CN115927910B - 钛基复合材料制动盘及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本申请涉及钛基复合材料制动盘及其制备方法，该制动盘包括TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层及与所述结构层冶金结合的TiNx和CrN增强的Ti‑Cr‑Ni基复合材料耐磨层。TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层具有良好的高温强度和持久性以及较好的导热性，适用于长距离、长时间制动条件下的散热；TiNx和CrN增强的Ti‑Cr‑Ni基复合材料耐磨层则具有较高的硬度和良好的耐磨性以及良好的抗氧化磨损能力；上述结构层和耐磨层冶金结合，既能满足制动盘通常所需的制动性能，如耐高温、耐磨损等，又能低成本制备，适合大规模推广应用。

Description

钛基复合材料制动盘及其制备方法

技术领域

本发明涉及制动盘技术领域，特别是涉及钛基复合材料制动盘及其制备方法。

背景技术

随着城市不断扩张和人民生活水平的提高，人类对快速轨道交通和汽车的使用日益频繁，能源消耗和二氧化碳温室气体过度排放带来的气候问题日趋严重。世界各国以全球协约的方式减排温室气体，我国由此提出“碳达峰”和“碳中和”目标。车辆轻量化是减少车辆运行能耗的关键指标之一。减轻簧下制动盘重量既可提高车辆的操控性还可有效降低车辆能耗。但是当前大多数汽车和快速轨道交通制动盘仍然采用铸铁制造，其密度大、高温性能不好等缺点已经不能满足人们对车辆节能和操控的要求。开发质量轻、制动性能良好的新型材料是制动盘材料发展的必然趋势。

近年来，一些新型的轻量化制动盘材料如铝基复合材料、碳/碳复合材料和陶瓷复合材料得到了研究和初步应用，同时也存在各自的问题。例如：在快速轨道交通(＞140km/h)和汽车连续、紧急制动工况下，铝基复合材料制动盘难以承受400℃以上高温，且室温韧性不高。碳/碳复合材料制动盘虽然克服了普通铸铁制动盘严重热衰退问题，在高温状态下仍然能保持良好的制动性能，但是其在高温状态下容易发生氧化，且制造成本极高阻碍了其推广应用。陶瓷制动盘虽然弥补了碳/碳复合材料制动盘高温下易氧化的缺陷，同时还保持了碳/碳复合材料制动盘的其他特性，在用于汽车制动盘方面取得了成功，但是陶瓷材料的可加工性能极差，高昂的加工成本费用是急需解决的关键问题。此外，还有为了解决铝基复合材料制动盘高温性能不好而研制的钢面铝基制动盘，并采用机械咬合替代冶金结合，但仍存在结合可靠性不高的问题，限制了其应用。

因此，亟需开发一种全新材料体系的制动盘，使其既能满足制动盘通常所需的制动性能，如耐高温、耐磨损等，又能低成本制备，适合大规模推广应用。

发明内容

基于此，有必要提供一种低成本、耐高温、耐磨损的钛基复合材料制动盘。

一种钛基复合材料制动盘，包括TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层及与所述结构层冶金结合的TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层。

在其中一个实施例中，所述结构层中TiBw和TiCp的体积占比为10％～15％；所述耐磨层中TiNx和CrN的体积占比为30％～35％。

在其中一个实施例中，所述结构层中TiBw与TiCp的摩尔比为4:1；所述耐磨层中TiNx与CrN的摩尔比为15:1。

在其中一个实施例中，所述耐磨层的厚度为3mm～6mm。

本申请还提供一种钛基复合材料制动盘的制备方法，方案如下：

一种钛基复合材料制动盘的制备方法，包括以下步骤：

提供TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层；

在所述结构层表面采用等离子熔覆制备TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层，得到所述结构层与所述耐磨层冶金结合的钛基复合材料制动盘。

