一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法

摘要

一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，属于钛铝金属间化合物基复合材料加工制备技术领域。其制备方法为：将TiAl预合金粉末与Nb元素粉末充分混合；将混合后的粉末装入包套中，密封后抽真空后进行热等静压处理，得到TiAl基复合材料坯料；所得热等静压坯料在1240℃～1260℃下进行高温包套热挤压，热挤压结束后，去除包套，得到纤维状韧性富Nb相和颗粒状Ti2AlNb相复合增强的高强塑积TiAl金属间化合物基复合材料。本发明制备TiAl金属间化合物基复合材料，在800℃～850℃使用温度范围内，具有较常规TiAl更高的强塑积。本发明工艺流程简单，对设备要求低，适于工业化生产。

权利要求

1.一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，其特征在于：包括下述步骤，第一步：将A元素粉末与TiAl预合金粉末在V型混料机中充分混合5 8小时，得到混合粉~

末；所述A元素粉末为Nb元素粉末；

所述TiAl预合金粉末以原子百分比计，由下述组分组成：Al：42 50%，

~

A元素：1.0 6.0%，~

W：0.1 0.4%，

~

其余杂质元素总量小于0.1%，剩余为Ti；

A元素粉末的原子个数占TiAl预合金粉末+A元素粉末原子总个数的0.5 10%；

~

第二步：将步骤一所得混合粉末装入包套中，进行振实、密封后抽真空处理；第二步中，抽真空处理的温度为500℃ 550℃，时间为2 3小时；

~ ~

第三步：将抽好真空的密封罐进行热等静压处理，获得钛铝金属间化合物基复合材料坯料；第三步中，热等静压温度为1255℃ 1265℃，压强为150 155MPa，时间为5 5.5h，随炉~ ~ ~

冷却；

第四步：从第三步获得的热等静压坯料上切取圆柱形坯料，圆柱形坯料的高径比大于

1；不锈钢包套的壁厚大于坯料直径的10%，上下底厚度为壁厚2倍；

第五步：将带包套的坯料在1240℃ 1260℃保温3 5小时，同时对挤压筒和挤压模具进~ ~

行预热；第五步中挤压筒和挤压模具预热温度为500℃ 520℃；

~

第六步：将第五步保温后的带包套坯料在预热后的模具中进行高温包套挤压，挤压后自然冷却；第六步中挤压温度为1240℃ 1260℃，挤压速度为20 30mm/min，挤压比大于6，整~ ~

个成形过程温度偏差小于10℃，且挤压速度恒定，挤压后空冷，获得原位生成TiAl金属间化合物基复合材料；

第七步：采用机械方法，将冷却后挤压坯料的包套去除，得到高强塑积TiAl金属间化合物基复合材料。

2.根据权利要求1所述的一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，其特征在于：采用粉末冶金方法制坯，利用热塑性成型方法实现增强相原位生成。

3.根据权利要求1所述的一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，其特征在于：所用TiAl预合金粉末为‑100目通粉，氧含量小于800ppm，采用旋转电极法制备；所用Nb元素粉末为‑200目 ‑100目，氧含量小于500ppm。

~

4.根据权利要求1所述的一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，其特征在于：原位生成的增强相为纤维状分布的富Nb相和颗粒状分布的Ti2AlNb相。

5.根据权利要求1所述的一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，其特征在于：挤压获得的原位生成TiAl金属间化合物基复合材料在800℃下的高温拉伸强塑积大于38GPa%，在850℃下的高温拉伸强塑积大于46GPa%。

说明书

一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及钛铝金属间化合物基复合材料制备方法，特质系高韧性多相复合增强钛铝金属间化合物基复合材料；属于钛铝金属间化合物基复合材料加工制备技术领域。

背景技术

[0002] 钛铝金属间化合物是一种轻质高温结构材料，在航空航天、汽车工业领域已获得重要应用，并体现出其显著的优越性，然而，由于钛铝金属间化合物的本征脆性，以及有限
的高温综合力学性能(强度和塑性)，尤其高温韧性不足，严重限制了其大规模应用。强塑积
(强度×塑性)作为表征材料强韧性水平的综合性能指标，是评价TiAl金属间化合物可否应
用的重要指标之一，提高TiAl金属间化合物的高温强塑积，是实现其广泛应用的重要基础。

