TiB纖維分布的均勻性對鈦基復(fù)合材料拉伸性能的影響

黃立清,李 超,郭 薇,丁永峰，李 健,3

(1.湖南金天鈦業(yè)科技有限公司 湖南省高端裝備特種鈦合金工程技術(shù)研究中心，湖南 常德 415001)

(2.龍巖學(xué)院, 福建 龍巖 364012)

(3.福建省焊接質(zhì)量智能評估重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 福建 龍巖 364012)

輕質(zhì)高強(qiáng)的零部件有利于促進(jìn)機(jī)械裝備的減重,從而有效地提高能源利用效率，在汽車、飛機(jī)、能源動力等領(lǐng)域具有重要應(yīng)用。輕質(zhì)高強(qiáng)零部件的開發(fā)主要依賴于高強(qiáng)韌結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用。在金屬材料領(lǐng)域，復(fù)合材料強(qiáng)化法被普遍認(rèn)為是既能有效提升材料強(qiáng)度、剛度與硬度，又能在一定程度上保持金屬基體固有塑性的辦法[1,2]。連續(xù)纖維增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料具有高的強(qiáng)度和剛度，而非連續(xù)纖維/顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料具有各向同性的優(yōu)點(diǎn)。

對于非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，由于鈦本身為活潑屬性，可通過原位自生法獲得TiB短纖維、TiC顆粒及Ti5Si3顆粒等增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料[3, 4]。通常，可通過將硼化物、碳化物及硅化物等粉末與鈦粉或鈦合金粉進(jìn)行機(jī)械合金化，然后對復(fù)合粉末進(jìn)行熱壓、放電等離子燒結(jié)或熱擠壓等制備致密的鈦基復(fù)合材料[5, 6]。在燒結(jié)的過程中，鈦粉與硼化物、碳化物及硅化物等顆粒發(fā)生化學(xué)反應(yīng)而快速生成增強(qiáng)相TiB短纖維、TiC顆粒及Ti5Si3顆粒等。然而，由于鈦粉的性質(zhì)過于活潑，高能的機(jī)械合金化過程給鈦粉末或鈦合金粉末帶來較大的污染；因污染而引入的雜質(zhì)元素(O、N)在鈦基體中具有強(qiáng)的強(qiáng)化與脆化作用，使得機(jī)械合金化制備法的過程難以控制且最終產(chǎn)品的塑性差[7]。L J Huang等[8]避開機(jī)械合金化，通過將鈦合金粉與硼化物粉末進(jìn)行簡單的機(jī)械混合后進(jìn)行熱壓，制備了一種具有網(wǎng)狀分布的TiB短纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，獲得較高的抗拉強(qiáng)度并保持有鈦基體一定的塑性。L Q Huang等[9, 10]通過將鈦粉或鈦合金粉與納米硼化物粉末進(jìn)行簡單的機(jī)械混合，然后在不同的溫度區(qū)間進(jìn)行放電等離子燒結(jié)，獲得了具有網(wǎng)狀編織分布的TiB纖維(長度5～30 μm)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，且其具有高的韌性。這些研究證實(shí)了該類制備方法是當(dāng)前制備非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的最佳選擇之一。

受制于加工工藝、增強(qiáng)相的形狀及尺寸、增強(qiáng)相與基體的種類及增強(qiáng)相與基體之間的界面結(jié)合情況，增強(qiáng)相的分布對于金屬基復(fù)合材料的抗拉伸強(qiáng)度和塑性的影響比較復(fù)雜。相比于均勻分布，增強(qiáng)相的非均勻分布形式會提高或降低或基本不影響金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)度與塑性均可見報(bào)道[11-14]。因此，在前期研究工作的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步研究原位自生的TiB短纖維在鈦基體中的分布均勻性對鈦基復(fù)合材料拉伸性能的影響，以進(jìn)一步優(yōu)化鈦基復(fù)合材料的性能。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)原料為2種不同粒徑(分別為0～45 μm和75～106 μm)的球形等離子霧化高純鈦粉，純度均≥99.8%。在2種鈦粉中分別添加體積分?jǐn)?shù)(x)為5%、7.5%和10%的高純納米B粉(純度≥99.6%，尺寸<100 nm)，然后裝入混料器(Turbula mixer)中進(jìn)行低能機(jī)械混合。對混合均勻的粉末進(jìn)行放電等離子燒結(jié)，制備TiB纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料。下文將采用SmallTi-xTiB與LargeTi-xTiB分別代表采用0～45 μm和75～106 μm鈦粉制備的復(fù)合材料。此外，以2種純鈦粉直接進(jìn)行放電等離子燒結(jié)制備的純鈦試樣作為參照。復(fù)合材料制備過程中，混料工藝為：氬氣保護(hù)，轉(zhuǎn)速120 r/min, 球料比2∶1，混合時(shí)間2 h；燒結(jié)工藝為：燒結(jié)溫度1200 ℃，壓力30 MPa，保溫時(shí)間5 min。

