CN1789463A - 改善TiA1金属间化合物基复合材料性能的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种利用热处理和合金化改善TiAl金属间化合物基复合材料力学性能的方法。本发明的方法，包括以下步骤，取摩尔百分比35－55％的Ti粉、35－50％的Al粉、3－10％的Nb粉、0－5％的B粉，采用热爆法制得TiAl基合金粉末；所述的TiAl基合金粉末加入重量百分含量为5％－20％的TiC陶瓷颗粒，采用放电等离子烧结法，制得Ti2AlC/TiAl复合材料；所述的Ti2AlC/TiAl复合材料进行热处理。采用本发明的处理方法，可以显著提高TiAl金属间化合物基复合材料的弯曲强度和断裂韧性，改善其力学性能。
Description
(一)所属技术领域
本发明涉及一种利用热处理和合金化改善TiAl金属间化合物基复合材料力学性能的方法。
(二)背景技术
金属间化合物结构材料主要是利用金属间化合物的强度、刚度、硬度、耐热性和抗高温蠕变等性能。金属间化合物，如Ni3Al，NiAl，Ti3Al，TiAl，Fe3Al和FeAl等是新一代高温结构材料。其中Ti-Al系金属间化合物由于晶体中金属键与共价键共存，使其有可能同时兼有金属的韧性及陶瓷的高温性能，以及由此产生的高的比强度、比模量、良好的抗氧化性、抗蠕变性及优良的高温强度、刚度及低的密度等等，使之优于目前广泛使用的金属及其合金，是一类很有发展前景的高温结构材料。
Ti-Al系有多种金属间化合物，其中TiAl3、TiAl、Ti3Al是三种研究最广泛的钛铝金属间化合物。由于TiAl具有独特的富有吸引力的综合性能，即低密度、高强度、高熔点和优良的抗蠕变、抗氧化性能及抗燃烧性能，在高温航空结构材料方面得到了广泛的关注，逐渐成为人们研究的重点。
虽然关于TiAl金属间化合物的研究取得了很大进展，但它在迈向实用化的道路上仍有许多拦路石和挑战需要克服。如：如何更好地定义最优的显微组织，如何达成延性、蠕变性能及其它性能的平衡等等。改善TiAl金属间化合物的综合性能可以从以下几个方面进行：一是通过元素合金化以改善其强度与延性，如添加Mn、Cr、Si、Nb等可改善室温延性；二是在TiAl中添加高强高硬的增强体，制成TiAl基复合材料以提高其高温强度和韧性；三是采用先进的制备方法，并通过热处理来优化显微组织，改善TiAl金属间化合物的性能。
目前，在改善TiAl金属间化合物的综合性能方面，还没有满足实用化的要求，其弯曲强度和断裂韧性等力学性能还没有提高到足以替代现有高温结构材料的程度。制备TiAl金属间化合物基复合材料是一种主要提高金属间化合物性能的方法，为了进一步提高复合材料性能，通过热处理和合金化来优化显微组织，改善TiAl金属间化合物基复合材料的性能。
(三)发明内容
本发明为了进一步改善TiAl金属间化合物基复合材料的力学性能，提供了一种利用热处理和合金化改善TiAl金属间化合物基复合材料力学性能的方法。
本发明是通过以下措施实现的：
本发明涉及一种改善TiAl金属间化合物基复合材料性能的方法，包括以下步骤，
取摩尔百分比35-55％的Ti粉、35-50％的Al粉、3-10％的Nb粉、0-5％的B粉，机械混合后，升温至1100-1200℃，采用热爆反应合成法制成TiAl，研磨过325目筛，得TiAl基合金粉末；
所述的TiAl基合金粉末加入重量百分含量为5％-20％的TiC陶瓷颗粒，采用放电等离子烧结法，制得Ti2AlC/TiAl复合材料，TiC陶瓷颗粒占Ti2AlC/TiAl复合材料的5％-20％重量；
所述的Ti2AlC/TiAl复合材料进行热处理，通过快速热处理或多步热处理实现。
本发明所述的方法中，所述的快速热处理方法为放电等离子烧结法，加热速度为500℃/min，处理温度为1100-1250℃，保温时间为5-30min，压力为20-40Mpa。
