CN108179317A - 一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法。本发明涉及电一种粉末冶金制备700℃用高性能钛材的方法。本发明是为了解决现有钛合金材料使用温度难以超过600℃的瓶颈，TiAl、Ti2AlNb、Ni3Al等金属间化合物成形性、加工性、可焊性差，以及传统钛基复合材料强化效果不佳的问题。采用高温钛合金和硼源或碳源为原料，通过粉末冶金方法向材料内靶向引入TiBw、TiCp增强相分布在晶界处；同时通过添加Mo、Zr、Cr等合金元素及硅元素结合固溶析出机制在较软的β相内、α与β相界、TiB/TiC增强相与钛合金界面处引入稳定的细小纳米硅化物。本发明用于制备700℃用高性能钛材。

Description

一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法
技术领域
本发明涉及电一种粉末冶金制备700℃用高性能钛材的方法。
背景技术
Ti合金具有低密度、高比强度、高比刚度、耐腐蚀的特性，并且在高温下具有良好的力学性能，在航天航空、船舶、医药等领域均有广泛应用。然而受材料组织限制，其最高使用温度仅为550～600℃，600℃以上无可靠的钛合金材料可供选择。为进一步提高钛基材料的高温性能及刚度，TiAl金属间化合物、连续纤维增强钛基复合材料(CRTMCs)、非连续增强钛基复合材料(DRTMCs)等应运而生。
上述材料的出现，一定程度上提高了钛材的使用温度，但与此同时也各自拥有不同的弊端。TiAl、Ti2AlNb等金属间化合物及CRTMCs存在难以加工的问题，难以进行成形与机械加工，且无法通过传统焊接方式进行连接。增强体均匀分布的DRTMCs解决了材料难以加工及焊接的问题，但其在室温下存在较大脆性，限制了材料的应用。根据Hashin-Shtrikman(H-S)理论与晶界强化理论所设计制备的增强体非均匀分布一级网状结构TiBw/Ti合金复合材料(ZL200810136852.8)有效地改善了材料的室温塑性，并提高了材料的室温、高温强度水平，解决了粉末冶金法制备DRTMCs的室温脆性问题。然而由于增强体本身的特性，其增强相只能在粉末颗粒周围形成一级网状结构，在网格内部则几乎不存在增强相，尤其双相钛合金中网格内的β相、α/β相界在高温下将成为弱化部位，损害了材料的高温性能。两级网状结构钛基复合材料(ZL201510405104.5)通过向网状材料中引入Ti5Si3增强体，使硅化物增强体分布于β相内，一定程度上改善了材料的综合力学性能。然而，由于所使用的基体材料本征使用温度较低，且存在Ti5Si3相高温稳定性不如三元硅化物，Ti5Si3相尺寸仍然较大，强化效果不如细小三元硅化物，材料的高温使用性能仍需进一步提高。
发明内容
本发明是为了解决现有钛合金材料使用温度难以超过600℃的瓶颈，TiAl、Ti2AlNb、Ni3Al等金属间化合物成形性、加工性、可焊性差，以及传统钛基复合材料强化效果不佳的问题，而提供了一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法。
一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法具体是按以下步骤进行的：
一、按照设计的TiBw或TiCp的体积分数，换算出所需原位反应物粉末与钛合金粉末的配比并进行称量，得到原料粉末；所述原位反应物粉末为B粉、石墨粉、TiB2粉或B4C粉；所述钛合金粉末为球形钛合金粉末，球形钛合金粉末为TA15粉、TA19粉或Ti60粉；
二、按照所设计的TiBw或TiCp的抗蠕变性要求和材料塑性要求设定硅的添加量，同时按照Si元素与M元素的原子比为1:(0.01～0.2)进行称量，得到含M元素粉末；所述Si元素由Si粉末提供；所述M元素为Mo元素、Zr元素或Cr元素，所述M元素由金属粉末或化合物粉末提供；所述化合物粉末为含有Mo元素、Zr元素或Cr元素的化合物；所述硅的添加量为原料粉末总质量的0.2％～3％；
三、将原料粉末和含M元素粉末混合后在高纯Ar保护气氛下使用行星球磨机进行球磨，得到球磨后的粉末；
四、采用真空热压烧结炉对球磨后的粉末进行热压烧结，得到致密材料。
本发明的有益效果：
本发明加工的钛材区别于传统CRTMCs及金属间化合物类钛材，具有良好的可加工性、可焊性及室温塑性；区别于一级网状结构TiBw/Ti复合材料与两级网状(TiBw+Ti5Si3)/Ti合金复合材料，在内部所形成的增强相为钛硅钼、钛硅锆等三元化合物，尺寸更加细小，高温稳定性更好，不仅分布在β相内，还分布在α与β相界、TiB/TiC增强相与钛合金界面处，提高了界面处的高温稳定性，从而大幅提高其高温性能；填补650～700℃用轻质耐热可加工钛材料的空白。
附图说明
图1为实施例一中研磨后的粉末在烧结状态下的低倍组织形貌图；
图2为实施例一中得到的致密材料中alpha/beta界面处的高倍形貌图；
图3为为实施例一中得到的致密材料中alpha/beta界面处的硅元素分布图；