為更好地觀察TiB纖維在鈦基體中的分布，對機(jī)械拋光后的復(fù)合材料進(jìn)行深度腐蝕，移除部分鈦基體。腐蝕液的成分為86%純水+10%硝酸+4%氫氟酸，腐蝕時(shí)間為5 min。通過金相顯微鏡(Leica DM2700M)觀察復(fù)合材料鈦基體的晶粒尺寸；通過掃描電子顯微鏡(JEOL JSM 7001F)觀察復(fù)合材料中纖維形貌及分布；通過氧氮?dú)浞治鰞x(TCH-600 O,N and H analyzer)測試復(fù)合材料中O、N含量；通過拉伸試驗(yàn)機(jī)(Instron-5584)測試復(fù)合材料的拉伸性能。拉伸試樣的標(biāo)距為8 mm，拉伸速率為10-3s-1。

基于本實(shí)驗(yàn)中獲得的鈦基復(fù)合材料的組織結(jié)構(gòu)及材料性質(zhì)，構(gòu)建TiB纖維均勻分布和非均勻分布增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的模型，并進(jìn)行仿真計(jì)算。復(fù)合材料具有周期性邊界條件的代表性體積單元通過Python程序構(gòu)建，代表性體積單元被導(dǎo)入Abaqus軟件并進(jìn)行隱式求解。模型中，鈦基體的彈塑性參數(shù)由本研究中的實(shí)驗(yàn)結(jié)果所得，泊松比則參考文獻(xiàn)資料為0.34[15]；TiB纖維的楊氏模量為427 GPa[16]，泊松比為0.15[16]。此外，由于Ti/TiB界面具有共格屬性[17]，模型中選用的Ti/TiB界面為緊密結(jié)合界面。

2 結(jié) 果

2.1 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

金相觀察下，制備的復(fù)合材料均全致密，且Ti基體的晶粒尺寸均約為15 μm。其中，采用細(xì)鈦粉制備的SmallTi-xTiB復(fù)合材料中氧含量約為0.20%，氮含量<0.01%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)；而采用粗鈦粉制備的LargeTi-xTiB復(fù)合材料中氧含量約為0.16%，氮含量<0.01%。SmallTi-xTiB復(fù)合材料的氧含量稍高于LargeTi-xTiB，這主要是由于鈦粉末越細(xì)小，比表面積越大，制備過程中更容易被污染。

圖1為SmallTi-7.5TiB和LargeTi-7.5TiB復(fù)合材料被深度腐蝕后的顯微形貌。2種復(fù)合材料中，TiB短纖維的尺寸基本一致，平均長度約為30 μm，直徑約為2 μm(因TiB纖維的橫截面為六邊形[8, 9]，此處直徑為六邊形的外接圓直徑)。在由粗鈦粉制備的LargeTi-7.5TiB復(fù)合材料中(圖1c、1d)，TiB纖維形成了一種中空的網(wǎng)狀分布結(jié)構(gòu)。這種結(jié)構(gòu)是由于TiB在鈦粉原始顆粒邊界形核并向周圍生長而形成的[9]。在由細(xì)鈦粉制備的SmallTi-7.5TiB復(fù)合材料中(圖1a、1b)，由于原料鈦粉尺寸(0～45 μm)與纖維長度(約30 μm)相近，導(dǎo)致這種網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)并不明顯。TiB短纖維可被認(rèn)為近均勻的分布在鈦基體中。

