Nb絲增強(qiáng)Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料制備及復(fù)合機(jī)制

王 微，陳 武，彭德林

(1．安徽機(jī)電職業(yè)技術(shù)學(xué)院 航空與材料學(xué)院，安徽 蕪湖 241000； 2．常州博瑞電力自動(dòng)化設(shè)備有限公司，江蘇 常州 213000； 3．哈爾濱工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江 哈爾濱 150001)

1 前 言

TiAl 基合金具備優(yōu)良的高溫性能，在制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)、汽車發(fā)動(dòng)機(jī)排氣閥、渦輪葉片、壓縮機(jī)等零部件上具有很好的應(yīng)用前景，也是高溫材料領(lǐng)域內(nèi)的研究熱點(diǎn)[1-6]。但在室溫條件下TiAl 基合金脆性很大，加工困難，抑制了其實(shí)用[7]。為了克服這種缺陷，研究者進(jìn)行了多種嘗試，主要方法是在TiAl 合金基體中添加不同形式的增強(qiáng)相來制得復(fù)合材料。按照加入增強(qiáng)相產(chǎn)生的方式劃分，當(dāng)前金屬基復(fù)合材料的傳統(tǒng)制備方法主要有第二相加入法和原位復(fù)合法[8-10]。第二相形態(tài)主要有絲狀、顆粒狀等。絲狀材料又分長絲、短絲，長絲纖維復(fù)合材料中的長絲種類多為玻璃纖維、碳纖維等。目前，已有新的制備方法被不斷報(bào)道，有學(xué)者采用新型微型鑄造技術(shù)成功制備了高強(qiáng)度鋁基復(fù)合材料[11]，取得了良好的強(qiáng)化效果。陳瑋等[12]制備了Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金，發(fā)現(xiàn)制備的材料抗拉強(qiáng)度可達(dá)503 MPa，而塑性為0；隨后對(duì)制備的材料進(jìn)行熱等靜壓，發(fā)現(xiàn)直到800 ℃，塑性均有很大提升，這也為制備TiAl基復(fù)合材料提供了一種新的思路。

本研究以Ti-48Al-2Cr合金為基體，將Nb絲預(yù)制成復(fù)合材料骨架植入石墨型腔，使用離心鑄造方法制備復(fù)合材料。著重研究了復(fù)合材料成形效果及復(fù)合機(jī)制，通過對(duì)顯微結(jié)構(gòu)的觀察揭示復(fù)合機(jī)理，并對(duì)鑄態(tài)復(fù)合材料力學(xué)性能進(jìn)行研究。

2 實(shí) 驗(yàn)

2.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)選擇Ti-Al合金為基體材料，合金具體成分為Ti-48Al-2Cr(at.%)。連續(xù)增強(qiáng)材料采用直徑為φ0.5 mm的Nb單絲(退火態(tài))，牌號(hào)為Nb1。

2.2 增強(qiáng)材料預(yù)制件的制備

利用Ti-48Al-2Cr-2Nb鑄錠，按照?qǐng)D1加工成預(yù)制卡頭。將Nb絲截為60 mm小段，去除表面氧化皮后穿入卡頭內(nèi)，制成含60絲的預(yù)制塊，見圖2。預(yù)制塊5個(gè)一組固定于石墨型型腔中，預(yù)制塊長度方向沿著金屬液充型方向。

圖1 預(yù)制卡頭規(guī)格(60絲)Fig.1 Prefabricated chuck specification (60 fibers)

圖2 預(yù)制件Fig.2 Prefabricated part

2.3 復(fù)合材料的制備

采用熔鑄法制備Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料。先將石墨型預(yù)處理后放入熱處理爐內(nèi)預(yù)熱至200 ℃保溫3 h，隨后在水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉爐(SIM)內(nèi)完成基體合金熔煉與石墨型離心澆注，離心澆注時(shí)工藝參數(shù)見表1。

