CN1097639C - 钛基复合材料、其制备方法以及发动机阀门 - Google Patents

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Abstract

一种钛基复合材料，其包括以钛(Ti)合金为主要组元的基体，以及分散所述基体中的钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子，其特征在于所述基体含有3.0-7.0重量%的铝(Al)，2.0-6.0重量%的锡(Sn)，2.0-6.0重量%的锆(Zr)，0.1-0.4重量%的硅(Si)和0.1-0.5重量%的氧(O)，所述钛的化合物粒子含量为1-10体积%，所述稀土元素的化合物粒子含量为3体积%或更低。具有上述组成的钛基复合材料是一种耐热性，热加工性，比强度等均很优异的钛基材料。

Description

钛基复合材料、其制备方法以及发动机阀门
技术领域
本发明涉及可用于各种机器的高应力部件的钛基复合材料及其制备方法。特别是，本发明涉及适合用于要求具有耐热性能的汽车发动机阀门等的钛基复合材料及其制备方法。
背景技术
由于钛合金的比强度高、韧性好，因此被应用于各种机械部件。例如，以美国和英国为主，钛合金已主要应用于军事、空间及航空领域。而且，在这些领域中，具有良好耐热性能的耐热钛合金已得到蓬勃发展。然而，由于这些耐热钛合金的开发重点是在性能上，因此，这些合金很昂贵且难以大规模生产。此外，这些合金的熔化和成型均很困难，而且生产率很低。因此，这些钛合金只能在有限领域使用。
然而，近来，随着对机械的高性能和轻质量要求的增加，钛材料，特别是具有良好耐热性的钛材料在通用机械领域，如汽车等领域再次受到关注。作为具有良好耐热性能的钛材料的应用实例之一，下面对汽车发动机阀门进行介绍。
传统地，发动机阀门位于发动机的入口部分和出口部分，而且，它们是决定发动机性能，例如燃料消耗，效率，输出等的重要部件。而且，发动机阀门会达到超过600℃的高温。特别是，排放系统的阀门(排气阀)的温度明显比进气系统的阀门(进气阀)的高。例如，即使在一个大批量生产的发动机中，由于排气阀处的温度较高，故可能会出现排气阀的温度高达约800℃的情形。因此，要求排气阀具有良好的耐热性能。传统的大批量生产的排气阀使用的是耐热钢，如JIS标准中的SUH35等。
然而，当耐热钢，如SUH35，应用于往复运动的部件如阀门时，由于比重较大，其惯性质量会增加。结果使最大转数受到限制，此外，由于必须增加弹簧承载，从而使摩擦加大，发动机的高性能受到抑制。
因此，考虑将具有良好比强度等性能的钛材料应用于发动机阀门。由于钛材料质量轻，并且，由于其机械性能极佳，故其是一种极具吸引力的材料。当钛材料应用于发动机阀门时，有可能减小惯性质量，获得更高的输出并改善燃料消耗。因此，钛材料已在早些时候应用于赛车的发动机阀门。
然而，从成本的角度考虑，钛材料尚未在大批量生产的发动机阀门上应用。特别是，由于传统的钛材料的工作极限温度为约600℃，故难于将其应用于在高温范围使用的部件，如排气阀。
下面，将对钛材料的耐热性能进行研究。一般地，钛合金的耐热性由组织结构决定。组织结构则由合金组成、加工温度、加工程度以及加工后的热处理条件决定。特别是，组织结构受加工温度的影响程度很大。
例如，存在通过在钛材料中添加硅来提高钛材料的耐热性能的情形。在这种情况下，必须通过考虑β相转变温度与硅的化合物(硅化物)的固溶温度之间的关系来确定加工温度。具体地，就β相转变温度高于硅化物的固溶温度时的情形而言，当在等于或高于β相转变温度的高温下对钛合金(例如，Ti-Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Si基钛合金)进行热加工时，会形成粗大的针状显微组织。这种针状组织是不希望得到的，因为它会成为铸造开裂、延伸率下降和低周疲劳性能降低的原因。
而在等于或低于β相转变温度下进行加工一般很困难，原因在于变形抗力较大。从该实例了解到，当目的在于改善钛材料的耐热性能时，加工性能会下降。因此，难于在耐热性能和加工性能之间获得良好匹配。
为了解决这种问题，以及为了进一步改善钛材料的耐热性能等，已提出了各种建议，现举例如下：
①在日本审查专利公报(公告)4-56,097(登记号：1,772,182)中，公开了一种含有微量C的含Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Si的钛合金。这种钛合金的耐热性能，热处理性能和热加工性能通过添加微量的C使处于热处理和热加工温度范围的α+β区加大来得以提高。
然而，对于所述这种钛合金，其可获得充分的高温抗拉强度和疲劳性能的温度(加工极限温度)为约600℃。此外，该钛合金采用被认为是基本加工方法的熔化、铸造和锻造进行制备。因此，成本较高，结果不适合用于要求低成本的大规模生产的部件，例如汽车部件。
而且，虽然，α+β区被加大，但是，硅化物的固溶温度低于β相转变温度，结果，当热加工在高于β相转变温度的温度下进行时，会形成粗大的针状组织。为了避免发生这种现象，在该专利公开中，最终，加工在等于或低于β相转变温度的温度下进行。因此，虽然从材料性能上看，该钛合金形成了平衡的双态组织结构，但其加工抗力仍很大，而且，热加工性能并未得到充分改善。
②在日本未审专利申请(公开)4-202,729中，公开了一种含有Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Si的合金，其中Mo的含量尤其较高。结果，该合金的耐热性能提高至约610℃。
然而，即使在这种情形，与日本审查专利公报(公告)4-56,097中的钛合金相似，所述合金的耐热性能仍不足。此外，Mo的大量添加是不希望的，因为会导致高温抗拉强度的下降。
此外，还公开了一种进一步含有至少一种选自于C，Y，B，稀土元素和S中并且总量为1％的元素的钛合金。结果，耐热性能，尤其是蠕变抗力得到改善。
然而，即使这种情形下，也只能在最高约600℃下获能充分的蠕变性能，此时以位错蠕变为主，而且，耐热性能也不充分。特别是，在扩散开始发挥作用的约800℃的高温下不能获得充分的蠕变抗力。
而且，在上述这两种情形下，以熔化、铸造和锻造作为基本加工手段会导致高成本，结果，上述两种钛合金均不适合用于大批生产的部件，等等。
③有一份关于钛基复合材料的报告，其中，通过采用金属锭冶炼生产法(IM)和快速凝固生产法(RS)对硼化钛晶须进行复合(PreparingDamage-Tolerant Titanium-Matrix Composites，JOM，NOV 1994，P68)。
该文献指出，采用这种钛基复合材料可以获得良好的强度、刚性和耐热性能。
然而，所述硼化钛晶须的分布不均匀，而且，高温下的高周疲劳性能也较低。高温范围的高周疲劳性能是除高温蠕变性能以外，汽车发动机的排气阀材料等所要求的一个重要性能。因此，所述材料不是适用于排气阀等的材料。
而且，采用金属锭冶炼生产法或快速凝固生产法作为基本生产手段来生产所述钛基复合材料，会导致该钛基复合材料的成本升高。
因此，从耐热性能和成本的角度考虑，也难于将该钛基复合材料应用于大批量生产的部件，例如汽车部件，等等。
④在日本未审专利公开(公开)5-5,142中，公开了一种钛基复合材料，该复合材料由包括α型、α型+β型以及β型钛合金的基体和体积分数为5-50％的硼化钛固溶体构成。选择基本上不可能与钛合金反应的硼化钛固溶体作为增强粒子，从而改善该钛基复合材料的强度、刚性、疲劳性能、耐磨性以及耐热性能。
然而，在这种情形下，这种钛基复合材料在超过610℃的高温范围的性能根本没有给出。
⑤在日本专利公报2,523,556中，公开了一种钛制阀门，其阀杆部分、圆角部分和阀门头部分通过优化热加工温度和热处理温度制造而成。
这种钛制阀门通过热加工和热处理的适当组合获得了所希望的组织结构。结果，发动机阀门所要求的耐热性能等得以满足。
然而，该阀门在超过600℃的高温范围的耐热性能不足。而且，视疲劳强度为重要性能指标的阀杆部分通过在低于β相转变温度的温度下热加工制造而成，由于存在变形抗力高的α相，因此上述热加工难于进行，而且，大批量生产率较低。
                        发明公开
根据上述情况，本发明得以提出。即，本发明的目的是提供一种钛材料，其具有良好的热加工性能、强度、蠕变性能、疲劳性能和耐磨性。
特别是，本发明的目的是提供一种钛材料，该钛材料在超过610℃的高温下仍具有良好的耐热性能，而且，该材料尚未采用传统方法制备出。
更具体而言，本发明的目的是制备一种具有良好的热加工性能、耐热性能，大批量生产率等的钛基复合材料，以及提供一种生产该材料的方法。
本发明的发明人为解决此课题进行了认真研究，而且，经过各种重复进行的系统试验，完成了本发明。即，在包含钛合金作为主要组元的基体和分布在基体中的钛的化合物粒子或稀土元素化合物粒子的钛基复合材料中，本发明的发明人对基体的组成和钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子的占有量进行了优化，结果发明了一种具有良好热加工性能、耐热性能，大批量生产率等的钛基复合材料。
即，根据本发明的钛基复合材料的特征在于其包括：一种以钛合金作为主要组元的基体，含有3.0-7.0重量％铝(Al)，2.0-6.0重量％锡(Sn)，2.0-6.0重量％锆(Zr)，0.1-0.4重量％硅(Si)和0.1-0.5重量％的氧(O)，并且基本不含有铪(Hf)和钽(Ta)；以及体积分数为1-10％的分布在所述基体中的钛的化合物粒子。
换言之，根据本发明的钛基复合材料的特征在于其包括：一种以钛合金作为主要组元的基体，含有3.0-7.0重量％铝(Al)，2.0-6.0重量％锡(Sn)，2.0-6.0重量％锆(Zr)，0.1-0.4重量％硅(Si)和0.1-0.5重量％的氧(O)；以及分布在基体中的体积分数为3％或更低的稀土元素的化合物粒子。
另外，根据本发明的钛基复合材料的特征在于其包括：一种以钛合金作为主要组元的基体，含有3.0-7.0重量％铝(Al)，2.0-6.0重量％锡(Sn)，2.0-6.0重量％锆(Zr)，0.1-0.4重量％硅(Si)和0.1-0.5重量％氧(O)；以及体积分数为1-10％的分布在所述基体中的钛的化合物粒子；和体积分数为3％或更低的分散在基体中的稀土元素粒子。
本发明的钛基复合材料的基体中含有的铝、锡、锆、硅和氧优选全部溶解在钛中以形成合金。
根据本发明的钛基复合材料具有良好的热加工性能。此外，所述材料不仅在室温，而且在超过610℃的高温范围都具有良好的强度、蠕变强度、疲劳强度和耐磨性。应该指出，该复合材料在例如超过800℃的极端高温下的上述性能也较佳。虽然尚未确定获得上述这些优异性能的原因，但据信与下述因素有关。
铝是一种能提高作为基体的钛合金的β相转变温度，并且使α相在基体中稳定存在的温度提高至高温范围的元素。因此，铝是一种改善所述钛基复合材料的高温强度的元素。而且，铝还是一种能通过溶入基体中的α相内进一步改善高温强度和蠕变性能的元素。