圖1 腐蝕后SmallTi-7.5TiB和LargeTi-7.5TiB復(fù)合材料的顯微形貌

圖2為鈦基復(fù)合材料及純鈦的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。表1為鈦基復(fù)合材料的力學(xué)性能測試結(jié)果(多個(gè)試樣的平均值)。隨著TiB纖維體積分?jǐn)?shù)的增加，復(fù)合材料的楊氏模量(E)、屈服強(qiáng)度(Rp0.2)及抗拉強(qiáng)度(Rm)均隨之上升，而伸長率(A)隨之下降。對比近均勻(SmallTi-xTiB)與非均勻(LargeTi-xTiB)鈦基復(fù)合材料，在TiB體積分?jǐn)?shù)相同的情況下，前者的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度稍高于后者，但前者的伸長率明顯高于后者；且隨著TiB體積分?jǐn)?shù)的增加，二者伸長率的差距增大。當(dāng)TiB纖維體積分?jǐn)?shù)從5%增加到10%時(shí)，二者伸長率的差異由0.8%提升到8.6%。

圖2 鈦基復(fù)合材料及純鈦的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

表1 制備的鈦基復(fù)合材料及純鈦的力學(xué)性能測試結(jié)果

2.2 模擬結(jié)果

通過有限元模擬進(jìn)一步研究TiB纖維的分布對鈦基復(fù)合材料拉伸性能的影響。基于上述實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)構(gòu)建代表性體積單元，并進(jìn)行了大量的簡化與假設(shè)。模型設(shè)置如下：① 代表性體積單元為邊長70 μm的正方體(其體積接近直徑為75～106 μm球形粉末的平均體積)；② TiB纖維在鈦基體中均沿拉伸的軸線方向分布(若纖維取向采用隨機(jī)分布，則在纖維數(shù)量不多的情況下，纖維在空間上各個(gè)方向的整體取向無法均勻一致，使得2個(gè)模型的力學(xué)性能難以相互比較)；③ TiB纖維外接圓直徑為2 μm(且假定纖維為正六邊形)及長度為15 μm(因纖維取向由實(shí)驗(yàn)中的隨機(jī)分布改為模擬中的同向分布，本處參照文獻(xiàn)報(bào)道的2種纖維取向的強(qiáng)化效果差異，相應(yīng)縮短其長度[18])；④ 對于非均勻分布的TiB纖維，其在代表性體積單元內(nèi)分布在距離單元表面20 μm內(nèi)的區(qū)域，即單元中心50 μm×50 μm×50 μm的區(qū)域中僅有鈦基體組織(參考圖1d中TiB在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)中的分布并做近似處理)；⑤ 實(shí)驗(yàn)中SmallTi-xTiB復(fù)合材料中TiB纖維為近均勻分布，但在對應(yīng)模型中對TiB纖維采用均勻分布；⑥ 2個(gè)模型中鈦基體的彈塑性參數(shù)均采用上述實(shí)驗(yàn)中SmallTi的結(jié)果(消除2個(gè)模型之間基體差異對模擬結(jié)果的影響)；⑦ 任意2根TiB纖維之間最近的距離不小于1 μm(滿足網(wǎng)格劃分與計(jì)算要求)；⑧ 復(fù)合材料彈塑性行為的求解基于TiB纖維彈性性質(zhì)和基體彈塑性性質(zhì)的簡單耦合，僅計(jì)算應(yīng)變?yōu)?%～1%的行為(由于模型忽略了塑性變形中纖維/基體界面開裂及纖維斷裂等復(fù)雜情形，塑性應(yīng)變大時(shí)計(jì)算的失真度大)。TiB纖維均勻分布和非均勻分布的Ti-7.5vol%TiB復(fù)合材料的代表性體積單元如圖3所示。代表性體積單元中心區(qū)域(50 μm×50 μm×50 μm)全部為基體組織。

圖3 Ti-7.5vol%TiB的代表性體積單元(70 μm×70 μm×70 μm，顯示纖維和單元輪廓)

圖4為TiB(7.5 vol%)纖維均勻與非均勻分布的鈦基復(fù)合材料模型的模擬拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。在1%的應(yīng)變內(nèi)，2種模型的楊氏模量和抗拉強(qiáng)度基本相當(dāng)，其中抗拉強(qiáng)度的差別在2 MPa以內(nèi)。2種模型的楊氏模量均約為133 GPa，屈服強(qiáng)度均約為521 MPa。模擬結(jié)果與上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果具有一定的差異，這主要來自于模型的簡化與假設(shè)。但是，均勻與非均勻2個(gè)模型之間可以進(jìn)行對比分析。

