专利名称：：通过粉末冶金法制备基于钛合金的并且TiB强化的复合部件的方法
技术领域：
：本发明一般涉及陶瓷强化的金属合金，尤其是硼化钛强化的钛合金及其制备方法。
背景技术：
：在由大范围材料制备元件中，粉末冶金法(PM)是一种很流行的方法，这些材料中的许多采用更一般的例如铸造法、成形法或机械加工之类常规方法是很困难的或不可能的。粉末冶金法特别适合于由难熔材料和在其它工艺中无法形成真正的合金的材料制备元件，并且由于其可重复性以及无废料的特点，非常适合于大规模的生产制造(例如汽车元件的制造)。在典型的粉末冶金工艺中，将金属粉末与合金化材料、润滑剂、粘结剂或类似物进行混合，然后采用适当的工艺装置压制成近净形状(near-netshape),随后在魏气氛中进行烧结j躯制的粉末以冶金方式粘合在一起。通常，可能进行一种或多种的次要操作，包括打毛刺以及相关的表面处理、再压、浸渍和M^、孔隙。钛具有优异的耐腐蚀性、相对高的耐热性以及高比强度，因此经常用于重量敏感的工程应用中。运输业，尤其和航空应用相关的，尤其得益于钛以及钛合金的{顿，从而创建了结构上高效的平台。然而，至今为止它有限的刚度使充分开发钛的必须呈现的相对于其耐熔性更高的相似物的优势变得很困难。例如，钛基合金的弹性模量大概是钢基材料和镍基材料的一半。采用附加量的材料以弥补这些较低冈峻值斷氐了钛相对镍凝口铁基替换物的效率优势。提高钛基合金的刚度的一种方法就是将它们和具有相对高模量的陶瓷材料进行结合。这种将大块金属(abulkmetal)与连续或不连续的强化体的结合是相对较新的一类材料的一部分，这种材料被称做为金属基质复合材料(MMC)，其中结构性质可以3IM3i当选择成分材料来针对具体工程应用进行定制。通常MMC的，尤其是钛基MMC的，不连续构造的变体可以承受粉末冶金法，这是因为化合物形成性陶瓷材料(compound-formingceramicmaterial)在烧结的过程中可以与钛基础发生反应得到强化体从而提高整个复合材料的性能。具体而言，除了提高钛的刚度，强化材料(典型地呈颗粒状形态)还带来其他结构上的好处，包括对于有关磨损而言硬度更高，以及多种相以提高断裂韧性。在用于制备钛基MMC的PM工艺中，钛前体可以与另一种材料组合，所述另一种材料在适当的驢和压力剝牛下形成硬化的、冈l胜的陶瓷强化材料，简单列举一些如硼化钛(TiB)、碳化钛(TiC)、或魏化钛(TiN)。其中，TiB被证明特别适合作为钛MMC的强化相，因为T氾表现出高的强度、硬度、耐热性和弹性模量，在齡钛合金PM鹏条件中热力学稳定，不溶于钛合金中，与钛合金具有相似的热膨胀系数，并在其与钛基质之间形成稳定的晶界。不过，TiB本身并不稳定，因此必须原位获得，例如M31二硼化钛(TiB2)与T！粉末在烧结过程进行反应获得。通过粉末冶金生产钛基MMC面临很多挑战。对于高质量的钛基MMC(或者提高了断裂韧性和抗疲劳性)而言最重要的因数就就诸如碳、氢、氧、或氮之类元素的控制。并且避免形成镁化合物和钠化合物也是很重要的。在这些元素中，氧是最重要的需要限制的元素。例如，残余的氧可能以氧化物膜的形式在钛前体的表面上形成。通过限制了更合意地强化相例如上面提到的二硼化物的生成，这种氧的存在会斷氐最终产品的密度和机械性能。将粉末进行适当的混合对获得均一的微观结构以及阻止强化成分成链也很关键。对具有优异的韧性、耐腐蚀性、高刚度、耐磨性以及耐热性的高强度钛基材料存在着需求。进一步还存在着以成本有效的方式生产这些材料以满足高产量元件制备方法的需求。
