CN104775046A - 一种TiC-Ni3Al复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种TiC-Ni₃Al复合材料及其制备方法，属于金属-陶瓷复合材料及其制备方法，解决现有制备方法无法获得高致密、高强度TiC-Ni₃Al复合材料的问题。本发明所提供的TiC-Ni₃Al复合材料，包括陶瓷相TiC和粘结相Ni₃Al金属间化合物，其由TiC-Ni₃Al复合粉末经过模压成形、脱脂和气压烧结制成；所述TiC-Ni₃Al复合粉末是以Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉及B粉为原料，在氩气保护下采用高能球磨诱发自蔓延燃烧反应合成。所述TiC-Ni₃Al复合材料的制备方法，依次包括高能球磨、模压成形、脱脂和气压烧结步骤。本发明工艺简单、效率高、成本低，所制备的TiC-Ni₃Al复合材料硬度为86.0HRA～91.5HRA，抗弯强度1320MPa～2165MPa，断裂韧性K_IC 8.66MPa·m^1/2～17.48MPa·m^1/2，适合用作切削刀具、热挤压模具以及航空发动机高温零部件。

Description

一种TiC-Ni3Al复合材料及其制备方法

技术领域

本发明属于金属-陶瓷复合材料及其制备方法，具体涉及一种TiC-Ni₃Al复合材料及其制备方法。

背景技术

碳化钛(TiC)具有较高的硬度(维氏硬度2800～3200)、弹性模量(350GPa)、熔点(3065℃)以及较低的密度(4.93g/cm³)，常用作切削刀具、磨料和增强相材料。然而，单相TiC由于在室温下具有较高的脆性，因此一般在TiC中加入金属元素Fe、Co、Ni作为粘结相，形成金属-陶瓷复合材料，以提高TiC陶瓷的断裂韧性，从而扩大其应用范围。TiC和Ti(C，N)基金属陶瓷就是在此基础上逐步发展起来一种重要切削工具材料，其低廉的成本和优异的切削性能，使其在金属切削加工领域已部分替代WC-Co硬质合金。在高速干式切削加工时，刀具刃口温度超过了800℃，在切削一些难加工材料时，甚至达到1000℃，因此在这类情况下刀具材料耐高温能力显得尤为重要。但是由于金属成分的粘结相在抗氧化性和高温强度方面的不足，限制了TiC和Ti(C，N)基金属陶瓷在高温环境中应用。

Ni₃Al是一种镍铝金属间化合物，熔点为1395℃，具有良好抗氧化性能、高温强度和蠕变抗力，尤其是它在600～800℃间屈服强度出现峰值的R现象(即随着温度升高屈服强度先上升后下降)，使得其在中、高温下的强度远高于γ-镍基高温合金基体，因此Ni₃Al是一种极具潜力的高温结构材料。单晶Ni₃Al具有较好的塑性，多晶Ni₃Al却很脆，在室温下表现出强烈的沿晶脆断倾向。微量B(硼)能有效地改善Al含量低于标准化学计量(25at.％)Ni₃Al的室温塑性，抑制了Ni₃Al的沿晶断裂。利用Ni₃Al高温下持久强度下降缓慢的特点，美国、前苏联以及日本等相继开发了一些在1000～1100℃范围内使用的铸造Ni₃Al基高温合金，主要用作先进航空航天发动机的热端关键部件，如工作叶片或涡轮导向叶片。由于Ni₃Al的优异高温性能，若以其替代Fe、Co、Ni等金属材料作为金属-陶瓷复合材料的粘结相，则能够使该类材料应用于高温领域。

目前TiC-Ni₃Al复合材料最常用的制备方法是无压熔渗烧结，此外，真空液相烧结、反应热压烧结和自蔓延高温合成等工艺方法也用于制备TiC-Ni₃Al复合材料。然而由于液相Ni₃Al无法完全润湿TiC，导致烧结体存在一定的孔隙，造成TiC-Ni₃Al复合材料较低的抗弯强度(＜1200MPa)，从而无法获得实际应用。