圖4 TiB(7.5 vol%)纖維均勻與非均勻分布的鈦基復(fù)合材料模擬拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖5給出了當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.4%時(shí)(開始進(jìn)入塑性變形階段)，2種模型內(nèi)部的米塞斯應(yīng)力和最大主應(yīng)力分布。從圖5a和5b中可以看出，在纖維兩端附近基體中的米塞斯應(yīng)力較高，而在纖維側(cè)面附近基體中的米塞斯應(yīng)力較低。在纖維均勻分布的模型中，基體中的米塞斯應(yīng)力在空間整體分布也更均勻；在非均勻模型中，存在著米塞斯應(yīng)力較高或較低的大塊連續(xù)區(qū)域。圖5c和5d主要展示了復(fù)合材料的最大主應(yīng)力分布?？梢钥闯?，在基體中，最大主應(yīng)力較大的區(qū)域一般在纖維兩端附近，且非均勻模型中基體的最大主應(yīng)力>400 MPa的區(qū)域尺寸多于均勻模型。由于基體的單元格中最大主應(yīng)力的方向與拉伸軸方向一致，因此這表明在非均勻模型中纖維/基體界面附近區(qū)域的法向張應(yīng)力的聚集程度較均勻模型大。在TiB纖維中，纖維的中部是應(yīng)力最集中的位置。而且，TiB纖維分布的均勻性影響纖維之間應(yīng)力的分布。相比于均勻模型，在非均勻模型中不同位置的纖維之間，最大主應(yīng)力的分布存在著明顯差異。

圖5 0.4%應(yīng)變下均勻模型和非均勻模型中米塞斯應(yīng)力和最大主應(yīng)力分布

表2給出了均勻模型和非均勻模型Ti基體的米塞斯應(yīng)力和TiB纖維的最大主應(yīng)力的平均值和最大值。從表2中可以看出，2個(gè)模型基體的平均米塞斯應(yīng)力相當(dāng)，僅在最大米塞斯應(yīng)力上稍有差異。在均勻模型中，TiB纖維最大主應(yīng)力的平均值(1751 MPa)稍高于非均勻模型(1740 MPa)，但是前者中TiB纖維最大主應(yīng)力的峰值(2575 MPa)明顯低于非均勻模型(2878 MPa)。這是由于在非均勻模型中不同位置的TiB纖維受力不均，因而出現(xiàn)一些處于高應(yīng)力狀態(tài)的纖維。以2200 MPa應(yīng)力為例，在均勻模型中某個(gè)單元格的最大主應(yīng)力高于此值的纖維的數(shù)量為78根，而在非均勻模型中纖維數(shù)量達(dá)到了164根(代表性體積單元中纖維的總數(shù)為660根)。

表2 均勻模型和非均勻模型在0.4%應(yīng)變下的應(yīng)力統(tǒng)計(jì)(MPa)

3 討 論

采用細(xì)鈦粉制備的SmallTi-xTiB復(fù)合材料的氧含量稍高于采用粗鈦粉制備的LargeTi-xTiB復(fù)合材料(氧含量高出約0.04%)。根據(jù)理論公式Δσ=0.02Gc1/2(其中G是Ti基體剪切模量，c是氧原子占比)[19]，氧含量差異導(dǎo)致SmallTi-xTiB復(fù)合材料的強(qiáng)度比LargeTi-xTiB復(fù)合材料高出約7 MPa。拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，在TiB體積分?jǐn)?shù)相同時(shí)，纖維近均勻分布的SmallTi-xTiB復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和最大強(qiáng)度比纖維非均勻分布的LargeTi-xTiB復(fù)合材料稍高(不超過20 MPa)。考慮到2種復(fù)合材料其他方面的組織接近，因此可推斷出TiB纖維分布的均勻性對鈦基復(fù)合材料強(qiáng)度的影響很小。模擬結(jié)果證實(shí)了纖維均勻分布與非均勻分布的2類復(fù)合材料的楊氏模量和屈服強(qiáng)度基本一致。

