CN114150238B

CN114150238B - 一种Ti-Al-Nb基复合材料及其制备方法

Info

Publication number: CN114150238B
Application number: CN202111427756.0A
Authority: CN
Inventors: 周毅; 曹京霞; 谭启明; 黄旭
Original assignee: AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials
Current assignee: AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials
Priority date: 2021-11-26
Filing date: 2021-11-26
Publication date: 2022-08-09
Anticipated expiration: 2041-11-26
Also published as: CN114150238A

Abstract

本发明公开一种Ti‑Al‑Nb基复合材料及其制备方法，该材料包括Ti‑Al‑Nb合金基体及体积分数1.5％～10％的TiB晶须，基体的成分为：18～25at％Al，12～27at％Nb，余量为Ti，其中基体的组织形态为：针状O相分布于经变形的非等轴B2相基体内，B2晶粒长轴与短轴比值的平均值≥1.5；TiB晶须保持完整未断裂形态分布于B2相晶界处，呈“销钉”式结构连结两侧的B2晶粒，钉扎住B2相晶界。本发明复合材料的基体合金历经变形，具备流线特征；增强体TiB晶须完整无断裂、分布均匀；高长径比TiB晶须有效钉扎形变基体晶界，使晶界钉扎强化与晶内形变强化效应协同作用，大幅提高材料热强性能。

Description

一种Ti-Al-Nb基复合材料及其制备方法

技术领域

本发明属于金属基复合材料领域，具体涉及一种Ti-Al-Nb基复合材料及其制备方法。

背景技术

三主元Ti-Al-Nb合金是一类高温综合性能匹配优异的结构材料，是航空发动机压气机盘与整体叶盘、机匣、静子环等构件的重要候选材料，有望替代镍基高温合金，实现发动机重量的大幅缩减，从而提高发动机的整体水平。

Ti-Al-Nb合金由于含有一定量B2相而具备了较好的工艺塑性，有利于构件的成形。但B2相的自扩散速率非常高，其晶界的扩散速率更高，这对于高温蠕变、持久等热强性能非常不利。为此，采用复合强化手段提升Ti-Al-Nb合金的综合性能需求迫切，对航空发动机的研制水平的提高意义重大。

目前，对于提高Ti-Al-Nb合金的热强性能，行业内采用的技术手段有合金化改性和制备复合材料两种。

前者通过添加Mo、Ta、W等高熔点元素达到固溶强化的作用。如专利“一种钛三铝基合金及其制备方法”(专利号：CN200310119455.7)，文献“Mo对Ti2AlNb基合金显微组织和力学性能的影响”、“热处理工艺对Ti-24Al-17Nb-0.5Mo合金显微组织和室温拉伸性能的影响”、“Microstructure and Creep Behavior of an Orthorhombic Ti-25Al-17Nb-1MoAlloy”等，均是采用Mo元素改性；文献“Microstructure controlling by heat treatmentand complex processing for Ti2AlNb based alloys”、“Tensile properties andfracture behavior of Ti2AlNb based alloys at room temperature”等均是采用Ta元素改性；文献“The effect of quaternary additions on the microstructures andmechanical properties of orthorhombic Ti2AlNb-based alloys”、“Effect ofcompositional modification on Young’s modulus of Ti2AlNb-based alloy”等尝试了W元素改性。此类固溶强化的合金，可进一步通过变形进行构件的成形与组织性能的调控，从而使构件兼具了形变强化效果，但没有第二相钉扎合金晶界，合金的组织细化效果有限，且晶界的高温稳定性不足。