在其中一个实施例中，所述等离子熔覆采用的原料为混合均匀的Ti粉、Ni粉和Cr粉。

在其中一个实施例中，所述Ti粉的粒度为50μm～150μm；所述Ni粉的粒度为30μm～100μm；所述Cr粉的粒度为30μm～180μm。

在其中一个实施例中，所述等离子熔覆采用的保护气为氩气，等离子气为氩气，送粉气为氮气。

在其中一个实施例中，所述等离子熔覆采用多道搭接，焊接道次之间控制搭接比例为30％～40％。

在其中一个实施例中，所述等离子熔覆的条件为：控制电流为70A～75A，电压为35V～40V，阴极等离子炬距离所述结构层的高度为10mm～15mm；焊接速度为100mm/min～120mm/min；送粉量为18g/min～25g/min；离子气为2L/min～3L/min，保护气为10L/min～15L/min，送粉气为4.0L/min～4.5L/min；摆动器摆动速度为20mm/s～25mm/s，摆动器摆动幅度为5mm～12mm。

上述钛基复合材料制动盘，TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层具有良好的高温强度和持久性以及较好的导热性，适用于长距离、长时间制动条件下的散热；TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层则具有较高的硬度和良好的耐磨性以及良好的抗氧化磨损能力；上述结构层和耐磨层冶金结合，既能满足制动盘通常所需的制动性能，如耐高温、耐磨损等，又能低成本制备，适合大规模推广应用。

附图说明

图1为实施例1中耐磨层与结构层界面结合处的微观结构图；

图2为实施例2中耐磨层与结构层界面结合处的微观结构图；

图3为实施例3中耐磨层与结构层界面结合处的微观结构图；

图4为实施例4中耐磨层与结构层界面结合处的微观结构图。

具体实施方式

为了便于理解本发明，下面将对本发明进行更全面的描述，并给出了本发明的较佳实施例。但是，本发明可以以许多不同的形式来实现，并不限于本文所描述的实施例。相反地，提供这些实施例的目的是使对本发明的公开内容的理解更加透彻全面。

除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“和/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。

一实施方式的钛基复合材料制动盘，包括TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层及与该结构层冶金结合的TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层。

其中，结构层中TiBw和TiCp增强体的体积占比为10％～15％。耐磨层中TiNx和CrN增强体的体积占比为30％～35％。

进一步的，结构层中TiBw与TiCp的摩尔比为4:1。耐磨层中TiNx与CrN的摩尔比为15:1。

进一步的，TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层的厚度为3mm～6mm。

一实施方式的钛基复合材料制动盘的制备方法，包括以下步骤S110～S120：

S110、提供TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层。

在本实施方式中，TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层为增强体呈多维网状结构分布的TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料制动盘结构层。

进一步的，结构层中TiBw和TiCp的体积占比为10％～15％。TiBw与TiCp的摩尔比为4:1。

上述结构层的设计基于经典的晶界强化理论与公认的Hashin-Shtrikman(H-S)理论，三维网状结构符合H-S理论上限结构的硬相包围软相结构。增强体呈网状分布，相当于在晶界处引入陶瓷增强相，可进一步提高晶界强化效果，有效抑制高温晶界弱化效果。网状结构的存在还可以有效抑制在高温热处理与高温服役时的晶粒长大。晶须状TiBw像销钉一样有效连接相邻基体颗粒，增加细小单元之间的协调变形能力，有效抑制颈缩，改善复合材料塑性与变形能力。同时，作为制动盘主体的TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料，在保留纯钛较好的导热性(纯钛导热系数约为Ti-6Al-4V合金的两倍)和低的热膨胀系数以外，还获得了良好的室温和高温力学性能。

在本实施方式中，上述结构层以低成本大颗粒氢化钛粉和大颗粒氢化脱氢钛粉为主要原料，采用粉末冶金方法制备。

具体的，将质量比为1:1的大颗粒氢化钛粉和大颗粒氢化脱氢钛粉，外加10wt.％-15wt.％B₄C粉，在球磨机中抽真空球磨3小时左右，获得混合均匀的粉末；将混合均匀的粉末放入模具中模压成形得到压坯；将压坯放入真空烧结炉中进行烧结，先在600℃保温2小时，后在1250℃～1300℃保温1.5小时，最后随炉冷却。