然而，当铝含量低于3.0％时，钛合金中的α相在高温区不能充分稳定。而且，铝在α相中的溶解量不足。因此，其改善高温强度和蠕变性能的效果不能期望很大。而当铝含量超过7.0重量％时，会析出Ti3Al，结果导致所述钛基复合材料脆化。
注意：为了确实改善高温强度和蠕变性能，可将铝含量进一步优选为4.0-6.5重量％。
虽然锡和锆都是中性元素，但是，与铝类似，这两种元素均能使α相在高温下稳定存在。此外，这两种元素可以通过溶入α相中来改善高温强度和蠕变性能。
当锡含量低于2.0重量％时，α相在高温区不能完全稳定，而且，溶入α相中的锡量不足，因此，其改善高温强度和蠕变性能的效果不能期望很大。而当锡含量超过6.0重量％时，由于其改善钛合金的高温强度和蠕变性能的作用已饱和，并且，由于密度提高，因此，该含量不是一个有效组成。为了确实改善高温强度和蠕变性能，可将锡含量进一步优选为2.5-4.5重量％。
当锆含量低于2.0重量％时，α相在高温区不能完全稳定，而且，溶入α相中的锆量也不足。因此，其改善高温强度和蠕变性能的效果不能期望很大。当锆含量超过6.0重量％时，由于锆改善钛合金的高温强度和蠕变性能的作用已达饱合，故该含量不是一个有效组成。为了进一步改善高温强度和蠕变性能，可将锆含量进一步优选为2.5-4.5重量％。
硅是一种能通过溶入所述钛合金中来改善蠕变性能的元素。传统上，通过溶入大量的硅就已确保抗蠕变性能。然而，当含大量硅的钛合金在高温下长时间保持时，硅与钛和锆结合析出细小的硅化物，之后，其室温下的延展性下降。本发明的钛基复合材料可以通过加入在高温下稳定的钛的化合物粒子和稀土元素的化合物粒子来降低传统上为获得充分的蠕变性能所要求的硅含量。
当硅含量低于0.1重量％时，蠕变性能未充分改善；当其含量超过0.4重量％时，则高温强度降低。为了确实改善蠕变性能，可将硅含量进一步优选为0.15-0.4重量％。
氧通过提高钛合金的β相转变温度来使α相在高温下稳定存在。而且，氧是一种能通过溶入α相来改善高温强度和蠕变性能的元素。当氧含量低于0.1重量％时，α相不能充分稳定，而且，溶入α相中的氧量也不足，结果，其改善高温强度和蠕变性能的效果不能期望很大。当氧含量超过0.5重量％时，所述钛基复合材料很容易脆化。注意：为了使α相稳定存在和确实改善高温强度和蠕变性能，可将氧含量进一步优选为0.17-0.4重量％。
在根据本发明的钛基复合材料中，当基体中含有的铝、锡、锆、硅和氧溶入钛中时，可认为合金化会带来上述良好的效果。
而钛的化合物粒子和稀土元素的化合物粒子不太容易与钛合金反应，而且，对于钛合金而言，这些粒子是热力学稳定的粒子。因此，钛的化合物粒子和稀土元素的化合物粒子即使在高温下也能够在钛合金中稳定存在。
这里，所述钛的化合物粒子包括例如硼化钛，碳化钛，氮化钛或硅化钛等。更具体而言，所述钛的化合物粒子可以是TiB，TiC，TiB2，Ti2C，TiN，硅化钛等的复合物。当分散在所述钛基复合材料中时，这些化合物粒子具有类似的性能。而且，作为所述钛基复合材料的增强组元，这些化合物粒子可以单独使用，或者组合一起使用。
此外，所述稀土元素的化合物粒子可以包括稀土元素，例如钇(Y)、铈(Ce)、镧(La)、铒(Er)，或钕(Nd)等的氧化物或硫化物等。更具体而言，所述稀土元素的化合物粒子是包括诸如Y2O3等化合物的粒子。当分散在所述钛基复合材料中时，这些粒子具有类似的性能。而且，作为所述钛基复合材料的增强组元，这些化合物粒子可以单独使用，或者组合一起使用。注意：所述钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子可以含有一种构成所述基体的合金元素。
所述钛的化合物，首先是TiB，或者所述稀土元素的氧化物或硫化物等是在高温下能在所述钛合金中稳定存在的化合物。只有能在高温下稳定存在的化合物才能抑制β晶粒长大，改善热加工性能，而且才能进一步改善室温和高温强度，蠕变性能，疲劳性能和耐磨性。
例如，让我们以硼化钛粒子(TiB)为例，硼化钛粒子能有效改善高温强度和延伸率。这一点也在日本未审专利公开5-5,142等中进行了公开。因此，当硼化钛粒子分散在基体中时，有可能不仅在普通温度范围，而且也在高温范围改善所述钛基复合材料的强度、蠕变性能、疲劳性能和耐磨性。
这里，另外对根据本发明的钛基复合材料的热加工性能进行说明。通常，当将钛合金加热至完全β相区并进行热加工时，β相晶粒发生粗化，而且，裂纹等很容易在热加工期间出现，镦粗比极限值(实施镦粗时出现裂纹的最小镦粗比)下降。从这一方面讲，本发明的钛基复合材料具有下述良好特性。
由于钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子在基体的整个范围内细小均匀分布，故当进行热加工时，钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子能有效抑止β晶粒长大。结果，由于甚至在等于或高于β相转变温度的温度下进行热加工也不会出现裂纹，所以，根据本发明的钛基复合材料具有良好的热加工性能。
特别是，当采用烧结法获得根据本发明的钛基复合材料时，由于钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子细小均匀分布在基体中，故其制备过程很方便。而且，由于钛的化合物粒子和稀土元素的化合物粒子几乎不会在界面处析出，故本发明的钛基复合材料具有好得多的热加工性能。
当然，根据本发明的钛基复合材料的生产方法并非仅限于此。例如，还有熔化铸造法，快速凝固法等。然而，当使用烧结法时，从诸如成本、生产率、材料性能等所有方面考虑都很优异。
因此，优选所述钛基复合材料中钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子均匀分布。结果，当钛的化合物粒子分散在基体中时，如以所述钛基复合材料的整个体积为100体积％，则钛化合物粒子必须占1-10体积％。
当钛化合物粒子的体积含量低于1％时，该体积分数太低，结果所述钛基复合材料不能获得足够的高温强度、蠕变性能、疲劳性能和耐磨性。而当其值超过10体积％时，延展性会受到损害。
或者，当稀土元素的化合物粒子分布在基体中时，如将所述钛基复合材料的整个体积作为100体积％，则稀土元素的化合物粒子的体积分数须等于或低于3％。当其值超过3体积％时，延展性会受到损害。
因此，在根据本发明的钛基复合材料中，钛的化合物粒子和稀土元素的化合物粒子的体积含量分别为整个体积的1-10％和3％或更低。按照此设计，本发明的钛基复合材料能够在不降低延展性的条件下，使高温强度、刚性、疲劳性能、耐磨性和耐热性能充分改善。
而且，为进一步改善这些性能，进一步优选钛的化合物粒子为3-7体积％，或者，稀土元素的化合物粒子为0.5-2体积％。
正如至此所介绍的那样，根据本发明的钛基复合材料既具有良好的热加工性能，同时也能获得优异的强度、蠕变性能、高周疲劳性能和耐磨性。特别是，在超过610℃的高温区域这些性能也很优异。
附图简述
图1是实施例4中的5#样品发动机阀门的光学显微组织照片。
图2是根据本发明的钛基复合材料中含有的硼化钛粒子，以及基体(钛合金)与所述硼化钛粒子间的界面的TEM图像。
图3是根据本发明的钛基复合材料中的基体(钛合合)与硼化钛粒子间的界面的高分辨TEM(透射电子显微镜)图像。
图4是展示实施例(3#样品)和对照例(C6#样品)在800℃时的蠕变性能(试验时间与蠕变挠度之间的关系)的曲线。
图5A是在实施例1中制备的阀型生坯的构造说明图。
图5B是在实施例1中制备的发动机阀门的构造说明图。
                实施本发明的最佳模式(钛基复合材料)
根据本发明的钛基复合材料进一步优选的是，假定将上述钛基复合材料的整体重量看作为100重量％，作为基体主要组元的钛合金还含有0.5-4.0重量％的钼(Mo)和0.5-4.0重量％的铌(Nb)。
钼是一种能有效稳定钛合金中的β相的元素。特别是，当采用烧结法获得本发明的钛基复合材料时，钼在烧结后的冷却步骤中具有使α相细小析出的作用。即，钼改善了所述钛基复合材料的中温和低温区域的强度，而且，尤其还改善了疲劳性能。
自然地，当钼含量低于0.5重量％时，所述钛基复合材料的强度难以得到充分改善。而当钼含量超过4.0重量％时，β相增加，结果使得所述钛基复合材料的高温强度、蠕变性能和延展性下降。注意：为了确实改善中温和低温区的强度、疲劳性能、蠕变性能和延展性，可将钼含量进一步优选为0.5-2.5重量％。
此外，与钼类似，铌是一种有效稳定β相的元素。当铌含量低于0.5重量％时，高温强度不能得到充分改善。而当铌含量超过4.0重量％时，β相增加，结果导致高温强度、蠕变性能以及延展性下降。注意：为了确实改善高温强度、蠕变性能和延展性，可将铌含量进一步优选为0.5-1.5重量％。
而且，钼和铌均是抑制Ti3Al析出的元素。结果，当这两种元素存在于钛合金中时，即使钛合金中含有大量的铝、锡和锆，也能够防止所述钛基复合材料变脆。此外，高温强度和延性以很好匹配方式得以改善，而且，抗氧化性能也得以改善。
此外，当使用总量为5重量％或更低的至少一种选自于钽(Ta)、钨(W)以及铪(Hf)的金属元素时，优选使用作为所述钛基复合材料的主要组元的钛合金。
钽是一种β相稳定元素。适量的钽可改善高温强度与疲劳强度间的平衡。当所述钛基复合材料含有的钽超过要求量时，会造成密度增大，而且，β相也增加，而高温蠕变抗力则下降。
钨也是一种β相稳定元素。适量的钨能改善高温强度与疲劳性能间的平衡。当所述钛基复合材料含有的钨超过要求值时，会出现密度增大，而且，β相也增加，而高温蠕变抗力则下降。
铪是一种中性元素，并且具有与锆类似的效果和作用。即，适量的铪溶入α相中可改善所述钛基复合材料的高温强度和蠕变抗力。当所述钛基复合材料中含有的铪超过要求值时，密度会出现所不希望的增加。
这些元素是基体中附加含有的优选元素。因此，为了不使所述钛基复合材料的密度增大过多，同时又能充分利用基体的固有性能，这些元素的总量优选为5重量％或更低。
此外，在本发明的钛基复合材料中含有的钛的化合物粒子和稀土元素的化合物粒子可进一步优选具有1-40的平均纵横比和0.5-50μm的平均粒径。
这里，平均纵横比指的是通过对各个粒子的大直径D1和小直径D2进行测量，并且通过对进行该测量的所有粒子的比值(D1/D2)加以平均而获得的结果。此外，平均粒径此处指的是对进行测量的所有粒子的直径求平均值的结果，所述粒子的直径用面积与各个粒子的截面积相当的圆的直径表示。注意：在上述两种情形中进得测量的粒子的数目为500-600个。
通过使钛的化合物粒子和稀土元素的化合物粒子的平均纵横比为1-40，并且通过使平均粒径为0.5-50μm，本发明的钛基复合材料的热加工性能可得到进一步改善。而且，高温强度、蠕变性能、疲劳性能和耐磨性也能得以改善。
