專利名稱：高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法。
技術(shù)背景
!^e-Ni低膨脹因瓦合金是目前所知金屬材料中膨脹系數(shù)最小的一個合金系，在通 常情況下在室溫至200°C之間的平均熱膨脹系數(shù)a2(l(l<2X10_7°C。由于因瓦合金合金具 有尺寸基本不隨溫度變化的特性，所以其在一定的環(huán)境溫度下要求尺寸接近恒定的元器件 中具有廣泛的應(yīng)用，主要包括(1)精密儀器中的元件；(2)衛(wèi)星、激光、環(huán)形激光陀螺儀等；[3]各種諧振腔，微波通訊的波導(dǎo)管，標(biāo)準(zhǔn)頻率發(fā)生器等；(4)高分辨率陰極射線管(顯象 管)中的陰罩等；(5)宇航工業(yè)用元器件等。然而，因瓦合金的硬度和強(qiáng)度很低，例如對于 最常用的因瓦合金4J36，其退火狀態(tài)強(qiáng)度不超過500MPa，通過冷變形強(qiáng)化后，強(qiáng)度值也不 超過800MPa，這種特性限制了因瓦合金的應(yīng)用范圍，所以需要開發(fā)強(qiáng)化因瓦合金的技術(shù)。
強(qiáng)化因瓦合金主要有以下幾種方法
固溶強(qiáng)化加入合金化元素固溶在因瓦合金奧氏體相強(qiáng)化合金。對于奧氏體相來 說，間隙型元素(C、N、B)的強(qiáng)化效果要優(yōu)于置換型元素，但C、N、B在鋁合金中的溶解度小， 要達(dá)到固溶強(qiáng)化作用，需要使用大量間隙型元素，而含量高后將顯著增高合金的膨脹系數(shù)。 由于除Co、Cu、Nb外幾乎所有的合金元素都可能增加因瓦合金的膨脹系數(shù)，所以固溶強(qiáng)化 方法很少采用。
變形強(qiáng)化通過加工形變的手段來改變合金的內(nèi)部組織而得到強(qiáng)化，稱為形變強(qiáng) 化。4J36合金(即Fe-36Ni因瓦合金)冷拔時發(fā)生冷作硬化，合金的強(qiáng)度幾乎能夠提高1 倍，并使延伸率顯著減小。冷加工使合金內(nèi)部缺陷增多，密度降低，原子短程有序化程度破 壞，影響合金自發(fā)磁化強(qiáng)度和磁致伸縮系數(shù)，使合金的膨脹系數(shù)降低，但冷變形后合金組織 不穩(wěn)定導(dǎo)致合金的最小膨脹系數(shù)不穩(wěn)定，不宜推廣使用；即使經(jīng)過退火后可以使用，但僅限 于加工小規(guī)格的線材、板材和帶材，如高強(qiáng)度的因瓦合金帶材、絲材和棒材等。
細(xì)晶強(qiáng)化多晶材料的晶界構(gòu)成對常溫下位錯運(yùn)動強(qiáng)烈的阻礙，從而使材料的強(qiáng) 度提高，晶粒越細(xì)，晶界面積越多，強(qiáng)度越高，形成細(xì)晶強(qiáng)化。采用冷變形后再結(jié)晶才能實(shí)現(xiàn) 晶粒細(xì)化獲得低膨脹合金，不但能夠提高合金的強(qiáng)度，還可以穩(wěn)定合金的膨脹系數(shù)。所以細(xì) 晶強(qiáng)化一般伴隨變形強(qiáng)化。
沉淀強(qiáng)化沉淀強(qiáng)化是在金屬材料中加入能形成穩(wěn)定化合物的合金元素，在一定 條件下，使之生成的第二相化合物從固溶體中沉淀析出，彌散地分布在組織中，從而有效地 提高材料強(qiáng)度。目前大部分低膨脹合金都采用沉淀析出第二相為主要強(qiáng)化手段。不同性能 的低膨脹合金采用的第二相強(qiáng)化有所不同，目前國內(nèi)外高強(qiáng)度低膨脹合金主要利用金屬間 化合物和碳化物強(qiáng)化。金屬間化合物強(qiáng)化主要是在狗-·合金中加入W、Cr、Mn、Nb、Zr等 元素，在時效過程中可以形成強(qiáng)化相。利用這種方法可以生產(chǎn)出具有很高強(qiáng)度的因瓦合金， 但是加入的合金元素不可避免地固溶到基體奧氏體相中，改變了基體成分，最終將影響合 金的膨脹系數(shù)。