TiBw和TiCp采用原位生成的方法获得，既保证了纯钛基复合材料界面足够的强度，又在结构层中获得TiB晶须和TiC颗粒在两个维度上的强化。

粉末冶金方法可以实现结构层近净成形，避免或减少了机加工，简化了工艺流程，降低了生产成本。同时，氢化钛粉原材料成本约为普通钛粉的60％～70％，保护性气体为氩气，进一步提高了钛基复合材料制动盘的市场竞争力。

需要说明的是，结构层不限于以上方法制备。

S120、在上述结构层表面采用等离子熔覆制备TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层。

进一步的，耐磨层中TiNx和CrN的体积占比为10％～15％。TiNx与CrN的摩尔比为15:1。

在本实施方式中，等离子熔覆采用的原料为混合均匀的Ti粉、Ni粉和Cr粉。

进一步的，Ti粉、Ni粉和Cr粉均为球形粉末。

进一步的，Ti粉的粒度为50μm～150μm。Ni粉的粒度为30μm～100μm。Cr粉的粒度为30μm～180μm。

在本实施方式中，等离子熔覆采用的保护气和等离子气均为氩气，送粉气为氮气。

在本实施方式中，等离子熔覆采用多道搭接，以实现在结构层表面进行大面积熔覆，焊接道次之间控制搭接比例为30％～40％。

进一步的，等离子熔覆的条件为：控制电流为70A～75A，电压为35V～40V，阴极等离子炬距离所述结构层的高度为10mm～15mm；焊接速度为100mm/min～120mm/min；送粉量为18g/min～25g/min；离子气为2L/min～3L/min，保护气为10L/min～15L/min，送粉气为4.0L/min～4.5L/min；摆动器摆动速度为20mm/s～25mm/s，摆动器摆动幅度为5mm～12mm。

通过上述等离子熔覆条件的设置，可获得厚度为3mm～6mm，并使结构层与耐磨层界面结合效果良好。

在结构层表面采用等离子熔覆直接制备耐磨层，结构层与耐磨层之间界面过渡平缓，结合强度高，且结构层与耐磨层中基体材料均为钛，无热膨胀系数不匹配带来的热应力和裂纹等问题。

结构层与耐磨层中的增强体均为原位反应生成，与钛基体发生不良的界面反应可能性很低，且原位生成的TiCp和TiNx与钛基体的热膨胀系数相近，有利于提高钛基复合材料制动盘整体的热疲劳性能。

此外，本申请中的耐磨层磨损后，还可采用等离子熔覆再次熔覆足够厚度的耐磨层，实现了制动盘修复和循环利用，大幅降低了使用成本。

以下为具体实施例。

实施例1

(1)提供TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层，该结构层中TiBw和TiCp的体积占比为10％，TiBw与TiCp的摩尔比为4:1。

(2)将Ti粉、Ni粉与Cr粉按比例混合均匀后装入等离子熔覆设备的装粉仓中，送粉气为氮气，氩气作为等离子气和保护气，控制电压为38V，电流为73A，阴极等离子焗距离结构层的高度为10mm，焊接速度为110mm/min，送粉量为20g/min，离子气为3L/min，保护气为12L/min，送粉气为4.2L/min，摆动器摆动速度为20mm/s，摆动器摆动幅度为10mm，可获得厚3mm的TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层。

经检测，耐磨层中TiNx和CrN的体积占比为32％，TiNx与CrN的摩尔比为15:1，且结构层与耐磨层界面结合良好，如图1所示。

实施例2

实施例2与实施例1基本相同，不同的是，实施例2中电流为60～65A。

结果发现，焊接电流偏小，导致表面熔覆温度不足，结构层与耐磨层结合界面如图2所示存在少量裂纹缺陷，而且耐磨层原位生成的增强体颗粒减少了，其耐磨性和硬度有所降低。

实施例3

实施例3与实施例1基本相同，不同的是，实施例3中焊接速度为150mm/min。

结果发现，焊接速度过大，导致表面熔覆区域热累积不足，熔覆温度不足，从而导致耐磨层熔覆效果不佳，耐磨层与结构层界面如图3所示存在贯穿式裂纹缺陷，而且耐磨层原位生成的增强体颗粒数量也减少了，其耐磨性和硬度都有所降低。