其原因尚不十分清楚，但可以对此进行如下分析。这里，以硼化钛粒子为例，对原因进行说明。
由图2和图3可看出，硼化钛粒子和钛合金间界面处的错配度最高为2.2％。即，在界面处的配位性极高。因此，硼化钛粒子与钛合金间的界面能很低，当极细小的硼化钛粒子即使处于高温状态时，它们也难于在钛合金中发生颗粒状长大。因此，即使在高温区，硼化钛粒子与钛合金间的界面结构也不会改变，所述钛基复合材料表现出高的强度性能。
然而，当硼化钛粒子的平均粒径小于0.5μm时，上述作用不能充分获得。而当平均粒径超过50μm时，粒子分布会变得不均匀，而且，粒子不能使应力均匀分布。结果，所述钛基复合材料的破坏从脆性基体开始。
此外，当平均纵横比超过40时，会导致粒子分布的不均匀。结果，粒子不能使应力均匀分布，而且，所述钛基复合材料的破坏会从脆性基体部分开始。注意：当纵横比接近1时，硼化钛粒子变为球形，这种情况是优选的，因为粒子此时均匀分布。
至此，以硼化钛粒子为例进行了介绍，但是，其它的钛的化合物粒子或稀土元素化合物粒子，例如，其它的钛的硼化物粒子、碳化钛粒子、氮化钛粒子或硅化钛粒子，或者其中以含有钇(Y)，铈(Ce)，镧(La)，铒(Er)或钕(Nd)的氧化物或硫化物为主要组元的粒子等的作用相似。
因此，当钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子的平均纵横比为1-40，并且当上述粒子的平均粒径为0.5-50μm时，便能够获得一种其中均匀分布有大量极细小的钛的化合物粒子或稀土元素化合物粒子的钛基复合材料。所获得的钛基复合材料具有良好的高温强度、蠕变抗力、疲劳性能以及耐磨性。
注意：可进一步优选使钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子的平均纵横比为1-20，并且，使平均粒径为0.5-30μm，因为这种粒子的分布要均匀得多，从而可使上述钛基复合材料的性能进一步提高。
另外，作为本发明的钛基复合材料基体的钛合金可以优选包含β相和从该β相中析出的针状α相。
通过从β相中析出这种针状α相，有可能改善所述钛基复合材料的高温蠕变性能。(钛基复合材料的制备方法)
获得这种良好的复合材料的制备方法并未专门进行限定。这里，作为制备方法的一个实例，下面对一种钛基复合材料的制备方法，即本发明的另一个目的，进行介绍。
当制备本发明的钛基复合材料时，这种制备方法是一种特别合适的方法。
本发明的发明人经过勤奋研究和努力工作，建立起一种制备钛基复合材料的合适方法，以便获得上述的良好的钛基复合材料。然后，本发明的发明人考虑将烧结作为制备根据本发明的钛基复合材料的方法。之后，对原材料，成型烧结方法，以及烧结温度等进行了重复研究。结果，本发明的发明人证实在等于或高于β相转变温度烧结，并且在基体中形成有α相和β相的钛基复合材料不仅热加工性能良好，而且其强度、蠕变抗力、疲劳性能以及耐磨性也很优异。此外，本发明人发现所述钛基复合材料不仅在室温，而且在超过610℃的高温，其上述性能都很优异。
基于这些发现，完成了一种制备根据本发明的钛基复合材料的方法。
即，根据本发明的钛基复合材料的制备方法的特征在于：它是一种用于生产钛基复合材料的方法，所述钛基复合材料包括以钛合金作为主要组元并含有3.0-7.0重量％铝、2.0-6.0重量％锡、2.0-6.0重量％锆、0.1-0.4重量％硅和0.1-0.5重量％氧的基体以及体积分数为1-10％在所述基体中分布的钛的化合物粒子和/或体积分数低于或等于3％的在所述基体中分布的稀土元素的化合物粒子，而且，所述方法包括如下步骤：对钛粉末，含铝、锡、锆、硅和氧的合金元素粉末，以及形成钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子的粒子元素粉末进行混合的步骤；利用在所述混合步骤获得的混合粉末成型为具有预定形状的生坯的成型步骤；在等于或高于β相转变温度的温度下对在上述成型步骤获得的生坯进行烧结用于产生β相的烧结步骤；以及进行冷却，以从所述β相中析出α相的冷却步骤。
根据本发明的钛基复合材料的制备方法包括一系列步骤，混合步骤、成型步骤、烧结步骤及冷却步骤。各个步骤可以采用下述方式进行。
(1)混合工艺
该混合工艺首先是制备钛粉末，含有铝、锡、锆、硅和氧的合金元素粉末，以及形成钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子的粒子元素粉末。
①钛粉末
至于钛粉末，例如，可能使用的粉末包括例如海绵钛粉末、氢化-脱氢的钛粉末、钛的氢化物粉末、雾化粉末等。钛粉末的构成粒子的构形和粒径(粒径分布)并未专门进行限定。由于市售的钛粉末经常调整，以便平均粒径为约150μm(#100)或以下和约100μm或更低，这种粒子可以直接使用。而且，当使用45μm(#325)或更低，并且平均粒径为约20μm或更低的钛粉末时，很容易获得致密的烧结体。
注意：从成本和致密度考虑，理想的是钛粉末的平均粒径为10-200μm。
②合金元素粉末
合金元素粉末是一种获得作为基体主要组元的钛合金所必需的粉末。由于所述钛合金除含有钛外，还含有铝、锡、锆、硅和氧，这种合金元素粉末例如可以包含铝、锡、锆、硅的单质(金属单质)，或者可以包含铝、锡、锆、硅和氧的化合物或合金粉末等。它可以是从上述各个元素之一或者它们的组合物中制备出的合金或粉末。而且，它可以是由钛和上述各种元素之一或者它们的组合物中制备出的合金或化合物的粉末。合金元素粉末的组成根据基体中的复合量进行适当制备。
另外，其组成中含有铝、锡、锆、硅和氧所有元素的合金粉末可以作为所述合金粉末。而且，化合物和金属(单质或合金)粉末可以组合一起来制备合金元素粉末。例如，可以对铝的化合物粉末与其组成中含有元素锡、锆、硅和氧的合金粉末进行混合。
③粒子元素粉末
需要粒子元素粉末用于形成钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子。所述粒子元素粉末可以是直接作为钛的化合物或者稀土元素的化合物粉末。而且，它可以是硼、碳、氮、硅、或稀土元素等的单质、合金或化合物的粉末，这种粉末通过与基体的组成元素(钛、氧，等)反应，形成所述的钛的化合物粒子或稀土元素的化合物粒子。另外，这种粉末可以是许多此类粉末的组合。
这里，就钛的化合物粒子而言，比如可为硼化钛粒子、碳化钛粒子、氮化钛粒子、硅化钛粒子，等等。至于钛的化合物粒子，可以是上述这些粒子中的一种，也可以是上述各种粒子的组合。稀土元素的化合物粒子则包括钇(Y)、铈(Ce)、镧(La)、铒(Er)或钕(Nd)的氧化物或硫化物等。所述稀土元素的化合物粒子可以是上述各种化合物中的一种，也可以是上述各种化合物的组合。而且，可以将这些钛的化合物粒子的粉末与这些稀土元素的化合物粒子的粉末进行复合，以制备粒子元素粉末。
这里，作为所述粒子元素粉末的一个实例，下面将对代表性的硼化钛粉末进行介绍。所述硼化钛粉末以硼化钛(TiB2等)为主要组元。这种硼化钛粉末可以含有基体中的合金化元素。例如，这种硼化钛粉末可以包含铝、锡、锆、硅或氧的化合物、合金等的粉末，以及硼的化合物、合金等的粉末。
在后面述及的烧结步骤中，所述硼化钛粉末中的硼与钛反应形成硼化钛粒子。而且，当合金或化合物在合金元素粉末中含有硼时，由于无需分别制备硼化钛粉末，对生产工艺而言是很方便的。
注意：构成所述合金元素粉末与粒子元素粉末的粒子的外形、直径(粒径分布)，等并未加以专门限定，然而，当合金元素粉末的平均粒径为5-200μm，而且，当粒子元素粉末的平均粒径为1-30μm时更为合适，因为此时可获得具有均匀组织结构的钛基复合材料。
当所能得到的是具有较大直径的粒子时，可以采用各种粉碎装置，如球磨机、振动磨机、磨碎机等将其调整至所要求的粒子尺寸。
④混合
对如此制备的钛粉末、合金元素粉末以及粒子元素粉末进行混合。所述混合方法可以采用V型混合机、球磨机和振动磨机等进行，然而，并不特别受这些方法所限。在该步骤中，采用一种已知的混合方法，无需采取特别的措施，就能够获得各个粉末粒子均匀分布的混合粉末。因此，该工艺可以非常便宜地实施。
然而，当合金元素粉末或粒子元素粉末是二次粒子等强烈团聚形成的粒子时，优选在惰性气氛中采用高能球磨机，如磨碎机等进行搅拌和混合，通过采取这种方法，有可能使所述钛基复合材料进一步致密。
(2)成型步骤
成型步骤是一个采用在上述混合步骤中获得的混合物粉末制备出具有预定外形的生坯的步骤。此预定外形可以是所制造部件的最终形状，而在烧结之后进行加工时，此预定外形可以是坯料形状。
至于在该成型步骤中的成型方法，可以采用模压成型、CIP(冷等静压成型)、RIP成型(橡胶等静压成型)等。当然，并非仅限于此，其它的已知粉末成型的方法也可以采用。注意：当采用模压成型、CIP、RIP等时，应对这些成型方法的压力等进行调整，以便能够获得所要求的机械性能。
(3)烧结步骤
烧结步骤是一个在等于或高于β相转变温度的条件下对在上述成型步骤中获得的生坯进行烧结的步骤。即，通过该烧结步骤，在生坯中相接触的各种粒子被相互烧结一起。在该烧结步骤有如下情形发生。
当将生坯加热至等于或高于β相转变温度的温度时，钛粉末与合金元素粉末会发生合金化，形成钛合金，此为基体，与此同时，钛粉末也与粒子元素粉末反应，形成新的化合物(例如，TiB等)。
通过对这种生坯进行烧结，就形成了其基体以钛合金为主要组元，并且钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物分布其中的钛基复合材料。
在烧结步骤中进行的烧结优选在真空或者在惰性气氛中实施。另外，烧结温度处于等于或高于β相转变温度的温度范围，而且，该温度范围可进一步优选为1,200-1,400℃。此外，烧结时间可优选为2-16小时。在低于1200℃或者少于2小时的条件下进行烧结时，致密化不一定充足。当烧结在高于1400℃或者时间达16小时或更长时，其经济性大为降低，并且生产率下降。
因此，优选实施烧结的条件为1200-1400℃，2-6小时，以便获得具有所要求的组织结构的钛基复合材料。
注意：当作为基体的主要组元的钛合金中除含有铝、锡、锆、硅和氧之外，还含有铌、钼、钽、钨和铪时，可以类似采用上述的制备方法。
即，预先制备出含有上述各元素的粉末，并且，该粉末用来作为混合步骤中的合金元素粉末。按此设计，有可能使基体中容易地含有铌、钼、钽、钨和铪。同样，也可以制备出由各个元素，铝、锡、锆、硅、氧、铌、钼、钽、钨和铪的单质(金属)、合金或化合物构成的粉末，以便分别含有预定量的各种元素。
而且，当采用含有平均纵横比为1-40以及平均粒径为0.5-50μm的钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子的粒子元素粉末进行混合并烧结时，有可能通过固相反应很容易地使所述钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子在基体中均匀分布。
(4)冷却步骤
