CN107043903B - 定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料及其热挤压制备方法 - Google Patents

定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料及其热挤压制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公布了一种定向织构化Ti2AlC‑Mg基复合材料及其热挤压制备方法。该材料的制备方法包括热处理和热挤压两步：第一步，将粉末冶金或搅拌铸造制备的Ti2AlC‑Mg基复合材料在400‑450℃热处理10‑36h使Mg合金均匀固溶化。第二步，在250‑320℃，以不同的挤压比和0.5‑20mm/s的速率制备出定向织构化Ti2AlC/Mg基复合材料。该材料的显微结构为六方晶体陶瓷相Ti2AlC取位发生重新排列，Ti2AlC(0001)基面沿挤压方向定向分布在Mg合金基体中，并且该行为促进了Mg基合金的定向织构化。该复合材料具有高强度、高阻尼、高耐磨等各向异性的显著特点，可广泛用于航天、军工、交通运输、机械制造等领域的关键器件。

Description

定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料及其热挤压制备方法
技术领域
本发明涉及一种微观组织定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料及其热挤压制备方法。
背景技术
由于传统单一金属、陶瓷材料自身性能的局限性使其难以满足飞速发展的先进制造行业对材料性能的使用需求，具有高比强度、高比模量特性的金属基复合材料(MMC)出现引起了人们广泛的关注。与目前主要的铝、铜和铁基复合材料相比，镁基复合材料(镁的密度仅为1.74g·cm-3)具备更高的比强度，比刚度，而且具备更优良阻尼减震降噪性能和电磁干扰屏蔽性能以及良好的可回收性(参考文献：Schaller,R.,Journal of Alloys andCompounds,2003,[131-135]：355)。因此，镁基复合材料受到航空航天，汽车，电子和机械等高科技领域的重视。
近年来，一种可进行机械加工的新型三元层状金属陶瓷MAX材料(包括Ti2AlC，Ti3SiC2等；M代表过渡金属元素；A代表主族元素；X代表碳或氮)(参考文献：N.V.Tzenov和M.W.Barsoum,J.Am.Ceram.Soc.,2000,83[4]:825)引起了人们的关注。Ti2AlC MAX材料与Mg同属六方晶系，并且具有分层的六方晶体结构，其近乎密排的各个Ti层与Al层交叉，C原子填充Ti6C的八面体位置，Al原子则位于具有较大空间的三方柱的中心。在这种特殊的结构中，Ti原子与C原子之间的结合为强共价键，而Ti原子与Al原子之间为弱结合，类似于层状石墨，层间由范德华力结合。结构决定性能，⊥c轴的层与层之间在剪切力的作用下容易发生滑动，并发生类似金属的弯折带塑形变形。Barsoum课题组[17-19]提出了MAX材料的扭折非线弹性变形机制，这与Mg、Ti等密排六方结构的金属的微塑变形机制(Incipent kinkbands)类似。从而，MAX材料可成为高性能Mg基金属结构材料的理想增强体。例如，10vol％Ti2AlC-AZ91D镁基复合材料的拉伸强度比同种条件制备的10vol％SiC-AZ91D复合材料提高了25％(参考文献:W.B.Yu et al.,J.Alloy Compd.,2017,[199-208]:702)。与SiC-Mg基复合材料失效不同(参考文献：Wang,X.J.,et al.,Composites Science and Technology,2007,[2253-2260]：67)，原位拉伸实验表明Ti2AlC增强体与AZ91D界面未发生脱离，这表明Ti2AlC和AZ91D具有很强的界面结合力。
对于金属基复合材料，热挤压工艺有利于消除初始态复合材料内部的孔洞等缺陷并改善增强体的偏聚现象。例如，郭等(参考文献：郭显聪等,铸造技术,2008,[1503-1507]:29)发现热挤压态B4C-AZ91D镁基复合材料比初始态在抗弯强度和耐磨性上分别提高了60％和250％。然而，由于这些传统二元陶瓷本身的脆性，热挤压过程中容易引起颗粒(如SiC)破碎致使复合材料力学性能受影响。与SiC相比，具备金属塑性特性的Ti2AlC陶瓷颗粒可以克服这种缺点。进一步，热挤压工艺可以实现Mg合金的定向织构化，从而在某一方向获取更优物理性能。若热挤压后Ti2AlC-AZ91D镁基复合材料发生了定向织构化，可以预测，//热挤压方向拉伸，Ti2AlC的(002)基面不会受到拉伸力作用，即可以避免由范德华力结合的基面发生层裂，从而提高力学性能。//热挤压方向，复合材料的耐摩擦磨损性能也必将提高。因为朱等(参考文献：朱元元等,材料导报,2014,[101-105]:28).报导具有类似石墨层状结构的MAX材料表现出优良的自润滑性能，在干摩擦磨损下具有很低的摩擦系数。
目前，对于MAX材料增强金属基复合材料定向织构化的研究未见报道，但对于定向织构化纯MAX材料的研究已经有大量的报道。例如，张等(参考文献：H.Zhang,et al.,Journal of the European Ceramic Society,2015,[393-39]:35)通过高磁场定向和粉末冶金制备的Ti3AlC2块体材料，块体材料在//c和⊥c轴上的导热性能分别为14.6±0.2W·(mK)-1和25.3±0.2W·(mK)-1。Lapauw等(参考文献：T.Lapauw,et al.,ScriptaMaterialia,2016,[98-101]:111)通过高温锻压定向织构化的Ti2AC块体材料，在//c和⊥c轴上的断裂韧性分别为7.9±0.1MPa·m1/2和6.5±0.1MPa·m1/2，同时这两个值都高于初始烧结态的6.0±0.3MPa·m1/2。
