CN109136608A - 一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法 - Google Patents

一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，属于金属基复合材料领域。所述方法利用球磨、放电等离子低温成型以及放电等离子热变形三种技术结合，有效调控TiB晶须达到在钛基复合材料中取向一致的最优形貌；所述方法中，变形温度可控，气氛可控，无氧化等不利因素影响，且变形速率可通过加压速率间接调控，得到的TiB晶须长径比高，完整性好，与钛基体具有良好的界面结合及共格关系，可依据荷载转移机制中取向因子、长径比优化对基体产生强化作用，显著提升了本发明所述复合材料的综合力学性能；充分解决了TiB晶须取向不易调控，手段单一，晶须长径比低，需要额外的热变形设备并因此增加工艺难度和成本等问题。

Description

一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法
技术领域
本发明涉及一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，属于金属基复合材料领域。
背景技术
钛基复合材料(TMCs)是以纯钛或钛合金作为基体，以陶瓷增强相(颗粒，晶须，连续纤维)作为增强体复合而成。由于钛基复合材料具有高的比强度、比刚度，良好的耐磨性、耐高温性能、热膨胀系数低以及非磁性以及不易老化等优良性能，首先在航空航天领域获得应用，并逐步向汽车、电子、体育用品和生物器械等领域扩展。因此，钛基复合材料受到国内外材料领域科学家的重点关注。
与目前常见的TiC、B4C、SiC、Ti5Si3以及TiN等陶瓷增强相相比，TiB晶须具备以下几方面优势：
(1)TiB可以通过钛以及钛合金与无定型单质硼(B)粉或硼化物，例如：TiB2、B4C以及BN等原料原位反应制备而成，避免引入其他杂质。因而，TiB晶须表面通常非常干净；
(2)TiB具有低密度、高强度、高刚度、高模量和良好的耐热性，可有效的弥补钛基体强度方面的不足；
(3)TiB在基体中热力学稳定，不会与钛基体形成非化学计量比的不利产物；
(4)TiB与基体线膨胀系数相差较小，因此其与钛基体之间的界面结合非常牢固；
(5)高温下增强相所含元素(B)不溶入基体中，不会形成不可控的偏析相。
因而，近些年来，TiB晶须增强钛基复合材料得到了广泛的关注，目前世界各地的学者都在该方面进行了积极的研究。据权威的Elsevier机构统计，从2011年至今，每年都有超过300篇关于TiB晶须增强钛基复合材料的文章。但是在TiB晶须增强钛基复合材料中TiB晶须的强化效果参差不一。目前的一系列研究表明，TiB晶须的强化效果主要受以下几方面的影响：TiB晶须增强相的直径、长径比、添加的含量、晶须的取向以及晶须与基体的结合情况。尽管很多的研究者们通过反应体系设计、制备方法以及控制等方面开展了大量研究，但是针对TiB晶须的取向调控及其对力学性能的影响研究很少。
根据上海交通大学F.C.Ma等人的研究(Ma F,Wang T,Liu P,et al.MaterialsScience and Engineering:A,2016,654:352-358.)，TiB晶须对于钛基复合材料强度的贡献(ΔσTiB)满足以下公式：
公式中σ基体表示的是基体材料的屈服强度，V是TiB晶须的体积含量，l是TiB晶须的长度，d是TiB晶须的直径，C0是TiB晶须的取向因子。对于常规手段制备的TiB晶须增强钛基复合材料，TiB晶须的生长是无取向性的，因而通过计算得到的C0值仅为0.2705。而如能将晶须的取向调为一致，理论上可将相同含量，直径和长度的TiB晶须强化效果提升3.69倍。但是在这些TiB晶须相关的变量中，取向因子是最难通过实验调控。
目前，针对TiB晶须增强钛基复合材料中晶须取向的调控手段仍然有限，主要是通过热轧或热挤压等变形加工手段使TiB晶须增强钛基复合材料中的TiB晶须取向随基体塑性变形逐渐统一。尽管最终材料力学性能有所提升，但是在变形过程中TiB晶须发生断裂，长径比大幅度下降。根据上文提到的公式，TiB晶须相长径比的降低会引起增强相荷载转移强化效应下降，从而降低复合材料力学性能。并且，在轧制过程中钛基体内部容易出现微孔，微裂纹等缺陷，也将对复合材料力学性能造成不利的影响。因此，通过常规的热变形加工手段调控TiB晶须取向难以最大程度发挥TiB晶须的强化效果。
如何能在钛基复合材料内通过原位烧结方式，不依赖于热轧、热挤压等传统变形加工手段，有效调控TiB晶须取向，同时维持TiB晶须细直径和高长径比的最优形态，且保证TiB晶须与基体界面结合牢固，基体内无裂纹和微孔等缺陷是目前各国学者所关心的问题。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，所述方法通过球磨工艺，放电等离子低温成型技术以及放电等离子热变形技术相结合实现。