发明内容本发明满足这些需求，其中对结合了下述特征的方法和^g进行了公开。根据本发明的第一个方面，公开了复合元件(compositecomponent)的制备方法。该元件是由钛合金基质和分布在该基质中的TiB2强化颗粒制成的复合材料，其中该方法包括将多种前体(即，成分)材—料混合在一起得到混合物，然后将所述混合物进行压实并烧结所述压实的混合物以制备复合材料形式的元件。这些前体材料包括基本上纯的钛(例如单质钛)、氢化钛(TiH2)、合金化材料(alloyingmaterial)以及硼源材料。在烧结过程中产生的热量使硼源材料与钛进行反应形成二硼化钛(例如，作为颗粒形式的化合物)，同时TiH2变得活化而与混合物中存在的任何氧进行反应C由此帮助去除)。烧结过程中TiB2与单质钛反应得到TiB，在钛合金中TiB仅仅是热力学稳定的。TiB在MMC中作为强4t^粒。在本上现为中使用的烧结应该理解与其它涉及熔化的高温操作是有明显的区别，区别在于烧结涉及将材料加热到稍稍低于它熔点的温度(典型地是在熔点附近，但是不限定，熔点的80%)，这样使前体材料的分散的颗粒M固^f散相互粘附。同样地，术语"压实(compact)"和它的变体是压制(pressing)的同义词，其中采用刚性的机械加工工具在混合物上施加大的压力使该混合物得到雌的几何形状。非限制性举例而言，这种压制或压实操作可涉及5-100口^平方英寸的压力。任选的，前体材料是粉末状的。在这种情况下，可以使用基本上纯的钛粉末。在本上下文中，术语"基本的"是指要素或特征的排列，所述排列尽管在理论上会预期显示出精确的一致性或行为，但是在实践中可以体现出弱于精确的状态。同样的，该术语代表在不导致所关注的主题的基本功能发生变化的情况下定量的数值、测量结果或其它相关的表示可以和声称的参考值不同的程度。例如，很容易获得纯度为99.9%的市售钛，这样可以被认为是基本纯的钛了。此外，基本纯的金属例如钛的氧化并不减损其基本纯的本质。因此，暴露于环境气氛后在金属表面上形成氧化物膜、层或类似物的基本纯的钛在本上下文中f燃被认为是基本纯的钛。在特定的形式中，硼源材料由TiB2组成。在另一种选择中，混合物中可包括至多大约10wt^的T线，更特定的范围是约3-7wtX的TiH2。在烧结Ml呈中的加热速度优选限定为最高5。C/分钟，更为特别的范围是2-5匸/併中。本发明的烧结过程可以优选在可控气氛中进行，从而避免氧化和相关的污染。这种控制的实例可以包括排空的环境或在惰性环境。在另一选项中，混合过程能够有两个目的。除了主要的使粉末或其它组皿行均匀分布的益处之外，发明人还确定更剧烈的混合方法有助于去除氧化层，该氧化层可能由于金属暴露在大气或相关的含氧环境中累积在钛表面上的。以此方式，混合还包括去除至少一部分的这种氧基材料。更特别的是，去除过程包括将前体材料放置在惰性环境里(例如抽空氧之后的氩气)然后将前体材料进行旋转混合直到所述混合后的材料具有预先确定的特性的时间为止，所述预先确定的特性例如最大的粉末尺寸、表面光滑度、烧结前合金化的证据以及提高了的振实密度(tapdensity)，后者对应着在摇晃或压实以促进沉淀后混合材料的体积密度(bulkdensity)。旋转混合可以更具体地包括采用搅拌机的旋转速度，混合滚筒或其它混合部件在长时间内进行高速旋转。发明人发现，大约3600转/^H中的旋转鹏下进行约4-12小时产生了实5LM预定特性、去P員化膜中的一项或者两者所必需的混合程度。本发明非常适合用来生产大量的钛基结构元件，但是发明人发现它们尤其适合于汽车工业和相关运输工具的元件。在本上下文中，术语"汽车"并不仅仅是指轿车，还包括卡车、摩托车、公共汽车以及相关运输方式的机动。在汽车应用中，发明人发现油本发明公开的材料以及方法得至啲元件尤其是适合与发动机相关的应用，在这种应用中高的机械载荷与高温状态同时存在。汽车元件的例子包括阀门(valve)、保持片(retainer)、气门弹簧(valvespring)、连接杆、螺栓、紧固件、螺旋悬架弹簧(coilsuspensionspring)以及排气系统(exhaustsystem)。除了上述的混合、压实和烧结操作之外，还可能迸行了其它任选步骤。例如，一次或多次的表面改性操作，例如打毛刺(debuning)、表面加压喷丸(surfacecompressivepeening)、？咸少孔隙或浸渍(最后者将润滑剂注入元件中，比如可用于轴承、轴颈或相关的部件中)，可以用于改善最终元件的功能。任选的，搅拌器(agitator)的构造可以是各种形式的。在一种形式中，搅拌器是由众多钛基球体或球状物组成，这些球体或球状物可以在混合容器中旋转，比如通过容器的运动或类似的方式。