本發(fā)明屬于復(fù)合材料領(lǐng)域，尤其涉及一種耐高溫耐磨損鈦基復(fù)合材料及其制備方法。

背景技術(shù)：

鈦合金是以鈦為基加入其他元素組成的合金，具有很高的比強(qiáng)度，在航空和航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用，常作為飛機(jī)和航天器的重要結(jié)構(gòu)材料。近年來，由于鈦合金具有良好的耐腐蝕性、高低溫性能，其在石油和化工等領(lǐng)域的應(yīng)用逐漸擴(kuò)大，用做熱交換器、反應(yīng)塔、蒸汽透平機(jī)的葉片、閥門、泵管道等腐蝕或特殊溫度條件下的結(jié)構(gòu)材料。

現(xiàn)有的鈦合金材料與鋼鐵材料相比，還存在耐磨性低、難于切削加工和彈性模量低等缺點，阻礙了鈦合金應(yīng)用范圍的擴(kuò)大，特別是硬度低、耐磨性能差的弱點。純鈦的硬度約為HV150-200，鈦合金通常不超過HV350。在很多情況下，這樣的硬度值不能滿足實際生產(chǎn)應(yīng)用的要求。鈦合金的低耐磨性可歸因于兩個主要因素：一是低塑性剪切抗力和低加工硬化率；二是表面氧化物的保護(hù)作用很低。鈦合金與空氣中的氧形成的氧化膜，該氧化膜在摩擦接觸中易發(fā)生剝落；同時在更加惡劣的環(huán)境以及發(fā)生縫隙腐蝕的情況下，鈦合金的耐腐蝕性也將大大降低。目前，為了提高鈦合金的耐腐蝕性，通常對鈦合金進(jìn)行表面處理，例如滲氮、陽極氧化、微弧氧化等工藝。但目前若用這些工藝只是在鈦合金表面涂一層薄膜，僅僅是增強(qiáng)鈦合金表面層的耐腐蝕性，并不是提升鈦合金基體的耐腐蝕性；而且這些工藝由于滲層深度很薄，在摩擦環(huán)境下較長時間工作，就會導(dǎo)致鍍層被磨損掉，破壞了表面的耐腐蝕層。

鈦合金由于其耐磨性較差，當(dāng)所制備的零件發(fā)生微動磨蝕時，會引起疲勞強(qiáng)度的迅速下降，因此很難做到在機(jī)械產(chǎn)品、汽車部件等滑動零部件上大量使用鈦合金，否則存在安全隱患。為了滿足鈦合金的市場需求，亟需研制一種耐高溫耐磨損的鈦基復(fù)合材料。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明針對上述問題，提供一種可在高溫下使用的耐磨鈦基復(fù)合材料，通過混雜增強(qiáng)相增強(qiáng)鈦合金材料，達(dá)到了高溫時高耐磨程度的鈦基復(fù)合材料，從而拓寬鈦合金的應(yīng)用范圍。

為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明提供了一種耐高溫耐磨損鈦基復(fù)合材料，原料組成按重量百分比配比如下：Al 為6-7%、Sn為3-4.5%、Zr為8-10%、Mo為0.8-1%、Si為0.2-0.3%、Nb為0.8-1%、W為0.8-1%，添加4.5%-6.5%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增強(qiáng)相，余量為Ti。

所述的增強(qiáng)相為TiB或TiB與TiC的組合。

為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明還提供了該耐高溫耐磨損鈦基復(fù)合材料的制備方法，具體步驟如下。

步驟1、備料：按重量百分比秤取海綿鈦，海綿鋯，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)50%錫和50%鋁的鋁錫合金，顆粒度為0.25-3mm；含質(zhì)量分?jǐn)?shù)50%鉬和50%鋁的鋁鉬合金，顆粒度為0.4-4mm；含質(zhì)量分?jǐn)?shù)為50%鈮和50%鋁的鋁鈮合金，顆粒度為0.25-2mm；純鋁豆，顆粒度為6-9mm，純鎢粉，顆粒度為0.4-1μm，純硅粉，粒度為125-325目，增強(qiáng)相顆粒度為0.01-2mm。