本发明的目的由以下技术方案实现。
一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，所述方法步骤如下：
(1)球磨：
将TiB2粉和钛粉，或TiB2粉和钛合金粉，加入球磨罐中，混合均匀得到混合泥浆，干燥，得到混合粉末；
其中，TiB2粉和钛粉的质量比为(0.05～40.00):(99.95～60.00)；
TiB2粉和钛合金粉的质量比为(0.05～40.00):(99.95～60.00)；
优选钛粉的粒径≤50μm；
优选钛合金粉的粒径≤50μm；
优选TiB2粉的粒径≤20μm；
优选所述球磨采用SM-QB行星式球磨机；
优选球磨参数为：球磨介质为无水乙醇；球料比为2～10:1；球磨机转速为150r/min～600r/min，球磨时间为0.5h～5.0h；
其中，优选磨球由质量比为0.1～10:1的大玛瑙球和小玛瑙球组成，大玛瑙球的直径为10mm～30mm，小玛瑙球的直径为1mm～5mm；
优选所述干燥过程为：
先将球磨完成后的混合泥浆于70℃～80℃下旋转蒸发真空干燥0.2h～2h，待球磨介质挥发完毕后，再于30℃～60℃下干燥0.5h～1h；
优选所述真空干燥采用真空旋转蒸发仪，其转速为40r/min～100r/min。
(2)放电等离子低温成型：
采用放电等离子系统对所述混合粉末进行低温成型，得到复合材料块体，清洗，干燥。
其中，成型条件为：
在初始真空度<15Pa，初始压力为0.2MPa～1MPa下，以20℃/min～200℃/min的升温速率进行升温；当温度升至400℃～650℃且真空度<15Pa时，调节升温速率为30℃/min～50℃/min，并同时加压，待温度升至450℃～700℃、压力达60MPa～400MPa以及烧结的混合粉末位移率变化量≤0.05mm/min时计时，保温保压1min～30min；然后保持压力不变，随炉冷却至250℃以下，得到复合材料块体，卸除压力，随炉冷却至100℃以下取出，清洗，干燥。
(3)放电等离子热变形：
将步骤(2)制得的复合材料块体放置于模具的内部，采用放电等离子系统进行热变形处理；
其中，所述模具内腔截面面积(S模具)与所述复合材料块体垂直于加载方向的截面面积(S复合材料)满足S模具≥1.2S复合材料；
优选所述复合材料块体放置于模具内中央位置；
热变形处理条件为：
在初始真空度<15Pa，初始压力为0.2MPa～5MPa下，以30℃/min～300℃/min的升温速率进行升温；当温度升至750℃～1300℃且真空度<15Pa时，保温0min～30min，压力保持初始值；
保温结束后，调节升温速率为0℃/min～50℃/min，并同时加压，施加压力的速率为5KN/min～70KN/min，此时位移率迅速增大，复合材料块体发生压缩形变；待温度升至800℃～1300℃、压力达10MPa～120MPa以及烧结的混合粉末位移率变化量≤0.05mm/min时计时，保温保压0min～30min；然后保持压力不变，随炉冷却至700℃以下，再卸除压力，随炉冷却至150℃以下取出冷却后的产物；对冷却后的产物进行清洗、干燥，得到本发明所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料。
有益效果
1.本发明提供了一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，所述方法利用球磨、放电等离子低温成型以及放电等离子热变形三种技术结合，可以在不依赖于热轧、热挤压等传统变形加工手段的前提下，有效调控TiB晶须在钛基复合材料中的取向；其中，通过球磨，可以将TiB2粉与钛或钛合金粉末均匀混合；利用放电等离子烧结的烧结效率高，外加压力和烧结气氛可控的优点，本发明首先在较低的烧结温度与很高的轴向压力下，控制TiB2颗粒与周围钛或钛合金基体不发生原位反应的前提下，制备致密的复合材料烧结块体，对于常见的纯钛与钛合金基体，此步骤制备的复合块体致密度可达95.0％以上；然后，通过放电等离子热变形处理，一方面使TiB2颗粒与周围钛或钛合金基体发生程度可控的原位反应，并最大程度减少基体晶粒粗化；另一方面，通过热压缩变形促进钛或钛合金基体中B原子扩散，并使得已形成的初生TiB晶须取向同化；所述方法充分解决了TiB晶须取向不易调控，手段单一，晶须长径比低，需要额外的热变形设备并因此增加工艺难度和成本等问题；
2.本发明提供了一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料，所述方法制备的所述复合材料中，TiB晶须的取向可被灵活的调控，最终达到取向一致的最优形貌；所述方法中变形温度可控，气氛可控，无氧化等不利因素影响，且变形速率可通过加压速率间接调控，因而原位生成的得到的TiB晶须长径比高，完整性好，与钛基体具有良好的界面结合及共格关系，可依据荷载转移机制中取向因子、长径比优化对基体产生强化作用，显著提升了本发明所述复合材料的综合力学性能；