在另一种形式中，搅拌器可以是从细长的旋转轴方妇寸状伸出的桨、棒或相关部件，使得在旋转轴旋转时搅动粉末。在雌的选项中，球体或部件的最低预设转速是约3600转/射中(RPM)，最短预设时间是大约4小时。根据本发明的另一方面，公开了制备硼化钛强化钛基金属基质复合材料元件的方法。该方法包括将至少基本纯的钛粉末与合金化材料以及硼源材料进行混合。混合的程度和前面的记载相似，其中所述混合相对于仅仅将成分材料进行基本上均匀分布所需的混合更为剧烈，因为通过粉末状碰撞材料间的摩^开磨除去可能在钛粉末上形成的大部分或全部的任何氧化物层。除了混合之外，混合物必须压实成元件的形状，之后将压实的混合物烧结到足以使硼源材料与钛进行反应得到由硼化钛组成的强化相的程度。在一种任选的形式中，本方法进一步包括添加氢化钛到钛粉末、合金化材料和硼源材料成分中，从而使其可以与它们一起进行混合。在元件烧结后还可以进行包括锻造和退錢作中的一个或多个的另夕卜步骤。通过附图可以对本发明的下列详述进行更好地理解，图中相同的结构用相同的附图标记表示，其中图1所示的根据本发明的方面制备钛基MMC元件的工艺流程图；图2所示的是在钛基MMC中氢含量随烧结温度变化的变化曲线；图3所示的是在用于制备钛基MMC的成分材料混合中所使用装备的简图；图4A-4C所示的是根据本发明的方面在剧烈混合过程后的各种前体材料；图5和图6所示分别是用于TP325和TP250的钛粉末的示例性尺寸分布；图7所示的是在烧结后从TiB2到TiB的转变的X射线衍射分析的结果；图8所示的是A1-V合金化粉末的扫描电镜(SEM)照片；图9所示的是图8中Al-V合金化粉末的尺寸分布；图10A-10D所示的是根据本发明的方面烧结后的TiMMC的微观结构；图11A-llF所示的是根据本发明的方面采用不同工艺的烧结后的TiMMC的微观结构；图12A-12B所示的是烧结后的TiMMC微观结构对各种温度的依赖性；图13A-13B所示的是不同的TiB2添加量对TiMMC微观结构的影响。具体实施例方式首先参见图1，示意性地示出了混合、压实和烧结步骤以及任选的烧结后步骤。第一步包括混合IOO。如图所示，使用至少四种不同的成分材料，包括单质钛或其他基本纯形式的钛IIO，氢化钛120、合金化材料130以及硼源材料140。对本领域的普通技术人员来说，这里剤艮多种已知的方法混合成分材料；一些这样的方法包括球磨混合、振动磨混合以及V型混合。这些常规方法一般适合所要达至啲目的，艮P，在这些材料的混合物中前体材料相对分布均匀。接下来参照图3，本发明的发明人发5JM这些常规混合方式进行的修改可以用于提高混合的前体盼性能，尤其因为其涉及粉末尺寸的降低、表面的光滑度、稍微的烧结前合金化以及混合物振实密度的提高。通过显著地提高混合时间和混合剧烈性的组合(后者可以类比为和仅仅实现上述均匀混合所需的相比，将成分更猛烈地摇动)，发明人发现不仅仅实现上述的一些属性，而且由于所搅拌粉末间的机擦可以去除钛粉末表面上可能形成的潜在的不希望的氧化层。这样剧烈的混合(例如Sil修改的研磨过程)也充当活化步骤(activationstep),因为这种氧化层的去除可能是有利的，因为降低孔隙率、腐蚀敏感性以及可育树预期TiB强化相的后续污染。此外，发明人已经确认高速搅拌，尤其是采用不同尺寸钛球行的情况下，擅长于产生导致高表面能水平的成分材料的那种表面变形，这导致导致最终的晶体结构中形成位错和无序(disorder),从而使裂纹扩展机制(crackpropagationmechanic)最小化。在制备材料中采用的第二步包括压实、压制或其它方式形成所述混合物。这如步骤200所示。如上面所述的混合步骤，剤艮多方法可将该元件形成其生坯状态(也就是烧结前)。这些方g括等静成型、或者模压成型等等。在压实200中对混合物所加的压力足以使部件保持基本上为近净形状，并同时等待烧结步骤300(下面进行讨论)。第三步是烧结步骤300。在烧结过程中，压实的生坯元件被加热从而使钛(例如^单质)和合金化材料进行合金化，从而得到钛基基质。如前所述，可以采用受控环境从而降低污染的可能性。