实施例4

实施例4与实施例1基本相同，不同的是，实施例4中送粉量为40g/min。

结果发现，送粉量过大导致部分高熔点粉末无法充分熔化，同时导致耐磨层与结构层界面如图4所示出现明显的大裂纹，而且耐磨层原位生成的增强体颗粒数量也减少了，耐磨层在摩擦过程中很容易从结构层表面剥落，无法起到耐磨作用。

实施例5

(1)提供TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层，该结构层中TiBw和TiCp的体积占比为15％，TiBw与TiCp的摩尔比为4:1。

(2)将Ti粉、Ni粉与Cr粉按比例混合均匀后装入等离子熔覆设备的装粉仓中，送粉气为氮气，氩气作为等离子气和保护气，控制电压为35V，电流为70A，阴极等离子焗距离结构层的高度为10mm，焊接速度为100mm/min，送粉量为18g/min，离子气为2L/min，保护气为10L/min，送粉气为4.0L/min，摆动器摆动速度为20mm/s，摆动器摆动幅度为5mm，可获得厚3mm的TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层。

经检测，耐磨层中TiNx和CrN体积占比为30％，TiNx与CrN的摩尔比为15:1，且结构层与耐磨层界面结合良好。

实施例6

(1)提供TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层，该结构层中TiBw和TiCp的体积占比为13％，TiBw与TiCp的摩尔比为4:1。

(2)将Ti粉、Ni粉与Cr粉按比例混合均匀后装入等离子熔覆设备的装粉仓中，送粉气为氮气，氩气作为等离子气和保护气，控制电压为40V，电流为75A，阴极等离子焗距离结构层的高度为12mm，焊接速度为120mm/min，送粉量为25g/min，离子气为3L/min，保护气为15L/min，送粉气为4.5L/min，摆动器摆动速度为25mm/s，摆动器摆动幅度为12mm，可获得厚6mm的TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层。

经检测，耐磨层中TiNx和CrN的体积占比为35％，TiNx与CrN的摩尔比为15:1，且结构层与耐磨层界面结合良好。

以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。

Claims (6)

1.一种钛基复合材料制动盘，其特征在于，包括TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层及与所述结构层冶金结合的TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层；所述结构层中TiBw和TiCp的体积占比为10%~15%；所述耐磨层中TiNx和CrN的体积占比为30%~35%；所述结构层中TiBw与TiCp的摩尔比为4:1；所述耐磨层中TiNx与CrN的摩尔比为15:1。

2.根据权利要求1所述的钛基复合材料制动盘，其特征在于，所述耐磨层的厚度为3mm~6mm。

3.一种根据权利要求1或2所述的钛基复合材料制动盘的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

提供所述TiBw和TiCp增强的纯钛基复合材料结构层，所述结构层中TiBw和TiCp采用原位生成的方法获得；

以混合均匀的Ti粉、Ni粉和Cr粉为原料，在所述结构层表面采用等离子熔覆制备所述TiNx和CrN增强的Ti-Cr-Ni基复合材料耐磨层，得到所述结构层与所述耐磨层冶金结合的钛基复合材料制动盘；

所述等离子熔覆的条件为：控制电流为70A~75A，电压为35V~40V，阴极等离子炬距离所述结构层的高度为10mm~15mm；焊接速度为100mm/min~120mm/min；送粉量为18g/min~25g/min；离子气为2L/min~3L/min，保护气为10L/min~15L/min，送粉气为4.0L/min~4.5L/min；摆动器摆动速度为20mm/s~25mm/s，摆动器摆动幅度为5mm~12mm。

4.根据权利要求3所述的钛基复合材料制动盘的制备方法，其特征在于，所述Ti粉的粒度为50μm~150μm；所述Ni粉的粒度为30μm~100μm；所述Cr粉的粒度为30μm~180μm。

5.根据权利要求3所述的钛基复合材料制动盘的制备方法，其特征在于，所述等离子熔覆采用的保护气为氩气，等离子气为氩气，送粉气为氮气。

6.根据权利要求3所述的钛基复合材料制动盘的制备方法，其特征在于，所述等离子熔覆采用多道搭接，焊接道次之间控制搭接比例为30%~40%。