3.本发明提供了一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，所述方法简单易行，周期短，实用性强，有利于工业化。
附图说明
图1为实施例2制备的取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的X射线衍射(XRD)图谱。
图2为实施例2制备的取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的场发射扫描电子显微镜(SEM)微观组织形貌图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作详细的阐述。
以下实施例中所述TC4粉购自北京浩运工贸有限公司，颗粒形状为近圆形。平均粒径为40μm，纯度大于等于99.9wt％，其各组分及质量分数(wt％)如表1所示：
表1
所述Ti粉，购自北京泰欣隆金属材料加工厂，形状为不规则多边形，平均颗粒直径约为40μm，纯度大于99.0wt％
所述TiB2粉购自丹东日进科技有限公司，纯度≥99.5wt％，平均粒径为0.5μm。
所述无水乙醇由北京市通广精细化工公司生产。
所述室温拉伸试验在由国家钢铁研究总院材料分析测试中心按照GB/T228-2002进行检测，试样中标距段的直径D＝3mm，长度L＝10mm。每个试样测试五次，取其平均值作为试样的实际性能；该方法可以得到复合材料如下性能参数：抗拉强度，拉伸屈服强度和拉伸延伸率。
所述物相分析采用X射线衍射仪(XRD,X’Pert PRO MPD,PANalytical B.V.,Netherlands)对试样进行物相鉴定；测试条件为：Cu Kα辐射，角度范围为20°～85°，步进为0.02°。
所述显微组织观察采用场发射扫描电子显微镜(SEM,Hitachi S-4800N，Hitachi，Japan)观察试样表面抛光腐蚀后的组织形貌。
所述基体晶粒尺寸，α-Ti片层厚度，TiB晶须长径比和晶须直径均由美国MEDIACYBERNETICS图像技术公司的Image-Pro Plus 6.0软件对所述SEM拍摄图片分析处理得到。
所述实际密度根据国标GB/T 1423-1996《贵金属及其合金密度的测试方法》中规定的方法进行。
所述致密度D的计算公式为：D＝ρ实际/ρ理论×100％，其中，ρ实际表示实际密度，ρ理论表示理论密度。
实施例1
一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，所述方法步骤如下：
(1)将0.02g TiB2粉和39.98g TC4粉加入SM-QB行星式球磨机的球磨罐中，并按球料比2:1加入磨球和过量的无水乙醇；在600r/min的转速下，球磨0.5h，混合均匀得到混合泥浆；将所述混合泥浆倒入真空旋转蒸发仪中，在转速为100r/min、水浴温度为80℃条件下转蒸0.2h，待球磨介质挥发完毕后得到混合粉末前体；将混合粉末前体放入电热恒温鼓风干燥箱中，于60℃下干燥1h，得到混合粉末。
其中，磨球由质量比为0.1:1的大玛瑙球和小玛瑙球组成，大玛瑙球的直径为10mm，小玛瑙球的直径为1mm。
(2)将40g步骤(1)制得的混合粉末放入内径为25mm的圆柱形硬质合金模具中，再放入放电等离子烧结系统(SPS-3.20-MV，日本住友石炭矿业株式会社)中，设置炉腔内初始真空度2Pa，初始压力为0.2MPa，以20℃/min的升温速率进行升温，当温度升至400℃真空度为5Pa时，调节升温速率为30℃/min，并同时加压，待温度升至450℃，压力达400MPa且当烧结的混合粉末位移率变化量为0.02mm/min时计时，保温保压30min；然后保持压力不变，随炉冷却至240℃，卸除压力，随炉冷却至90℃，取出烧结后得到的复合材料块体，先用去离子水清洗再用乙醇清洗复合材料块体的表面，干燥。
(3)将步骤(2)制得的干燥复合材料块体先放置于内径28mm的圆柱形石墨-碳纤维复合模具内部中央位置，S模具＝1.25S复合材料，再放入放电等离子烧结系统(SPS-3.20-MV，日本住友石炭矿业株式会社)中进行热变形处理：
设置炉腔内初始真空度2Pa，初始压力为5MPa，以30℃/min的升温速率进行升温，当温度升至750℃真空度为5Pa时，保温30min，压力保持初始值5MPa。
保温结束后，调节升温速率为50℃/min，并同时加压，施加压力的速率为70KN/min，此时位移率迅速增大，复合材料块体发生压缩形变；待温度升至800℃，压力达120MPa且当烧结的混合粉末位移率变化量为0.02mm/min时计时，保温保压30min；然后保持压力不变，随炉冷却至690℃，卸除压力，随炉冷却至90℃后取出；对冷却后的产物进行清洗，干燥，得到所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料。