烧结步骤300可以进行的^^,在1200。C-1450°(:之间。烧结步骤300可以包括具有斜度的加热方案，比如为2。C/併中-5。C/併中之间。具体而言，烧结^j^对Ti-MMC中氢量的影响的一个例子如图2所示。随后可以使用冷却方案，其中烧结的元件在7小时内7賴口。这种情况下，7转卩速率可以是约20(TC/小时。并且在烧结步骤300中，硼源材料140与钛110之间发生反应从而形成T氾，以及钛合金(例如Ti6A14V)。同样的，所述步骤还可能包括闭模锻造(closeddieforging)或相变致密化(phase-transformationdensification)400，这里烧结过程中留下的小？L可以通过热压锻造(hot-pressforging)去除。该步骤^^t在高温进行。在室温施加到该部件上的涂层有助于阻止在高温下的部分氧化。在一种形式中，涂层含有A1203、以及B203和有机粘合齐U。对于一些涂层而言，当部件加热到7(TC是可以利用刷子施加，随后干燥所述部件。典型的,温度范围是900-1400°C，更特别的是1200-1350°C，具体取决于T氾2的含量，含難高要求j顿的麟鹏越高。典型的减少比(锻造前后横截面积之比，有时称作厚度减少百分比，和被加工的MMC材料的尺寸有关)宽泛而言应该是300%—800%之间，特别范围是500%-700%。在这个范围内，烧结温度会是1350°C。典型的退火，应该是550-950。C之间的宽范围内，尤其是在650-74(TC之间。时间应该为0.5-2小时。仍如图1所示，也可采用闭模锻造或相关的相变致密化。在这种情况下，在闭模中的热压可以用于另外地除去孔洞并且随后进行致密化。在这种情况下，烧结温度是135(TC。典型的退火温度应该是650-74(TC，范围是550-950°C。时间应该是0.5-2小时。本发明方法可以获得高于99%的高烧结密度。特别参见图4A4D，所示的是在MPT前后的典型混織末图像，其中图4A对应的是MPT前的钛粉，图4B对应的是MPT前的TiB2粉末，图4C对应的是MPT前的合金化粉末(具体的是A1-V粉末)而图4D对应的是MPT后的混合粉末。相比于没有进行MPT处理的粉末，在上述MPT条件下MPT处理过的粉末的性能表现出粉末尺寸下降了20%-60%，粉末的表面光滑度得以提高，使一些粉末进行轻微的预合金化，并且提高振实密度30%~40%。MPT对烧结密度的影响如下表所示<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>烧结前的压实以及相关的振实密度可以通过多种振动、摇晃或相关的搅拌方法获得。一种提高烧结前压实的方法是通过冷模压实。在一种形式中，这可在室温、190-360MPa(即，大约为28000-52000psi)的条件下进行3卅中，典型的时间范围为1-6併中，典型压强范围为230-270MPa。发明人已经发现，为了得到最好的生坯密度(greendensity)和生坯强度(greenstrength),f娜粒的尺寸应该是在5-75微米的宽范围内的22-34微米。烧结过程包括以2-5tV分钟的速度加热这些生坯部件直到它们达到合意的烧结温度，大约为1300°C，典型的温度范围(如上所述)是1200-145CTC，保温3小时，典型的时间范围为2-8小时。在烧结过程中，有禾啲是保持10乍a的真空2-8小时，更具体的时间范围为3-6小时以达到990/^的理论密度。烧结时间越长越能进一步提高烧结密度。前体材料的尺寸可变，但是用于制备Ti6A14VMMC的钛粉末的典型尺寸范围广泛而言是在9-75货j^之间，更窄的范围是在18-28。有多种可能的方法进行钛粉的制备。一种是用氢化物-脱氢化物钛粉制备方法(ahydride"dehydridetitaniumpowdermakingprocess),通过改变喷射研磨过程中的旋车^I度得到不同的粉末尺寸。特别参见图5和图6，示出了两种典型Ti6A14V颗粒的尺寸分布和形貌，其中图5对应的是325目的钛粉，而图6对应的是250目的钛粉。