本发明所述的方法中，所述的多步热处理方法采用三步处理法，从室温加热到1050℃，保温24h后空冷至室温；再加热到1300-1400℃，保温5-45min后空冷至室温；最后加热到900℃，保温6h后炉冷至室温。
本发明所述的方法中，所述的TiC陶瓷颗粒的粒径为0.1-5.0。
现对本发明的性能改善机理及相关现象作进一步的说明：
1、断裂方式转变
从热处理前后的断面形貌SEM图中，我们可以发现，Ti2AlC/TiAl复合材料的断裂方式在热处理前为混合模式，热处理后则为穿晶解理断裂。这是由于热处理后，原位生成的高硬度陶瓷相Ti2AlC与基体相界面结合良好，TiAl基体晶界结合紧密，并形成较多α2/γ层片晶团，因此复合材料中同号刃型位错在应力作用下发生位错反应，合并成微小空洞，此时位错塞集在晶界或Ti2AlC颗粒前。当施加的应力达到一定值时，位错塞集群引起的应力集中使其前端产生解理裂纹，并在相邻晶粒内扩展。当晶内的解理裂纹与螺型位错相交时，在解理面上将形成台阶，造成断口上的河流花样。由于穿晶解理断裂大量消耗了材料内部的能量，抑制了裂纹的扩展，同时由于其自身的高硬度促使裂纹改变方向，增加了裂纹的扩展路径，分散了扩展所需要的能量。因此热处理后材料的弯曲强度和断裂韧性都明显提高。
2、细晶强化与韧化
原位生成的Ti2AlC细小颗粒，均匀弥散地分布在复合材料中，因此在热处理过程中，Ti2AlC增强相可以抑制基体相晶界的迁移，细化了γ晶粒和α2/γ层片晶团。
在热处理过程中，B元素形成的针状硼化物TiB2(如图12所示)可钉扎α晶界和γ晶界，阻碍晶界迁移，防止晶粒长大，细化层片晶团。
在热处理过程中，γ晶粒不仅能从α晶界处形核，还可从TiB2及Ti2AlC界面上形核析出，使γ晶粒形核部位大大增加，提高形核率，能显著细化γ晶粒。
根据Hall-Petch关系式：
σf＝σ0+kd-1/2可以看出，强度随晶粒有效直径d值的减小而提高。因此，根据上述细晶作用和现象，Ti2AlC/TiAl复合材料的弯曲强度得到显著提高。
细化晶粒不但可提高强度，而且可以提高韧性。原因是晶粒越细，越难造成裂纹形核所需要的应力集中；同时，晶粒越细，裂纹在不同位向的各个晶粒内传播也更困难。因此，热处理后，Ti2AlC/TiAl复合材料的断裂韧性也有所改善。
3、相界驱动转变
Ti2AlC/TiAl复合材料经过1050℃的24h时效处理，TiAl基体会发生相界驱动转变：TiAl基体中α相融解，使α相和γ相的成分朝向Ti-Al二元相图在1050℃确定的平衡相图成分变化，以降低体系的化学自由能。而且α相的融解，不但可以在γ晶界上发生，还可在Ti2AlC和TiB2的界面上发生，即γ相的形核部位众多，可得到更为细小均匀的γ晶粒。因此，1050℃时效处理后，复合材料的显微组织转变为更细小均匀的近γ组织，其力学性能也因此而大大改善。
4、增强相对α相的抑制以及对不连续粗化的抑制也较大的改善了Ti2AlC/TiAl复合材料的力学性能。
综上所述，采用本发明的处理方法，可以显著提高TiAl金属间化合物基复合材料的弯曲强度和断裂韧性，改善其力学性能。
(四)附图说明
图1TiAl基合金粉末的制备工艺流程
图2是Ti2AlC/TiAl复合材料的表面形貌
图3(a)、(b)是Ti2AlC/TiAl复合材料的断面形貌
图4Ti2AlC/TiAl复合材料的DTA曲线
图5(a)为Ti2AlC/TiAl快速升温热处理后的弯曲强度对比
图5(b)为Ti2AlC/TiAl快速升温热处理后的断裂韧性对比
图6Ti2AlC/TiAl复合材料快速升温热处理后的断面形貌
图7Ti2AlC/TiAl复合材料快速升温热处理后的表面形貌
图8多步热处理工艺图
图9(a)为Ti2AlC/TiAl多步热处理后各试样的弯曲强度