将本实施例制得的所述复合材料制成试样进行测试，得到测试结果如下：
(1)所述复合材料的致密度为99.0％。
(2)所述复合材料的力学性能：抗拉强度为1120MPa；拉伸屈服强度为1068MPa；拉伸延伸率为3.3％。
(3)X射线衍射(XRD)图谱分析结果如下，图谱从左到右各个峰分别为：
(100)α-Ti，2θ＝35.308
(002)α-Ti，2θ＝38.439
(110)β-Ti，2θ＝38.759
(101)α-Ti，2θ＝40.416
(200)TiB，2θ＝43.016
(102)α-Ti，2θ＝53.212
(220)TiB，2θ＝62.463
(110)α-Ti，2θ＝63.204
(103)α-Ti，2θ＝70.785
(200)α-Ti，2θ＝73.997
(311)TiB，2θ＝74.889
(112)α-Ti，2θ＝76.084
由图谱可知，在800℃时TC4粉和TiB2粉之间已经发生反应，烧结的试样的衍射图谱都只能观察到α-Ti相，β-Ti相和TiB相的衍射特征峰，没有发现TiB2相的特征峰，这表明原位反应进行完全，所有的TiB2全部转化为TiB。
(4)所述复合材料的场发射扫描电子显微镜(SEM)微观组织形貌图分析结果如下：
1)所述复合材料中的TiB晶须在整个基体内部取向高度一致，平均长径比为34，晶须平均直径为140nm，低温(800℃)下TiB晶须没有发生异常粗化；
2)所述复合材料中的TiB晶须完整度好。通过对随机选择的SEM图像区域(500μm×500μm)内的TiB晶须进行统计与分析，由放电等离子热变形过程导致断裂的TiB晶须占晶须总量约为1.5％；
3)所述复合材料中的TiB晶须无团聚现象，且与基体界面干净，结合牢固，可有效发挥荷载转移效果；
4)所述复合材料中的基体晶粒平均粒径为18.5μm，α-Ti片层平均厚度为1.1μm，而相同粒径的基体TC4粉通过相同加工工艺制备的块体合金材料中基体晶粒平均粒径为40.4μm，α-Ti片层平均厚度为4.6μm。表明本实施例中TiB晶须起到了显著地细晶强化作用；
5)所述复合材料中基体晶粒为近乎等轴状，未发生明显变形，因而有利于提升所述复合材料的塑性；
6)所述复合材料微观组织中未观测到微孔，微裂纹等缺陷产生。
实施例2
一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，所述方法步骤如下：
(1)将0.40g TiB2粉和39.60g TC4粉加入SM-QB行星式球磨机的球磨罐中，并按球料比10:1加入磨球和过量的无水乙醇；在150r/min的转速下，球磨5.0h，混合均匀得到混合泥浆；将所述混合泥浆倒入真空旋转蒸发仪中，在转速为40r/min、水浴温度为70℃条件下转蒸2h，待球磨介质挥发完毕后得到混合粉末前体；将混合粉末前体放入电热恒温鼓风干燥箱中，于30℃下干燥0.5h，得到混合粉末。
其中，磨球由质量比为10:1的大玛瑙球和小玛瑙球组成，大玛瑙球的直径为30mm，小玛瑙球的直径为5mm。
(2)将40g步骤(1)制得的混合粉末放入内径为25mm的圆柱形硬质合金模具中，再放入放电等离子烧结系统(SPS-3.20-MV，日本住友石炭矿业株式会社)中，设置炉腔内初始真空度2Pa，初始压力为0.2MPa，以80℃/min的升温速率进行升温，当温度升至600℃真空度为5Pa时，调节升温速率为30℃/min，并同时加压，待温度升至650℃，压力达400MPa且当烧结的混合粉末位移率变化量为0.02mm/min时计时，保温保压5min；然后保持压力不变，随炉冷却至240℃，卸除压力，随炉冷却至90℃，取出烧结后得到的复合材料块体，先用去离子水清洗再用乙醇清洗复合材料块体的表面，干燥。
(3)将步骤(2)制得的干燥复合材料块体先放置于内径30mm的圆柱形石墨-碳纤维复合模具内部中央位置，S模具＝1.44S复合材料，再放入放电等离子烧结系统(SPS-3.20-MV，日本住友石炭矿业株式会社)中进行热变形处理：
设置炉腔内初始真空度2Pa，初始压力为0.2MPa，以30℃/min的升温速率进行升温，当温度升至800℃真空度为5Pa时，保温1min，压力保持初始值0.2MPa。
保温结束后，调节升温速率为50℃/min，并同时加压，施加压力的速率为20KN/min，此时位移率迅速增大，复合材料块体发生压缩形变；待温度升至950℃，压力达60MPa且当烧结的混合粉末位移率变化量为0.02mm/min时计时，保温保压30min；然后保持压力不变，随炉冷却至680℃，卸除压力，随炉冷却至90℃后取出；对冷却后的产物进行清洗，干燥，得到所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料。
