TiC与TiN复相陶瓷粉末为原料来球磨工艺制备复合粉体，而选用单一TiN陶瓷粉末(15wt.％)为原料来球磨制备复合粉体，进行选区激光熔化成形，其显微组织如图6所示。对比图1和图6可发现，与TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料相比，TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料显微组织中形成大的裂纹。较大尺寸TiN陶瓷颗粒，同样在激光成形过程中未完全熔化，激光快速凝固的非平衡过程中，在较大尺寸的脆性TiN陶瓷颗粒边缘处易出现应力集中，过早产生裂纹；同时，在陶瓷/基体界面处易产生很高的残余应力，导致两者界面结合力偏低，诱发开裂并发生早期断裂失效，从而降低材料的成形质量和性能。对比例3制备的TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合材料试样显微硬度为729HV0.2，相比较实施例1中TiC+TiN复相增强相的钛基复合材料，硬度降低明显。由于成形试样发生开裂，显微硬度测量值波动较大，一定程度上影响着其测量数值的准确性。
对比例4
本对比例的具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：本对比例的步骤(1)中，TiC与TiN陶瓷粉末按照各25wt.％的比例与钛-铝-钼-钒-锆金属粉末混合，进行球磨混粉制备50wt％TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合粉体。本对比例中，由于TiC和TiN陶瓷的添加量过高，在随后快速凝固过程中，容易在陶瓷颗粒边缘处产生很高的残余应力，出现应力集中并发生早期断裂，因此导致该成形试样发生严重变形、开裂现象，大大降低了力学性能。
对比例5
本对比例的具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：本对比例的步骤(2)和(3)中，采用热等静压方法对制备的TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆复合粉体进行成形。本对比例中，成形TiC+TiN/钛-铝-钼-钒-锆试样中陶瓷颗粒分布不均匀，陶瓷颗粒与基体之间未发生反应，且两者之间界面结合不佳，导致该试样的力学性能严重下降。成形试样的显微硬度为554HV0.2，相比较实施例1中TiC+TiN复相增强相的钛基复合材料，硬度大大降低。
由实施例1和对比例1～5可知，选区激光熔化成形TiC+TiN复相增强复合材料试样的裂纹明显减少，成形质量明显改善，显微硬度维持在较高水平，具有优异的耐磨性，力学性能得到优化，是钛合金显微硬度的2.1～2.3倍，这主要归因于在选区激光熔化成形过程中较大的TiC与TiN颗粒在钛合金基体内发生部分熔化并产生相互作用，形成一种TiC-Ti(C,N)-TiN的梯度界面结构，细小TiN枝晶包裹在未完全熔化TiC陶瓷颗粒周围，改善了增强颗粒与基体之间的界面结合，减少了钛基复合材料中的裂纹，成形质量和显微硬度显著提高。
本发明提供了一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法的思路及方法，具体实现该技术方案的方法和途径很多，以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。本实施例中未明确的各组成部分均可用现有技术加以实现。

Claims (8)