后者通过添加Si、B、C等元素引入硬质第二相达到强化作用，如专利“一种低密度高塑性Ti2AlNb合金”(专利号：CN201410685690)、“TiB particle reinforced Ti2AlNbintermetallic compound matrix composite material and its production method”(专利号：JP2000191896)，文献“Room-Temperature Tensile and High-Cycle-FatigueStrength of Fine TiB Particulate-Reinforced Ti-22Al-27Nb Composites”、“Microstructure,Tensile,and Creep Behavior of Boron-Modified Ti-15Al-33Nb(at.％)”等。其中，采用TiB晶须钉扎基体合金晶界是一类重要的复合材料。虽然引入一种陶瓷增强相可使材料具备更高的性能潜力，但却带来新的难题：一是增强体分布均匀性差的组织控制难题；二是变形抗力大、工艺塑性差的成形难题；三是基体的形变强化与增强体的增强效果难以协同发挥作用的难题，因为即使复合材料发生了宏观无开裂的变形，使基体获得了形变强化，但晶须增强体基本不具备变形协调能力，不是发生断裂就是导致附近基体发生开裂，断裂导致晶须长径比降低，晶须断裂面与基体开裂面属于新引入的微缺陷，均使增强效益大幅降低。

因此，上述难题一直是行业现有技术无法解决的瓶颈，也是金属基复合材料应用必须攻克的技术难关。

发明内容

鉴于现有技术的上述情况，本发明的目的是提供一种Ti-Al-Nb基复合材料及其制备方法，以通过Ti-Al-Nb基体合金的晶内形变强化与固溶强化、晶界TiB晶须的第二相强化及TiB晶须的高长径比、无断裂、高完整性带来的高增强效果协同作用，提高复合材料的热强性能。

按照本发明的一个方面，提供一种Ti-Al-Nb基复合材料，其特征在于：包括Ti-Al-Nb合金基体，以及Ti-Al-Nb合金中的TiB晶须，复合材料中TiB晶须的体积分数为1.5％～10％，其中所述Ti-Al-Nb合金基体的成分及原子百分比为：18％～25％Al，12％～27％Nb，余量为Ti，其中Ti-Al-Nb合金基体的组织形态为：针状O相分布于经过变形的非等轴B2相基体内，B2晶粒长轴与短轴比值的平均值≥1.5；TiB晶须保持完整未断裂形态分布于B2相晶界处，呈“销钉”式结构连结其两侧的B2晶粒，钉扎住B2相晶界。

其中Ti-Al-Nb合金基体合金可添加原子百分比为0％～2％的Mo、0％～2％的Zr、0％～5％的V、0％～5％的Ta、0％～2％的W和0％～1.5％的Si中的一种或多种进行改性，且Mo+Zr+V+Ta+W+Si≥0.5％。

按照本发明的另一个方面，提供一种上述Ti-Al-Nb基复合材料的制备方法，所述包括以下步骤：

步骤1：将球形Ti-Al-Nb基体合金粉末与TiB2粉末或B粉末混合球磨，混合粉末中B元素的重量占比为0.16％～2.52％，球、料重量比为(3～8):1，球磨时间(6～24)h，转速(100～300)r/min，制备出TiB2粉末或B粉末包裹球形基体合金粉末表面的复合结构粉末；

步骤2：将步骤1获得的复合结构粉末放入软包套中，抽真空并密封，获得复合结构粉末的软包套结构；

步骤3：将步骤2获得的软包套结构进行等静压预致密化，压力(100～400MPa)，温度≤650℃，保压(1～3)h，去除包套，获得半致密预制坯；

步骤4：将步骤3获得的半致密预制坯放入硬包套中，抽真空并密封，获得复合粉末预制坯的硬包套结构；

步骤5：将步骤4获得的硬包套结构进行温变形，变形加热温度为(400～650)℃，变形量≥20％，获得变形预制坯；

步骤6：将步骤5获得的变形预制坯进行热等静压，压力(80～150)MPa,温度(800～1000℃)，保压时间(1～3)h，去除包套，获得目标复合材料。

本发明提供一种Ti-Al-Nb基复合材料及其制备方法，本发明的方法工艺过程稳定可控，制备的复合材料TiB晶须分布均匀、长径比高、无断裂，具备最优的增强效果；基体处于形变强化状态，具备变形材料普遍的流线特征。该复合材料综合利用基体合金的形变强化与固溶强化机制、完整无断裂的高长径比TiB晶须的第二相晶界钉扎机制，实现增强体TiB晶须在基体Ti-Al-Nb合金中的结构性均匀分布，协同发挥二者的性能优势，实现复合材料热强性能的提高。