将本实施例所述复合材料制成试样进行测试，得到测试结果如下：
(1)所述复合材料的致密度为99.8％。
(2)所述复合材料的力学性能：抗拉强度为1270MPa；拉伸屈服强度为1220MPa；拉伸延伸率为3.1％。
(3)X射线衍射(XRD)图谱如图1所示，分析结果如下，从左到右各个峰分别为：
(100)α-Ti，2θ＝35.308
(002)α-Ti，2θ＝38.439
(110)β-Ti，2θ＝38.759
(101)α-Ti，2θ＝40.416
(200)TiB，2θ＝43.016
(102)α-Ti，2θ＝53.212
(220)TiB，2θ＝62.463
(110)α-Ti，2θ＝63.204
(103)α-Ti，2θ＝70.785
(200)α-Ti，2θ＝73.997
(311)TiB，2θ＝74.889
(112)α-Ti，2θ＝76.084
由图1可知，在950℃时TC4粉和TiB2粉之间已经发生反应，烧结的试样的衍射图谱都只能观察到α-Ti相，β-Ti相和TiB相的衍射特征峰，没有发现TiB2相的特征峰，这表明原位反应进行完全，所有的TiB2全部转化为TiB。
(4)所述复合材料的场发射扫描电子显微镜(SEM)微观组织形貌图如图2所示，分析结果如下：
1)所述复合材料中的TiB晶须在整个基体内部取向高度一致，平均长径比为51，晶须平均直径为89nm，950℃的温度下TiB晶须没有发生异常粗化；
2)所述复合材料中的TiB晶须完整度好。通过对随机选择的SEM图像区域(500μm×500μm)内的TiB晶须进行统计与分析，由放电等离子热变形过程导致断裂的TiB晶须占晶须总量约为1.1％；
3)所述复合材料中的TiB晶须无团聚现象，且与基体界面干净，结合牢固，可有效发挥荷载转移效果；
4)所述复合材料中的基体晶粒平均粒径为21.2μm，α-Ti片层平均厚度为1.4μm，而相同粒径的基体TC4粉通过相同加工工艺制备的块体合金材料中基体晶粒平均粒径为45.0μm，α-Ti片层平均厚度为5.8μm。表明本实施例中TiB晶须起到了显著地细晶强化作用；
5)所述复合材料中基体晶粒为近乎等轴状，未发生明显变形，因而有利于提升所述复合材料的塑性；
6)所述复合材料微观组织中未观测到微孔，微裂纹等缺陷产生。
实施例3
一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，所述方法步骤如下：
(1)将16.00g TiB2粉和24.00g Ti粉加入SM-QB行星式球磨机的球磨罐中，并按球料比10:1加入磨球和过量的无水乙醇；在150r/min的转速下，球磨5.0h，混合均匀得到混合泥浆；将所述混合泥浆倒入真空旋转蒸发仪中，在转速为40r/min、水浴温度为70℃条件下转蒸2h，待球磨介质挥发完毕后得到混合粉末前体；将混合粉末前体放入电热恒温鼓风干燥箱中，于30℃下干燥0.5h，得到混合粉末。
其中，磨球由质量比为10:1的大玛瑙球和小玛瑙球组成，大玛瑙球的直径为30mm，小玛瑙球的直径为5mm。
(2)将40g步骤(1)制得的混合粉末放入内径为25mm的圆柱形硬质合金模具中，再放入放电等离子烧结系统(SPS-3.20-MV，日本住友石炭矿业株式会社)中，设置炉腔内初始真空度3Pa，初始压力为1MPa，以200℃/min的升温速率进行升温，当温度升至650℃真空度为7Pa时，调节升温速率为50℃/min，并同时加压，待温度升至700℃，压力达60MPa且当烧结的混合粉末位移率变化量为0.04mm/min时计时，保温保压1min；然后保持压力不变，随炉冷却至230℃，卸除压力，随炉冷却至80℃，取出烧结后得到的复合材料块体，先用去离子水清洗再用乙醇清洗复合材料块体的表面，干燥。
(3)将步骤(2)制得的干燥后复合材料块体先放置于内径30mm的圆柱形石墨-碳纤维复合模具内部中央位置，S模具＝1.44S复合材料，再放入放电等离子烧结系统(SPS-3.20-MV，日本住友石炭矿业株式会社)中进行热变形处理：
设置炉腔内初始真空度1Pa，初始压力为0.2MPa，以300℃/min的升温速率进行升温，当温度升至1300℃真空度为5Pa时，保温0min，压力保持初始值0.2MPa。
保温结束后，调节升温速率为0℃/min，并同时加压，施加压力的速率为5KN/min，此时位移率迅速增大，复合材料块体发生压缩形变；待温度维持1300℃，压力升至10MPa且当烧结的混合粉末位移率变化量为0.02mm/min时计时，保温保压0min；然后保持压力不变，随炉冷却至690℃，卸除压力，随炉冷却至90℃后取出；对冷却后的产物进行清洗，干燥，得到所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料。
将本实施所述复合材料制成试样进行测试，得到测试结果如下：
(1)所述复合材料的致密度为99.4％。
