CN106119649B - 一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材及其制备方法 - Google Patents

一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106119649B
CN106119649B CN201610471583.5A CN201610471583A CN106119649B CN 106119649 B CN106119649 B CN 106119649B CN 201610471583 A CN201610471583 A CN 201610471583A CN 106119649 B CN106119649 B CN 106119649B
Authority
CN
China
Prior art keywords
powder
vacuum
temperature
sheet alloys
melting
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201610471583.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106119649A (zh
Inventor
喻吉良
刘辉
王峰
夏明星
蔡小梅
白润
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Northwest Institute for Non Ferrous Metal Research
Original Assignee
Northwest Institute for Non Ferrous Metal Research
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Northwest Institute for Non Ferrous Metal Research filed Critical Northwest Institute for Non Ferrous Metal Research
Priority to CN201610471583.5A priority Critical patent/CN106119649B/zh
Publication of CN106119649A publication Critical patent/CN106119649A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106119649B publication Critical patent/CN106119649B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
    • C22C27/02—Alloys based on vanadium, niobium, or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本发明提供了一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材，由以下原子百分比的成分组成：Si 8％～18％，Ti 7％～13％，Mo 4％～12％，B 0.5％～2.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。本发明还提供了一种制备该板材的方法，包括以下步骤：一、采用湿法球磨的方法将Nb粉、Si粉、Ti粉、Mo粉和B粉混合均匀，真空烘干后得到混合粉末；二、进行真空烧结，得到烧结体；三、真空自耗电弧熔炼，得到铸锭；四、热挤压，得到棒坯；五、热轧，得到Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材。本发明Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性。