由于因瓦合金不適合采用固溶強(qiáng)化，所以目前生產(chǎn)高強(qiáng)度因瓦合金都是采用形 變強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化或者復(fù)合強(qiáng)化作用，例如專利200510029930.0采用成分控 制、熱變形和冷變形的復(fù)合工藝可生產(chǎn)高強(qiáng)度的低膨脹合金線材，20 240°C之間的平均 熱膨脹系數(shù)小于2. 5X 10-6/oC ；專利94107306. 8利用熱變形強(qiáng)化、冷變形強(qiáng)化、沉淀析出 NbC強(qiáng)化的復(fù)合強(qiáng)化生產(chǎn)高強(qiáng)度的絲材和帶材；專利00108098. 9利用熱加工強(qiáng)化加淬火 的工藝可生產(chǎn)適用輸電線中高容量、低垂度的鋼芯線材。由此可見，目前生產(chǎn)高強(qiáng)度因瓦 合金都必須經(jīng)過熱加工或冷加工變形才能使用，并且適用范圍僅限于小規(guī)格的線材、絲材 或帶材，要制作大尺寸的結(jié)構(gòu)件是很困難的，特別是無法生產(chǎn)要求以鑄件使用的構(gòu)件。美 國專利US3940295雖然開發(fā)了可以直接鑄造生產(chǎn)的高強(qiáng)度因瓦合金，含量大量的、高成本 的、可以降低合金膨脹系數(shù)的鈷元素，即使如此，20 200°C之間的平均熱膨脹系數(shù)要大于 3. 2 X 10_7°C，國內(nèi)開發(fā)的同類專利02131205. 2雖然也可以直接鑄造使用，但是20 200°C 之間的平均熱膨脹系數(shù)已經(jīng)超過了 6.0X10_6/°C。
由此可見，因瓦合金的高強(qiáng)度與低膨脹系數(shù)存在矛盾，目前常用的強(qiáng)化方法如形 變強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化或者復(fù)合強(qiáng)化作用雖可以生產(chǎn)高強(qiáng)度的因瓦合金，并且將膨脹 系數(shù)控制在較低的水平，但是需要經(jīng)過復(fù)雜的變形加工工藝，難以加工大尺寸的構(gòu)件，尤其 是對需要以鑄件形式使用的復(fù)雜構(gòu)件更是無能為力。而可以直接鑄造使用的高強(qiáng)度因瓦合 金的膨脹系數(shù)卻難以控制，遠(yuǎn)超過了常用的4J36合金。發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明要解決現(xiàn)有強(qiáng)化因瓦合金存在變形加工工藝復(fù)雜、難以加工大尺寸構(gòu)件的 技術(shù)問題；而提供高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法。
本發(fā)明中高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法是按下述步驟進(jìn)行的 一、將高純鈦粉(質(zhì)量純度>99. 5%)和質(zhì)量純度大于99%的碳粉按50 50的原子百 分比放入混粉機(jī)中混合均勻，然后壓制成預(yù)制塊；二、在溫度為1500 1550°C及真空度為 0.5X10_2 6X10_2!^條件下真空電弧熔煉因瓦合金，得到熔體；三、按預(yù)制塊與因瓦合 金的質(zhì)量比為0.01 0.5 1將步驟一制得的預(yù)制塊加入步驟二熔體中，然后在1500 1550°C溫度下保溫5 40min，再降溫至1400 1460°C出爐，然后澆注成鑄錠或鑄件；四、 在600 800°C條件下熱處理步驟四獲得的鑄錠或鑄件，熱處理時間為0. 5 IOh ；即得到 高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料。
本發(fā)明中高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法還可以按下述步驟進(jìn) 行的一、將高純鈦粉(質(zhì)量純度>99.5%)和質(zhì)量純度大于99%的碳粉按50 50的原子 百分比放入混粉機(jī)中混合均勻，然后壓制成預(yù)制塊；二、在溫度為1500 1550°C及大氣條 件下感應(yīng)熔煉因瓦合金，然后脫氧，得到熔體；三、按預(yù)制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0. 01 0.5 1將步驟一制得的預(yù)制塊加入步驟二熔體中，然后在1500 1550°C溫度下保溫5 40min，再降溫至1400 1460°C出爐，然后澆注成鑄錠或鑄件；四、在600 800°C條件下熱 處理步驟四獲得的鑄錠或鑄件，熱處理時間為0. 5 IOh ；即得到高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金 基復(fù)合材料。