1.一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料，其特征在于，由钛合金基体以及分散在钛合金基体内的TiC陶瓷增强相和TiN陶瓷增强相组成；
所述钛合金基体为钛-铝-钼-钒-锆合金，其中，铝含量为5.5~6.5 wt.%，锆含量1.6~2.0 wt.%，钼含量1.0~1.5 wt.%，钒含量为1.0~1.8 wt.%，余量为Ti；
所述TiC陶瓷增强相占合金材料总质量的10~15 wt.%；
所述TiN陶瓷增强相占合金材料总质量的10~15 wt.%；
碳化钛和氮化钛界面处形成TiC-Ti(C,N)-TiN的梯度界面结构。
2.根据权利要求1所述的耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料，其特征在于，所述TiC陶瓷增强相与TiN陶瓷增强相的质量分数相等。
3.权利要求1所述耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
（1）取钛合金基体粉末、TiC陶瓷粉末、TiN陶瓷粉末通过球磨机在惰性气体保护下进行球磨混合均匀，得到复合粉体；
（2）使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对该模型进行分层切片并规划激光扫描路径，将三维实体离散成一系列二维数据，保存并导入选区激光熔化成形设备中；
（3）选区激光熔化成形设备根据步骤（2）所导入的文件，将步骤（1）中的复合粉体逐层熔化并凝固，最终成形为所要建立的目标零件。
4.根据权利要求3所述耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料的制备方法，其特征在于，步骤（1）中，所述钛合金基体粉末粒径分布范围在15~53 μm，纯度大于99.0%，粉末流动性35~42 s/50g。
5.根据权利要求3所述耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料的制备方法，其特征在于，步骤（1）中，所述TiC陶瓷粉末粒径分布范围在2~5 μm，纯度大于99%。
6.根据权利要求3所述耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料的制备方法，其特征在于，步骤（1）中，所述TiN陶瓷粉末粒径分布范围在3~10 μm，纯度大于99%。
7.根据权利要求3所述耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料的制备方法，其特征在于，步骤（1）中，所述球磨机采用QM系列行星式球磨机，球料比为2:1，球磨转速为250~400 rpm，球磨时间为4~6 h。
8.根据权利要求3所述耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料的制备方法，其特征在于，步骤（3）中，选区激光熔化成形设备采用的激光功率为225~275 W，激光扫描速度为800～1200 mm/s。
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Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112030037B (zh) * 2020-08-07 2021-08-06 南京航空航天大学 一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法
CN113843419A (zh) * 2021-09-04 2021-12-28 安徽中科春谷激光产业技术研究院有限公司 选区激光熔化制备原位生成TiC+Ti3SiC2增强钛基复合材料的方法
CN114807928B (zh) * 2022-04-22 2023-05-16 西安石油大学 钛合金表面仿生高熵合金组织耐磨层及其制备方法和应用
CN115533116A (zh) * 2022-09-19 2022-12-30 华东理工大学 一种多组元合金复合材料及其制备方法
CN115415513B (zh) * 2022-09-23 2023-04-28 西北工业大学 基于均匀性的钛合金和陶瓷增强相球磨混粉工艺优化方法
CN116117133A (zh) * 2023-01-09 2023-05-16 北京科技大学 钛基复合材料粉末及利用旋转高温整形法制备其的方法
CN116329560A (zh) * 2023-03-23 2023-06-27 成都飞机工业（集团）有限责任公司 一种陶瓷增强钛基复合材料粉末球形优化方法
CN116397133B (zh) * 2023-05-18 2024-08-06 大连理工大学 一种基于slm成形的瓷粉增强钛基合金复合材料及其制备方法
CN117418143B (zh) * 2023-12-19 2024-03-26 汕头大学 陶瓷增强金属基复合材料梯度涂层及其制备方法与应用
CN117773145B (zh) * 2023-12-25 2025-03-14 江苏大学 一种高压多气氛辅助slm梯度材料制备方法及铝锂合金涂层
CN119346890A (zh) * 2024-11-05 2025-01-24 珠海杰珂制动技术有限公司 一种基于选区激光熔化增材制造技术的汽车制动卡钳制造方法

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1988003574A1 (en) * 1986-11-05 1988-05-19 Martin Marietta Corporation Process for producing metal-second phase composites and product
US6221513B1 (en) * 1998-05-12 2001-04-24 Pacific Coast Technologies, Inc. Methods for hermetically sealing ceramic to metallic surfaces and assemblies incorporating such seals
CN101223294A (zh) * 2005-01-31 2008-07-16 材料及电化学研究公司 用于制造钛合金结构的方法
CN101775518A (zh) * 2010-04-02 2010-07-14 哈尔滨工业大学 利用超声波制备颗粒增强梯度复合材料的装置及方法
CN103045914A (zh) * 2012-12-06 2013-04-17 南京航空航天大学 一种纳米碳化硅增强铝基复合材料的制备方法
CN105308200A (zh) * 2013-06-10 2016-02-03 住友电气工业株式会社 金属陶瓷、金属陶瓷的制备方法以及切削工具
CN105764634A (zh) * 2013-07-04 2016-07-13 斯内克马公司 采用适用于目标方法/材料对的粉末，通过用高能束熔融或烧结粉末颗粒来叠加制造部件的方法
CN107058901A (zh) * 2017-02-09 2017-08-18 江苏汇诚机械制造有限公司 一种高强韧耐热TiC/TiN钢结硬质合金的制备方法
CN107130138A (zh) * 2017-05-19 2017-09-05 淮阴工学院 医用高耐磨钛合金复合材料及3d打印梯度原位纳米复相减磨医用钛合金的方法
CN108411300A (zh) * 2018-04-18 2018-08-17 上海工程技术大学 一种钛合金表面激光熔覆镍基自润滑涂层及其制备方法
CN110241419A (zh) * 2019-07-24 2019-09-17 青岛滨海学院 一种表面具有抗高温氧化和耐磨涂层的钛合金材料及应用
CN110408817A (zh) * 2019-05-10 2019-11-05 东北大学 一种TiC/TiN/B4C颗粒增强镍基复合材料及其制备方法
US10865464B2 (en) * 2016-11-16 2020-12-15 Hrl Laboratories, Llc Materials and methods for producing metal nanocomposites, and metal nanocomposites obtained therefrom