表1 工藝參數(shù)設(shè)置Table 1 Centrifugal casting process parameters

2.4 測(cè)試方法

沿預(yù)制件長度方向切割成尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的金相試樣。采用Quanta 200F型掃描電鏡(SEM)觀察基體及界面的微觀結(jié)構(gòu)形貌。界面成份及相組成使用X射線能譜儀(XRD)分析。

室溫?cái)嗔秧g性試驗(yàn)采用Instron 5569型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，加載速度為0.05 mm/min，考慮基體材料室溫脆性未預(yù)制裂紋，僅在試樣中部預(yù)制φ2 mm×3 mm U型槽。室溫沖擊試驗(yàn)采用標(biāo)準(zhǔn)無缺口試樣，在9250 HV型落錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用重量為4.2 kg的落錘，沖擊速度為4 m/s。

采用HV-5型顯微硬度計(jì)依次在增強(qiáng)體、基體、反應(yīng)界面層處分別取5點(diǎn)測(cè)量，取平均值作為各處顯微硬度，測(cè)試保壓時(shí)間10 s，加載載荷大小為0.1 kgf。

3 結(jié)果與分析

3.1 復(fù)合材料成形效果

圖3為Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料試樣不同位置處在SEM觀察下的宏觀與微觀組織形貌照片，白亮圓形為Nb絲，灰色區(qū)域?yàn)榛w合金，整體上基體合金與增強(qiáng)材料復(fù)合效果良好。從圖3(a)、(d)可以看出，Nb絲排列整齊，離心澆注過程中未偏離原位置，成形效果較好；圖3(b)、(e)顯示雖然部分Nb絲與原位置發(fā)生了小的偏離，但整體上仍能保持原貌，不存在明顯的澆注缺陷；圖3(c)、(f)顯示制件中部Nb絲在澆注過程中受充型力和離心力影響較大，明顯偏離預(yù)制位置，不同位置處的Nb絲發(fā)生干涉、交叉現(xiàn)象；從圖3(f)還可以觀察到兩處明顯縮孔。試驗(yàn)中使用的預(yù)制卡頭為Ti-48Al-2Cr-2Nb鑄錠，在澆注過程中起到內(nèi)冷鐵的作用，該處在澆注完成后冷卻時(shí)金屬液首先凝固，即凝固順序是從兩端卡頭向中間凝固，因此導(dǎo)致中間位置凝固時(shí)發(fā)生收縮現(xiàn)象卻得不到金屬液的補(bǔ)充最終形成縮孔缺陷。因此，采用將Nb絲預(yù)制成填充骨架的方法來制備復(fù)合增強(qiáng)材料是可行的，但要充分考慮離心力的作用，對(duì)于端部和中間位置都要加以固定，才能防止后續(xù)澆注時(shí)纖維Nb絲偏離原預(yù)制位置。

圖3 Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料宏觀與微觀形貌照片 (a), (e)試樣端部；(b), (d) 試樣1/4位置；(c), (f)試樣中部Fig.3 Macroscopic and microscopic morphology of Ti-48Al-2Cr matrix composite(a), (e) The end of the sample; (b), (d) 1/4 of the sample; (c), (f)The middle of the sample

圖4 Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料鑄態(tài)顯微結(jié)構(gòu)形貌照片 (a) 試樣端部(預(yù)制卡頭位置)；(b) 試樣中間部位Fig.4 Microstructure of Ti-48Al-2Cr matrix composite as-cast(a) a sample end (position of the prefabricated chuck); (b) the middle of the sample

鑄態(tài)凝固成形結(jié)果顯示，中間部位Nb絲發(fā)生扭曲、干涉現(xiàn)象嚴(yán)重，有的纖維之間甚至直接粘連在一起，主要原因是Nb絲雖然為60 mm小段，但直徑很小，本身韌性好且軟，穿過兩端預(yù)制卡頭時(shí)中間部位極其容易彎曲，不易保持直線狀態(tài)，產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力。另外預(yù)制卡頭僅對(duì)端部Nb絲有較好的約束定型作用，離心澆注時(shí)， Nb絲長度方向受到離心力向外的壓應(yīng)力，中間部位的Nb絲受卡頭的約束作用很弱，較易在此處發(fā)生扭曲變形偏離預(yù)定位置。