发明内容

本发明提供一种TiC-Ni₃Al复合材料，同时提供其制备方法，解决现有制备方法无法获得高致密、高强度TiC-Ni₃Al复合材料的问题。

本发明所提供的一种TiC-Ni₃Al复合材料，包括陶瓷相TiC和粘结相Ni₃Al金属间化合物，其特征在于：

其由TiC-Ni₃Al复合粉末经过模压成形、脱脂和气压烧结制成；

所述TiC-Ni₃Al复合粉末是以Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉及B粉为原料，在氩气保护下采用高能球磨诱发自蔓延燃烧反应合成，原料中各组分的质量百分比为：Ti粉39.96％～63.94％，Ni粉17.50％～43.61％，铝粉2.53％～6.29％，石墨粉9.99％～15.98％，B粉0.05％～0.15％。

所述TiC-Ni₃Al复合材料的制备方法，其特征在于，其依次包括以下步骤：

(1)将Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉、B粉以及磨球装入球磨罐中，充入氩气，在行星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比不低于20∶1，球磨转速不低于300rpm，球磨时间3h～6h，得到TiC-Ni₃Al复合粉末原料；其中各组分的质量百分比为：Ti粉39.96％～63.94％，Ni粉17.50％～43.61％，铝粉2.53％～6.29％，石墨粉9.99％～15.98％，B粉0.05％～0.15％；

(2)将所得到的TiC-Ni₃Al复合原料粉末过筛后掺入2wt％～3wt％成形剂聚乙烯醇，然后在150MPa～300MPa压力下模压成形，制成压坯；

(3)将压坯在流动氩气环境下进行脱脂，脱脂温度600℃～700℃，保温时间8h～12h；

(4)对脱脂后的压坯在3MPa～6MPa的氩气环境下进行烧结，得到TiC-Ni₃Al复合材料，烧结温度为1415℃～1460℃，保温时间为40min～50min。

所述的TiC-Ni₃Al复合材料的制备方法中：

所述Ti粉的粒度≤45微米、纯度≥99.0％，Ni粉的粒度≤2.5微米、纯度≥99.5％，Al粉的粒度≤2微米、纯度≥99.5％，石墨粉的粒度≤5.5微米、纯度≥99.5％，B粉的粒度≤15微米、纯度≥99.0％。

本发明利用Ti与C反应生成TiC、Ni与Al反应生成Ni₃Al的高放热的特点(ΔH_TiC＝-184.2kJ/mol，ΔH_Ni3Al＝-153.4J/mol)，在氩气保护下采用高能球磨方式，诱发Ti与C之间的反应。在自身反应热作用下Ti与C反应持续进行同时诱发了Ni与Al之间的反应。这两个反应依靠自身反应热直到化学反应结束(即自蔓延反应)。该过程中释放大量反应热使体系温度超过了金属元素和金属间化合物Ni₃Al的熔点，液相的形成加速了Ti与C、Ni与Al之间的反应以及Ti、C原子在Ni、Al中的溶解、扩散；随着自蔓延反应结束，最终生成产物为TiC和Ni₃Al的两相复合粉末。与一般机械混合TiC粉末和Ni₃Al粉末得到的复合粉末不同的是，采用以上工艺方法制备得到复合粉末中的TiC颗粒是从液相Ni₃Al中析出，TiC与Ni₃Al之间有着良好的润湿性和界面结合状态，从而使得烧结后的TiC-Ni₃Al复合材料具有较高的致密化程度和抗弯强度。此外，加入微量B元素是为了抑制Ni₃Al的室温脆性。

本发明工艺简单、效率高、成本低，所制备的TiC-Ni₃Al复合材料的硬度为86.0HRA～91.5HRA，抗弯强度1320MPa～2165MPa，断裂韧性K_IC 8.66MPa·m^1/2～17.48MPa·m^1/2，适合用作切削刀具、热挤压模具以及航空发动机高温零部件。