[0003] 目前提高TiAl金属间化合物的强韧性主要有3中方法：(1)细化晶粒(2)提高合金中β相含量(3)制备颗粒增强复合材料。

[0004] 晶粒细化方法主要体现在提高TiAl金属间化合物的塑性方面，然而由于TiAl金属间化合物晶粒细化到一定程度后，塑性反而随着晶粒细化而降低，所以需要对晶粒尺寸进
行准确控制。

[0005] 在TiAl金属间化合物中引入β相也是为了提高合金的高温塑性。通过在合金中加入或提高Nb、Mo、Cr、Mn、V等元素的含量而形成更多β相，这种高β相含量的合金在高温下较
常规TiAl合金具有更优的塑性。然而β相在常温下转变为脆性B2相，严重不利于合金的塑
性。

[0006] 制备TiAl金属间化合物基复合材料是提高TiAl强韧性的另一主要方法。根据增强体的类型不同TiAl金属间化合物基复合材料可分为3种：(1)通过在添加(或生成)TiB2、
TiC、B4C、Al2O3、BN、 Ti2AlN等碳化物、氮化物、氧化物颗粒，制备颗粒增强TiAl金属间化合
物基复合材料。(2)在TiAl金属间化合物基体中引入W、Mo、 Nb等高熔点、高强度的纤维或晶
须制备纤维或晶须增强复合材料。 (3)将高塑性的金属或合金与TiAl金属间化合物复合，
制备层状结构的复合材料。但是目前TiAl金属间化合物基复合材料制备方法普遍存在工艺
路线复杂，增强原理单一的缺陷。

[0007] 本发明提出一种新的高强塑积TiAl金属间化合物基复合材料的制备方法。其原理在于：利用粉末冶金的方法易于控制晶粒尺寸的特点，实现晶粒尺寸可控；通过添加塑性纯
金属颗粒，实现类似β相提高材料塑性变形能力的作用，利用纯金属颗粒在热挤压过程中与
基体的扩散作用，原位生成纤维状韧性相，起到类似纤维增强或层状结构增强的作用，同时
原位生成颗粒状第二相起到颗粒增强的作用。本发明结合了多种增强方法，实现了对TiAl
金属间化合物的复合增强。

发明内容

[0008] 本发明的目的在于克服现有钛铝金属间化合物及其复合材料的性能缺点而提供一种制备高强塑积的原位生成多元复合增强TiAl金属间化合物基复合材料的方法。

[0009] 本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，包括下述步骤：

[0010] 第一步：将A元素粉末与TiAl预合金粉末在V型混料机中充分混合5～8小时，得到混合粉末；所述A元素粉选自Nb元素粉末、Ta 元素粉、W元素粉、Mo元素粉.中的至少一种；优
选为Nb元素粉、进一步优选为Nb元素的球状粉；

[0011] 第二步：将步骤一所得混合粉末装入包套中，进行振实、密封后抽真空处理。包套优选为不锈钢包套。

[0012] 第三步：将抽好真空的密封罐进行热等静压处理，获得钛铝金属间化合物基复合材料坯料；

[0013] 第四步：从第三步获得的热等静压坯料上切取坯料，并将其装入不锈钢包套中密封；或将所得坯料装入包套中密封；

[0014] 第五步：将带包套的坯料在1240℃～1260℃保温3～5小时，同时对挤压筒和挤压模具进行预热；

[0015] 第六步：将第五步保温后的带包套坯料在预热后的模具中进行高温包套挤压，挤压后自然冷却；

[0016] 第七步：采用机械方法，将冷却后挤压坯料的包套去除，得到高强塑积TiAl金属间化合物基复合材料。

[0017] 本发明采用粉末冶金方法制坯，利用热塑性成型方法实现增强相原位生成。

[0018] 本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，A元素粉末的原子个数占(TiAl预合金粉末+A元素粉末)原子个数的0.5～10％、优选为0.8～8％；进一步优选为0.8～6％。