图9(b)为Ti2AlC/TiAl多步热处理后各试样的断裂韧性
图10为Ti2AlC/TiAl多步热处理后各试样的断面形貌
图11为Ti2AlC/TiAl多步热处理后各试样的表面形貌
图12Ti2AlC/TiAl中的细棒状TiB2
(五)具体实施方式
下面对本发明作具体的说明。
选取表1的原材料，按摩尔百分比49.45％的Ti粉、48.30％的Al粉、2.25％的Nb粉，按球料比为10∶1的比例加入球磨机中，进行机械混合，然后，升温至1100-1200℃，采用热爆反应合成法制成TiAl，研磨过325目筛，得TiAl基合金粉末Ti-48.30Al-2.25Nb，简称为TN。制备工艺如图1。
选取表1的原材料，按摩尔百分比48.78％的Ti粉、47.66％的Al粉、2.22％的Nb粉、1.34B粉，按球料比为10∶1的比例加入球磨机中，进行机械混合，然后，升温至1100-1200℃，采用热爆反应合成法制成TiAl，研磨过325目筛，得TiAl基合金粉末Ti-47.66Al-2.22Nb-1.34B，简称为TNB。
表1实验用原材料
| 原料 | 粒度(μm) | 杂质元素％ | ||||||
| Fe | Si | Cl | C | H2O | N | Cu | ||
| AlTiBNbTiC | 30-6035-755-1510-300.5-2.0 | 0.060.020.2-- | 0.020.0130.9-- | 0.06---- | 0.02---- | -0.007--- | 0.04---- | -0.0070.1-- |
上述的TiAl基合金粉末加入重量百分含量为10％、粒度为0.5-2.0μm的TiC陶瓷颗粒，采用放电等离子烧结法，制得Ti2AlC/TiAl复合材料。
Ti2AlC/TiAl复合材料的力学性能测试结果如表2所示。
表2：Ti2AlC/TiAl复合材料的力学性能
| 材料 | 相对密度 | 弯曲强度(MPa) | 断裂韧性(MPa·ml/2) | 显微硬度(kg/mm2) |
| TNTNB | 98.5％99.6％ | 787.5864.9 | 18.6419.41 | 687.6717.8 |
图2是Ti2AlC/TiAl复合材料的表面形貌，可以发现Ti2AlC增强相均匀分布在TiAl基体周围。图3是Ti2AlC/TiAl复合材料的断面形貌，可以发现复合材料的断裂方式既有穿晶解理断裂，也有沿晶断裂，可以说是混合模式。
为了进一步提高Ti2AlC/TiAl复合材料的性能或达到一定要求，对Ti2AlC/TiAl复合材料进行热处理以实现改善Ti2AlC/TiAl复合材料力学性能的目的。先采用差热分析方法确定TiAl金属间化合物基复合材料的相变点，如采用差热分析方法确定Ti2AlC/TiAl复合材料的两个相变温度点(共析转变Te和包晶转变Tα)，结果如图5所示，共析转变Te≈1200℃，包晶转变Tα≈1370℃。可见Ti2AlC/TiAl复合材料的相变温度比普通TiAl合金的相变温度(Te≈1125℃，Tα≈1360℃)要高的多。
本发明采用了两种热处理方式来改善Ti2AlC/TiAl复合材料的力学性能，一种是进行快速升温热处理；另一种是对Ti2AlC/TiAl复合材料进行多步热处理，包括均匀化处理、退火处理和时效处理三个步骤。
快速升温热处理：如采用放电等离子烧结(SPS)技术烧结具有升温速度快、烧结温度低的特点，对于本体系复合材料，与其他传统烧结方法相比，SPS烧结温度约低150℃。制定2种热处理方案如表3所示。
表3：快速升温热处理方案
| 方案 | 处理温度(℃) | 保温时间(min) | 加热速率(℃/min) | 加压大小(MPa) | 冷却方式 |
| K1K2 | 11301200 | 305 | 500500 | 3030 | 炉冷炉冷 |