Description

一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材及其制备方法
技术领域
本发明属于合金材料制备技术领域，具体涉及一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材及其制备方法。
背景技术
未来航空航天发动机服役温度进一步提高，并且服役环境更加苛刻，难熔金属固溶合金不能满足下一代高性能的先进发动机的需求，由此促进了难熔金属基复合材料的迅猛发展。同时，随着科学技术日新月异发展与更新换代，社会发展迅速以及人们的生活水平日益提高，使得人们对难熔合金及其复合材料的需求量不断增加，同时也对难熔金属合金及其复合材料的性能提出了更高的要求。在所有的难熔金属中，铌(Nb)最有可能在航空发动机上得到应用。铌在室温下具有良好的延性和加工成形性能，但是在单相情况下，大幅提高其力学性能以达到在高推重比发动机上应用的前景有限，并且铌的抗氧化性能极差，阻碍了它在高温氧化气氛中的应用。Nb-Si系合金由原位自生的Nb5Si3金属间化合物相和铌固溶体(Nbss)相复合构成，该材料具有高熔点、低密度和高强度等特点，通过合金化可改善其高温抗氧化性能。因此，Nb-Si系合金最有可能作为下一代先进喷气发动机的候选材料。
然而，这些Nb-Si系合金的一个普遍特点是室温下非常脆，这是由于Nb-Si系合金微观组织由粗大的树枝状Nb5Si3金属间化合物和铌固溶体(Nbss)组成。这种组织使Nb-Si系合金室温断裂韧性很低，即使在高温下也没有塑性，难以加工成形；同时也降低了合金材料的高温抗拉强度。因此，必须通过多成分合金化及工艺控制，获得具有致密、均匀和颗粒细小的合金显微组织来克服Nb-Si系合金室温脆性和难以加工等缺点，使Nb-Si系合金室温塑韧性、高温强度和抗氧化性能达到良好平衡。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为617MPa～709MPa、延伸率为3.1％～5.2％，1450℃的抗拉强度为185MPa～306MPa，拉伸延伸率为89％～216％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si 8％～18％，Ti7％～13％，Mo 4％～12％，B0.5％～2.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
上述的一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si 10％～16％，Ti 8％～12％，Mo 6％～10％，B 1％～2％，余量为Nb和不可避免的杂质。
上述的一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si 13％，Ti 10％，Mo 8％，B 1.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
另外，本发明还提供了一种制备上述Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉球磨混合均匀，真空烘干后得到混合粉末；
步骤二、将步骤一中所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1400℃～1500℃的条件下保温1h～2h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼2～4次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为7kA～9kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为35V～45V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1100℃～1300℃，挤压比为6～8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1000℃～1200℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述Si粉和B粉的粒径均不大于10μm，所述Ti粉和Nb粉的粒径均不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述球磨为湿法球磨，所述湿法球磨的过程中采用无水乙醇为分散剂，所述无水乙醇的体积为Nb粉、Si粉、Ti粉、Mo粉和B粉质量之和的3～5倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述湿法球磨的速率为100rpm～300rpm，球料质量比为(4～8)∶1，球磨时间为10h～20h。
上述的方法，其特征在于，步骤四中所述挤压温度为1150℃～1250℃，挤压比为6.5～7.5。
上述的方法，其特征在于，步骤五中所述轧制温度为1050℃～1150℃。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
1、本发明采用多成分合金化+真空自耗电弧熔炼+热挤压+热轧工艺过程制备Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，所制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为617MPa～709MPa、延伸率为3.1％～5.2％，1450℃的抗拉强度为185MPa～306MPa，拉伸延伸率为89％～216％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
2、本发明在Nb-Si系合金材料中添加Ti元素，提高了材料的室温塑韧性，并且降低了密度；添加B和Mo元素显著提高了Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材力学性能。
3、本发明采用热挤压+热轧工艺过程制备Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，一方面消除了在真空自耗电弧熔炼过程中产生的空洞等微观缺陷，同时避免了在热轧过程中产生微裂纹；另一方面，Nbss在应力的作用下变成了纤维状，这种相互连接的纤维状Nbss组织使Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材在室温下具有较好的塑韧性；同时采用热挤压+热轧工艺破碎和细化了树枝状组织，并且在应力作用下微观组织发生重排，使细小的Nb5Si3金属间化合物相均匀分布在纤维状的Nbss基体中，这种组织使Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有优异的力学性能和较好的室温塑性。
4、本发明Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材在一定条件下具有超塑性，可通过超塑成形直接制造出接近净尺寸的精密薄壁复杂零件。
下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的显微组织图。
具体实施方式
实施例1
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材由以下原子百分比的成分组成：Si13％，Ti10％，Mo 8％，B 1.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为200rpm，球料质量比为6:1的条件下湿法球磨15h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉质量之和的4倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％，所述Si粉的粒径不大于10μm，所述Ti粉的粒径不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm，所述B粉的粒径不大于10μm，所述Nb粉的粒径不大于20μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1450℃的条件下保温1.5h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼3次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为8kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为40V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1200℃，挤压比为7的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1100℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的显微组织如图1所示。从图1中可以看出，本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的显微组织由Nb5Si3金属间化合物相和铌固溶体(Nbss)相组成，没有空洞和微裂纹等缺陷，树枝状组织完全被破碎和细化，细小的Nb5Si3金属间化合物相均匀分布在纤维状的Nbss中。相互连接的纤维状Nbss基体使Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材在室温下具有较好的塑性，细小的均匀分布的Nb5Si3金属间化合物强化相使Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有优异的室温和高温力学性能。在高温下软化的Nbss相协调晶界滑移，释放了晶界滑移在三角晶界处产生的应力集中，避免了早期断裂，从而导致了Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材极大的塑性或超塑性。Nb-Si系合金由于金属间化合物的作用，难以加工成形，由于超塑性可在低应力下获得大的均匀延伸，所以超塑成形是解决这一问题的有效方法。
进一步测试本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材中铌固溶体相(Nbss)和Nb5Si3金属间化合物相的化学组成，结果见表1。
表1实施例1制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的化学组成
如表1所示，Mo元素主要固溶在Nb中与Nb形成固溶体，产生强烈的固溶强化，极大提高了Nbss的高温强度；B元素主要固溶在Nb中与Nb形成固溶体，产生强烈的固溶强化，提高了Nbss的室温强度。因此，通过Mo和B元素合金化，不但提高了Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温强度，而且提高Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的高温强度。Ti元素也主要固溶在Nb中，与Nb形成固溶体，降低了材料的密度和提高了Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温塑韧性。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为709MPa、延伸率为5.2％，1450℃的抗拉强度为306MPa，拉伸延伸率为216％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
实施例2
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材由以下原子百分比的成分组成：Si10％，Ti8％，Mo 6％，B 1％，余量为Nb和不可避免的杂质。
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为100rpm，球料质量比为4:1的条件下湿法球磨10h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉质量之和的3倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％，所述Si粉的粒径不大于10μm，所述Ti粉的粒径不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm，所述Nb粉的粒径不大于20μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1400℃的条件下保温1h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼2次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为7kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为35V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1100℃，挤压比为6的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1000℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为617MPa、延伸率为3.1％，1450℃的抗拉强度为185MPa，拉伸延伸率为89％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
实施例3
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材由以下原子百分比的成分组成：Si16％，Ti12％，Mo 10％，B 2％，余量为Nb和不可避免的杂质。
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为100rpm，球料质量比为8:1的条件下湿法球磨20h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉质量之和的5倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％，所述Si粉的粒径不大于10μm，所述Ti粉的粒径不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm，所述Nb粉的粒径不大于20μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1500℃的条件下保温1h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼4次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为9kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为45V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1300℃，挤压比为8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1200℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为635MPa、延伸率为4.3％，1450℃的抗拉强度215MPa，拉伸延伸率为173％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
实施例4
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材由以下原子百分比的成分组成：Si8％，Ti 7％，Mo 4％，B 0.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为200rpm，球料质量比为6:1的条件下湿法球磨20h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉质量之和的5倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％，所述Si粉的粒径不大于10μm，所述Ti粉的粒径不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm，所述B粉的粒径不大于10μm，所述Nb粉的粒径不大于20μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1500℃的条件下保温1h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼3次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为9kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为45V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1150℃，挤压比为6.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1050℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为697MPa、延伸率为3.5％，1450℃的抗拉强度为235MPa，拉伸延伸率为216％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
实施例5
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材由以下原子百分比的成分组成：Si18％，Ti13％，Mo 12％，B 2.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为300rpm，球料质量比为8:1的条件下湿法球磨20h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉质量之和的4倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％，所述Si粉的粒径不大于10μm，所述Ti粉的粒径不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm，所述B粉的粒径不大于10μm，所述Nb粉的粒径不大于20μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1400℃的条件下保温1h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼3次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为8kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为40V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1250℃，挤压比为7.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1150℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为632MPa、延伸率为3.7％，1450℃的抗拉强度为215MPa，拉伸延伸率为193％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
实施例6
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材由以下原子百分比的成分组成：Si8％，Ti 7％，Mo 12％，B 2.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为300rpm，球料质量比为6:1的条件下湿法球磨15h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉质量之和的5倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％，所述Si粉的粒径不大于10μm，所述Ti粉的粒径不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm，所述B粉的粒径不大于10μm，所述Nb粉的粒径不大于20μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1450℃的条件下保温2h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼3次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为7kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为35V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1200℃，挤压比为7的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1100℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为676MPa、延伸率为4.9％，1450℃的抗拉强度为259MPa，拉伸延伸率为206％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
实施例7
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材由以下原子百分比的成分组成：Si18％，Ti13％，Mo 4％，B 0.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
本实施例Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为200rpm，球料质量比为6:1的条件下湿法球磨20h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉质量之和的3倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％，所述Si粉的粒径不大于10μm，所述Ti粉的粒径不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm，所述B粉的粒径不大于10μm，所述Nb粉的粒径不大于20μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1480℃的条件下保温1.8h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10- 2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼3次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为8.2kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为41V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1200℃，挤压比为8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1100℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
本实施例制备的Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的室温抗拉强度为703MPa、延伸率为5.1％，1450℃的抗拉强度为295MPa，拉伸延伸率为210％，该Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材具有高的室温和高温强度、优异高温塑性以及较好的室温塑性，能够作为下一代超高温结构材料。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。