利用凝固過程中原位自生陶瓷增強(qiáng)相來增加因瓦合金的強(qiáng)度和硬度，陶瓷相一般 包括碳化物、硼化物、氧化物、氮化物等。由于陶瓷相的膨脹系數(shù)一般都非常低，遠(yuǎn)小于金屬的膨脹系數(shù)，甚至小于因瓦合金的膨脹系數(shù)，所以陶瓷相的引入不會增加甚至可能會降低 因瓦合金的膨脹系數(shù)。利用原位自生陶瓷增強(qiáng)相來強(qiáng)化低膨脹因瓦合金的一個關(guān)鍵問題是 形成陶瓷相的金屬如W、Ti、Zr、Nb、V、Cr、Mo、Mn等以及非金屬元素如C、0、N、B等應(yīng)該盡可 能少溶解到因瓦合金的基體相奧氏體Y中，這樣才能保證因瓦合金的膨脹系數(shù)不會增加 太多。
本發(fā)明選擇的陶瓷增強(qiáng)相是單一的碳化鈦TiC，即形成陶瓷相的金屬元素是Ti， 非金屬元素是C。強(qiáng)化元素太多，固溶在基體奧氏體中的含量越多，強(qiáng)化元素與Fe、m之間 的化學(xué)作用太復(fù)雜，這對控制合金的膨脹系數(shù)是非常不利的，因此本發(fā)明方法選擇單一的 陶瓷相作為強(qiáng)化元素。選擇形成陶瓷相的非金屬元素為C，是因?yàn)镃是因瓦合金中本來就存 在的雜質(zhì)元素、其含量允許在一定的范圍，例如4J36允許C含量小于0. 05%，如果選擇其它 元素如Ν、Β、0等將不可避免的增加基體中的雜質(zhì)元素含量，增大合金的膨脹系數(shù)，所以C元 素是最適合的非金屬元素。本發(fā)明選擇的形成陶瓷相的金屬元素為Ti，選擇Ti的原因是Ti 是碳化物的強(qiáng)形成元素，與C的結(jié)合力非常強(qiáng)，如果有足量的C元素，金屬熔體中的Ti幾乎 可以全部以TiC陶瓷相的形式析出，在奧氏體相中固溶的很少，此外TiC的膨脹系數(shù)很低， 這對控制合金的膨脹系數(shù)是非常有利的。此外，選擇TiC做為增強(qiáng)相還有一些其它原因，如 密度很低、原位自生工藝易控制、與基體結(jié)合強(qiáng)度較高等。本發(fā)明將增強(qiáng)相TiC的含量控制 在 20% (質(zhì)量)，當(dāng)增強(qiáng)相的含量太低，如低于(質(zhì)量)，對因瓦合金的強(qiáng)化作用 很小，而當(dāng)增強(qiáng)相的含量太高，如高于20% (質(zhì)量)，合金的流動性和鑄造性能很差，難于鑄 造成形，并且合金的機(jī)械加工性能很差，所以本發(fā)明將TiC增強(qiáng)相的含量控制在 20% (質(zhì)量)。
本發(fā)明方法與現(xiàn)有技術(shù)相比具有成分和工藝控制簡單，不需要經(jīng)過復(fù)雜的形變強(qiáng) 化工藝，可以直接鑄造成形，不含貴重金屬，成本低，更重要的是可以在大幅提高低膨脹因 瓦合金強(qiáng)度的同時合金的膨脹系數(shù)可控制在較低的水平。本發(fā)明制備因瓦合金基復(fù)合材料 具有高強(qiáng)度的、超低膨脹系數(shù)，該復(fù)合材料不需要利用目前生產(chǎn)高強(qiáng)因瓦合金所采用的形 變強(qiáng)化方法，利用熔鑄就可以直接鑄造出大的鑄錠，而后加工成構(gòu)件或者直接鑄造成形構(gòu) 件，通過簡單的退火處理即可以使用。本發(fā)明方法的工藝簡單，可以鑄造成形，不需要形變 強(qiáng)化工藝，所以可以制備大尺寸的低膨脹構(gòu)件。此外，本發(fā)明方法復(fù)合材料所含增強(qiáng)相的分 數(shù)較小，所以可以像金屬一樣成形和機(jī)械加工，并且不含貴重金屬鈷，生產(chǎn)工藝簡單、成本 低。


圖1是原位自生TiC含量為5% (質(zhì)量)的低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料掃描電鏡 照片；
圖2是原位自生TiC含量為10% (質(zhì)量)的低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料掃描電鏡 照片。
具體實(shí)施方式
本發(fā)明技術(shù)方案不局限于以下所列舉具體實(shí)施方式
，還包括各具體實(shí)施方式
間的 任意組合。
具體實(shí)施方式