(2)所述复合材料的力学性能：抗拉强度为935MPa；拉伸屈服强度为856MPa；拉伸延伸率为1.1％。
(3)X射线衍射(XRD)图谱分析结果如下，从左到右各个峰分别为：
(100)α-Ti，2θ＝35.308
(002)α-Ti，2θ＝38.439
(101)α-Ti，2θ＝40.416
(200)TiB，2θ＝43.016
(102)α-Ti，2θ＝53.212
(220)TiB，2θ＝62.463
(110)α-Ti，2θ＝63.204
(103)α-Ti，2θ＝70.785
(200)α-Ti，2θ＝73.997
(311)TiB，2θ＝74.889
(112)α-Ti，2θ＝76.084
由图谱可知，在1200℃时Ti粉和TiB2粉之间已经发生反应，烧结的试样的衍射图谱都只能观察到α-Ti相和TiB相的衍射特征峰，没有发现TiB2相的特征峰，这表明原位反应进行完全，所有的TiB2全部转化为TiB。
(4)所述复合材料的场发射扫描电子显微镜(SEM)微观组织形貌图分析结果如下：
1)所述复合材料中的TiB晶须在整个基体内部取向高度一致，平均长径比为12，晶须平均直径为480nm，1300℃的温度下TiB晶须发生了轻度的粗化：
2)所述复合材料中的TiB晶须完整度好。通过对随机选择的SEM图像区域(500μm×500μm)内的TiB晶须进行统计与分析，由放电等离子热变形过程导致断裂的TiB晶须占晶须总量约为0.6％；
3)所述复合材料中的TiB晶须无团聚现象，且与基体界面干净，结合牢固，可有效发挥荷载转移效果；
4)所述复合材料中的基体晶粒平均粒径为26.2μm，而相同粒径的基体Ti粉通过相同加工工艺制备的块体合金材料中基体晶粒平均粒径为56.3μm。表明本实施例中TiB晶须起到了显著地细晶强化作用；
5)所述复合材料中基体晶粒为近乎等轴状，未发生明显变形，因而有利于提升所述复合材料的塑性；
6.所述复合材料微观组织中未观测到微孔，微裂纹等缺陷产生。
本发明包括但不限于以上实施例，凡是在本发明精神的原则之下进行的任何等同替换或局部改进，都将视为在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：所述方法步骤如下：
(1)球磨：
将TiB2粉和钛粉，或TiB2粉和钛合金粉，加入球磨罐中，混合均匀得到混合泥浆，干燥，得到混合粉末；
(2)放电等离子低温成型：
采用放电等离子系统对所述混合粉末进行低温成型，得到复合材料块体，清洗，干燥；
(3)放电等离子热变形：
将干燥的复合材料块体放置于模具的内部，采用放电等离子系统进行热变形处理；
所述模具内腔截面面积大于等于与所述复合材料块体垂直于加载方向的截面面积的1.2倍；
热变形处理条件为：
在初始真空度<15Pa，初始压力为0.2MPa～5MPa下，以30℃/min～300℃/min的升温速率进行升温；当温度升至750℃～1300℃且真空度<15Pa时，保温0min～30min，压力保持初始值；
保温结束后，调节升温速率为0℃/min～50℃/min，并同时加压，施加压力的速率为5KN/min～70KN/min；待温度升至800℃～1300℃、压力达10MPa～120MPa以及烧结的混合粉末位移率变化量≤0.05mm/min时计时，保温保压0min～30min；然后保持压力不变，随炉冷却至700℃以下，再卸除压力，随炉冷却至150℃以下取出冷却后的产物；对冷却后的产物进行清洗、干燥，得到所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料。
2.根据权利要求1所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：
TiB2粉和钛粉的质量比为(0.05～40.00):(99.95～60.00)；
TiB2粉和钛合金粉的质量比为(0.05～40.00):(99.95～60.00)；
步骤(2)中：
放电等离子低温成型条件为：
在初始真空度<15Pa，初始压力为0.2MPa～1MPa下，以20℃/min～200℃/min的升温速率进行升温；当温度升至400℃～650℃且真空度<15Pa时，调节升温速率为30℃/min～50℃/min，并同时加压，待温度升至450℃～700℃、压力达60MPa～400MPa以及烧结的混合粉末位移率变化量≤0.05mm/min时计时，保温保压1min～30min；然后保持压力不变，随炉冷却至250℃以下，得到复合材料块体，卸除压力，随炉冷却至100℃以下取出，清洗，干燥。
3.根据权利要求1或2所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：
钛粉的粒径≤50μm；钛合金粉的粒径≤50μm；TiB2粉的粒径≤20μm；
步骤(3)中：
放电等离子热变形时所述复合材料块体放置于模具内中央位置。