冷却步骤是在烧结步骤之后从β相中析出针状α相的步骤。通过在β相中细小分布α相，即通过析出强化，有可能使所述钛基复合材料的强度得到显著改善。
具体地，通过在烧结后以所要求的冷却速度进行冷却，有可能从β相中析出针状α相。该冷却速度可以优选为约0.1-10℃/秒。尤其是，可进一步优选冷却速度为1℃/秒。此外，至于冷却方法，可采用炉冷、控制冷却等。至于控制冷却，可采用惰性气体，如氩气进行强制冷却，通过控制炉子电压进行冷却等。冷却速度通过上述方法控制。
这里，以使用含TiB2粉末的钛的化合物粉末(一种粒子元素粉末)的钛基复合材料为例，对冷却步骤进行说明。烧结步骤之后，获得了一种由钛合金的β相和TiB粒子(钛化合物粒子)构成的双相组织。当以上述冷却速度对其进行冷却时，可从β相中析出针状α相。
结果，形成了一种由β相与针状α相构成的混合相。这种由β相、针状α相以及TiB粒子构成的混合组织改善了所述钛基复合材料高温下的蠕变性能和疲劳性能。注意：当对所述钛基复合材料进行热加工时，这些TiB粒子能有效抑制β相晶粒的长大。
上述各步骤可以使用各种易获得的原材料粉末和现有设备。此外，由于需要工时数较少，各个步骤较简单，因此，该生产方法尤其适合于获得根据本发明的钛基复合材料。
传统上，一直很难于获得热加工性能、高温强度、蠕变抗力、疲劳性能和耐磨性等均优异的钛材料。因此，这种钛材料的生产率相当低，而且，其使用也一直局限于专门领域。
由前述介绍可知，根据本发明的钛基复合材料及其生产方法已成功地解决了这一问题。(本生产方法的应用实例)
前已提及，根据本发明的钛基复合材料适合于制备汽车发动机阀门。这些汽车发动机阀门可以很容易地采用本发明的钛基复合材料的生产方法进行生产。在这种情形下，通过在成型步骤将生坯加工成所要求的阀门构形，则汽车发动机阀门的生产就变得更加容易。
下面，以汽车发动机阀门的生产为例，对根据本发明的钛基复合材料的生产方法进行详细介绍。
①在成型步骤，制备出具有适当构形的生坯。之后，在烧结步骤对所获生坯进行烧结。之后，对所获烧结后的坯料进行热加工，在该热加工步骤，在α+β相区或者在等于或高于β相转变温度的温度下，将所述坯料热加工成阀门形状。
采用根据本发明的钛基复合材料的生产方法获得的烧结后的坯料具有由β相、针状α相以及钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子，如TiB粒子等构成的混合物相。结果，即使在α+β相区或者在等于或高于β相转变温度的温度下进行热加工，所述坯料也具有低的变形抗力和良好的热加工性能。在这种情形下，由于采用现有设备就可以很容易地进行热加工，因此，所述烧结后的坯料是优选的。
这里，所述烧结后的坯料具有良好的热加工性能，原因在于当在β相转变温度或以上进行加热时，TiB粒子等抑制β相晶粒发生异常长大(具体地，可将β粒径的平均值控制在50μm或更低)，结果，有可能在等于或高于β相转变温度的条件下进行热加工。也就是说，由于能够在等于或高于β相转变温度的条件下进行热加工，因此，能够获得具有低变形抗力、能抑制β晶粒异常长大并且不会出现折皱和裂纹的坚固可靠工件。
②在热加工步骤，进一步优选进行如下处理。
首先，在α+β相区或者在等于或高于β相转变温度的条件下对所述烧结后的坯料进行热挤压，以形成具有所要求构形的阀杆部分。然后，在α+β相区或者在等于或高于β相转变温度的条件下，通过镦锻制备出具有所要求构形的阀门头部。这时，可将所述阀杆部分与阀门头部加工一起来制造发动机阀门部件，或通过焊接将所述阀杆部分与阀门头部结合一起制成发动机阀门部件。之后，对所获工件进行最终处理，从而便能够制备出具有所要规范的发动机阀门。
这时，成型阀杆部分和阀门头部时的处理温度均优选为900-1200℃。当处理温度低于900℃时，难于使变形抗力充分降低。而当处理温度高于1200℃时，则可能会发生强烈氧化，此后材料性能受到损害，而且，在热加工期间会在表面出现细小裂纹。
③此外，当在成型阶段使生坯的构形进一步接近所要求的阀门构形时，由于更易于进行热加工，因而是优选的。所以，本生产方法尤其适合于生产包含根据本发明的钛基复合材料的发动机阀门。此外，也能够大批量生产高温强度、比强度等优异的发动机阀门，并且还能够便宜地获得这种阀门。
此后，结合具体的实例和对照例，对本发明进行详细说明。[实施例](实施例1：1#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的氢化-脱氢后的钛粉末(#100)，含有其组成为42.1Al-28.4Sn-27.8Zr-1.7Si的合金粉末的合金元素粉末(其平均粒径：9μm；含量值为构成元素的重量％(此后均如此，除非另有说明))，以及作为粒子元素粉末的TiB2粉末(平均粒径：2μm)。注意：通过适当选择和使用氧含量不同的钛粉末，来调整基体中的氧含量。这一点在此后述及的各实施例和对照例中均相同。例如，所使用的钛粉末中的氧含量为0.1-0.35重量％，而在合金元素粉末中的氧含量较低(约0.1重量％)。
这些原材料粉未按一定比例进行复合，并且用磨碎机进行充分混合(混合步骤)。采用所获得的混合物粉末，通过模压成型制备出柱形(16×32mm)坯料(成型步骤)。这里，成型压力为6吨/cm2。
然后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空下加热所述坯料，以12.5℃/分钟的升温速度(与后面实施例及对照实例中的升温速度类似)将所述坯料由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保持4小时，以进行烧结(烧结步骤)。之后，以1℃/秒的冷却速度进行冷却(冷却步骤)。从如此获得的烧结后的坯料上制备出在下面的测试中使用的测试样(1#样品)。
采用扫描电子显微镜(SEM)和湿式分析设备对1#样品基体的组成和硼化钛粒子(TiB粒子)的含量进行了测定。测量结果示于表1中。
注意：铝、锡、锆、硅、氧、铌和钼各个元素的含量是以整个样品重量为100重量％时的重量值，硼化钛粒子的含量是以整个样品的体积为100体积％时的体积分数。在后面的实施例和对照例中均如此。
此外，采用Archimedes法测量1#样品相对于其真实密度的相对密度，结果发现，相当密度值为98.5％。由此可知，1#样品的致密性很好。
②采用上述混合物粉末，以下述方式制备阀门。
采用CIP成型法，在4吨/cm2的压力下加工所述混合物粉末，并且获得了形状为8mm(阀杆直径)×35mm(阀门头部直径)×120mm(总长度)的阀门形生坯。该阀门形生坯的构形如图5A所示。之后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)真空中，1300℃温度下烧结该阀门形生坯达16小时，并进行冷却。然后，将所述烧结后的坯料精加工(抛光)至所要求的形状，从而获得一种发动机阀门。该发动机阀门的构形如图5B所示。对该发动机阀门进行实际装机耐久性试验，并进行评价。(实例2：2#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的海绵钛粉末(#100)，含有其组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：9μm)，以及作为粒子元素粉末的TiB2粉末(平均粒径：2μm)。对所述原材料分别按一定比例复合，并采用磨碎机进行充分混合(混合步骤)。通过使用如此获得的混合物粉末，采用CIP成型法制备出具有预定构形的生坯。这里，成型压力为4吨/cm2。
接下来，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以前述的12.5℃/分钟的升温速度从室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保持16小时进行烧结(烧结步骤)。之后，以前述的1℃/秒的冷却速度进行冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结后的坯料加工出下述测试中使用的测试样(2#样品)。
与实施例1相似，在样品2#中也测量了基体的组成和硼化钛粒子的含量。测量结果列于表1中。
此外，采用与1#样品相同的方式，测量了2#样品相对于其真实密度的相对密度。结果发现其相对密度为98.5％。由此可知，2#样品的致密性很好。
②用前述的混合物粉末，采用与实施例1相同的方式制备阀门。(实施例3：3#样品)
①作为各种原材料，分别制备出市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，含有组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：9μm)，以及作为粒子元素粉末的TiB2粉末(平均粒径：2μm)。对这些原材料粉末按一定比例复合，并且采用磨碎机进行充分混合(混合步骤)。利用如此获得的混合物粉末，通过模压成型制备出柱形(16×32mm)的坯料(成型步骤)。这里，成型压力为6吨/cm2。
然后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述坯料，以前述的12.5℃/分钟的加热速度将其由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保温4小时(烧结步骤)。之后，以前述的1℃/秒的冷却速度进行冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结后的坯料制备出用于下述测试的测试样(3#样品)。
与实施例1相似，测试了3#样品的基体的组成和硼化钛粒子的含量，测量结果列于表1中。
而且，采用与1#样品相同的方法，测定了3#样品相对于其真实密度的相对密度，结果发现相对密度值为98.5％。由此可知，3#样品的致密性也很好。
②此外，采用与实施例1相同的方法，利用上述混合物粉末制备出一种阀门。(实施例4：4-9#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出：市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，包含其组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：9μm)，以及作为粒子元素粉末的TiB2粉末(平均粒径：2μm)。将所述这些原材料粉末分别按一定比例复合，并且用磨碎机加以充分混合(混合步骤)。
注意：在该实施例中，所制备的6种混合物粉末具有不同的复合比(混合比)例。采用模压成型方法，将如此获得的6种混合物粉末分别且独立地加工成6种柱形(16×32)生坯(成型步骤)。这里，每种生坯的成型压力均为6吨/cm2。