一本實(shí)施方式中高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法 是按下述步驟進(jìn)行的一、將高純鈦粉(質(zhì)量純度>99. 5%)和質(zhì)量純度大于99%的碳粉 按50 50的原子百分比放入混粉機(jī)中混合均勻，然后壓制成預(yù)制塊；二、在溫度為1500 1550°C及真空度為0. 5X10—2 6X 10-2 條件下真空電弧熔煉因瓦合金，得到熔體；三、 按預(yù)制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0. 01 0. 5 1將步驟一制得的預(yù)制塊加入步驟二熔體 中，然后在1500 1550°C溫度下保溫5 40min，再降溫至1400 1460°C出爐，然后澆注 成鑄錠或鑄件；四、在600 800°C條件下熱處理步驟四獲得的鑄錠或鑄件，熱處理時間為 0. 5 IOh ；即得到高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料。
具體實(shí)施方式
二本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
一不同的是步驟二中溫度為 1530°C及真空度為2X 10_2 3X 真空電弧熔煉因瓦合金。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí) 施方式一相同。
具體實(shí)施方式
三本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
一或二不同的是步驟三中所述預(yù) 制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0.05 1。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
一或二相同。
具體實(shí)施方式
四本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
一至三之一不同的是步驟三中在 1530°C溫度下保溫lOmin。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
一至三之一相同。
具體實(shí)施方式
五本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
一至四之一不同的是步驟四中熱 處理溫度為750°C，時間為池。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
一至四之一相同。
具體實(shí)施方式
六本實(shí)施方式中高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法 是按下述步驟進(jìn)行的一、將高純鈦粉(質(zhì)量純度>99. 5%)和質(zhì)量純度大于99%的碳粉 按50 50的原子百分比放入混粉機(jī)中混合均勻，然后壓制成預(yù)制塊；二、在溫度為1500 1550°C及大氣條件下感應(yīng)熔煉因瓦合金，然后脫氧，得到熔體；三、按預(yù)制塊與因瓦合金的 質(zhì)量比為0.01 0.5 1將步驟一制得的預(yù)制塊加入步驟二熔體中，然后在1500 1550°C 溫度下保溫5 40min，再降溫至1400 1460°C出爐，然后澆注成鑄錠或鑄件；四、在600 800°C條件下熱處理步驟四獲得的鑄錠或鑄件，熱處理時間為0. 5 IOh ；即得到高強(qiáng)度超 低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料。
具體實(shí)施方式
七本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
六不同的是步驟二中溫度為 1530°C及真空度為2X 10_2 3X 真空電弧熔煉因瓦合金。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí) 施方式六相同。
具體實(shí)施方式
八本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
六或七不同的是步驟二中脫氧 所用的脫氧劑為硅鋇鈣和鎳鎂中間合金，其中，硅鋇鈣用量是預(yù)制塊與因瓦合金總質(zhì)量的 0. 01% 0. 25% (重量)，鎳鎂中間合金用量是預(yù)制塊與因瓦合金總質(zhì)量的0. 01 0. 2% (重量)。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
六或七相同。
具體實(shí)施方式