4.根据权利要求1或2所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：所述球磨采用SM-QB行星式球磨机。
5.根据权利要求1或2所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：球磨参数为：球磨介质为无水乙醇；球料比为2～10:1；球磨机转速为150r/min～600r/min，球磨时间为0.5h～5.0h；磨球由质量比为0.1～10:1的大玛瑙球和小玛瑙球组成，大玛瑙球的直径为10mm～30mm，小玛瑙球的直径为1mm～5mm。
6.根据权利要求1或2所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：所述球磨采用SM-QB行星式球磨机；球磨参数为：球磨介质为无水乙醇；球料比为2～10:1；球磨机转速为150r/min～600r/min，球磨时间为0.5h～5.0h；磨球由质量比为0.1～10:1的大玛瑙球和小玛瑙球组成，大玛瑙球的直径为10mm～30mm，小玛瑙球的直径为1mm～5mm。
7.根据权利要求1或2所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：所述干燥过程为：先将球磨完成后的混合泥浆于70℃～80℃下旋转蒸发真空干燥0.2h～2h，待球磨介质挥发完毕后，再于30℃～60℃下干燥0.5h～1h。
8.根据权利要求7所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：所述真空干燥采用真空旋转蒸发仪，其转速为40r/min～100r/min。
9.根据权利要求1或2所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：
钛粉的粒径≤50μm；钛合金粉的粒径≤50μm；TiB2粉的粒径≤20μm；
所述球磨采用SM-QB行星式球磨机；
球磨参数为：球磨介质为无水乙醇；球料比为2～10:1；球磨机转速为150r/min～600r/min，球磨时间为0.5h～5.0h；磨球由质量比为0.1～10:1的大玛瑙球和小玛瑙球组成，大玛瑙球的直径为10mm～30mm，小玛瑙球的直径为1mm～5mm；
步骤(3)中：
放电等离子热变形时所述复合材料块体放置于模具内中央位置。
10.根据权利要求9所述的一种取向可控的TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中：所述干燥过程为：先将球磨完成后的混合泥浆于70℃～80℃下旋转蒸发真空干燥0.2h～2h，待球磨介质挥发完毕后，再于30℃～60℃下干燥0.5h～1h；
所述真空干燥采用真空旋转蒸发仪，其转速为40r/min～100r/min。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112675803A (zh) * 2020-11-19 2021-04-20 江苏大学 一种三维氮化硼纳米片泡沫的制备和使用方法
CN112692281A (zh) * 2020-11-23 2021-04-23 北京理工大学 利用sps烧结及变形的二次硬化超高强度钢的制备方法
CN113355545A (zh) * 2021-06-16 2021-09-07 北京理工大学 一种钛合金材料的制备方法
CN113846277A (zh) * 2021-09-17 2021-12-28 北京理工大学 一种TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法
CN115852190A (zh) * 2023-02-28 2023-03-28 北京理工大学 一种定向排布TiB增强钛基复合材料及其制备方法和应用
CN116005084A (zh) * 2022-12-12 2023-04-25 华北电力大学 一种W颗粒-TiB晶须杂化增强钛基复合材料及其制备方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1037323A (zh) * 1988-01-13 1989-11-22 唐化学原料公司 陶瓷金属复合材料的致密
US20050208213A1 (en) * 2002-11-15 2005-09-22 University Of Utah Research Foundation Titanium boride coatings on titanium surfaces and associated methods
JP2006182587A (ja) * 2004-12-27 2006-07-13 National Institute Of Advanced Industrial & Technology セラミックス部材及びその製造方法