由此，可以预测定向化的复合材料在物理性能上应该表现出优异性和各向异性的特征。同时，制备的复合材料具备低密度的特点，可以减小实际应用过程中的零部件重量，有助于节约能源消耗，提高使用可靠性。在航空航天、交通运输、机械制造等工业领域展示了广泛的应用前景。
发明内容
本发明的目的在于提供一种微观组织定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料及其热挤压制备方法。
本发明的微观组织定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料，其成分如下：
Ti2AlC的体积含量为5-50vol％，其余为Mg基合金。
本发明的Ti2AlC-Mg基复合材料，其显微结构如下：
热挤压过程中，Ti2AlC颗粒未出现破裂脱离现象。挤压后，Ti2AlC(002)基面定向并平行于挤压方向排列。由于热挤压过程中的晶粒再结晶现象，一部分亚微米级与纳米级的Ti2AlC晶粒弥散到Mg晶粒中。
本发明的微观组织定向织构化Ti2AlC/Mg基复合材料热挤压制备方法，该方法包括以下各步骤：
步骤1，将粉末冶金或搅拌铸造制备的Ti2AlC/Mg基复合材料在400-450℃热处理10-36h，使镁基体合金均匀固溶化。
步骤2，在250-320℃，以不同的挤压比和0.5-20mm/s的速率挤压热处理后的复合材料，从而获得定向织构化Ti2AlC/Mg基复合材料。
本发明所具有的有益效果：
挤压态复合材料不仅具有比初始态更优良的压缩强度，而且挤压态的复合材料压缩强度具有各向异性的特点。⊥挤压方向和//挤压方向，复合材料的压缩强度分别为450-850MPa和300-600MPa；复合材料的拉伸强度分别为300-450MPa和350-550MPa。本发明的定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料的热挤压制备法，其主要的好处在于工艺简单，易于操作，，可广泛用于交通运输、航天、军工、机械制造等领域，例如用于制造仪表盘、机械行业中的耐磨轴承等。
附图说明
图1是初始态10％Ti2AlC-Mg基复合材料电子显微结构照片(以铸造法制备的复合材料为例)。亮白色部分为Ti2AlC颗粒，深色部分为Mg基合金。
图2是挤压态10％Ti2AlC-Mg基复合材料电子显微结构照片。
图3(a)和(b)分别是初始态和挤压态的15％Ti2AlC-Mg基复合材料高能μ-CT三维重构图。
图4(a)和(b)铸态AZ91D和20％Ti2AlC-Mg基复合材料及热挤压工艺后//与⊥挤压方向XRD扫描图。
具体实施方式
本发明提供了一种定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料及其热挤压制备方法和性能分析，以下结合附图和实施例对本发明进行详细地说明，但本发明并不限于此。
实施例1
对10vol％Ti2AlC-AZ91D材料在400℃热处理24h，使镁基体合金均匀固溶化。在250℃，以12：1挤压比和1/s的速率制备出微观组织定向织构化Ti2AlC/Mg基复合材料。结果显示Ti2AlC晶粒未出现破裂脱离现象，如图2所示。与图1初始态复合材料中Ti2AlC排布在α-Mg晶界处相比，Ti2AlC颗粒沿挤压方向分布。另外，一部分亚微米级与纳米级的Ti2AlC晶粒弥散到Mg晶粒中，这有利于大大提高复合材料的力学性能。⊥挤压方向和//挤压方向，复合材料的压缩强度分别为500MPa和450MPa；复合材料的拉伸强度分别为250MPa和370MPa。
实施例2
对15vol％Ti2AlC-AZ91D材料在420℃热处理36h，使镁基体合金均匀固溶化。在260℃，以14：1挤压比和0.5/s的速率制备出微观组织定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料。复合材料热挤压前和挤压后分别进行了高能CT扫描和重构，如图3所示。Ti2AlC颗粒明显的发生了定向化，由浇铸态的各向均一性变成了颗粒基面沿热挤压方向的定向化排布。
实施例3
对20vol％Ti2AlC-Mg基复合材料在420℃热处理36h，使镁基体合金均匀固溶化。在270℃，以14：1挤压比和0.5/s的速率制备出微观组织定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料。对初始态镁合金和20vol％Ti2AlC-Mg基复合材料经相同的热挤压工艺后分别沿挤压方向和垂直挤压方向进行了XRD扫描，如图4(a)和(b)所示。与纯的挤压态Mg合金相比，⊥挤压方向，10vol％Ti2AlC-Mg基复合材料中的Mg(002)基面衍射峰强度变弱甚至消失；//挤压方向，Ti2AlC(002)基面衍射峰出现及Mg(002)基面衍射峰明显增强。由此可见，热挤压工艺下，Ti2AlC颗粒发生定向化并加强了镁合金的定向化。
实施例4
对50vol％Ti2AlC-Mg基复合材料在440℃热处理36h，使镁基体合金均匀固溶化。在290℃，以8：1挤压比和0.5/s的速率制备出微观组织定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料。⊥挤压方向和//挤压方向，复合材料的压缩强度分别为850MPa和400MPa；复合材料的拉伸强度分别为300MPa和550MPa。