3.2 界面結(jié)合機(jī)制

圖4為Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料在電子掃描電鏡下的鑄態(tài)顯微結(jié)構(gòu)形貌照片。從圖4(a)可見，預(yù)制卡頭起到了內(nèi)冷鐵的作用，形成了以Nb絲為中心向四周放射的柱狀晶結(jié)構(gòu)形貌。從圖4(b)可以看出，基體上分布著近似平行的柱狀晶，Nb絲未阻斷柱狀晶的生長。復(fù)合材料界面的結(jié)合力一般有以下三種：以范德華力和氫鍵為主要組成的物理結(jié)合力、以化學(xué)鍵的形式結(jié)合的化學(xué)結(jié)合力、以增強(qiáng)體和基體之間的摩擦力為主的機(jī)械結(jié)合力，材料的結(jié)合形式主要取決于復(fù)合材料中結(jié)合力，復(fù)合材料中普遍存在著機(jī)械結(jié)合方式，除此之外還有反應(yīng)結(jié)合，氧化物結(jié)合等[13]。測(cè)試結(jié)果顯示，增強(qiáng)Nb絲與基體合金之間為冶金結(jié)合，并有反應(yīng)產(chǎn)物在界面處。Ti-48Al-2Cr(at.%)合金是包晶合金中較為典型的合金，在離心鑄造時(shí)可認(rèn)為發(fā)生了近平衡凝固，如圖4(b)所示包晶凝固反應(yīng)后形成了典型的宏觀柱狀晶特征形貌，加上合金元素微觀偏析，往往會(huì)惡化材料的力學(xué)性能，目前在鑄造工藝中完全消除這兩種組織特征還比較困難[14-15]。

金屬基復(fù)合材料的界面層是連接基體和增強(qiáng)體的橋梁，高溫復(fù)合時(shí)界面層上往往發(fā)生著復(fù)雜的界面反應(yīng)，如元素的偏聚、擴(kuò)散等。圖5(a)顯示復(fù)合材料分為三個(gè)明顯的區(qū)域：基體(黑色區(qū)域)、界面層(灰色區(qū)域)、增強(qiáng)體(白色區(qū)域)。圖5(b)所示界面反應(yīng)產(chǎn)物為層片狀，厚約18～20 μm。對(duì)圖5(c)，(b)界面層中A、B兩處分別做能譜分析結(jié)果見表2。 線掃描能譜圖結(jié)果顯示在界面處Ti、Al、Nb元素均生了明顯的擴(kuò)散現(xiàn)象，Nb元素由Nb絲一側(cè)向基體一側(cè)呈現(xiàn)梯度變化，呈逐漸減少趨勢(shì)，由于材料中總存在范德華力，因此界面的結(jié)合既有機(jī)械結(jié)合也有擴(kuò)散反應(yīng)結(jié)合，是一種混合結(jié)合機(jī)制。EDS結(jié)果顯示圖5(b)中A、B兩處Ti元素、Al元素、Nb元素的含量發(fā)生了相應(yīng)的變化。與基體成分比較，界面上A、B兩處Ti元素原子質(zhì)量分?jǐn)?shù)比基體相應(yīng)減少了約40%。反應(yīng)界面層處 Nb元素含量急劇增加，產(chǎn)生了微觀偏析。Nb原子體積為10.87 cm3/mol，Ti原子體積為10.64 cm3/mol，兩者的原子尺寸幾乎相同，結(jié)合相關(guān)研究[16-17]及EDS測(cè)試實(shí)驗(yàn)結(jié)果推測(cè)，在擴(kuò)散過程中，Nb 原子占據(jù)了Ti原子的點(diǎn)陣。Nb元素在TiAl合金中有很大的溶解度，隨著Nb元素?cái)U(kuò)散，在界面處出現(xiàn)Nb元素富集，變化趨勢(shì)與圖5(d)線掃描結(jié)果吻合。研究表明Nb富集會(huì)降低β/α相轉(zhuǎn)變溫度，縮小α相區(qū)[18]，結(jié)合Ti-Al-Nb三元相圖及能譜結(jié)果推測(cè)，A相可能為Ti2AlNb相+γ相，B相可能為Ti2AlNb相+α2相。Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料最終凝固后組織內(nèi)的由基體一側(cè)至Nb絲一側(cè)的相組成分別為：(γ-TiAl+α2-Ti3Al)/(Ti2AlNb+α2-Ti3Al+γ-TiAl)/(β-Nb相)。