[0019] 本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，初始TiAl预合金粉末中含有A元素；且A元素的原子百分含量为1.0～6.0％、优选为3.0～6.0％、进一步优选为4.5～
5.5％。

[0020] 本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，初始TiAl预合金粉末以原子百分比计，包括下述组分：

[0021] Al：42～50％、优选为43～48％、进一步优选为45％，

[0022] A元素：1.0～6.0％、优选为3.5～5.5％、进一步优选为5％，

[0023] W：0.1～0.4％、优选为0.25～0.35％、进一步优选为0.3％，

[0024] 其余杂质元素总量小于0.1％，

[0025] 剩余为Ti

[0026] 本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，所用TiAl预合金粉末为‑100目通粉氧含量小于800ppm，采用旋转电极法制备；所用Nb元素粉为‑200目～‑100目，氧含量小
于500ppm。在本发明中“‑100目通粉”可以理解为小于100目的所有粉末，包含了‑120目， ‑
150目，‑180目······等等。

[0027] 作为优选方案，本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，第二步中，抽真空处理的温度为500℃～550℃，时间为2～3小时。

[0028] 作为优选方案，本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，第三步中，热等静压温度为1255℃～1265℃，压强为150～155MPa，时间为5～5.5h，随炉冷却。

[0029] 作为优选方案，本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，第四步中，从第三步获得的热等静压坯料上切取圆柱形坯料，圆柱形坯料的高径比大于1；不锈钢包套的壁
厚大于坯料直径的10％，上下底厚度为壁厚2倍。

[0030] 作为优选方案，本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，第五步中挤压筒和挤压模具预热温度为500℃～520℃。

[0031] 作为优选方案，本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，第六步中挤压温度为1240℃～1260℃，挤压速度为20～30mm/min，挤压比大于6，整个成形过程温度偏差
小于10℃，且挤压速度恒定，挤压后空冷，获得原位生成TiAl金属间化合物基复合材料。

[0032] 作为优选方案，本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，原位生成的增强相为纤维状分布的富Nb相和颗粒状分布的 Ti2AlNb相。

[0033] 本发明一种高强塑积TiAl基复合材料的制备方法，挤压获得的原位生成TiAl金属间化合物基复合材料在800℃下的高温拉伸强塑积大于38GPa ％，在850℃下的高温拉伸强
塑积大于46GPa ％。

[0034] 在工业上应用时，采用机械方法，将冷却后挤压坯料的包套去除，得到高强塑积TiAl金属间化合物基复合材料。

[0035] 本发明采用上述工艺方法，可制备出在800℃～850℃高温范围内具有优秀强塑积多元增强的TiAl金属间化合物基复合材料。其制备原理在于：利用粉末冶金方法制备TiAl
金属间化合物晶粒大小可控的原理，通过控制原始粉末粒径，实现了具有高塑性细晶TiAl
坯体制备；通过在原始粉末中混合Nb元素粉，利用Nb元素粉末的高塑性特点，在变形过程中
起到类似β相协调变形，提高合金塑性变形能力的作用，顺利实现材料高温挤压变形；在高
温变形过程中，利用 Nb元素与TiAl基体间良好的扩散能力，使挤压后Nb元素粉通过相变转
变为纤维状富Nb相和颗粒状Ti2AlNb相，纤维状富Nb相具有良好的韧性，可阻碍断裂过程中
裂纹扩展，引起载荷转移，同时增加裂纹扩展消耗的能量，从而提高材料的塑性和韧性，起
到纤维增韧或层状结构增韧的效应；而颗粒状Ti2AlNb相能够阻止变形过程中的位错运动，
实现提高强度的目的，具有颗粒增强的效应。由于这种复合材料有原位生成，因此同时具有
优良的基体与第二相的界面强度，避免了外加第二相增强复合材料的界面缺陷。因此本发
明本发明结合了多种增强方法，实现了对TiAl金属间化合物完美的复合增强。

[0036] 本发明所制备的TiAl金属间化合物复合材料在800℃～850℃高温度范围内，与相同化学成分，相似制备工艺(粉末冶金+热塑性变形)获得的TiAl金属间化合物相比，在800
℃时的强塑积提高6倍以上，在850℃时提高20％以上。而800℃～850℃正是TiAl金属间化
合物公认的最佳使用温度范围。