Claims (2)

1.一种定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料，其特征在于，Ti2AlC的体积含量为5％-50％，其余为Mg基合金, 具有纵横比的Ti2AlC晶粒以(002)基面平行于热挤压方向，部分亚微米及纳米级的Ti2AlC弥散在Mg晶粒中；⊥挤压方向和//挤压方向，复合材料的压缩强度分别为450-850MPa和300-600MPa；复合材料的拉伸强度分别为300-450MPa和350-550MPa。
2.热挤压方法制备定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料，该方法包括以下步骤：
步骤1，将粉末冶金或搅拌铸造的Ti2AlC-Mg基复合材料在400-450℃经热处理10-36h，使镁基体合金均匀固溶化；
步骤2，在250-320℃，采用低于14:1的挤压比和0.5-20mm/s的速率挤压Ti2AlC-Mg基复合材料，使Ti2AlC颗粒发生定向织构化，冷却至室温，即得到定向织构化Ti2AlC-Mg基复合材料。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109053206B (zh) * 2018-08-31 2021-07-23 中国科学院金属研究所 一种短纤维增强取向max相陶瓷基复合材料及制备方法
CN109750197A (zh) * 2019-03-26 2019-05-14 北京交通大学 一种三元陶瓷增强镁基复合材料气缸套及其制备方法
CN111690859A (zh) * 2020-06-23 2020-09-22 北京交通大学 一种原位生成Al8Mn4Gd相的Mg-Al-Ca镁合金改性设计及其制备方法
CN111545726A (zh) * 2020-06-23 2020-08-18 北京交通大学 一种定向化Ti3SiC2增强镁基复合材料气缸体及其制备方法
CN112079645B (zh) * 2020-08-19 2022-03-25 广东工业大学 一种织构化碳化硅晶须增韧的氧化铝基陶瓷及其制备方法和应用
CN113231791A (zh) * 2021-03-23 2021-08-10 北京交通大学 一种用于摩托车发动机的镁基复合材料气缸套及其制备方法
CN113277851B (zh) * 2021-06-29 2022-05-24 中国科学院金属研究所 一种陶瓷-金属仿生纳米复合材料及其制备方法
CN113600792A (zh) * 2021-07-15 2021-11-05 北京交通大学 一种空间双相连续结构Ti2AlC/Mg基复合材料及其无压浸渗制备方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102206771A (zh) * 2011-05-25 2011-10-05 哈尔滨工业大学 一种受电弓滑板复合材料及其制备方法
CN105219981A (zh) * 2014-06-24 2016-01-06 江苏朗亿新材料有限公司 一种可控体积分数Ti2AlCp/Al基复合材料的制备方法

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