之后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述这些生坯，以前述的12.5℃/分钟的升温速度将所述生坯从室温加热至前述的1300℃的烧结温度，并且在所述烧结温度下保持4小时进行烧结(烧结温度)。然后，以前述的1℃/秒的冷却速度进行冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结件分别制备出用于下述测量的测试样品(4#样品-9#样品)。
与实施例1相似，分别对4#样品-9#样品的基体的组成以及硼化钛的含量进行测量，测量结果列于表1中。注意：发现5#样品中的硼化钛粒子的平均纵横比为35，平均粒径为2μm。
而且，采用与实施例1相同方式，分别测量了4#样品-9#样品相对于其真实密度的相对密度值。结果发现：上述每个样品的相对密度均为98.5％。由此可知，4#样品-9#样品具有良好的致密性。
②分别采用上述5#和9#样品的烧结后的坯料在1150℃通过热挤压加工制备出阀杆部分。然后，将所述坯料的余下部分加热至1150℃，并且，分别采用锻造制备出阀门头部。该阀门形的部件具有与图5A中所示的实施例1中的阀门形部件相同的构形。
发动机阀门的杆部包含由5#样品获得的烧结后的坯料，其挤压方向上的截面组织如图1所示。由图1可知，该组织中的硼化钛粒子在基体的α+β相中沿挤压方向取向。(实施例5：10#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出：市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，含有组成为33.0Al-22.0Sn-22.0Zr-22.0Mo-1.0Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：3μm)，以及作为粒子元素粉末的TiB2粉末(平均粒径：2μm)。将所述这些原材料粉末分别按比例进行复合，并且进行充分混合，获得混合物粉末(混合步骤)。采用模压成型法将所获得的混合物粉末加工成柱形件(16×32)(成型步骤)。这里，成型压力为6吨/cm2。
然后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以前述的12.5℃/分钟的升温速度从室温加热至1300℃的烧结温度，并且在所述烧结温度下保持4小时进行烧结(烧结步骤)。之后，以前述的1℃/秒的冷却速度进行冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结件制备出用于下述测量的测试样品(10#样品)。
与实施例1相似，对10#样品的基体的组成和硼化钛粒子的含量进行测量。测量结果列于表1中。
而且，采用与1#样品相同的方法，对10#样品的相对于其真实密度的相对密度进行测量。结果发现相对密度值为98.5％。由此可知10#样品的致密性也很好。
②利用上述烧结后的坯料，在1150℃下热挤压加工出一个阀杆部分。(实施例6：11#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出：市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，含有组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：9μm)以及作为粒子元素粉末的TiC粉末(平均粒径：3μm)。将所述这些原材料粉末分别按一定比例进行复合，并且加以充分混合，获得混合物粉末(混合步骤)。采用模压成型将该混合物粉末加工成柱形(16×32)。这里，成型压力为6吨/cm2。
然后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温速度将其从室温加热至1300℃的烧结温度，并在该烧结温度保持4小时以进行烧结(烧结步骤)。之后，以1℃/秒的前述冷却速度冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结坯体制备出用于下述测试的测试样品(11#样品)。
与实施例1相似，对11#样品的基体的组成以及碳化钛粒子(TiC)的含量进行了测试。测试结果列于表1。
此外，采用与实施例1相同的方法，对相对于真实密度的11#样品的相对密度进行了测量，结果发现其相对密度值为98.5％。由此可知11#样品的致密度也很好。
②采用与实施例4中的5#样品相同的方法，利用上述烧结坯体制备出一种发动机阀门并对其进行耐久性试验。(实施例7：12#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出：一种市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，一种含有组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：9μm)，以及用作粒子元素粉末的TiC粉末(平均粒径3μm)和TiB2粉末(平均粒径：3μm)。按一定比例分别对所述这些粉末进行复合，并且加以充分混合，获得混合物粉末(混合步骤)。通过模压成型将所述混合物粉末加工成柱形件(16×32)(成型步骤)，这里，成型压力为6吨/cm2。
然后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温速度由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在烧结温度下保持4小时以进行烧结(烧结步骤)。之后，以1℃/秒的前述冷却速度进行冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结坯体加工出用于下述测试的测试样品(12#样品)。
与实施例1相似，对12#样品的基体组成以及碳化钛粒子和硼化钛粒子的含量进行了测定。测量结果列于表1。
此外，采用与1#样品相同的方法，测定了相对于真实密度的12#样品的相对密度，结果发现其相对密度值为98.5％。由此可知12#样品的致密性也很好。
②利用前述的烧结坯体，在1150℃下采用热挤压方法加工成阀杆部分。(实施例8：13#样品)。
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，含有组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：9μm)，含有钽粉末(平均粒径：9μm)和钨粉末(平均粒径：3μm)的合金元素粉末，以及用作粒子元素粉末的TiB2粉末。将所述各种原材料粉末按一定比例复合，并加以充分混合，由此获得混合物粉末(混合步骤)。采用模压成型将所述混合物粉末加工成柱形件(16×32)。这里，成型压力为6吨/cm2。
然后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温速度由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保持4小时进行烧结(烧结步骤)。之后，以1℃/秒的前述冷却速度进行冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结件制备出用于下述测试的测试样品(13#样品)。
与实施例1相似，对13#样品的基体组成以及硼化钛粒子的含量进行测量。测量结果列于表1。
此外，采用与1#样品相同的方法对相对于真实密度的13#样品的相对密度进行了测量，结果发现其相对密度为98.5％。由此可知13#样品的致密性也很好。
②采用热挤压方法，在1150℃将上述烧结坯体加工成阀杆部分。(实施例9：14#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，含有组成为30.7Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-6.2Hf-1.4Si的合金粉末的合金元素粉末(平均粒径：9μm)，以及用作粒子元素粉末的Y2O3粉末(平均粒径：3μm)和TiB2粉末(平均粒径：2μm)。将上述各种原材料粉末分别按一定比例复合，并进行充分混合，由此获得混合物粉末(混合步骤)。采用模压成型将所述混合物粉末加工成柱形件(16×32)(成型步骤)。这里，成型压力为6吨/cm2。
随后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温速度由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保温4小时进行烧结(烧结阶段)。之后，以1℃/秒的前述冷却速度冷却(冷却步骤)。由如此获得的烧结坯体加工出用于下述测量的测试样品(14#样品)。
与实施例1相似，对14#样品的基体组成以及硼化钛粒子的含量进行测定。测定结果示于表1中。注意：Y2O3粒子的含量为约0.8％(体积)。
此外，采用与1#样品相同的方法对14#样品的相对于真实密度的相对密度进行了测量，结果发现其相对密度值为98.5％。由此可知14#样品的致密性也很好。
②采用热挤压方法，在1150℃下将上述烧结件加工成阀杆部分。
表1-------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------实施例   样品                          基体组成(％重量)                                    粒子含量(％体积)
     编号    Al     Sn     Zr     Si      O      Mo     Nb     Ta    W     Hf    Y     硼化钛    碳化钛-------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------1        1       5.90   3.90   3.90   0.14    0.30   -      -      -     -     -     -     5         -2        2       6.2    4.3    4.4    0.18    0.33   1.15   0.96   -     -     -     -     9         -3        3       6.6    4.6    4.6    0.2     0.35   1.10   0.9    -     -     -     -     10        --------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------