附图说明

图1是本发明实施例2制备的TiC-Ni₃Al复合材料的扫描电镜照片。

图2是本发明实施例3制备的TiC-Ni₃Al复合材料的X衍射谱，图中θ为衍射角；

图3是本发明实施例4制备的TiC-Ni₃Al复合粉末的X衍射图谱，图中θ为衍射角。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明进一步说明。

实施例1，依次包括以下步骤：

(1)将Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉、B粉以及磨球装入球磨罐中，充入氩气，在行星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比为20∶1，球磨转速为300rpm，球磨时间3h，得到TiC-Ni₃Al的复合粉末原料；其中各组分的质量百分比为：Ti粉63.94％，Ni粉17.50％，铝粉2.53％，石墨粉15.98％，B粉0.05％；

其中，Ti粉的粒度为45微米、纯度为99.0％，Ni粉的粒度为2.5微米、纯度为99.5％，Al粉的粒度为2微米、纯度为99.5％，石墨粉的粒度为5.5微米、纯度为99.5％，B粉的粒度为15微米、纯度为99.0％；

(2)将所得到的TiC-Ni₃Al复合原料粉末过筛后掺入2wt％成形剂聚乙烯醇，然后在300MPa压力下模压成形，制成压坯；

(3)将压坯在流动氩气环境下进行脱脂，脱脂温度600℃，保温时间8h；

(4)对脱脂后的压坯在6MPa的氩气环境下进行烧结，得到TiC-Ni₃Al复合材料，烧结温度为1460℃，保温时间为50min。所制备的TiC-Ni₃Al复合材料力学性能见表1。

实施例2，依次包括以下步骤：

(1)将Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉、B粉以及磨球装入球磨罐中，充入氩气，在行星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比25∶1，球磨转速350rpm，球磨时间4h，得到TiC-Ni₃Al的复合粉末原料；其中各组分的质量百分比为：Ti粉55.94％，Ni粉26.19％，铝粉3.80％，石墨粉13.99％，B粉0.08％；

其中，Ti粉的粒度为25微米、纯度为99.2％，Ni粉的粒度为2.2微米、纯度为99.6％，Al粉的粒度为1.8微米、纯度为99.6％，石墨粉的粒度为5微米、纯度为99.6％，B粉的粒度为10微米、纯度为99.2％；

(2)将所得到的TiC-Ni₃Al复合原料粉末过筛后掺入2.5wt％成形剂聚乙烯醇，然后在250MPa压力下模压成形，制成压坯；

(3)将压坯在流动氩气环境下进行脱脂，脱脂温度650℃，保温时间9h；

(4)对脱脂后的压坯在5MPa的氩气环境下进行烧结，得到TiC-Ni₃Al复合材料，烧结温度为1450℃，保温时间为45min。所制备的TiC-Ni₃Al复合材料力学性能见表1，其显微组织的扫描电镜照片见图1。

实施例3，依次包括以下步骤：

(1)将Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉、B粉以及磨球装入球磨罐中，充入氩气，在行星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比30∶1，球磨转速350rpm，球磨时间5h，得到TiC-Ni₃Al的复合粉末原料；其中各组分的质量百分比为：Ti粉47.95％，Ni粉34.89％，铝粉5.07％，石墨粉11.99％，B粉0.10％；

其中，Ti粉的粒度为20微米、纯度为99.5％，Ni粉的粒度为2微米、纯度为99.7％，Al粉的粒度为1.5微米、纯度为99.7％，石墨粉的粒度为4.5微米、纯度为99.7％，B粉的粒度为5微米、纯度为99.5％；