典型的TiB2颗粒尺寸是在5-75微米，可以M自蔓延高温合成方法得到，如下述反应式Ti+2B—TiB2+Q(324KJ/mol)。TiB2粉末的物理性能如下表所示；图7示出了区别烧结前i辦(也就是生坯)和烧结后试样的X射线衍射分析，表明如何由T氾2和Ti烧结反应得到TiB。用于获得图7所示结果的前体包括钛、TiH2、Al-V40合金以及TiB2的粉末。TiB2的平均颗粒尺寸为9.2，是大约99%的丁氾2。<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>T氾2和Ti6A14V具有相近的密度。这有利于对它们进行混合。然而，已经发现TiB2大大降低钛MMC的烧结密度。当TiB2的含翻过7wt^，鹏后的密度也开始大大降低。一种可能的解释可能是硼(大约为2.34弥立方厘米)和钛(大约4.5弥立方厘米)的相对密度相差大。Al-V合金化材料的典型颗粒尺寸为5-75。当呈粉末状时，这些合金化材料也通过市售自蔓延高温合成方法获得，所述方法的最简单形式根据如下反应A1+V205—AlV#Al203+Q。为制备Ti6A14VMMC，制备了三种不同的Al-V合^}末，A1与V的比率分别是60/40、50/50以及40/60。化学组成主要是Al和V还有痕量的O、C、Fe禾t1Si。图8和图9特别所示的就是60/40Al-V粉末的扫描电镜(SEM)形貌以及颗粒尺寸分布。下面参见图10-图13，所示的是各种烧结步骤和不同百分比的T氾2得到的结果。特别参见图IOA-IOD，所示的是具有不同TiB2水平的Ti6A14VMMC的烧结后微观结构。烧结温度是130(TC并且T氾2的含量分别是7^、10%、15%以及20%。特别参见图11A-11H,所示的是由于不同TiB2浓度及加工条件的微观结构。特别地，TiB2浓度从3X(图11A和11B)变化至至5%(图11C和IID)，以及7%(图11E-11H)，而且包括其它处理步骤的影响(图11B、IID、11F以及11H)，包括锻造(在95(TC)和退火(在93(TC)。特别参见图10，所示的是具有不同TiB2含量的MMC的烧结后微观结构。特别参见图ll，所示为具有不同丁氾2含量的MMC在后的退火后微观结构。从图10-图11的比较可看出10%TiBMMC具有致密且清晰的微观结构(denseandcleanmicrostructure)。如图12A和12B所示，鹏温度的变化影响了Ti6A14V/TiBMMC的m^见结构。同样的，图13A和13B中给出了不同程度的TiB2硼源材料对烧结的、锻造的以及退火后的微观结构的影响。具体而言，它们表明了锻造温度和退火、皿对孔隙的影响。例如，从前述可见，对开劍顷向以及孔隙水平来说，在115(TC进行锻造比在95(TC下进行锻造要好得多。特别参照图13，所示的是退火后的f^见结构。在此参见图1，烧结后操作500的众多实例是可行的，例如机械加工(包括去顿lj)、表面加压喷丸、或者再压等等。另一实例包括防止氧化的步骤。在这种情况下，可以在室温下在最终部件上施加涂层，该涂层包含各种氧化物，例如Al2Cb、Si02以及B203和有机粘结齐l」。在一种形式中，在部件被加热到稍微升高的温度，例如大约7(TC时，对一些涂层而言可以用刷子施加涂层，随后千燥所述部件。相比于未强化的Ti6A14V合金，所述的Ti6A14VMMC具有更高的强度和弹性模量。这样，T氾2对Ti6A14V钛合金而言是优异的强化材料。例如，强化后的Ti6A14V的弹性模量高于140GPa，平均是155GPa，而未强化的Ti6A14V的平均值是100GPa。极限拉伸强度高于1350MPa(平均是1450MPa)，显著高于未强化的Ti6A14V的平均值1140MPa;0.2%屈服强度高于1250MPa(平均是1300MPa)，相比较，未强化的Ti6A14V的平均值是980MPa。洛氏硬度高于43。根据本发明一个方面制备的结构元件实例是用于汽车发动机的连接杆(connectingrod),但是本领域^t人员应该理解也可以制备许多其它元件。