具体实施方式

为了更清楚地理解本发明的目的、技术方案及优点，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。

本发明提供一种Ti-Al-Nb基复合材料，其特征在于包括Ti-Al-Nb合金基体，以及Ti-Al-Nb合金中的TiB晶须，复合材料中TiB晶须的体积分数为1.5％～10％，其中所述Ti-Al-Nb合金基体的成分及原子百分比为：18％～25％Al，12％～27％Nb，余量为Ti，其中Ti-Al-Nb合金基体的组织形态为：针状O相分布于经过变形的非等轴B2相基体内，B2晶粒长轴与短轴比值的平均值≥1.5；TiB晶保持完整未断裂形态分布于B2相晶界处，呈“销钉”式结构连结其两侧的B2晶粒，钉扎住B2相晶界。

其中Ti-Al-Nb合金基体合金可以添加原子百分比为0％～2％的Mo、0％～2％的Zr、0％～5％的V、0％～5％的Ta、0％～2％的W和0％～1.5％的Si中的一种或多种进行改性，且Mo+Zr+V+Ta+W+Si≥0.5％。

下表1列出了本发明的典型Ti-Al-Nb基复合材料基体的化学成分、增强体体积分数及组织结构

表1

上述表1中序号1对应复合材料的制备方法的具体实施例1

1、将球形Ti-22Al-23Nb-1Mo-1Zr粉末与B粉末混合球磨，混合粉末中B的重量占比为1.33％，球、料重量比为3:1，球磨时间10h，转速150r/min，制备出B粉末包裹球形Ti-Al-Nb粉末表面的复合结构粉末；

2、将步骤1获得的复合结构粉末放入橡胶包套中，抽真空并密封，获得复合结构粉末的软包套结构；

3、将步骤2获得的软包套结构进行室温等静压预制密化，压力400MPa，保压2h，去除包套，获得半致密预制坯；

4、将步骤3获得的半致密预制坯放入紫铜硬套中，抽真空并密封，获得复合粉末预制坯的硬包套结构；

5、将步骤4获得的硬包套结构进行温变形，变形加热温度为550℃，变形量30％，获得变形预制坯；

6、将步骤5获得的变形预制坯进行热等静压，压力80MPa,温度900℃，保压时间2h，去除包套，获得目标复合材料。

上述表1中序号2对应复合材料的制备方法的具体实施例2

1、将球形Ti-22Al-25Nb粉末与TiB₂粉末混合球磨，混合粉末中TiB₂的重量占比为2.56％，球、料重量比为5:1，球磨时间15h，转速200r/min，制备出TiB2粉末包裹球形Ti-Al-Nb粉末表面的复合结构粉末；

3、将步骤2获得的软包套结构进行室温等静压预制密化，压力400MPa，保压3h，去除包套，获得半致密预制坯；

5、将步骤4获得的硬包套结构进行温变形，变形加热温度为500℃，变形量50％，获得变形预制坯；

6、将步骤5获得的变形预制坯进行热等静压，压力100MPa,温度950℃，保压时间2h，去除包套，获得目标复合材料。

上述表1中序号3对应复合材料的制备方法的具体实施例3

1、将球形Ti-22Al-23Nb-0.5Mo-1Zr-1.5Si粉末与TiB2粉末混合球磨，混合粉末中TiB2的重量占比为4.17％，球、料重量比为7:1，球磨时间20h，转速300r/min，制备出B粉末包裹球形Ti-Al-Nb粉末表面的复合结构粉末；

2、将步骤1获得的复合结构粉末放入塑料包套中，抽真空并密封，获得复合结构粉末的软包套结构；

4、将步骤3获得的半致密预制坯放入不锈钢硬套中，抽真空并密封，获得复合粉末预制坯的硬包套结构；

5、将步骤4获得的硬包套结构进行温变形，变形加热温度为600℃，变形量70％，获得变形预制坯；

6、将步骤5获得的变形预制坯进行热等静压，压力120MPa,温度1000℃，保压时间1.5h，去除包套，获得目标复合材料。

上述表1中序号4对应复合材料的制备方法的具体实施例4

1、将球形Ti-22Al-25Nb-1.8Si粉末与TiB2粉末混合球磨，混合粉末中TiB2的重量占比为3.41％，球、料重量比为6:1，球磨时间24h，转速200r/min，制备出B粉末包裹球形Ti-Al-Nb粉末表面的复合结构粉末；