實(shí)驗(yàn)表明，纖維非均勻分布的鈦基復(fù)合材料的拉伸塑性明顯低于纖維近均勻分布的鈦基復(fù)合材料，尤其是纖維體積分?jǐn)?shù)越高這種差異越明顯。當(dāng)TiB體積分?jǐn)?shù)為10 vol%時(shí)，近均勻復(fù)合材料的伸長率為14.8%，明顯高于非均勻復(fù)合材料的伸長率(6.2%)。復(fù)合材料沿纖維軸向受拉時(shí)，部分載荷通過剪切機(jī)制從基體轉(zhuǎn)移到纖維上，在纖維長度方向的中間位置出現(xiàn)應(yīng)力集中，而在纖維兩端的基體處，出現(xiàn)界面法向張應(yīng)力的集中[20, 21]。本研究中的模擬結(jié)果證實(shí)了這一受力狀況。由于纖維與基體之間存在上述的作用機(jī)理，當(dāng)纖維的兩端靠近時(shí)，可造成基體中應(yīng)力集中區(qū)域的疊加。纖維分布不均時(shí)，基體中局部應(yīng)力集中區(qū)域疊加的程度加劇。此外，由于纖維分布不均導(dǎo)致不同區(qū)域纖維數(shù)量不一致，在纖維少的局部區(qū)域，單根纖維承載的載荷增加，纖維內(nèi)部的應(yīng)力升高。

基體的米塞斯應(yīng)力分布不均代表著基體的協(xié)調(diào)變形能力更差，基體在高應(yīng)變下更容易發(fā)生變形失穩(wěn)而產(chǎn)生裂紋的形核與擴(kuò)展?；w中出現(xiàn)最大主應(yīng)力集中表明局部變形加劇，且由于最大主應(yīng)力的方向與纖維的軸向一致，使得纖維端面和基體的結(jié)合界面在法向張應(yīng)力導(dǎo)致的張應(yīng)變下更易被撕裂，形成復(fù)合材料內(nèi)部的裂紋源。此外，單根纖維內(nèi)部局部的最大主應(yīng)力(軸向應(yīng)力)的過高造成纖維本身斷裂的風(fēng)險(xiǎn)加劇[21]。隨著TiB體積分?jǐn)?shù)的增大，局部聚集的TiB纖維更多，相當(dāng)于纖維分布的不均勻性加劇。這些因素解釋了實(shí)驗(yàn)中纖維不均勻分布的LargeTi-xTiB復(fù)合材料的拉伸塑性比纖維近均勻分布的SmallTi-xTiB復(fù)合材料更低，而且隨著TiB纖維體積分?jǐn)?shù)的增加，二者塑性的差距加大。當(dāng)TiB纖維體積分?jǐn)?shù)從5%增加到10%時(shí)，二者伸長率的差異由0.8%提升到8.6%。由此可以推斷，當(dāng)TiB纖維體積分?jǐn)?shù)在10%以上時(shí)，二者塑性的差別可能更大；而TiB纖維體積分?jǐn)?shù)在5%以下時(shí)，二者塑性的差別較小。

以上初步研究了TiB纖維分布的均勻性對純鈦基復(fù)合材料拉伸性能的影響。由于TiB纖維非均勻分布帶來的上述3個(gè)影響要素(基體中米塞斯應(yīng)力分布均勻性降低，纖維/基體界面附近的法向張應(yīng)力增加，以及TiB纖維上的最大主應(yīng)力的峰值升高)對復(fù)合材料的塑性均不利，因此可以推斷TiB纖維的非均勻分布對鈦基復(fù)合材料的塑性均不利。當(dāng)然，由于本實(shí)驗(yàn)未深入研究3個(gè)影響要素之間的主導(dǎo)關(guān)系，且當(dāng)基體類型發(fā)生變化時(shí)材料的力學(xué)行為會發(fā)生改變，因此TiB纖維的非均勻分布對其他鈦基復(fù)合材料拉伸塑性的影響程度可能發(fā)生變化?？赏ㄟ^實(shí)驗(yàn)進(jìn)一步研究TiB纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料中復(fù)合材料拉伸斷裂失效的主導(dǎo)機(jī)理，以更好地指導(dǎo)非連續(xù)纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的設(shè)計(jì)。

4 結(jié) 論

(1) TiB纖維分布的均勻性對鈦基復(fù)合材料的抗拉伸強(qiáng)度和楊氏模量影響均很小。

(2) TiB纖維非均勻分布鈦基復(fù)合材料的拉伸塑性低于近均勻鈦基復(fù)合材料；且隨著纖維體積分?jǐn)?shù)增加，二者塑性的差距增大。

(3) 相比TiB纖維均勻分布的鈦基復(fù)合材料，非均勻鈦基復(fù)合材料基體中的米塞斯應(yīng)力分布更不均，纖維/基體界面附近的法向張應(yīng)力加劇，TiB纖維上的最大主應(yīng)力的峰值更高，鈦基復(fù)合材料中裂紋形成的風(fēng)險(xiǎn)更高。