图4为实施例一中得到的致密材料中TiBw/基体界面处的高倍形貌图；
图5为为实施例一中得到的致密材料中TiBw/基体界面处的硅元素分布图；
图6为实施例一得到的致密材料加工成圆盘件以及车削加工丝的照片；
图7为实施例一得到的致密材料经电子束焊接后的表面形貌图。
具体实施方式
具体实施方式一：本实施方式的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法具体是按以下步骤进行的：
一、按照设计的TiBw或TiCp的体积分数，换算出所需原位反应物粉末与钛合金粉末的配比并进行称量，得到原料粉末；所述原位反应物粉末为B粉、石墨粉、TiB2粉或B4C粉；所述钛合金粉末为球形钛合金粉末，球形钛合金粉末为TA15粉、TA19粉或Ti60粉；
二、按照所设计的TiBw或TiCp的抗蠕变性要求和材料塑性要求设定硅的添加量，同时按照Si元素与M元素的原子比为1:(0.01～0.2)进行称量，得到含M元素粉末；所述Si元素由Si粉末提供；所述M元素为Mo元素、Zr元素或Cr元素，所述M元素由金属粉末或化合物粉末提供；所述化合物粉末为含有Mo元素、Zr元素或Cr元素的化合物；所述硅的添加量为原料粉末总质量的0.2％～3％；
三、将原料粉末和含M元素粉末混合后在高纯Ar保护气氛下使用行星球磨机进行球磨，得到球磨后的粉末；
四、采用真空热压烧结炉对球磨后的粉末进行热压烧结，得到致密材料。
本发明采用TA15、TA19、Ti60等高温钛合金和TiB2、C、B4C等为原料，通过粉末冶金方法向材料内靶向引入TiBw、TiCp增强相分布在晶界处，起到增加晶界强化、抑制晶界弱化效果，抑制高温下的晶界滑动；同时通过添加(元素名)等合金元素及硅元素结合固溶析出机制在较软的β相内、α与β相界、TiB/TiC增强相与钛合金界面处引入稳定的细小纳米硅化物，起到强化β相与增加相界强化效果，抑制高温下的相界运动。该材料区别于传统CRTMCs及金属间化合物类钛材，具有良好的可加工性、可焊性及室温塑性；区别于一级网状结构TiBw/Ti复合材料与两级网状(TiBw+Ti5Si3)/Ti合金复合材料，在内部所形成的增强相为钛硅钼、钛硅锆等三元化合物，尺寸更加细小，高温稳定性更好，不仅分布在β相内，还分布在α与β相界、TiB/TiC增强相与钛合金界面处，提高了界面处的高温稳定性，从而大幅提高其高温性能。
本发明中，TiBw及TiCp相以原位反应的方式生成于晶界处，且在材料熔点以下具有稳定性，其形貌及分布等不受热处理影响。三元钛硅化合物相在烧结过程中完全固溶至材料内，于降温过程中逐渐析出，分布在β相内、α与β相界、TiB/TiC增强相与钛合金界面处。
具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：步骤一中所述原位反应物粉末直径应为0.5～5μm。其他步骤及参数与具体实施方式一相同。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同的是：步骤一中所述球形钛合金粉末的尺寸为30～250μm。其他步骤及参数与具体实施方式一或二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同的是：步骤二中所述Si粉末的直径为0.5～5μm。其他步骤及参数与具体实施方式一至三之一相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同的是：步骤二中所述金属粉末或化合物粉末的直径均小于5μm。其他步骤及参数与具体实施方式一至四之一相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一至五之一不同的是：步骤三中所述球磨的线速度为140m/min，球磨时间8h。其他步骤及参数与具体实施方式一至五之一相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同的是：步骤四中所述热压烧结的参数：烧结温度为1000～1500℃，保温时间为0.5～1.5h，压力为20～100MPa，烧结时真空度不低于5×10-2Pa。其他步骤及参数与具体实施方式一至六之一相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同的是：所述700℃用高性能易加工钛材的制备方法还包括对步骤四得到的致密材料进行热加工；所述热加工为轧制、挤压或锻造；热加工的温度为1000～1200℃，变形量20％～85％。其他步骤及参数与具体实施方式一至七之一相同。
通过以下实施例验证本发明的有益效果：
实施例一：一、将500gTA19粉末、7gTiB2粉末、5gZrB2粉末和7.5gSi粉末混合后在高纯Ar保护气氛下使用行星球磨机进行球磨，得到球磨后的粉末；球磨的线速度为140m/min，球磨时间8h；所述TA19粉末的粒径为100μm，所述TiB2粉末粉末的粒径为3μm，所述ZrB2粉末的粒径为3μm，所述Si粉末的粒径为2μm；