步驟2、熔煉：采用真空自耗水冷銅坩堝感應(yīng)凝殼爐進(jìn)行熔煉，熔煉功率為320-345kW，真空條件下進(jìn)行熔煉，抽真空度至0.15Pa，熔煉后保溫5-8min，保溫溫度不低于熔點溫度1995℃，得到合金溶液；在真空自耗水冷銅坩堝感應(yīng)凝殼爐的真空條件下，將合金溶液澆鑄到圓柱模具內(nèi)，在空氣中，自然冷卻至室溫，得到合金鑄錠。

步驟3、鑄錠分析：用20車床從合金鑄錠上部、中部、下部取樣，用光譜分析儀分析化學(xué)成份及雜質(zhì)成份，以此來分析鑄錠的化學(xué)成份是否均勻，然后分析材料的相變點。

步驟4、鍛造：將步驟（3）檢測合格的鑄錠合金鑄錠預(yù)熱至溫度為1050-1100℃，并在該溫度下保持45min，用5000t油壓機(jī)進(jìn)行鍛造，三次鍛造拔長的總變形量不小于85%，鍛造完成。

本發(fā)明的有益效果。

本發(fā)明的復(fù)合材料中，Mo可提高鈦合金的耐熱性能，使鈦合金材料在高溫環(huán)境下使用時間延長，Mo固溶強(qiáng)化β相，并顯著降低鈦合金的相變點、增加淬透性，從而增強(qiáng)熱處理強(qiáng)化效果，Mo提高蠕變抗力的效果比釩好，還可以改善合金的耐蝕性；Si可提高合金的抗蠕變性能，但不能加入過量的硅元素，因為硅化物在高溫長期暴露中，會繼續(xù)在晶界和相界上析出并不斷積累，會影響熱穩(wěn)定性，本發(fā)明硅含量控制0.2-0.3%，硅能夠完全溶于基體中可以獲得最佳的蠕變性能。

本發(fā)明中控制Al、Sn、Zr的含量范圍（Al 為6-7%、Sn為3-4.5%、Zr為8-10%），超過一定范圍后，元素含量越高，熱暴露后斷面收縮率降低得越多。因為Al、Sn與Ti形成Ti₃Al、Ti₃Sn，Al、Sn、Zr的含量控制，一方面可以促進(jìn)Ti₃Al的有序化，另一方面也可以生成Zr₃Al、Zr₃Sn等化合物；Zr常被用作提高熱強(qiáng)性的一種有效元素，它與鈦形成連續(xù)的α和β固溶體，在鈦中的擴(kuò)散速度較慢，有限制硅化物長大使之呈彌散狀態(tài)的作用，使細(xì)小的硅化物析出相均勻分布，添加Zr能使鈦合金的蠕變極限明顯提高；對于高鋁鈦合金，加入少量的Zr可以增加α₂（α₂是鈦合金顯微組織中的一種）與基體的錯配系數(shù)，促進(jìn)位錯繞過機(jī)制形成，增加材料的塑性。

鋁含量的增加對鈦合金的抗蠕變性能和抗氧化性能的提高有利，但是，同時也導(dǎo)致鈦合金的塑性和變形能力下降。本發(fā)明中加入的Nb、W元素的量不超過1%，低于在α鈦中溶解度（Nb可以達(dá)到20%，W也可以達(dá)到2%），可使α₂相的C曲線向右移，α₂相的析出變慢，成核均勻，增加材料的塑性和韌性；并減少了有序化的傾向，減緩了變脆的效應(yīng)，這樣既可以提高抗蠕變性能，又可以提高熱穩(wěn)定性；但是若這兩種元素含量過高（超過1%），尤其是超過溶解度，就會使殘余β相增加，在高溫下長期暴露后，必然使殘余β相大量分解而降低合金熱穩(wěn)定性，進(jìn)而降低鈦合金高溫條件下的耐磨性能。