虽然为了剩列说明本发明的目的己经给出了一些代表性实施方案和细节，但是对于本领域的普通技术人员而言显然可以在不偏离后附禾又利要求所限定的本发明范畴的情况下进行各种各样的改动。权利要求1.制备包含钛合金基质和二硼化钛强化体的复合元件的方法，该方法包括将包含基本上纯的钛、氢化钛、合金化材料以及硼源材料的多种前体材料进行混合；压实所述混合物；和烧结所述压实的混合物，使得在所述烧结过程中，所述硼源材料与所述基本上纯的钛进行反应以制备硼化钛并且所述氢化钛变为活化的以与所述混合物中存在的任何氧进行反应。2.如权利要求l所述的方法，其中所述前##料是粉末形式的。3.如权利要求2所述的方法，其中所述混合进一步包括除去在所述基本上纯的钛的表面上形成的任何基于氧的材料的至少一部分。4.如权利要求3所述的方法，其中所述除去包括将所述多种前体材料方j(S在隋性环境中并且使它们进行旋转混合直至时间比如。5.如权利要求4所述的方法，其中所述旋转混合包括I^I至少为大约3600转每射中，持续至少大约4小时。6.如权利要求l所述的方法，其中所述基质选自P钛、a-2钛、Y钛和其组合。7.如权利要求6所述的方法，其中所述混合物包括大约3-7wty。的氢化钛。8.如权利要求l所述的方法，其中所述加热以至多5"/併中的鹏进行。9.如权利要求l所述的方法，其中所述合金化材料包括铝和钒。10.如权禾腰求l所述的方法，其中所述硼源材料包括二硼化钛。11.如权利要求l所述的方法，其中所述元件包括汽车元件。12.如权禾腰求ll所述的方法，其中所述汽车元件选自阀门、保持片、气门弹簧、连接杆、螺栓、紧固件、螺旋悬架弹簧以及排气系统。13.如权利要求l所述的方法，进一步包括至少一^^烧结后表面改性操作。14.如权利要求13所述的方法，其中所超少一个烧结后表面改性操作选自打，lj、减少孔隙以及润滑剂浸渍。15.用于粉末冶金加工的钛基材料的制备方法，所述方跑括将多种前体粉末材料放置于汰基混合容器中，所述前体粉末材料包括基本上纯的钛、氢化钛、合金化材料以及硼源材料；用惰性流体基本上替代所述混合容器中的环境气氛；以最小的预定速度旋转搅拌器最少的预定时间，直至获得具有至少下列之一的混合物(1)粉末尺寸至少减小20%;(2)所述混合物的振实密度至少增加30%;(3)基本上AA^述钛粉末中去除了氧化物膜；禾口将所述混合物烧结。16.如权利要求15所述的方法，其中所述搅拌器包含经构造以在所述混合容器中旋转的多个基于钛的球。17.如权利要求15所述的方法，其中所述最小的预定速度是大约3600转/^中，所述最少预定时间是大约4小时。18.制备硼化钛强化的钛基金属基质复合元件的方法，所述方法包括将至少基本上纯的钛粉末与合金化材料以及硼源材料混合，使得S^f述基本上纯的钛粉末上形成的任何氧化物的基本上大部分被从中去除；将所述混合物压实j^;述元件的，；禾口烧结所述压实的混合物，使得在所述烧结过程中，所述硼源材料与所述基本上纯的钛进行反应，以得到由所述硼化钛构成的强化相。19.如权利要求18所述的方法，还包括在所述混合之前，在所述基本上纯的钛粉末、合金化材料和硼源材料中添加氢化钛。20.如权利要求18所述的方法，进一步包括一旦所述烧结完成，对所述元件进fi^造和退火中的至少一种。全文摘要本发明涉及通过粉末冶金法制备基于钛合金的并且TiB强化的复合部件的方法，尤其涉及制备钛基金属基质复合材料的方法。在一种方式中，可以在基本上纯的钛、合金化材料以及硼源中添加氢化钛，使得这些材料的混合物可以粉末冶金工艺进行压实和烧结从而制备由硼化钛强化的钛合金构成的部件。在另一种方式中，所述基本上纯的钛、合金化材料以及硼源可以剧烈混合(可含有也可不含有氢化钛)至如下程度可以去除在钛前体上可能已经形成的氧化膜以最小化制造的元件中的氧含量。文档编号B22F5/00GK101530918SQ20081023385公开日2009年9月16日申请日期2008年12月12日优先权日2007年12月13日发明者L·周,Q·段,R·D·里基,T·杨,Y·吴,Y·王申请人:通用汽车环球科技运作公司;西北非铁金属研究所