圖5 TiAl基復(fù)合材料界面形貌照片 (a)宏觀形貌照片； (b) 微觀形貌照片；(c)界面層線掃描位置；(d)線掃描能譜圖Fig.5 Interfacial microstructure of TiAl matrix composite (a) macroscopic microstructure; (b) microscopic microstructure；(c) interfacial layer line scaning; (d) energy spectrum of theline scaning

表2 界面層能譜結(jié)果Table 2 EDS result of interfacial layer

3.3 力學(xué)性能

圖6為Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料不同部位顯微硬度試驗(yàn)結(jié)果構(gòu)形圖，圖中顯示平均顯微硬度值最高處在界面層。Nb本身韌性較好，相應(yīng)的在Nb絲之處硬度和其他部位比較要低，但在測(cè)量界面層顯微硬度的過程中發(fā)現(xiàn)，界面層上的硬度卻是由Ti-48Al-2Cr基體一側(cè)逐漸向Nb絲一側(cè)增加。推測(cè)在元素?cái)U(kuò)散過程中Nb原子占據(jù)了Ti原子的亞結(jié)構(gòu)位置，形成固溶強(qiáng)化效果；另一方面界面反應(yīng)生成了一定的硬脆相，這兩方面的綜合作用使界面層處的顯微硬度測(cè)試結(jié)果比基體側(cè)和Nb絲處都要高[17]。

圖6 Ti-48Al-2Cr基復(fù)合材料顯微硬度Fig.6 Microhardness of Ti-48Al-2Cr composite

室溫沖擊試驗(yàn)結(jié)果表明，TiAl復(fù)合材料αk值為1.67 J/cm2，基體的αk值僅為0.18 J/cm2，盡管兩者αk值都處在較低水平，但在TiAl基體中加入單向增強(qiáng)體Nb纖維后αk值比基體高了8倍，有了較大提升，這說明加入Nb纖維對(duì)于提高基體材料的沖擊韌性有顯著作用。