Ti2AlC/TiAl复合材料快速升温热处理后的力学性能测试结果如图5所示。可以发现热处理后，弯曲强度和断裂韧性都得到显著提高，而且掺加B元素的复合材料性能更佳。
Ti2AlC/TiAl复合材料快速升温热处理后的断面形貌如图6所示。可以发现复合材料的断裂方式几乎全是穿晶解理断裂，存在大量的解理台阶和河流花样。Ti2AlC/TiAl复合材料快速升温热处理后的表面形貌如图7所示。可以发现复合材料的基体形成了较多的层片晶团，而且掺加微量元素B的复合材料的基体晶粒和层片晶团尺寸更细小。
多步热处理：对复合材料进行多步热处理，并制定热处理工艺。如采用高温箱式电阻炉对复合材料进行多步热处理。其热处理工艺图如图8所示。具体设计4种热处理方案，如下：
T1：试样从室温加热到1050℃，保温24h后空冷至室温；再加热到1390℃，保温5min后空冷至室温；最后加热到900℃，保温6h后炉冷至室温。
T2：试样从室温加热到1050℃，保温24h后空冷至室温；再加热到1320℃，保温45min后空冷至室温；最后加热到900℃，保温6h后炉冷至室温。
T3：试样从室温加热到1050℃，保温24h后空冷至室温；再加热到1250℃，保温2h后空冷至室温；最后加热到900℃，保温6h后炉冷至室温。
T4：试样从室温加热到1050℃，保温24h后炉冷至室温，试样只进行长时间的时效处理。
Ti2AlC/TiAl复合材料多步热处理后的力学性能测试结果如图9所示。可以发现热处理后，各方面性能都有所改善。
多步热处理后各试样的断面形貌如图10，断裂方式主要为穿晶解理断裂；其表面形貌如图11，可以发现在T3和T4热处理方案中，即在1250℃退火处理和1050℃时效处理时，没有得到层片晶团，而在T1和T2热处理方案中，即在1390℃和1320℃退火处理时，得到较多的层片晶团。
Claims (4)
1.一种改善TiAl金属间化合物基复合材料性能的方法，其特征在于：包括以下步骤，
取摩尔百分比35-55％的Ti粉、35-50％的Al粉、3-10％的Nb粉、0-5％的B粉，机械混合后，升温至1100-1200℃，采用热爆反应合成法制成TiAl，研磨过325目筛，得TiAl基合金粉末；
所述的TiAl基合金粉末加入重量百分含量为5％-20％的TiC陶瓷颗粒，采用放电等离子烧结法，制得Ti2AlC/TiAl复合材料，TiC陶瓷颗粒占Ti2A1C/TiAl复合材料的5％-20％重量；
所述的Ti2AlC/TiAl复合材料进行热处理，通过快速热处理或多步热处理实现。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：所述的快速热处理方法为放电等离子烧结法，加热速度为500℃/min，处理温度为1100-1250℃，保温时间为5-30min，压力为20-40Mpa。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：所述的多步热处理方法为三步处理法，从室温加热到1050℃，保温24h后空冷至室温；再加热到1300-1400℃，保温5-45min后空冷至室温；最后加热到900℃，保温6h后炉冷至室温。
4.根据权利要求1、2或3所述的方法，其特征在于：所述的TiC陶瓷颗粒粒径为0.1-5.0。
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| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| C17 | Cessation of patent right | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20081015 Termination date: 20111130 |