     4       4.49   3.29   3.03   0.11    0.36   0.76   0.81   -     -     -     -     5         -
     5       5.74   3.94   3.90   0.14    0.32   0.98   1.03   -     -     -     -     5         -4        6       6.31   4.30   4.31   0.16    0.31   1.08   1.13   -     -     -     -     5         -
     7       5.57   3.92   3.91   0.14    0.32   0.99   1.03   -     -     -     -     1         -
     8       5.71   3.91   3.90   0.14    0.37   0.98   1.03   -     -     -     -     3         -
     9       5.67   3.90   3.86   0.16    0.34   0.97   1.01   -     -     -     -     10        --------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------5        10      5.84   3.84   4.00   0.15    0.17   3.77   -      -     -     -     -     5         -6        11      5.92   4.02   3.94   0.12    0.35   1.02   1.10   -     -     -     -     -         57        12      5.78   3.89   3.91   0.14    0.27   0.97   0.89   -     -     -     -     3         28        13      5.71   3.95   3.87   0.13    0.31   0.89   0.88   2.01  1.05  -     -     5         -9        14      5.81   3.78   3.86   0.11    0.29   0.99   0.98   -     -     3.78  0.50  5         --------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------[对照例](对照例1：C1#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，Al-40V粉末(平均粒径：3μm)，以及TiB2粉末(平均粒径：2微米)。按一定比例将所述这些原材料粉末复合，并且采用磨碎机进行充分混合。采用模压成型将所获得的混合物粉末加工成柱形件(16×32)。这里，成型压力为6吨/cm2。
随后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温速度由室温加热升至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保持4小时进行烧结。之后，以1℃/秒的前述冷却速度进行冷却。由所获得的烧结坯体加工出用于下述测试的测试样品(C1#样品)。
与实施例1相似，对C1#样品的基体组成和硼化钛粒子的含量进行测定。测定结果示于表2中。
此外，采用与1#样品相同的方法测量了相对于真实密度的C1#样品的相对密度，结果发现其相对密度为96.5％。
②采用与实施例5相同的方法，在1150℃下，将前述的烧结坯体热挤压加工成阀杆部分。随后，将坯体的余下部分加热至1150℃。并且镦锻形成阀顶部分。通过与实施例1相似的上述处理，就制备出了如图5B所示的发动机阀门。注意：在本对照例中，挤压之后有裂纹出现。(对照例2：C2#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末(平均粒径：3μm)，以及TiB2粉末(平均粒径：2μm)。按一定比例将所述这些原材料粉末进行复合，并且用磨碎机加以充分混合。采用模压成型将如此获得的混合物粉末加工成柱形件(16×32)。这里，成型压力为6吨/cm2。
随后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温速度由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保持4小时进行烧结。以1℃/秒的前述冷却速度进行冷却。由如此获得的烧结坯体加工出用于下述测试的测试样品(C2#样品)。
与实施例1相似，对C2#样品的基体组成以及硼化钛粒子的含量进行测定。测定结果列于表2中。注意：在C2#样品中，发现硼化钛粒子的平均纵横比为52，平均粒径为55μm。
②与对照例1相似，采用前述的烧结坯体制备出发动机阀门。(对照例3：C3#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，以及组成为36.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末(平均粒径：3μm)。按一定比例对所述这些原材料进行复合，并且采用磨碎机充分混合。采用模压成型将如此获得的混合物粉末加工成柱形(16×32)生坯。这里，成型压力为6吨/cm2。
随后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温度速度由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保持4小时进行烧结。之后，以1℃/秒的前述冷却速度进行冷却。将所获得的烧结的坯体加工成用于下述测试的测试样品(C3#样品)。
与实施例1相似，对C3#样品的基体组成和硼化钛粒子的含量进行测定。测定结果列于表2中。
此外，采用与1#样品相似的方法对C3#样品的相对于真实密度的相对密度进行了测量，结果发现其相对密度值为99％。
②与对照例1相似，利用前述的烧结坯体制备出发动机阀门。(对照例4：C4#样品)
①作为各种原材料粉末，分别制备出市售的经氢化-脱氢的钛粉末(#100)，组成为34.9Al-24.9Sn-24.4Zr-6.2Nb-6.2Mo-1.4Si的合金粉末(平均粒径：3μm)，以及TiB2粉末(平均粒径：2μm)。将所述这些原材料粉末按一定比例复合，并且采用磨碎机进行充分混合。采用模压成型将如此获得的混合物粉末加工成柱形(16×32)生坯。这里，成型压力为6吨/cm2。
随后，在1.33×10-3帕(1×10-5乇)的真空中加热所述生坯，以12.5℃/分钟的前述升温速度由室温加热至1300℃的烧结温度，并且在该烧结温度下保持4小时进行烧结。之后，以1℃/秒的前述冷却速度进行冷却。由如此获得的烧结坯体制备出用于下述测试的测试样品(C4#样品)。
与实施例1相似，对C4#样品的基体组成以及硼化钛粒子的含量进行了测定。测定结果列于表2中。
此外，采用与1#样品相同的方法，对C4#样品的相对于真实密度的相对密度进行了测量，结果发现，其相对密度值为96.5％。与在前述的对照例1中的C1#样品相似，挤压后有裂纹出现。由此可知，当硼化钛粒子的含量超过10％(体积)时，挤压期间会产生裂纹，并且，延展性下降。
②与对照例1相似，利用前述的烧结坯体制备出发动机阀门。(对照例5：C5#，C6#样品)
①制备出耐热钛合金(TIMETAL-1100)锻坯，并记为C5#样品，表2中给出了C5#样品的合金组成。
将C5#样品在1050℃加热进行固溶处理，之后，在950℃下进行退火。
②采用该钛材料制备出具有与实施例1相同构形的发动机阀门。
③制备出一种耐热钛合金的锻坯(TIMETAL-834)，并且记为C6#样品。
将C6#样品在1027℃加热进行固溶处理，并且在700℃下进行时效处理。(对照例6：C7#样品)
①制备出一种耐热钢(SUH35)，记为C7#样品。表2中列出了该样品的合金组成。
②采用该耐热钢制备出具有与实施例1相同构形的发动机阀门。
表2------------------------------------------------------------------------------------------------------------对照例    样品                       基体组成(％重量)                         硼化钛粒子含量(％体积)
      编号     Al     V      Sn     Zr     Si     O      Mo    Nb    C------------------------------------------------------------------------------------------------------------1         C1       6.0    4.0    -      -      -      -      -     -     -            152         C2       5.85   -      3.91   3.87   0.15   0.35   1.06  1.03  -            53         C3       5.74   -      3.92   3.91   0.14   0.32   0.99  1.03  -            -4         C4       5.74   -      3.92   3.91   0.14   0.32   0.99  1.03  -            15------------------------------------------------------------------------------------------------------------5         C5       6.0    -      2.75   4.0    0.45   0.07   0.4   -     -            -
      C6       5.8    -      4.0    3.5    0.35   0.1    0.5   0.7   0.006        -------------------------------------------------------------------------------------------------------------6         C7                   Fe-2.09Cr-9.0Mn-3.8Ni-0.12Nb                           -