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09176759A (ja) * 1997-02-07 1997-07-08 Toshiba Corp 耐浸食合金の製造方法
JP6099457B2 (ja) * 2013-03-28 2017-03-22 株式会社Pfu 画像処理装置、領域決定方法及びコンピュータプログラム
CN104073750B (zh) * 2014-04-11 2016-02-10 上海交通大学 TiC短纤维增强钛基复合材料及其制备方法
US9849532B2 (en) * 2014-06-12 2017-12-26 Kennametal Inc. Composite wear pad and methods of making the same
CN107737932B (zh) * 2017-10-26 2019-08-06 西北工业大学 一种钛或钛合金选区强化的一体化激光增材制造方法
CN107916380A (zh) * 2017-11-27 2018-04-17 上海万泽精密铸造有限公司 碳纤维增强钛基复合材料及其制备方法
CN108213438A (zh) * 2018-03-29 2018-06-29 山东建筑大学 一种钛合金高强度直齿条加工方法
CN108754491A (zh) * 2018-05-31 2018-11-06 株洲辉锐增材制造技术有限公司 一种钛合金表面改性方法及其表面改性钛合金
CN112030037B (zh) * 2020-08-07 2021-08-06 南京航空航天大学 一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1988003574A1 (en) * 1986-11-05 1988-05-19 Martin Marietta Corporation Process for producing metal-second phase composites and product
US6221513B1 (en) * 1998-05-12 2001-04-24 Pacific Coast Technologies, Inc. Methods for hermetically sealing ceramic to metallic surfaces and assemblies incorporating such seals
CN101223294A (zh) * 2005-01-31 2008-07-16 材料及电化学研究公司 用于制造钛合金结构的方法
CN101775518A (zh) * 2010-04-02 2010-07-14 哈尔滨工业大学 利用超声波制备颗粒增强梯度复合材料的装置及方法
CN103045914A (zh) * 2012-12-06 2013-04-17 南京航空航天大学 一种纳米碳化硅增强铝基复合材料的制备方法
CN105308200A (zh) * 2013-06-10 2016-02-03 住友电气工业株式会社 金属陶瓷、金属陶瓷的制备方法以及切削工具
CN105764634A (zh) * 2013-07-04 2016-07-13 斯内克马公司 采用适用于目标方法/材料对的粉末，通过用高能束熔融或烧结粉末颗粒来叠加制造部件的方法
US10865464B2 (en) * 2016-11-16 2020-12-15 Hrl Laboratories, Llc Materials and methods for producing metal nanocomposites, and metal nanocomposites obtained therefrom
CN107058901A (zh) * 2017-02-09 2017-08-18 江苏汇诚机械制造有限公司 一种高强韧耐热TiC/TiN钢结硬质合金的制备方法
CN107130138A (zh) * 2017-05-19 2017-09-05 淮阴工学院 医用高耐磨钛合金复合材料及3d打印梯度原位纳米复相减磨医用钛合金的方法
CN108411300A (zh) * 2018-04-18 2018-08-17 上海工程技术大学 一种钛合金表面激光熔覆镍基自润滑涂层及其制备方法
CN110408817A (zh) * 2019-05-10 2019-11-05 东北大学 一种TiC/TiN/B4C颗粒增强镍基复合材料及其制备方法
CN110241419A (zh) * 2019-07-24 2019-09-17 青岛滨海学院 一种表面具有抗高温氧化和耐磨涂层的钛合金材料及应用

Non-Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Development of interfacial stress during selective laser melting of TiC reinforced TiAl composites: Influence of geometric feature of reinforcement;Chenglong Ma等;《Materials and Design》;20180718;1-11 *
Interfacial structure and wear properties of selective laser melted Ti/(TiC+TiN) composites with high content of reinforcements;Lixia Xi等;《Journal of Alloys and Compounds 》;20210310;1-9 *
Microstructure and corrosion behavior of TiC/Ti(CN)/TiN multilayer CVD coatings on high strength steels;Jin Zhang等;《Applied Surface Science》;20130518;626-631 *
Ti合金插层厚度对反应连接TiB2基陶瓷ｉ－６Ａｌ－４Ｖ梯度复合材料的影响;宋亚林等;《复合材料学报》;20160831;1769-1776 *
基于选区激光熔化的金属零件快速成形现状与技术展望;顾冬冬等;《航空制造技术》;20120831;32-37 *

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Shi et al. Development of metal matrix composites by laser-assisted additive manufacturing technologies: a review
Dadbakhsh et al. Selective laser melting to manufacture “in situ” metal matrix composites: a review
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Xi et al. Effect of nanoparticles on morphology and size of primary silicon and property of selective laser melted Al-high Si content alloys
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