一种原位自生相增强无铍钛基非晶复合材料及其制备方法

技术领域

本发明属于非晶复合材料领域，更具体地，涉及一种原位自生β-Ti相增强无铍钛基非晶复合材料及其制备方法。

背景技术

钛基非晶合金因低密度、优异耐腐性及良好的生物相容性，在生物医用材料领域有潜在的应用前景。然而，钛基非晶合金由于在室温变形过程中发生剪切带内高度局域化变形行为，使其在室温塑性变形能力有限。为克服钛基非晶合金的室温脆性，通过引入第二相阻碍主剪切带的快速扩展是有效手段之一。第二相引入方法包括直接添加法和原位自生法，其中原位自生材料中基体与第二相间的结合强度相较直接添加法更高，因此通常展现出更加优异的塑性变形能力。

公开号为CN102296253A的专利《内生韧性相增强Ti基非晶复合材料及其制备方法》中先通过电弧熔炼合金锭，再利用喷铸的方法制备获得成分为Ti

发明内容

针对现有技术存在的问题，本发明为解决现有技术中存在的问题采用的技术方案如下：

一种原位自生相增强无铍钛基非晶复合材料，其特征在于：该复合材料的成分为(Ti

所述原位自生相增强无铍钛基非晶复合材料的制备方法，包括如下步骤：

S1、将Ti和Mo元素按照上述成分进行配比并混合，然后在真空环境下熔炼获得Ti-Mo预合金锭；

S2、按原子比(Ti

S3、对母合金锭进行真空感应熔炼后通过铜模喷铸的方式制备得到原位自生β-Ti相增强无铍钛基非晶复合材料。

所述步骤S1和S2中Ti、Mo、Cu、Zr、Pd各元素原料均为单质元素材料，纯度都在99.99wt.％以上。

所述步骤S1和S2中，采用真空电弧熔炼制备预合金锭与母合金锭。

所述步骤S1和S2中，熔炼时真空度为3×10

所述步骤S1和S2中，单次熔炼的时间为3～5min，反复多次进行电弧熔炼，使得合金成分均匀。

所述步骤S3中铜模喷铸过程中，炉腔内压力为-0.04～-0.06MPa，惰性气体的喷射压力为0.02～0.08MPa。

所述步骤S3中铜模喷铸过程中，铜模腔体直径为1mm～3mm。

本发明具有如下优点：

1.本发明设计了一种原位自生相增强无铍钛基非晶复合材料体系成分，其不含高生物毒性的铍和镍等元素，贵金属元素含量也较低，降低了合金成本。通过对其元素成分进行优化，在保持较好非晶形成能力的同时，显著提高其室温塑性；

2.本发明选取Mo元素作为微量添加元素。由于Mo与体系中多元素间的混合焓为负，可固溶进入基体，不显著降低基体的非晶形成能力。同时，Mo元素是β-Ti相稳定化元素，可使β-Ti相在室温稳定存在，并且Mo元素的添加对提高体系耐蚀性也有积极作用。原位自生的β-Ti相与非晶基体在界面处产生应力集中现象，可阻碍基体主剪切带扩展，发生剪切带偏转、分枝或增殖。同时，β-Ti相自身形变也可吸收部分形变能量，延迟裂纹的形成与扩展，提高塑性变形能力；

3.本发明通过调控微添加Mo元素的含量，可进一步调控第二相尺寸及体积含量，进一步优化材料的力学性能，做到复合结构与力学性能的可调可控，制备得到的复合材料适用于多种应用场景。

附图说明

图1是本发明实施例提供的原位自生β-Ti相增强无铍钛基非晶复合材料的制备流程图；

图2为实施例1中制得钛基非晶复合棒材的扫描电镜图像；

图3是实施例1中制得中制得的非晶复合棒材在压缩测试下的真应力应变曲线。

具体实施方式

下面通过实施例，并结合附图，对本发明的技术方案作进一步具体的说明，一种原位自生相增强无铍钛基非晶复合材料，该复合材料的成分为(Ti

如图1所示，提供了上述原位自生相增强钛基非晶复合材料的制备方法，该方法包括如下步骤：

S1将Ti和Mo元素按照上述成分配比并混合，然后进行真空电弧熔炼，并在惰性气氛中反复翻面以实现多次熔炼，每次合金原料完成熔化后需保持一段时间，每两次熔炼之间需用翻样杆将合金锭翻面，待试样成分均匀后冷却制得预合金锭；

S2、将预合金锭与按上述成分配比的Cu、Zr、Pd元素在惰性气体中进行真空电弧熔炼，不断移动电弧使成分熔炼均匀，待合金锭冷却后用翻样杆翻面继续熔炼，多次反复熔炼。熔炼结束后待冷却至室温制得母合金锭；

S3、将石英管一端磨出大小合适的圆孔，将母合金锭切割成小块后置于石英管中，在惰性气氛中进行感应熔炼，待合金充分熔化后将其喷铸到铜模中，通过急冷制得原位自生相增强无铍钛基非晶复合材料。

Mo元素的添加可使合金析出原位自生β-Ti增强相，能够有效抑制主剪切带的扩展，从而提高钛基非晶复合材料的室温塑性；

本发明相较于其他钛基非晶复合材料的制备方法，通过成分设计，引入微量元素，使体系析出原位自生增强相，抑制基体中主剪切带的快速扩展，使得剪切带发生偏转、分枝或增殖，同时增强相本身的塑性形变也可吸收部分形变能量，提高体系的塑性变形能力。