[0037] 本发明的优点是：解决了TiAl金属间化合物在800℃～850℃的使用温度区间，韧性(强塑积)较低的缺点，且制备过程工艺简单，无需对现有设备进行任何改造，适合大批量
生产。

[0038] 综上所述，本发明为制备高强塑积TiAl金属间化合物提高了一条简单有效的途径，为利用纯金属元素粉原位合成制备TiAl金属间化合物基复合材料提高了参考。
附图说明：

[0039] 附图1为本发明方法制备的TiAl金属间化合物基复合材料挤压棒材。

[0040] 附图2为挤压棒材的显微组织。

[0041] 附图3为该方法制备的TiAl金属间化合物基复合材料的高温拉伸强塑积与其它相同化学成分，相似工艺制备的TiAl金属间化合物的对比。

[0042] 图1中可见，挤压棒材表面无任何宏观裂纹，说明具有良好的塑性变形能力。

[0043] 图2中，(a)为挤压棒材的扫描电镜形貌，(b)(c)(d)(e)分别为对应的Ti、Al、Nb、W元素分布。图(a)显示挤压后TiAl基体为双态组织，原始Nb颗粒转变为呈条状分布的纤维
相，在纤维相内部分布颗粒状第二相。元素分布情况可说明，纤维状相为富Nb相，而颗粒状
相为Ti2AlNb相，富Nb相起纤维增强或层状结构增强作用， Ti2AlNb相起颗粒增强作用，元素
细小的双态组织基体起细晶增强作用，该复合材料结合了多元增强效应。

[0044] 图3中，化学成份为：45at％Al，7at％Nb，0.3at％W，余量为 Ti，制备方法同为粉末冶金+高温塑性变形方法制备的普通TiAl金属间化合物和该方法制备TiAl金属间化合物基
复合材料的高温性能对比，可见在800℃时，该复合材料的强塑积为38.8GPa％，而锻造态和
轧制态普通TiAl仅为3.4GPa ％和5.4GPa％；850℃时，该复合材料的强塑积为46.9GPa％，
而锻造态和轧制态普通TiAl仅为31.0GPa ％和 37.6GPa％。
具体实施方式：

[0045] 实施例1

[0046] 将原子组分比为98％的旋转电极法制备的 Ti‑45Al‑5Nb‑0.3W(at％)预合金粉末和原子组分比为2％的Nb元素粉末在V型混料机中充分混合6小时。其中TiAl预合金粉末为‑
100目通粉，氧含量为780ppm，Nb元素粉为‑200目～‑100目，氧含量为 450ppm。然后将充分
混合后的Nb元素粉末与TiAl合金粉末装入Φ100mm×200mm不锈钢包套中，进行振实、密封
后在520℃条件下抽真空2.5小时。将抽好真空的密封罐在温度为1260℃，压强为 152MPa条
件下，热等静压处理5h后随炉冷却。然后从热等静压坯料上切取尺寸为Φ65mm×70mm的圆
柱形坯料，并封装入尺寸为Φ85mm×110mm的不锈钢包套中。将坯料表面均匀涂覆防氧化玻
璃粉后置入温度为1250℃的高温炉中保温4h后进行挤压，挤压前将挤压筒和挤压模预热至
510℃，挤压温度为1250℃，挤压速度为 25mm/min，挤压比为6.25，整个挤压过程控制温度
偏差小于10℃，且挤压速度恒定，挤压后空冷，去除包套后获得原位生成TiAl金属间化合物
基复合材料。该复合材料800℃时的强塑积为38.8GPa％， 850℃时的强塑积为46.9GPa％。