Claims (10)

1.一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si 8％～18％，Ti 7％～13％，Mo 4％～12％，B 0.5％～2.5％，余量为Nb和不可避免的杂质；制备所述Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉球磨混合均匀，真空烘干后得到混合粉末；
步骤二、将步骤一中所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1400℃～1500℃的条件下保温1h～2h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10-2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼2～4次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为7kA～9kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为35V～45V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1100℃～1300℃，挤压比为6～8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1000℃～1200℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
2.根据权利要求1所述的一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si 10％～16％，Ti 8％～12％，Mo 6％～10％，B 1％～2％，余量为Nb和不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的一种Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si 13％，Ti 10％，Mo 8％，B 1.5％，余量为Nb和不可避免的杂质。
4.一种制备如权利要求1、2或3所述Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
步骤一、将Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉球磨混合均匀，真空烘干后得到混合粉末；
步骤二、将步骤一中所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于真空烧结炉中，在真空度不大于3×10-1Pa，温度为1400℃～1500℃的条件下保温1h～2h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10-2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼2～4次，自然冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空自耗电弧熔炼的电流为7kA～9kA，所述真空自耗电弧熔炼的电压为35V～45V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在温度为1100℃～1300℃，挤压比为6～8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到棒坯；
步骤五、将步骤四中所述棒坯在轧制温度为1000℃～1200℃，厚度变形量为80％的条件下进行轧制，自然冷却后去除表面的氧化皮，得到Nb-Si-Ti-Mo-B合金板材。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤一中所述Si粉、Ti粉、Mo粉、B粉和Nb粉的质量纯度均不小于99％。
6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤一中所述Si粉和B粉的粒径均不大于10μm，所述Ti粉和Nb粉的粒径均不大于20μm，所述Mo粉的粒径不大于15μm。
7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤一中所述球磨为湿法球磨，所述湿法球磨的过程中采用无水乙醇为分散剂，所述无水乙醇的体积为Nb粉、Si粉、Ti粉、Mo粉和B粉质量之和的3～5倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，步骤一中所述湿法球磨的速率为100rpm～300rpm，球料质量比为(4～8)∶1，球磨时间为10h～20h。
9.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤四中所述挤压温度为1150℃～1250℃，挤压比为6.5～7.5。
10.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤五中所述轧制温度为1050℃～1150℃。
CN201610471583.5A 2016-06-24 2016-06-24 一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材及其制备方法 Active CN106119649B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610471583.5A CN106119649B (zh) 2016-06-24 2016-06-24 一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610471583.5A CN106119649B (zh) 2016-06-24 2016-06-24 一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106119649A CN106119649A (zh) 2016-11-16
CN106119649B true CN106119649B (zh) 2018-01-30