本發(fā)明鈦基復(fù)合材料，添加了增強(qiáng)相，增強(qiáng)相的選擇以提高材料抗氧化能力、強(qiáng)度和硬度為依據(jù)，這就要求增強(qiáng)相具有高硬度、高熔點等特點。選擇TiC和TiB作為增強(qiáng)體，是由于二者的密度與鈦的密度相近，熔點分別為3067℃和2200℃，熱膨脹系數(shù)在8×10^-6/℃左右，與鈦合金熱膨脹系數(shù)（膨脹系數(shù)8.2）相近。由于增強(qiáng)相這些物理性能，使得其與鈦合金基體之間的相容性好。增強(qiáng)相的添加使得鈦基復(fù)合材料的強(qiáng)度有大幅度地提高，但同時塑性也隨之下降，而鈦基復(fù)合材料中Nb、W元素的添加，又使其塑性有所提高，且提高了高溫抗氧化性能。本發(fā)明多種元素與增強(qiáng)相的相互作用，使得鈦基復(fù)合材料硬度提高、耐磨性增強(qiáng)，同時具有良好的綜合性能。

本發(fā)明以鈦合金為基體，添加增強(qiáng)相，增強(qiáng)相與基體之間的界面結(jié)合力較強(qiáng)。復(fù)合材料在摩擦磨損的工作環(huán)境下，會對增強(qiáng)體與基體之間的界面造成損傷，在外界溫度發(fā)生變化時或摩擦磨損產(chǎn)生溫度變化時，會引起增強(qiáng)相和基體同時發(fā)生膨脹收縮，若熱膨脹系數(shù)相差較大，會引起界面的脫粘損傷。但是，本發(fā)明鈦基復(fù)合材料的增強(qiáng)相與基體之間的熱膨脹系數(shù)比較接近，界面結(jié)合力強(qiáng)。本方法制備的鈦基復(fù)合材料，由于添加增強(qiáng)相中的微觀反應(yīng)中C、B元素與鈦合金基體發(fā)生反應(yīng)生成，所得到的增強(qiáng)體與基體之間的結(jié)合強(qiáng)度極高，最終制得的材料性能也最好。因此，在增強(qiáng)相和與該基體鈦合金所制成的鈦基復(fù)合材料具有良好的耐磨性。

綜上所述，本發(fā)明鈦基復(fù)合材料，是通過添加增強(qiáng)相來增強(qiáng)界面結(jié)合力，使得材料的強(qiáng)度增強(qiáng)，同時添加Nb、W等元素與增強(qiáng)相的相互作用，即在保證強(qiáng)度的前提下，提高了材料的塑性，同時也提高了高溫抗氧化性能，使得鈦基復(fù)合材料的硬度提高，耐磨性增強(qiáng)。在650℃下，仍可以具有良好的抗拉強(qiáng)度和伸長率，并且該鈦基復(fù)合材料突破鈦合金不耐磨的技術(shù)難點。

附圖說明

圖1是實施例1添加增強(qiáng)相TiB的鈦基復(fù)合材料的顯微組織。

圖2是實施例2添加增強(qiáng)相TiB+TiC的鈦基復(fù)合材料的顯微組織。

圖3是實施例1鈦基復(fù)合材料的摩擦系數(shù)曲線。

圖4是實施例1鈦基復(fù)合材料的XRD曲線。

具體實施方式

下面結(jié)合具體實施例對本發(fā)明做詳細(xì)的說明。

實施例1。

一種在650℃溫度下使用的耐磨鈦基復(fù)合材料按重量百分比包括Al 6%、Sn 4%、Zr 10%、Mo 1%、Si 0.25%、Nb 1%、W 1%，添加5%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiB，余量為Ti。

本實施例是以15kg的鑄錠為標(biāo)準(zhǔn)。

步驟一、備料：按重量百分比準(zhǔn)備海綿鈦11.32kg，海綿鋯1.55kg，含50%錫的鋁錫合金1.2kg，含50%鉬的鋁鉬合金0.3kg，含50%鈮的鋁鈮合金0.3kg，純鋁豆0.04kg，鎢0.152kg，硅0.0378kg，TiB 0.75kg。

步驟二、熔煉：采用真空水冷坩堝感應(yīng)凝殼爐進(jìn)行熔煉。在熔煉功率為335kW的真空條件下進(jìn)行熔煉，抽真空度到0.15Pa，熔煉后保溫8min得到合金溶液，保溫溫度2000℃。在真空條件下，進(jìn)一步地將合金溶液澆鑄到圓柱模具內(nèi)，在空氣中，自然冷卻至室溫，得到合金鑄錠。

步驟三、鑄錠分析：用20車床從鑄錠取樣，分析化學(xué)成份及雜質(zhì)成份，以此來分析鑄錠的化學(xué)成份是否均勻，然后分析材料的相變點。

步驟四、鍛造：將步驟（3）檢測合格的鑄錠預(yù)熱至溫度為1100℃，并在該溫度下保持45min，用5000t油壓機(jī)進(jìn)行鍛造，第一火拔長變形量為40%，回爐加熱至1100℃，保溫30min；第二火拔長變形量為30%，回爐加熱至1075℃，保溫30min；第三火拔長變形量為25%，三次鍛造的總變形量大于85%，鍛造完成。

實施例2。

一種耐磨鈦基復(fù)合材料質(zhì)量百分比由Al 6.3%、Sn 4.5%、Zr 8.8%、Mo 0.82%、Si 0.3% 、Nb 0.87%、W 0.87%，添加2.5%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiB和3.5%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiC和余量的Ti制成。

實施例3。

一種耐磨鈦基復(fù)合材料質(zhì)量百分比由Al 7%、Sn 3%、Zr 8%、Mo 0.8%、Si 0.2%、Nb 0.8%、W 0.8%，添加2.5%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiB和2.5%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiC和余量的Ti制成。

一、對上述實施例的鈦基復(fù)合材料進(jìn)行如下性能檢測分析。

對實施例1進(jìn)行顯微組織觀察，見圖1?？梢杂^察到TiB多沿晶界分布，尺寸較小，主要為針狀，說明TiB的高溫穩(wěn)定性很好，加強(qiáng)了鈦基復(fù)合材料高溫時的耐磨性。若增強(qiáng)相為TiC和TiB，即實施例2，則TiC多為尺寸較大的顆粒狀或條狀，TiB為顆粒狀或者纖維狀結(jié)構(gòu)，見圖2。

對實施例1進(jìn)行摩擦系數(shù)測定，見圖3。從圖中可以看出在室溫和高溫狀態(tài)下，摩擦系數(shù)很穩(wěn)定，并未隨著時間的延長而波動，這說明其耐磨性能穩(wěn)定，不受溫度和時間的影響。

對實施例1進(jìn)行XRD分析，見圖4。從圖中可以看出，除了Ti基體外，存在的增強(qiáng)相為TiB，并無其他雜質(zhì)相的生成，這說明TiB能夠穩(wěn)定的存在在復(fù)合材料中。從XRD的分析結(jié)果來看，制得的鈦基復(fù)合材料中并無其他元素反應(yīng)生成的相，說明Al、Si等其他合金元素固溶到基體之中，基體合金中所添加的各元素之間也未發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成雜質(zhì)。

對實施例1進(jìn)行拉伸試驗，測得在室溫條件下，其抗拉強(qiáng)度為≥1200MPa，伸長率為10%左右；在高溫650℃下，其抗拉強(qiáng)度為≥600MPa，伸長率為25%左右。目前常用的高溫鈦合金TC11，其室溫時，其抗拉強(qiáng)度為≥890MPa，伸長率為10%；在高溫450℃下，其抗拉強(qiáng)度為≥620MPa，伸長率為10%。