3、将步骤2获得的软包套结构进行室温等静压预制密化，压力300MPa，保压3h，去除包套，获得半致密预制坯；

5、将步骤4获得的硬包套结构进行温变形，变形加热温度为600℃，变形量60％，获得变形预制坯；

6、将步骤5获得的变形预制坯进行热等静压，压力130MPa,温度980℃，保压时间2h，去除包套，获得目标复合材料。

下表2是实施例1～4的复合材料与基体合金的热强性能对比结果。

表2

表2中，1～4为按照本发明的Ti-Al-Nb基复合材料，5为Ti-Al-Nb基体合金，6为Ti-Al-Nb基体合金与TiB晶须的复合材料(B2相长径比＜1.5)。

本发明解决了以下问题：一、现有变形Ti-Al-Nb基体合金高温服役条件下晶界强度不足的问题，提高蠕变抗力；三、现有基体Ti-Al-Nb合金晶内强度不足的问题，通过形变强化机制和固溶强化机制提高晶内强度；三、现有TiB晶须增强复合材料变形时脆性TiB晶须发生断裂引入缺陷的同时缩短了长径比，TiB晶须的完整性遭到破坏，造成晶界钉扎效果减弱的问题，提高复合效益。最终通过Ti-Al-Nb基体合金的晶内形变强化与固溶强化、晶界TiB晶须的第二相强化及TiB晶须的高长径比、无断裂、高完整性带来的高增强效果协同作用，提高复合材料的热强性能。

Claims

1.一种Ti-Al-Nb基复合材料，其特征在于：包括Ti-Al-Nb合金基体，以及Ti-Al-Nb合金中的TiB晶须，TiB晶须的体积分数为1.5％～10％，其中所述Ti-Al-Nb合金基体的成分按原子百分比为：18％～25％Al，12％～27％Nb，余量为Ti，其中Ti-Al-Nb合金基体的组织形态为：针状O相分布于经过变形的非等轴B2相基体内，B2晶粒长轴与短轴比值的平均值≥1.5；TiB晶须保持完整未断裂形态分布于B2相晶界处，呈“销钉”式结构连结其两侧的B2晶粒，钉扎住B2相晶界。

2.按照权利要求1所述的Ti-Al-Nb基复合材料，其中Ti-Al-Nb基体合金还包含原子百分比为0％～2％的Mo、0％～2％的Zr、0％～5％的V、0％～5％的Ta、0％～2％的W和0％～1.5％的Si中的一种或多种，且Mo+Zr+V+Ta+W+Si≥0.5％。

3.按照权利要求1或2所述的Ti-Al-Nb基复合材料的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：将球形Ti-Al-Nb基体合金粉末与TiB2粉末或B粉末混合球磨，混合粉末中B元素的重量占比为0.16％～2.52％，制备出TiB2粉末或B粉末包裹球形基体合金粉末表面的复合结构粉末；

步骤3：将步骤2获得的软包套结构进行等静压预致密化，压力100～400MPa，温度≤650℃，保压1～3小时后去除包套，获得半致密预制坯；

步骤5：将步骤4获得的硬包套结构进行温变形，变形加热温度为400～650℃，变形量≥20％，获得变形预制坯；

步骤6：将步骤5获得的变形预制坯进行热等静压，压力80～150MPa,温度800～1000℃，保压1～3小时后去除包套，获得目标复合材料。

4.按照权利要求3所述的方法，其中步骤1球磨时，球、料重量比为3～8:1，球磨时间6～24h，转速100～300r/min。

5.按照权利要求3所述的方法，其中所述软包套为塑料或橡胶包套。

6.按照权利要求3所述的方法，其中所述硬包套为不锈钢或紫铜包套。