CN105492652A (zh) * 2013-07-03 2016-04-13 欧瑞康表面处理解决方案股份公司特鲁巴赫 TiB2层及其制造
US20170217839A1 (en) * 2016-01-29 2017-08-03 National Tsing Hua University Composites with one or multiple principal strengthening compounds and at least one principal cemented refractory metal
CN107244918A (zh) * 2017-07-04 2017-10-13 北京理工大学 一种TiB‑TiC‑TiB2‑B4C‑Al复合陶瓷的快速制备方法
CN107419126A (zh) * 2017-07-04 2017-12-01 北京理工大学 一种TiB‑TiB2‑Al复合陶瓷的快速制备方法
CN108103338A (zh) * 2017-06-12 2018-06-01 吉林大学 内生微纳米混杂双相陶瓷颗粒强化剂和强化铝合金方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1037323A (zh) * 1988-01-13 1989-11-22 唐化学原料公司 陶瓷金属复合材料的致密
US20050208213A1 (en) * 2002-11-15 2005-09-22 University Of Utah Research Foundation Titanium boride coatings on titanium surfaces and associated methods
JP2006182587A (ja) * 2004-12-27 2006-07-13 National Institute Of Advanced Industrial & Technology セラミックス部材及びその製造方法
CN105492652A (zh) * 2013-07-03 2016-04-13 欧瑞康表面处理解决方案股份公司特鲁巴赫 TiB2层及其制造
US20170217839A1 (en) * 2016-01-29 2017-08-03 National Tsing Hua University Composites with one or multiple principal strengthening compounds and at least one principal cemented refractory metal
CN108103338A (zh) * 2017-06-12 2018-06-01 吉林大学 内生微纳米混杂双相陶瓷颗粒强化剂和强化铝合金方法
CN107244918A (zh) * 2017-07-04 2017-10-13 北京理工大学 一种TiB‑TiC‑TiB2‑B4C‑Al复合陶瓷的快速制备方法
CN107419126A (zh) * 2017-07-04 2017-12-01 北京理工大学 一种TiB‑TiB2‑Al复合陶瓷的快速制备方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112675803A (zh) * 2020-11-19 2021-04-20 江苏大学 一种三维氮化硼纳米片泡沫的制备和使用方法
CN112675803B (zh) * 2020-11-19 2023-03-24 江苏大学 一种三维氮化硼纳米片泡沫的制备和使用方法
CN112692281A (zh) * 2020-11-23 2021-04-23 北京理工大学 利用sps烧结及变形的二次硬化超高强度钢的制备方法
CN113355545A (zh) * 2021-06-16 2021-09-07 北京理工大学 一种钛合金材料的制备方法
CN113355545B (zh) * 2021-06-16 2022-05-10 北京理工大学 一种钛合金材料的制备方法
CN113846277A (zh) * 2021-09-17 2021-12-28 北京理工大学 一种TiB晶须增强钛基复合材料的制备方法
CN116005084A (zh) * 2022-12-12 2023-04-25 华北电力大学 一种W颗粒-TiB晶须杂化增强钛基复合材料及其制备方法
CN116005084B (zh) * 2022-12-12 2023-08-04 华北电力大学 一种W颗粒-TiB晶须杂化增强钛基复合材料及其制备方法
CN115852190A (zh) * 2023-02-28 2023-03-28 北京理工大学 一种定向排布TiB增强钛基复合材料及其制备方法和应用

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