九本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
六至八之一不同的是步驟三中所 述預(yù)制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0.05 1。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
六至八之一相 同。
具體實(shí)施方式
十本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
六至九之一不同的是步驟三中在 1530°C溫度下保溫lOmin。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
六至九之一相同。
具體實(shí)施方式
十一本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
六至十之一不同的是步驟四中 熱處理溫度為750°C，熱處理時間為池。其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
六至十之一相同。
具體實(shí)施方式
十二 本實(shí)施方式中高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方 法是按下述步驟進(jìn)行的一將高純鈦粉(質(zhì)量純度為99. 8% )和質(zhì)量純度大于99. 90%的 碳粉按50 50的原子百分比放入混粉機(jī)中混合均勻，然后壓制成直徑為IOmm的棒狀預(yù)制 塊；二、在溫度為1530°C及真空度為6 X10_3!^條件下真空電弧熔煉4J36因瓦合金，得到熔 體；三、按預(yù)制塊與4J36因瓦合金的質(zhì)量比為0.05 1將步驟一制得的預(yù)制塊加入步驟二 熔體中，然后在1530°C溫度下保溫IOmin，再降溫至1450°C出爐，然后澆注成成直徑為60mm 的圓棒；四、在750°C條件下對圓棒進(jìn)行熱處理，熱處理時間為池；即得到高強(qiáng)度超低膨脹 因瓦合金基復(fù)合材料。
本實(shí)施方式利用金相顯微鏡和掃描電鏡分析其組織結(jié)構(gòu)，其掃描電鏡照片如圖1 所示，顯示TiC增強(qiáng)相呈顆粒狀和片狀分布在奧氏體基體中，界面清晰，結(jié)合好。利用室溫 拉伸試驗(yàn)測定本實(shí)施例的屈服強(qiáng)度為465. 3MPa，抗拉強(qiáng)度為768. 6MPa，與4J36合金相比分 別增加79%和70%。測定本實(shí)施例20 200°C平均熱膨脹系數(shù)為2. 70X 10_7°C，僅比對 比例增加0. 35 X 10"7°C ο
具體實(shí)施方式
十三本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式
十二不同之處在于按預(yù)制塊與因 瓦合金的質(zhì)量比為0.10 1，其它步驟和參數(shù)與具體實(shí)施方式
十二相同。
本實(shí)施方式利用金相顯微鏡和掃描電鏡分析其組織結(jié)構(gòu)，其掃描電鏡照片如圖2 所示，顯示TiC增強(qiáng)相呈顆粒狀和片狀分布在奧氏體基體中，界面清晰，結(jié)合好。利用室溫 拉伸試驗(yàn)測定本實(shí)施例的屈服強(qiáng)度為562. IMPa,抗拉強(qiáng)度為890. 6MPa,與對比例4J36合金 相比分別增加116%和101%。測定本實(shí)施例20 200°C平均熱膨脹系數(shù)為2. 95X 10_6/°C， 僅比對比例增加0. 55 X ΙΟ—6/°C。
表1 高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料與對比合金的力學(xué)性能及熱膨脹系數(shù) 表
權(quán)利要求