二、将研磨后的粉末通过真空热压烧结炉进行烧结，烧结压力为20MPa，烧结温度为1200℃，烧结时间为1h；烧结过程中，炉内气压应保持在0.01Pa以下，保温结束后，将成品随炉冷却至室温后取出，得到致密材料。
图1为实施例一中研磨后的粉末在烧结状态下的低倍组织形貌图；由图1可见TiBw增强相在晶界处靶向分布，可有效提高晶界强化与抑制晶界高温弱化效果。晶内存在深色的α相及浅色的β相，图2为实施例一中得到的致密材料中alpha/beta界面处的高倍形貌图，箭头所指为alpha/beta界面处的三元硅化物；图3为实施例一中得到的致密材料中alpha/beta界面处的硅元素分布图，箭头所指为图二中三元硅化物所对应的硅元素富集区；图4为实施例一中得到的致密材料中TiBw/基体界面处的高倍形貌图，箭头所指为TiBw/基体界面处的三元硅化物；图5为实施例一中得到的致密材料中TiBw/基体界面处的硅元素分布图，箭头所指为图四中三元硅化物所对应的硅元素富集区；如图2～5所示，在β相内、α与β相界、TiB/TiC增强相与钛合金界面处均存在细小的硅化物，提高了界面的高温稳定性，从而可大幅提高其高温性能。
图6为实施例一得到的致密材料加工成圆盘件以及车削加工丝的照片；本材料通过后续成形加工，可以轧制成直径600mm的圆盘件。并且车削加工丝呈均匀连续状，表明该材料具有优异的热成形性与冷加工性，可通过低成本的传统加工手段加工为各类符合使用要求的部件。
图7为实施例一得到的致密材料经电子束焊接后的表面形貌图；从图中可以看出表面质量良好，力学性能测试显示，焊接后的强度达到母材强度的95％～100％，表现出良好的可焊性。
表1为TA15合金、传统增强体均匀分布且含量5vol.％vol的TiBw/TA15复合材料、实施例一得到的致密材料、实施例一得到的致密材料经轧制后的材料和实施例一得到的致密材料经焊接后的材料在不同温度下的拉伸性能对比，可见与传统合金及增强体均匀分布的复合材料相比，本发明可有效改善材料的室温塑性及高温强度；并且对材料进行热变形可进一步改善材料性能。
表1 不同温度下的拉伸性能对比

Claims (8)

1.一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于700℃用高性能易加工钛材的制备方法具体是按以下步骤进行的：
一、按照设计的TiBw或TiCp的体积分数，换算出所需原位反应物粉末与钛合金粉末的配比并进行称量，得到原料粉末；所述原位反应物粉末为B粉、石墨粉、TiB2粉或B4C粉；所述钛合金粉末为球形钛合金粉末，球形钛合金粉末为TA15粉、TA19粉或Ti60粉；
二、按照所设计的TiBw或TiCp的抗蠕变性要求和材料塑性要求设定硅的添加量，同时按照Si元素与M元素的原子比为1:(0.01～0.2)进行称量，得到含M元素粉末；所述Si元素由Si粉末提供；所述M元素为Mo元素、Zr元素或Cr元素，所述M元素由金属粉末或化合物粉末提供；所述化合物粉末为含有Mo元素、Zr元素或Cr元素的化合物；所述硅的添加量为原料粉末总质量的0.2％～3％；
三、将原料粉末和含M元素粉末混合后在高纯Ar保护气氛下使用行星球磨机进行球磨，得到球磨后的粉末；
四、采用真空热压烧结炉对球磨后的粉末进行热压烧结，得到致密材料。
2.根据权利要求1所述的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于步骤一中所述原位反应物粉末直径应为0.5～5μm。
3.根据权利要求1所述的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于步骤一中所述球形钛合金粉末的尺寸为30～250μm。
4.根据权利要求1所述的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于步骤二中所述Si粉末的直径为0.5～5μm。
5.根据权利要求1所述的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于步骤二中所述金属粉末或化合物粉末的直径均小于5μm。
6.根据权利要求1所述的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于步骤三中所述球磨的线速度为140m/min，球磨时间8h。
7.根据权利要求1所述的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于步骤四中所述热压烧结的参数：烧结温度为1000～1500℃，保温时间为0.5～1.5h，压力为20～100MPa，烧结时真空度不低于5×10-2Pa。
8.根据权利要求1所述的一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法，其特征在于所述700℃用高性能易加工钛材的制备方法还包括对步骤四得到的致密材料进行热加工；所述热加工为轧制、挤压或锻造；热加工的温度为1000～1200℃，变形量20％～85％。
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