进一步，步骤S1的具体操作过程为：按照一定比例将原料进行配料，目标成分按原子分数进行计量，每个原料的纯度都在99.9％以上；将配制好的合金原料放入真空电弧熔炼炉中，抽真空并通入保护气体，首先熔炼钛锭吸收腔体内残余的氧气与杂质，再对合金原料进行电弧熔炼，反复多次熔炼使得合金锭化学成分均匀，熔炼完毕后冷却获得预合金锭。电弧熔炼时，每次熔炼在合金完全熔化后保持3分钟，然后关闭电弧待合金冷却后将其翻转再进行熔炼，共熔炼4次以上。

步骤S2的具体操作过程为：将制备的预合金锭与配制的Cu、Zr、Pd金属一起放入熔炼炉中，抽真空并通入保护气体，在熔化钛锭除气除杂后，再对合金原料进行电弧熔炼，电弧熔炼温度较高且熔炼4次以上，以此来充分熔化合金原料从而提高合金成分均匀性，待冷却至室温后获得母合金锭。

步骤S3的具体操作过程为：将制备获得的母合金锭切割成小块后，放入底部预先开好小孔(孔径一般为1～2mm)的玻璃管中，玻璃管事先用酒精进行清洗并烘干。再抽真空并通入保护气体后对合金块进行感应加热，直至合金完全熔化后对熔体施加预设压力的惰性气体气流，将熔体喷注至玻璃管正下方的铜模中(铜模孔径为1～3mm)，待冷却至室温后打开模具获得钛基非晶复合材料。

进一步，步骤S1和步骤S2中，熔炼时真空度为3×10

进一步，本发明利用元素微添加获得增强相，添加元素含量可改变增强相的平均尺寸和体积含量。步骤S3中，感应熔炼铜模喷铸过程中，腔体内压力设定为-0.04～-0.06MPa。同时，惰性气体的喷射压力设定为0.03～0.07MPa，防止熔体过多的残留在石英管中，或卷入气体造成气孔等缺陷，并使熔体完整填充铜模。步骤S3中，因增强相的尺寸随冷速的提高而减小，故铜模喷铸中铜模型腔的直径优选为1mm～3mm。

下面根据具体实施例对本发明提供的技术方案作进一步具体说明。

实施例1

1)对纯度为99.9％的钛片、锆块、铜粒、钯粒和钼粒进行打磨，去除表面氧化皮，随后在无水乙醇中进行超声波清洁处理，干燥完毕，按照(Ti

2)将配制好的钛片和钼粒放入真空电弧熔炼炉同一工位，将炉体抽真空至4.5×10

3)将预合金与锆块、铜粒、钯粒共同置于水冷铜模上，抽真空至4×10

4)将母合金锭切割成合适小块放入底部孔径为1mm的玻璃管中，抽真空至3.3×10

图2为(Ti

图3是实施例1中制得的非晶复合棒材在压缩应力下的真应力应变曲线。复合材料较好的塑性变形能力，塑性应变达6％，同时还保持了高断裂强度，达到了2370MPa，以及屈服后的加工硬化行为。

实施例2

1)对纯度为99.9％的钛片、锆块、铜粒、钯粒和钼粒进行打磨，去除表面氧化皮，随后在无水乙醇中进行超声波清洁处理，干燥完毕，按照(Ti

2)将配制好的钛片和钼粒放入真空电弧熔炼炉同一工位，将炉体抽真空至4.0×10

3)将预合金与锆块、铜粒、钯粒共同置于水冷铜模上，抽真空至4.1×10

4)将母合金锭切割成合适小块后放入底部孔径为1mm的石英管中，抽真空至3.3×10

复合板材中也均匀析出了β-Ti相，并且在弯曲实验中显示出较高的弯曲断裂强度2200MPa，弯曲塑性应变达3％。弯曲后的断裂面也具有多重剪切带特征，表明β-Ti相在非晶基体中的分布可有效地在界面产生应力集中，阻碍主剪切带的扩展，提高塑性。

实施例3

1)对纯度为99.9％的钛片、锆块、铜粒、钯粒和钼粒进行打磨，去除表面氧化皮，随后在无水乙醇中进行超声波清洁处理，干燥完毕，按照(Ti

2)将配制好的钛片和钼粒放入真空电弧熔炼炉同一工位，将炉体抽真空至4.0×10

3)将预合金与锆块、铜粒、钯粒共同置于水冷铜模上，抽真空至3.5×10

4)将母合金锭切割成合适小块放入底部孔径为0.9mm的石英管中，抽真空至3.4×10

实施例3所得复合板材在压缩应力下的断裂强度为2600MPa，塑性应变达7.3％。

实施例4

1)对纯度为99.9％的钛片、锆块、铜粒、钯粒和钼粒进行打磨，去除表面氧化皮，随后在无水乙醇中进行超声波清洁处理，干燥完毕，按照(Ti

2)将配制好的钛片和钼粒放入真空电弧熔炼炉同一工位，将炉体抽真空至3.6×10

3)将预合金与锆块、铜粒、钯粒共同置于水冷铜模上，抽真空至3.9×10

4)将母合金锭切割成合适小块放入底部孔径为1.1mm的石英管中，抽真空至3.0×10

实施例4所得复合材料在压缩应力下的断裂强度为2450MPa，塑性应变达6.4％。

本发明的保护范围并不限于上述的实施例，显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变形而不脱离本发明的范围和精神。倘若这些改动和变形属于本发明权利要求及其等同技术的范围内，则本发明的意图也包含这些改动和变形在内。