[0047] 实施例2

[0048] 将原子组分比为95％的旋转电极法制备的 Ti‑45Al‑5Nb‑0.3W(at％)预合金粉末和原子组分比为5％的Nb元素粉末在V型混料机中充分混合8小时。其中TiAl预合金粉末为‑
100目通粉，氧含量为780ppm，Nb元素粉为‑200目～‑100目，氧含量为450ppm。然后将充分混
合后的Nb元素粉末与TiAl合金粉末装入Φ100mm×200mm不锈钢包套中，进行振实、密封后
在550℃条件下抽真空3小时。将抽好真空的密封罐在温度为1255℃，压强为155MPa 条件
下，热等静压处理5.5h后随炉冷却。然后从热等静压坯料上切取尺寸为Φ65mm×70mm的圆
柱形坯料，并封装入尺寸为Φ85mm×110mm的不锈钢包套中。将坯料表面均匀涂覆防氧化玻
璃粉后置入温度为1240℃的高温炉中保温5h后进行挤压，挤压前将挤压筒和挤压模预热至
500℃，挤压温度为1240℃，挤压速度为 30mm/min，挤压比为6.25，整个挤压过程控制温度
偏差小于10℃，且挤压速度恒定，挤压后空冷，去除包套后获得原位生成TiAl金属间化合物
基复合材料。该复合材料800℃时的强塑积为35.2GPa％， 850℃时的强塑积为42.6GPa％。

[0049] 实施例3

[0050] 将原子组分比为99％的旋转电极法制备的 Ti‑45Al‑5Nb‑0.3W(at％)预合金粉末和原子组分比为1％的Nb元素粉末在V型混料机中充分混合5小时。其中TiAl预合金粉末为‑
100目通粉，氧含量为780ppm，Nb元素粉为‑200目～‑100目，氧含量为 450ppm。然后将充分
混合后的Nb元素粉末与TiAl合金粉末装入Φ100mm×200mm不锈钢包套中，进行振实、密封
后在550℃条件下抽真空2小时。将抽好真空的密封罐在温度为1265℃，压强为150MPa 条件
下，热等静压处理5.5h后随炉冷却。然后从热等静压坯料上切取尺寸为Φ65mm×70mm的圆
柱形坯料，并封装入尺寸为Φ85mm×110mm的不锈钢包套中。将坯料表面均匀涂覆防氧化玻
璃粉后置入温度为1260℃的高温炉中保温3h后进行挤压，挤压前将挤压筒和挤压模预热至
520℃，挤压温度为1260℃，挤压速度为 20mm/min，挤压比为6.25，整个挤压过程控制温度
偏差小于10℃，且挤压速度恒定，挤压后空冷，去除包套后获得原位生成TiAl金属间化合物
基复合材料。该复合材料800℃时的强塑积为36.9GPa％， 850℃时的强塑积为45.3GPa％。

[0051] 实施例4

[0052] 将原子组分比为96％的旋转电极法制备的 Ti‑45Al‑5Nb‑0.3W(at％)预合金粉末和原子组分比为4％的Ta元素粉末在V型混料机中充分混合6小时。其中TiAl预合金粉末为‑
100目通粉，氧含量为780ppm，Ta元素粉为‑200目～‑100目，氧含量为 420ppm。然后将充分
混合后的Ta元素粉末与TiAl合金粉末装入Φ100mm×200mm不锈钢包套中，进行振实、密封
后在530℃条件下抽真空3小时。将抽好真空的密封罐在温度为1255℃，压强为150MPa 条件
下，热等静压处理5h后随炉冷却。然后从热等静压坯料上切取尺寸为Φ65mm×70mm的圆柱
形坯料，并封装入尺寸为Φ85mm×110mm的不锈钢包套中。将坯料表面均匀涂覆防氧化玻璃
粉后置入温度为1255℃的高温炉中保温5h后进行挤压，挤压前将挤压筒和挤压模预热至
520℃，挤压温度为1255℃，挤压速度为 25mm/min，挤压比为6.25，整个挤压过程控制温度
偏差小于10℃，且挤压速度恒定，挤压后空冷，去除包套后获得原位生成TiAl金属间化合物
基复合材料。该复合材料800℃时的强塑积为40.5GPa％， 850℃时的强塑积为45.2GPa％。

[0053] 对比例1

[0054] 其他条件和实施例1一致，不同之处在于：不添加Nb元素粉；所得复合材料800℃时的强塑积为7.2GPa％，850℃时的强塑积为 38.5GPa％。