                           (0.48C，0.37N，0.1Mo，0.1V，0.1W)------------------------------------------------------------------------------------------------------------
(强度、蠕变性能、疲劳性能和耐磨性)
对在上述实施例和对照例中获得的各种样品或发动机阀门分别进行下述试验，以便对室温强度，超过610℃时的高温强度，蠕变性能，疲劳性能以及耐磨性进行评价。
对于强度，首先在样品处于室温时进行拉伸试验，分别测定拉伸强度，0.2％屈服应力和延伸率。然后，在样品加热至800℃时进行拉伸试验，测定0.2％屈服应力，这些结果分别列于表3和表4中。注意：室温下的拉伸试验采用Instron拉伸试验机R.T.，以4.55×10-4/秒的应变速率进行。而高温拉伸试验则在800℃下以0.1/秒的应变速率进行。
表3----------------------------------------------------------------------------------------------------实施例   样品    R.T.*2时的0.2％P.S.*1  800℃时的0.2％P.S.*1   延伸率    W.R.*3  A.V.*5上的D.*4
     编号    (MPa)                    (MPa)                   (％)----------------------------------------------------------------------------------------------------1        1       1096                     435                     3.0       ○       ○2        2       1127                     515                     1.2       ○       ○3        3       1200                     510                     1.1       ○       ○----------------------------------------------------------------------------------------------------
     4       1186                     416                     10.5      ○       -
     5       1274                     541                     5.2       ○       ○4        6       1283                     582                     2.1       ○       -
     7       1205                     430                     10.0      ○       -
     8       1245                     465                     5.9       ○       -
     9       1310                     550                     2.0       ○       ○----------------------------------------------------------------------------------------------------5        10      1274                     400                     2.5       -        -6        11      1268                     487                     3.8       ○       ○7        12      1271                     520                     4.8       ○       -8        13      1254                     505                     3.9       ○       -9        14      1244                     474                     2.9       ○       -----------------------------------------------------------------------------------------------------备注：*1表示屈服应力。
  *2表示室温。
  *3表示耐磨性。
  *4表示耐久性。
  *5表示实际车辆。
表4---------------------------------------------------------------------------------------------------------对照例    样品      R.T.*2时的0.2％P.S.*1  800℃时的0.2％P.S.*1    延伸率    W.R.*3  A.V.*5上的D.*4
      编号      (MPa)                    (MPa)                    (％)---------------------------------------------------------------------------------------------------------1         C1        1020                     250                      0.3       ×                 ×2         C2        1100                     520                      0.8       ×                 ×3         C3        1135                     372                      10.0      ×                 ×4         C4        1050                     595                      0.2       -        ×5         C5        900                      350                      2.0       ×                 ×
      C6        890                      345                      4.5       -        -6         C7        920                      400                      25        ○       ○---------------------------------------------------------------------------------------------------------备注：*1表示屈服应力。
  *2表示室温。
  *3表示耐磨性。
  *4表示耐久性。
  *5表示实际车辆。
由表3和表4可知：
①抗拉强度
实施例中的1-10#样品与对照例中的C1-C6#样品的室温下的0.2％屈服应力差别不大。
然而，1-9#样品在800℃下的0.2％屈服应力值高于C1#，C3#，C5#和C6#样品。
特别是，2-9#样品中有许多的0.2％屈服应力比1#样品高。据认为，2-9#各样品的基体中均含有0.5-4.0重量％的钼和0.5-4.0重量％的铌。
另外，11-14#样品的高温强度等于或高于400MPa，并且确保具有阀门材料所需的足够的强度性能。
②蠕变性能
在干燥空气中，将样品加热至800℃的温度进行蠕变试验，其中，施加在样品上的弯曲应力为50MPa，由此通过测量蠕变挠度与试验时间的关系，来对蠕变性能进行评价。图4中示出了实施例3(3#样品)与对照例5(C6#样品)的测量结果。由图4可知，3#样品在800℃下的蠕变性能优于C6#样品。
另外，虽然未在此处进行说明，但可以知道其它1-9#样品中的所有样品的蠕变性能均较优。
③疲劳性能
在空气中和室温下进行旋转弯曲疲劳性能，以评价室温下的疲劳性能。结果，获得的实施例4中的样品(5#样品)的疲劳性能在107次时在约750MPa。而对照例2中的样品(C2#样品)的疲劳性能为107次在480MPa。由此可知，本发明的实施例4的室温疲劳强度优异。
此外，在空气中将所述样品加热至850℃进行旋转弯曲试验，由此评价高温疲劳性能。结果，实施例4中的样品(5#样品)的疲劳性能为107次在约175MPa，对照例2中的样品(C2#样品)的疲劳性能为107次在约120MPa，对照例5中的样品(C5#样品)的疲劳性能为107次在约100MPa，而对照例6中的样品(C7#样品)的疲劳性能为107次在约150MPa。由此可知，本发明的实施例4的高温疲劳强度也较佳。
④耐磨性
耐磨性采用销-盘试验进行评定。当销的磨损量为3mg/2×103m或更低时，认为耐磨性良好，在表3和表4中记为○。而当销的磨损量为10mg/2×103m或更高时，则认为耐磨性较差，并在表3和表4记为×。由表3和表4可知，所有实施例中的样品的耐磨性均很好。
⑤耐久性
对采用实施例4(5#样品)和对照例3(C3#样品)中的烧结坯料制备而成的发动机阀门进行全负载高速发动机台架耐久性试验(实际车辆的耐久性试验)。对试验后发动机阀门各部分的磨损量分别进行测量，由此评价耐磨性的耐久性。注意：实际车辆耐久性试验的条件为：平均转速7000rpm，时间200小时。