(2)将所得到的TiC-Ni₃Al复合原料粉末过筛后掺入2.5wt％成形剂聚乙烯醇，然后在200MPa压力下模压成形，制成压坯；

(3)将压坯在流动氩气环境下进行脱脂，脱脂温度700℃，保温时间10h；

(4)对脱脂后的压坯在4MPa的氩气环境下进行烧结，得到TiC-Ni₃Al复合材料，烧结温度为1430℃，保温时间为40min。所制备的TiC-Ni₃Al复合材料的X射线衍射图谱见图2，其力学性能见表1。

实施例4，依次包括以下步骤：

(1)将Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉、B粉以及磨球装入球磨罐中，充入氩气，在行星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比30∶1，球磨转速400rpm，球磨时间6h，得到TiC-Ni₃Al的复合粉末原料，其X射线衍射图谱见图3；其中各组分的质量百分比为：Ti粉39.96％，Ni粉43.61％，铝粉6.29％，石墨粉9.99％，B粉0.15％；

其中，Ti粉的粒度为15微米、纯度为99.7％，Ni粉的粒度为1.8微米、纯度为99.9％，Al粉的粒度为1.2微米、纯度为99.9％，石墨粉的粒度为3微米、纯度为99.9％，B粉的粒度为2微米、纯度为99.6％；

(2)将所得到的TiC-Ni₃Al复合原料粉末过筛后掺入3wt％成形剂聚乙烯醇，然后在150MPa压力下模压成形，制成压坯；

(3)将压坯在流动氩气环境下进行脱脂，脱脂温度700℃，保温时间12h；

(4)对脱脂后的压坯在3MPa的氩气环境下进行烧结，得到TiC-Ni₃Al复合材料，烧结温度为1415℃，保温时间为40min。本实施例所制备的TiC-Ni₃Al复合材料力学性能见表1。

表1 TiC-Ni₃Al复合材料的力学性能

Claims (3)

1.一种TiC-Ni₃Al复合材料，包括陶瓷相TiC和粘结相Ni₃Al金属间化合物，其特征在于：

其由TiC-Ni₃Al复合粉末经过模压成形、脱脂和气压烧结制成；

所述TiC-Ni₃Al复合粉末是以Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉及B粉为原料，在氩气保护下采用高能球磨诱发自蔓延燃烧反应合成，原料中各组分的质量百分比为：Ti粉39.96％～63.94％，Ni粉17.50％～43.61％，铝粉2.53％～6.29％，石墨粉9.99％～15.98％，B粉0.05％～0.15％。

2.权利要求1所述TiC-Ni₃Al复合材料的制备方法，其特征在于，其依次包括以下步骤：

(1)将Ti粉、Ni粉、Al粉、石墨粉、B粉以及磨球装入球磨罐中，充入氩气，在行星式球磨机上进行高能球磨，球料质量比不低于20∶1，球磨转速不低于300rpm，球磨时间3h～6h，得到TiC-Ni₃Al复合粉末原料；其中各组分的质量百分比为：Ti粉39.96％～63.94％，Ni粉17.50％～43.61％，铝粉2.53％～6.29％，石墨粉9.99％～15.98％，B粉0.05％～0.15％；

(2)将所得到的TiC-Ni₃Al复合原料粉末过筛后掺入2wt％～3wt％成形剂聚乙烯醇，然后在150MPa～300MPa压力下模压成形，制成压坯；

(3)将压坯在流动氩气环境下进行脱脂，脱脂温度600℃～700℃，保温时间8h～12h；

(4)对脱脂后的压坯在3MPa～6MPa的氩气环境下进行烧结，得到TiC-Ni₃Al复合材料，烧结温度为1415℃～1460℃，保温时间为40min～50min。

3.如权利要求2所述的制备方法，其特征在于：

所述Ti粉的粒度≤45微米、纯度≥99.0％，Ni粉的粒度≤2.5微米、纯度≥99.5％，Al粉的粒度≤2微米、纯度≥99.5％，石墨粉的粒度≤5.5微米、纯度≥99.5％，B粉的粒度≤15微米、纯度≥99.0％。