1.高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特征在于高強(qiáng)度超低膨脹因瓦 合金基復(fù)合材料的制備方法是按下述步驟進(jìn)行的一、將高純鈦粉和質(zhì)量純度大于99%的碳粉按50 50的原子百分比放入混粉機(jī)中混 合均勻，然后壓制成預(yù)制塊；二、在溫度為1500 1550°C及真空度為0.5X10—2 6X KT2Pa條件下真空電弧熔煉 因瓦合金，得到熔體；三、按預(yù)制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0.01 0.5 1將步驟一制得的預(yù)制塊加入步驟 二熔體中，然后在1500 1550°C溫度下保溫5 40min，再降溫至1400 1460°C出爐，然 后澆注成鑄錠或鑄件；四、在600 800V條件下熱處理步驟四獲得的鑄錠或鑄件，熱處理時間為0. 5 IOh ； 即得到高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特征在 于步驟三中所述預(yù)制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0.05 1。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特 征在于步驟三中在1530°C溫度下保溫lOmin。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特征在 于步驟四中熱處理溫度為750°C，時間為池。
5.高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特征在于高強(qiáng)度超低膨脹因瓦 合金基復(fù)合材料的制備方法是按下述步驟進(jìn)行的一、將高純鈦粉和質(zhì)量純度大于99%的碳粉按1 1的原子百分比放入混粉機(jī)中混合 均勻，然后壓制成預(yù)制塊；二、在溫度為1500 1550°C及大氣條件下感應(yīng)熔煉因瓦合金，然后脫氧，得到熔體；三、按預(yù)制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0.01 0.5 1將步驟一制得的預(yù)制塊加入步驟 二熔體中，然后在1500 1550°C溫度下保溫5 40min，再降溫至1400 1460°C出爐，然 后澆注成鑄錠或鑄件；四、在600 800°C條件下熱處理步驟四獲得的鑄錠或鑄件，熱處理時間為0.5 IOh ； 即得到高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特征在于 步驟二中脫氧所用的脫氧劑為硅鋇鈣和鎳鎂中間合金，其中，硅鋇鈣是預(yù)制塊與因瓦合金 總質(zhì)量的0. 01% 0. 25%，鎳鎂中間合金是預(yù)制塊與因瓦合金總質(zhì)量的0. 01% 0. 2%。
7.根據(jù)權(quán)利要求5或6所述的高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特 征在于步驟三中所述預(yù)制塊與因瓦合金的質(zhì)量比為0.05 1。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特征在 于步驟三中在1530°C溫度下保溫lOmin。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，其特征在 于步驟四中熱處理溫度為750°C，時間為池。
全文摘要
高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法，本發(fā)明涉及因瓦合金基復(fù)合材料的制備方法。本發(fā)明要解決現(xiàn)有高強(qiáng)因瓦合金存在變形加工工藝復(fù)雜、難以加工大尺寸構(gòu)件的技術(shù)問題。本發(fā)明的方法如下一、制備高純鈦粉和碳粉預(yù)制塊；二、熔煉因瓦合金，得到熔體；三、預(yù)制塊加入步驟二熔體中，保溫，澆注成鑄錠或鑄件；四、熱處理；即得到高強(qiáng)度超低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料。本發(fā)明的高強(qiáng)度低膨脹因瓦合金基復(fù)合材料與現(xiàn)有技術(shù)相比具有成分和工藝控制簡單，不需要經(jīng)過復(fù)雜的形變強(qiáng)化工藝，可以直接鑄造成形，不含貴重金屬，成本低，更重要的是可以在大幅提高低膨脹因瓦合金強(qiáng)度的同時合金的膨脹系數(shù)可控制在較低的水平。
文檔編號C22C38/08GK102041445SQ20111002435
公開日2011年5月4日 申請日期2011年1月21日 優(yōu)先權(quán)日2011年1月21日
發(fā)明者于紅嬌, 傅恒志, 張宇民, 蘇彥慶, 郭景杰, 駱良順 申請人:哈爾濱工業(yè)大學(xué)