Family

ID=57267802

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201610471583.5A Active CN106119649B (zh) 2016-06-24 2016-06-24 一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN106119649B (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109402476A (zh) * 2018-12-13 2019-03-01 西北有色金属研究院 一种低密度高强铌合金棒材及其制备方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06220596A (ja) * 1992-05-15 1994-08-09 Japan Energy Corp モリブデン又はモリブデン合金板の製造方法
CN100523245C (zh) * 2007-12-05 2009-08-05 北京航空航天大学 金属元素合金化的片层铌钼硅原位复合材料及其制备方法
CN105200295B (zh) * 2015-10-26 2017-10-24 西北有色金属研究院 一种Nb‑Si‑Ti‑Ta‑B合金材料及其制备方法
CN105256214B (zh) * 2015-10-28 2017-05-10 西北有色金属研究院 一种Nb‑Si金属间化合物棒材及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN106119649A (zh) 2016-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Wang et al. Microstructure and mechanical properties of Ti–22Al–25Nb alloy fabricated by elemental powder metallurgy
Liu et al. Hot deformation behavior of TiAl alloys prepared by blended elemental powders
CN102747248B (zh) 银-氧化三元合金电触头材料及其制备方法
US11634333B2 (en) Boron-containing titanium-based composite powder for 3D printing and method of preparing same
CN109023013B (zh) 一种耐腐蚀高强度AlCoCrFeNi-Cu高熵合金的制备方法
WO2007027466A2 (en) Production of fine grain micro-alloyed niobium sheet via ingot metallurgy
CN105803283B (zh) 一种Nb‑Si‑Ti‑W‑Cr合金棒材及其制备方法
CN105665729A (zh) 一种高致密Ti2AlNb粉末合金近净成形工艺
CN104060140A (zh) 一种抗高温氧化镁合金
CN109500391A (zh) 一种高延性银氧化锌触头材料的制备方法
CN105714169B (zh) 一种Mo‑Si‑B‑Hf‑Al合金棒材及其制备方法
CN107234196A (zh) 一种等原子比钛镍合金大型铸锭锻造方法
CN108977692B (zh) 一种高强钛合金及其制备方法
CN105177385A (zh) 一种Nb-Si-Ti-W-Hf复合材料及其制备方法
CN105256214B (zh) 一种Nb‑Si金属间化合物棒材及其制备方法
CN106119649B (zh) 一种Nb‑Si‑Ti‑Mo‑B合金板材及其制备方法
CN106048305A (zh) 一种综合性能优异的高温钛合金棒材及其制备工艺
CN107937753A (zh) 一种具有双峰分布特征的TiAl混晶结构合金及制法
Xin et al. Microstructure and fracture toughness of a TiAl-Nb composite consolidated by spark plasma sintering
CN106834857A (zh) 一种W‑WC‑TiC‑Hf‑Co合金棒材及其制备方法
CN109732087B (zh) 一种粉末冶金Ti-Ta二元金属-金属基层状复合材料的制备方法
CN106834870B (zh) Ni-Al2O3复合材料近净成形方法
Zhang et al. Deformation properties and bending/diffusion bonding processing of a P/M Ti-22Al-25Nb alloy at elevated temperature
CN109609794A (zh) 一种高延性银氧化锡触头材料的制备方法
CN102732747A (zh) 以TiH2粉为原料粉末冶金法制备Ti-24Nb-8Sn合金的方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant