技术领域
[0001] 本
发明属于钛
合金材料领域，尤其涉及一种耐磨钛基复合材料。
背景技术
[0002] 钛合金因具有很好的耐蚀性、较高的强度、较好的高低温性能等特点，而被广泛应用在航空航天领域。随着钛合金的发展，钛合金在
船舶行业、民品行业和
汽车行业等，也得到了广泛的推广和应用。钛合金与
钢铁材料相比，存在
耐磨性低、难于切削加工等特点，阻碍了钛合金应用范围的扩大。近年来，随着钛合金应用领域的不断拓宽，以及在轨道交通行业对钛合金的广泛推广过程中，各行业对钛合金的耐磨性要求越来越高，常规的钛合金已经不能满足对材料的要求，尤其是要在轨道交通行业推广钛合金的应用，就必须增加其耐磨性。
[0003] 目前，通常采用
表面处理方法来提高钛合金的耐磨性，但是表面处理方法例如渗氮处理，只是在钛合金表面很薄的一层（约小于1mm左右）提高了耐磨性，并没有改变钛合金基体的耐磨性；而且由于表面耐磨层很薄，其使用寿命和使用环境也有所限制。因此，提高钛合金材料组织自身的耐磨性，对于钛合金的推广应用十分有必要。
发明内容
[0004] 针对上述问题，本发明提供一种耐磨钛基复合材料，该材料在钛合金基体上，添加B4C粉和
碳粉，利用其与基体发生反应，生成含有TiB与TiC增强相的钛基复合材料，使得钛基复合材料耐磨性提高，拓宽了钛合金的使用范围及其应用技术。
[0005] 为了实现上述目的，本发明提供的耐磨钛基复合材料，其原料按重量分数配比包括如下成分：Al 为5-7%、Sn为2.5-3.5%、Zr为4-6%、Mo为0.4-0.6%、Si为0.3-0.7%，W为0.1-0.4%，添加0.5-5%B4C粉和0.5-10%C粉，余量为Ti。
[0006] 所述的B4C粉和C粉与Ti反应，生成2.2%-2.7%的重量分数的强化相TiB，及2-6%的重量分数的强化相TiC；所述的重量分数相对于耐磨钛基复合材料原料的总重量。
[0007] 优选的，所述的耐磨钛基复合材料，其原料还可以添加0.01-0.2%的Pt和0.01-0.1%的La。
[0008] 优选的，所述的耐磨钛基复合材料，其原料还可以添加0.01-0.05%的Ta和0.01-0.1%的Ce。
[0009] 所述的原材料选自
海绵钛（99.7wt.%）、高纯
铝（99.99 wt.%）、海绵锆（≥99.4wt.%）、Ti-Sn中间合金（Sn 80 wt.%）、Mo-Al中间合金（Mo 60 wt.%）、Al-Si中间合金（Si 25 wt.%）、B4C粉（≥99 wt.%）、
石墨粉（99.9 wt.%）、W粉（99.9wt.%）、铈粉（≥99 wt.%）、钯粉（≥99 wt.%）、铊粉（≥99 wt.%）、镧粉（≥99 wt.%）。
[0010] 为了实现上述目的，本发明提供的耐磨钛基复合材料的制备方法，具体包括以下步骤。
[0011] 步骤1、将各原料按重量分数进行混合，采用
真空感应熔炼，熔炼过程中熔炼室真空度始终保持在10-1Pa以下；待各原料全部
熔化后，得到混合熔体，使熔体在
电磁搅拌作用下，保温10分钟；然后升高熔体
温度至
浇注温度2000±20℃，再保温5分钟；将熔体浇注到金属铸型中，自然冷却后，得到钛基复合材料
铸锭。
[0012] 步骤2、铸锭均匀化
退火处理：钛基复合材料铸锭加热到650℃，保温8小时，然后随炉冷却到室温，取出。
[0013] 步骤3、
变形加工
锻造处理：采用机加工方法将耐磨钛基复合材料铸锭加工成无
缺陷的圆柱体；然后进行锻造，始锻温度为1150℃±10℃，终锻温度为950-1000℃，为了减少锻造过程中样件表面热量损失，上下锻模需要预热至600℃，工作气氛为大气，变形速率控制在0.1/s左右，总变形加工率大于80%，锻造处理后，空冷至室温。
[0014] 本发明的有益效果。
[0015] 本发明通过大量的实验验证，对各元素进行反复的配比研究并优化，严格控制各元素的含量，使本发明的钛基复合材料耐磨性达到最优状态，具有现有钛合金复合材料所不能及的优势；在材料配比的研究过程中，研究发现如果主元素含量配比发生变化，其性能尤其是耐磨性会受到严重的影响，达不到轨道交通行业的要求。其中，Al的含量为5-7%，铝主要起固溶强化作用，每添加1%的Al，室温
抗拉强度增强约50MPa，但是，如果Al的含量超过7%，接近其极限
溶解度，组织中会出现有序相，影响钛合金的塑性和韧性；Sn和Zr（Sn含量为
2.5-3.5%，Zr含量为4-6%）是中性元素，超过一定范围后，会形成有序相，会降低钛合金的塑性和热
稳定性；并且，Sn和Zr还能够起补充强化作用，进一步提高复合材料的耐热性，使合金具有良好的压
力加工性和
焊接性能；Mo是β稳定元素，体系中含0.4-0.6%Mo的钛合金不发生共析反应，在高温下组织稳定性好，还能够有效的改善合金的耐蚀性，尤其是提高合金在氯化物溶液中抗缝隙
腐蚀能力，使其在沿海环境中也可以得到很好的应用。
[0016] 本发明的耐磨钛基复合材料，基体属于近α型钛合金，在高温（600℃）环境下可以使用，且具有比其他合金优异的蠕变性能，Si是可改善合金的耐热性能，
硅与钛的
原子尺寸差别较大，在
固溶体中容易在位错处偏聚，阻止位错运动，提高钛合金的耐热性、增强钛合金的硬度；W溶解在钛中，可
增强材料的塑性和韧性，提高材料的耐热性能，使得材料的使用温度升高，在复合材料摩擦生热时，仍可以保持良好的耐磨性能。但含量过多时，使残余相增多，超过其在钛中的溶解度，反而降低材料耐热性能；钯和铊的加入，可以提高材料的强度、改善材料的硬度，其与合金中的
锡作用，能够抵抗酸类的腐蚀，使其在高温时的
耐腐蚀性能提高和扩大
钝化范围，若含量过高，不易熔解，因此本发明严格控制其含量；镧和铈的添加形成细小稳定的颗粒，产生弥散强化，降低了基体中的
氧浓度，并促使合金中的锡转移到稀土氧化物中，这有利于抑止脆性相析出。此外，还能显著细化合金的铸态组织，提高合金的耐热性能和
热稳定性能，进一步保证了钛合金材料在高温时的耐磨性能，同时还有强烈的细化晶粒的作用，保证的材料组织的均匀性。
[0017] 本发明钛基复合材料在研制过程中经过反复的试验，为了提高复合钛合金的耐磨性，本发明不直接添加增强相TiC和TiB，否则在经受外界加
载荷作用或者工作环境有变化时，界面抵抗损伤能力低，影响材料的综合性能，尤其是耐磨性能；而利用B4C粉和碳粉与基体钛合金原位反应生成（TiC+TiB）增强钛基复合材料。B4C粉和碳粉中的C、B元素，与钛合金基体发生反应，然后在液相中形核长大，所得到的增强体与基体之间的结合强度极高，最终制得的材料性能也很好。碳粉与基体中的钛发生反应，生成TiC，B4C粉与基体中的钛发生反应，会生成TiC、TiB以及TiB2。由于过量的钛与TiB2之间能发生化学反应，使得TiB2在钛合金基体中不能稳定存在。因此，在钛合金基体中加入B4C粉和碳粉，即使在升温过程中会形成TiB2，但是由于钛的过量存在，随着钛的升温及熔化，钛也能与TiB2反应形成TiB，最后只形成TiB及TiC增强相。生成的TiB和TiC的
密度分别为4.57 g/cm3及4.99g/cm3，与钛的密度4.5g/cm3相近；TiB和TiC的泊松比为0.2，与钛的泊松比0.3相近。这导致了TiB和TiC与钛基体互容性好、结构稳定。增强相TiB和TiC的结构稳定，
弹性模量为钛的4-5倍，与基体钛结合，使得钛基复合材料的硬度提高，其耐磨性和抗氧化性优异。
[0018] 本发明的耐磨钛基复合材料，其增强相的形态取决于
凝固过程和增强相的
晶体结构。从组织结构分析，TiB为有序斜方结构，原子结合强度具有高的非对称性，形成针状或短
纤维状，而TiC为有序面心立方结构，原子间的自由结合能变现出很高的各向同行，形态上表现为等轴或近似等轴状。在凝固过程中，随着温度的降低，发生三元共晶，形核率高而扩散速率低，使得三元共晶析出物TiB和TiC增强相尺寸较为细小，从而增加了硬度，提高了耐磨性。若TiB和TiC超出范围，材料塑性降低幅度较大，材料变脆，综合性能较差。高温时，由于增强相对
晶界的抑制作用，细小的晶粒难以长大，所以最终的晶粒仍能保持较细小，保证了在高温时，材料的耐磨性。
[0019] 综上所述，本发明耐磨钛基复合材料，是通过添加B4C粉和碳粉，与钛反应，产生TiB和TiC增强相，硬度高，耐磨性好，可以在室温和高温时都保持
摩擦系数稳定。同时，在与基体中元素相互作用，进一步提高材料的的耐磨性。在复合材料制备过程中，为了消除凝固过程中的凝固
应力和稳定铸态组织，对钛基复合材料铸锭进行了均匀化退火处理。
附图说明
[0020] 图1是
实施例1室温和高温时测量的摩擦系数。
[0021] 图2是实施例1的显微组织。
具体实施方式
[0022] 下面结合具体实施例对本发明做详细的陈述。
[0023] 实施例1。
[0024] 一种耐磨钛基复合材料按重量百分比包括Al6.5%、Sn3%、Zr5%、Mo0.5%、Si0.4%、W0.1%、B4C粉0.9%、C粉4.1%，其余为Ti。
[0025] 所述的B4C粉和C粉与Ti反应，生成2.5%的重量分数的强化相TiB，及5%的重量分数的强化相TiC。
[0026] 实施例2。
[0027] 一种耐磨钛基复合材料按重量百分比包括Al5%、Sn2.5%、Zr4%、Mo0.4%、Si0.3%、W0.2%、B4C粉0.8%、C粉1.2%，其余为Ti。
[0028] 所述的B4C粉和C粉与Ti反应，生成2.2%的重量分数的强化相TiB，及2%的重量分数的强化相TiC。
[0029] 实施例3。
[0030] 一种耐磨钛基复合材料按重量百分比包括Al7%、Sn3.5%、Zr6%、Mo0.6%、Si0.7%、W0.4%、B4C粉2.3%、C粉3.7%，其余为Ti。
[0031] 所述的B4C粉和C粉与Ti反应，生成2.7%的重量分数的强化相TiB，及6%的
质量分数的强化相TiC。
[0032] 实施例4。
[0033] 一种耐磨钛基复合材料按重量百分比包括Al6%、Sn3%、Zr5%、Mo0.5%、Si0.4%、W0.2%、Pt0.1%、La0.01%、B4C粉0.9%、C粉2.1%，其余为Ti。