在该实际车辆的耐久性试验中，当磨损量等于或低于预定标准时，认为耐久性良好，在表3和表4中记为○，而当磨损量超过预定标准或者发生轴向伸长或开裂时，则认为耐磨性的持久性较差，在表3和表4中记为×。
由表3可知，本实施例中的所有样品的耐磨性的持久性均较佳。据认为这与硼化钛粒子在本实施例中的样品内细小均匀分散，团聚磨损不易发生有关。(关于基体中的分散粒子)
已从上述各个方面对根据本发明的钛基复合材料进行了研究。结果，对在基体中分散的粒子进一步阐述如下。也就是，分散在本发明钛基复合材料中的所有钛的化合物粒子和稀土元素化合物粒子均能有效改善所述钛材料的耐热性等，但是发现TiB粒子对改善所述钛基复合材料的耐热性特别有效。
①例如，对上述实施例4中的样品(5#样品)与实施例6中的样品(11#样品)进行比较，可知11#样品含有的作为钛合金中α相稳定元素的铝的量高于5#样品的。因此，一般认为11#样品的高温屈服应力比5#样品的高。然而，由表3可看出，5#样品实际上具有更高的高温屈服应力。此外，5#样品也具有优异的室温屈服应力。
这里，参予比较的上述两样品的组成除铝以外没有太大差别。因此，可以认为是分散在基体中的粒子之间的差异：即5#样品中分散的TiB粒子和11#样品中分散的TiC粒子之间的差异导致5#样品的性能优于11#样品。换言之，从所述钛基复合材料的强度-延展性平衡的角度考虑，作为分散在基体中的粒子，TiB粒子优于TiC粒子。
因此，采用三种钛的化合物粒子，TiB粒子，TiC粒子和TiN粒子对此原因进行了研究。上述各种粒子的性能列于表5中。由表5可知如下结果，例如：
当考察影响所述钛基复合材料的强度与韧性间的平衡的所述强化粒子与基体间的互溶性时，发现TiB粒子与基体中的钛之间的互溶性显著低于TiC粒子和TiN粒子的情形。由此可知，TiB粒子是在钛合金中非常稳定的粒子。因此，可认为TiB粒子能充分发挥其自身性能而又不会使基体脆化，并且，TiB粒子主要依据混合物原则使所述钛基复合材料强化。而由于TiC粒子会稍稍溶入基体，所以，与含TiB粒子的情形相比，会使所述钛基复合材料的室温延展性或多或少有所下降。
②虽然稀土元素化合物粒子与TiB粒子相似，在钛合金中也很稳定，但当其加入量超过3体积％时，烧结件的密度下降。因此，如前所述，在根据本发明的钛基复合材料中，将稀土元素化合物的分散量调整为3体积％或更低很有效。
然而，从这一烧结性能的角度考虑，钛的化合物粒子，特别是TiB粒子要有效的多，因为它们能在基体中大量分散。
③当然，虽然稀土元素的化合物粒子和钛的化合物粒子，如TiB粒子等的化学性能不同，但相同的是这两种粒子在钛合金中的稳定性等均很好，并且，在改善钛合金的耐热性等方面，这两种粒子并无差别。因此，不仅当在使用TiB粒子的情形时，而且当采用分散有钛的化合物粒子，如TiC粒子等，或者稀土元素化合物粒子的钛基复合材料制造例如发动机阀门等时，都可能获得耐热性、耐久性等优良的轻质发动机阀门，而且制造过程很方便。
表5------------------------------------------------------------------------------粒子      硬度      杨氏模量      线性膨胀系数          最大溶解量      (at％)
      (GPa)     (GPa)          (×10-6/K)        *1         *2------------------------------------------------------------------------------TiB       28.0       550              8.6             ＜0.001    1.0TiC       24.7       460              7.4             1.2        15.0TiN       24.0       250              9.3             22.0       26.0------------------------------------------------------------------------------备注：*1表示硼、碳、氮溶入基体的量。
  *2表示钛溶入粒子的量。
  (参考)钛合金的线性膨胀系数约为9×10-6/K。
由于根据本发明的钛基复合材料具有前述的优异性能，因此，它可以用作汽车发动机部件，各种休闲或运动用品、工具等。特别是，所述钛基复合材料即使在高达800℃的极高温度下也能够获得优异的强度、蠕变性能、疲劳性能以及耐磨性。因此，它是一种例如用于汽车发动机阀门的合适材料。特别是，该材料进一步适合用作在高温(例如，约800℃)下使用，并且要求具有比强度、疲劳性能等的部件，如排气阀。

Claims (23)

1.一种钛基复合材料，其特征在于其包括以钛合金作为主要组元，并含有3.0-7.0重量％铝(Al)，2.0-6.0重量％的锡(Sn)，2.0-6.0重量％的锆(Zr)，0.1-0.4重量％的硅(Si)和0.1-0.5重量％的氧(O)，并且基本不含有铪(Hf)和钽(Ta)的基体；以及分散在所述基体中的含量为1-10体积％的钛的化合物粒子。
2.一种钛基复合材料，其特征在于其包括以钛合金作为主要组元，并含有3.0-7.0重量％铝(Al)，2.0-6.0重量％的锡(Sn)，2.0-6.0重量％的锆(Zr)，0.1-0.4重量％的硅(Si)和0.1-0.5重量％的氧(O)的基体；以及分散在所述基体中的化合物粒子，该化合物粒子包括含量为3体积％或更低的稀土元素化合物粒子。
3.根据权利要求2的钛基复合材料，其中分散于所述基体中的所述化合物粒子包括含量为1-10体积％的在所述基体中分散的钛的化合物粒子和含量为3体积％或更低的在所述基体中分散的稀土元素的化合物粒子。
4.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中所述基体含有4.0-6.5重量％的铝。
5.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中，所述基体含有2.5-4.5重量％的锡。
6.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中，所述基体含有2.5-4.5重量％的锆。
7.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中，所述基体含有0.15-0.4重量％的硅。
8.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中，所述基体含有0.15-0.4重量％的氧。
9.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中，所述基体进一步含有0.5-4.0重量％的钼(Mo)和0.5-4.0重量％的铌(Nb)。
10.根据权利要求9的钛基复合材料，其中，所述基体含有0.5-2.5重量％的钼。
11.根据权利要求9的钛基复合材料，其中，所述基体含有0.5-1.5重量％的铌(Nb)。
12.根据权利要求2或权利要求3的钛基复合材料，其中，所述基体进一步含有至少一种选自于钽(Ta)，钨(W)和铪(Hf)的总量为5重量％或更低的金属元素。
13.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中，所述钛的化合物粒子是至少一种选自于硼化钛，碳化钛，氮化钛和硅化钛的粒子；所述稀土元素的化合物粒子是至少一种选自于钇(Y)、铈(Ce)、镧(La)、铒(Er)和钕(Nd)的氧化物和硫化物的粒子。
14.根据权利要求13的钛基复合材料，其中，所述钛的化合物粒子是TiB和/或TiC；所述稀土元素的化合物粒子是Y2O3。
15.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其中，所述钛的化合物粒子和/或所述稀土元素的化合物粒子的平均纵横比均为1-40，平均粒径均为0.5-50μm。
16.根据权利要求1-3中之任何一项的钛基复合材料，其在800℃或更高的温度下具有400MPa或更高的0.2％屈服应力。
17.一种权利要求1的钛基复合材料的制备方法，所述钛基复合材料包括以钛合金作为主要组元，并含有3.0-7.0重量％的铝，2.0-6.0重量％的锡，2.0-6.0重量％的锆，0.1-0.4重量％的硅和0.1-0.5重量％的氧的基体，以及含量为1-10体积％的分散在所述基体中的钛的化合物粒子和/或含量为3体积％或更低的分散在所述基体中的稀土元素的化合物粒子，所述方法的特征在于包括如下步骤：
对钛粉末，含有铝、锡、锆、硅和氧的合金元素粉末，以及形成钛的化合物粒子和/或稀土元素的化合物粒子的粒子元素粉末进行混合的混合步骤；
将在所述混合步骤中获得的混合物粉末成型为具有预定形状的生坯的成型步骤；
在等于或高于β相转变温度的温度下对在所述成型步骤获得的生坯进行烧结以产生β相的烧结步骤；以及
使α相从所述β相中析出的冷却步骤。
18.根据权利要求17的钛基复合材料的制备方法，其中，所述烧结温度为1200-1400℃，所述烧结时间为2-16小时。
19.根据权利要求17的钛基复合材料的制备方法，其中，所述冷却步骤以0.1-10℃/秒的冷却速度进行。
20.根据权利要求17的钛基复合材料的制备方法，其中，所述混合步骤通过对平均粒径为10-200μm的所述钛粉末，平均粒径为5-200μm的所述合金元素粉末，以及平均粒径为1-30μm的所述粒子元素粉末加以混合来进行。
21.利用钛基复合材料制造的发动机阀门，所述钛基复合材料包括：以钛合金作为主要组元，并含有3.0-7.0重量％的铝(Al)，2.0-6.0重量％的锡(Sn)，2.0-6.0重量％的锆(Zr)，0.1-0.4重量％的硅(Si)和0.1-0.5重量％的氧(O)，并且基本不含有铪(Hf)和钽(Ta)的基体，以及含量为1-10体积％或更低的分散在所述基体中的钛的化合物粒子。
22.利用钛基复合材料制造的发动机阀门，所述钛基复合材料包括：以钛合金作为主要组元，并含有3.0-7.0重量％的铝(Al)，2.0-6.0重量％的锡(Sn)，2.0-6.0重量％的锆(Zr)，0.1-0.4重量％的硅(Si)和0.1-0.5重量％的氧(O)的基体；以及分散于所述基体中的化合物粒子，该化合物粒子包括含量为3体积％或更低的分散在所述基体中的稀土元素的化合物粒子。
23.根据权利要求22的发动机阀门，其中分散于所述基体中的所述化合物粒子包括含量为1-10体积％的分散在所述基体中的钛的化合物粒子和含量为3体积％或更低的分散在所述基体中的稀土元素的化合物粒子。
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