在圖7(a)中，Ti-48Al-2Cr基體試樣在彎曲載荷作用下發(fā)生形變初期階段，加載初期載荷P、撓度V基本呈正比關(guān)系，V隨P增加而增加，在彎曲載荷增加至臨界值時(shí)，試樣發(fā)生脆性斷裂。與基體合金彎曲斷裂曲線形狀類似，復(fù)合材料試樣在載荷作用下，P、V之間也近似呈正比關(guān)系，但此時(shí)P-V曲線坡度變緩，曲線上升速度較慢，當(dāng)彎曲載荷達(dá)到第一個(gè)峰值后，P-V曲線呈鋸齒狀延伸(圖7(b))，說明試樣在載荷達(dá)到最大時(shí)有一個(gè)斷裂緩沖過程。復(fù)合材料在受到彎曲載荷作用時(shí)，裂紋首先在脆性基體中萌生、擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至界面層處，界面反應(yīng)層及韌性較好的Nb絲成為承載主體，起到了改善材料力學(xué)性能的作用。從表3中也可以看出復(fù)合材料斷裂韌性值為14.1 MPa·m1/2，比基體材料提高了7.63%。從圖8可以看出，在TiAl基體中分布著較多的解理臺(tái)階、撕裂棱，復(fù)合材料斷口中則可以觀察到基體與增強(qiáng)材料分離，產(chǎn)生明顯的縫隙。從界面結(jié)合機(jī)制可知，適宜的界面結(jié)合強(qiáng)度，能夠起到傳遞載荷作用，有利于調(diào)節(jié)應(yīng)力在復(fù)合材料內(nèi)的分布狀態(tài)，阻止裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展[15]。在TiAl復(fù)合材料中，當(dāng)裂紋尖端的應(yīng)力傳遞至Nb絲與基體之間結(jié)合界面時(shí)，因應(yīng)力過度集中作用進(jìn)而使纖維與基體脫離，此時(shí)裂紋將沿結(jié)合界面擴(kuò)展，這樣利于集中在裂紋尖端處的應(yīng)力被分散，當(dāng)主裂紋越過纖維進(jìn)一步擴(kuò)展時(shí)，在纖維之間將彼此連接[15]，在載荷超過臨界值時(shí)由于增強(qiáng)材料成為承載主體，起到緩沖作用有效改善了材料的韌性。盡管在Ti-48Al-2Cr基合金中加入增強(qiáng)Nb絲對(duì)于提高材料的斷裂韌性有一定的作用，但從P-V曲線圖上可以看出，TiAl基體和復(fù)合材料均在較低的應(yīng)力水平下發(fā)生了失效。導(dǎo)致這種低應(yīng)力破壞的原因主要有界面層處析出的層片狀脆性界面相，使增強(qiáng)體之間形成脆性連接，其次在離心鑄造制備復(fù)合材料的過程中，預(yù)制的纖維絲在離心力和澆注金屬液的沖擊力作用下位置產(chǎn)生偏離，冷卻凝固以后在基體中分布不均勻，部分纖維之間由于傾斜嚴(yán)重直接粘連一起如圖3(b)，(c)，此時(shí)在復(fù)合材料受到載荷作用時(shí)容易造成應(yīng)力集中，相互接觸的Nb絲發(fā)生連鎖斷裂不能繼續(xù)發(fā)揮承載作用，因而盡管沒有較為集中的應(yīng)力或是較高水平的應(yīng)力，材料依然發(fā)生失效破壞現(xiàn)象。

圖7 Ti-48Al-2Cr合金與復(fù)合材料載荷-撓度(P-V)曲線Fig.7 Load-deflection (P-V) curves of Ti-48Al-2Cr and composite

表3 TiAl基復(fù)合材料室溫?cái)嗔秧g性結(jié)果Table 3 Fracture toughness of TiAl matrix composites

圖8 TiAl基體合金與復(fù)合材料室溫?cái)嗫谛蚊舱掌現(xiàn)ig.8 Fracture microstructure of TiAl matrix alloy and composite at room temperature

4 結(jié) 論

1．采用熔模鑄造法在離心力場(chǎng)下制備了纖維增強(qiáng)TiAl基復(fù)合材料，基體與增強(qiáng)相形成了冶金結(jié)合，結(jié)合界面層厚度在18～20 μm左右，復(fù)合效果良好。

2．基體組織呈柱狀晶分布，Nb、Ti等元素在增強(qiáng)體Nb絲與基體之間彼此擴(kuò)散，并發(fā)生反應(yīng)，界面上存在Ti2AlNb 相、γ-TiAl 相、α2-Ti3Al相等反應(yīng)產(chǎn)物。

3．復(fù)合材料中顯微硬度最高的部位為界面層，顯微硬度呈現(xiàn)梯度分布由基體一側(cè)向Nb絲一側(cè)逐漸升高。復(fù)合材料的斷裂韌性值，比基體材料提高了7.63%；αk值比基體材料提高了8倍，說明Nb絲對(duì)基體材料有明顯的增強(qiáng)作用。