[0034] 所述的B4C粉和C粉与Ti反应，生成2.5%的重量分数的强化相TiB，及3%的重量分数的强化相TiC。
[0035] 实施例5。
[0036] 一种耐磨钛基复合材料按重量百分比包括Al5%、Sn3.5%、Zr4%、Mo0.6%、Si0.5%、W0.3%、Ta0.05%、Ce0.05%、B4C粉1%、C粉4%，其余为Ti。
[0037] 所述的B4C粉和C粉与Ti反应，生成2.4%的重量分数的强化相TiB，及5%的重量分数的强化相TiC。
[0038] 以实施例1为例，对本发明钛基复合材料材料进行如下性能检测分析。
[0039] 对实施例1进行摩擦系数测定，见图1。采用球盘式常温高温摩擦磨损试验机对耐磨钛基复合材料进行测试。在磨损开始大约5min的时间里，摩擦系数呈上升趋势，这说明耐磨钛基复合材料存在预磨期。这是由磨损
接触面粗糙度的变化引起的，在摩擦初始阶段，对磨面的粗糙度较小，
摩擦力较小，因而摩擦系数较小，随着磨损的进行，对磨面的粗糙度逐渐增大，摩擦力也逐渐增大，摩擦系数随之增大，经过预磨期后，对磨面的粗糙度趋于稳定，磨损进入稳定阶段。稳定后的常温摩擦系数在0.38左右，600℃摩擦系数在0.35左右，二者比较接近。摩擦系数随温度的升高而减小。这是由于随着温度的升高，材料
软化，金属基体的粘性增大，摩擦阻力减小，同时磨屑以及高温氧化物在对磨表面塞积更多，进入磨痕的凹坑或者
犁沟，起到一定的润滑作用，从而使得摩擦系数略有减小。但由于耐磨钛合金基复合材料中存在TiC及TiB颗粒，其耐磨性及抗氧化性优异，导致摩擦系数降低并不多。
[0040] 对实施例1进行组织分析，见图2。图2为耐磨钛基复合材料的扫描
电子显微镜显微组织照片，由图中可以看出增强体较为均匀的分布在基体上，基体组织比较细小（晶粒尺寸＜100μm）。增强体的形态有等轴状或近似等轴状、晶须状、短纤维状。进行SEM能谱分析结果可知，针状及短纤维状的颗粒中主要含有Ti和B元素，等轴及近似等轴状的颗粒中主要含有Ti和C元素，由此可推断，针状及短纤维状的粒子为TiB，而等轴及近等轴状的颗粒为TiC。
[0041] 对实施例1进行硬度测试，布氏硬度为HB450-480，而一般的钛合金硬度不超过HB340。室温弹性模量为126GPa，而一般钛合金的弹性模量为110GPa左右。室温的抗拉强度在1200MPa左右，
屈服强度为1000MPa左右。
[0042] 对实施例4进行力学性能测试，室温时，抗拉强度在1300MPa左右，屈服强度在1200MPa左右，延伸率≥10%，摩擦系数在0.4左右。由于添加了Pt，使得材料的室温强度高于实施例1的室温强度；在高温摩擦时，钛合金基体会与氧发生氧化反应，氧化磨损必然会发生，但是加入La，大大降低了氧化磨损的发生，使得整体材料的耐磨性得到广泛的提高。
[0043] 对实施例5进行力学性能测试，室温时，抗拉强度在1250MPa左右，屈服强度在1200MPa，延伸率≥11%，摩擦系数在0.38左右。由于添加了Ta，使得材料的室温强度高于实施例1的室温强度，且材料的硬度有所提高，可达到HB480-500，硬度提高，耐磨性也有所增强。钛合金材料在温度升高时，随着材料的摩擦进行，材料的连续性被破坏，引起微裂纹的形成，Ce的加入，降低了微裂纹的形成，保证了高温时材料的使用寿命。
