增強(qiáng)相含量對(duì)原位熔鑄TiC/TC4組織與性能影響研究

曹 磊，曲文誠(chéng)，胡郅賢，魏尊杰，王宏偉

(1.沈陽理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110159；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150001)

非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料與鈦合金相比具有高比強(qiáng)度和比剛度、優(yōu)良的高溫性能和極佳的耐磨耐蝕性能，且其制造工藝簡(jiǎn)單、成本低，因此在航空、航天及汽車等領(lǐng)域有廣泛的應(yīng)用前景[1-3]。非連續(xù)增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的主要制備方法有粉末冶金法、自蔓延高溫合成法、機(jī)械合金化法、熔鑄法等[4-7]，其中熔鑄法是在合金熔鑄過程中直接加入增強(qiáng)相生成粉(C、B、TiC、B4C粉等)，在熔融過程中與鈦熔體反應(yīng)生成增強(qiáng)相。采用熔鑄法制備非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的優(yōu)點(diǎn)是工藝與普通鈦合金鑄造差別不大，工藝流程較短、成本較低，適合批量生產(chǎn)，并可以鑄造較復(fù)雜結(jié)構(gòu)的構(gòu)件。熔鑄法制備的鈦基復(fù)合材料中的增強(qiáng)相基本為原位合成，可以避免增強(qiáng)顆粒的界面污染問題，也避免了外加顆粒時(shí)的潤(rùn)濕和反應(yīng)問題，自生顆粒與鈦基體結(jié)合也更好，有利于提高復(fù)合材料的性能[8-9]。

在鈦基復(fù)合材料的非連續(xù)增強(qiáng)相中，TiC和TiB具有高彈性模量和高硬度，其熱膨脹系數(shù)和密度與鈦合金相近[10]，且這兩種增強(qiáng)相均可以原位合成，其與鈦基體之間具有良好的界面結(jié)合和穩(wěn)定性，被認(rèn)為是理想的非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的增強(qiáng)相。近年來，針對(duì)TiC、TiB或兩者混雜增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料開展了大量研究[11-14]，但采用熔鑄法制備的復(fù)合材料中存在增強(qiáng)相組織和形態(tài)不理想、機(jī)械性能尤其是塑性欠佳等問題。因此，有必要對(duì)非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的組織、增強(qiáng)相形態(tài)及與力學(xué)性能的關(guān)系等方面開展進(jìn)一步的深入研究。

本文采用真空感應(yīng)熔煉，通過原位熔鑄方法制備不同TiC體積分?jǐn)?shù)的TiC/TC4復(fù)合材料，研究TiC增強(qiáng)相含量對(duì)復(fù)合材料的組織和拉伸特性的影響，并對(duì)復(fù)合材料的室溫和高溫強(qiáng)化機(jī)理進(jìn)行探討。

1 實(shí)驗(yàn)材料和實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)采用0級(jí)海綿鈦、高純鋁、Al-V中間合金和C粉，按照不同的TiC體積分?jǐn)?shù)配制并混合后壓制成塊，在真空感應(yīng)熔煉爐中熔煉，熔煉完成后合金熔體澆入機(jī)加石墨型中，制得厚度約15mm的板狀鑄件。鑄件的C加入量及相應(yīng)的TiC體積分?jǐn)?shù)如表1所示。

表1 鑄件C加入量及TiC體積分?jǐn)?shù)

鑄態(tài)試樣經(jīng)切割、磨平、拋光后，采用Rigaku D/max-RB型X射線衍射儀分析復(fù)合材料的相組成，用Zeiss MC82 DX光學(xué)顯微鏡觀察鈦基復(fù)合材料鑄態(tài)組織形貌；在Instron 1186萬能試驗(yàn)機(jī)上對(duì)試樣進(jìn)行室溫和高溫拉伸實(shí)驗(yàn)；采用Hitachi S-570掃描電鏡對(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察。

2 結(jié)果與討論

2.1 復(fù)合材料的相組成和鑄態(tài)顯微組織

不同TiC體積分?jǐn)?shù)的TiC/TC4復(fù)合材料的X射線衍射圖譜如圖1所示。

由圖1中XRD曲線可知，復(fù)合材料基體均由α-Ti和β-Ti組成，并含有TiC增強(qiáng)相，說明TC4基體中加C后，只生成TiC一種增強(qiáng)相；還可觀察到TiC相的衍射峰高值隨著TiC體積分?jǐn)?shù)的增加而逐漸增大；X射線衍射結(jié)果表明，利用鈦與C粉的原位反應(yīng)經(jīng)普通的鈦合金感應(yīng)熔煉及澆鑄方法可以制備出TiC/TC4復(fù)合材料。

圖1 TiC/TC4復(fù)合材料的X射線衍射圖

不同TiC體積分?jǐn)?shù)的鑄態(tài)TiC/TC4復(fù)合材料的顯微組織如圖2所示。

圖2 TiC/TC4復(fù)合材料的鑄態(tài)顯微組織

由圖2可以看出，TiC形態(tài)隨其含量的不同而有明顯差別。由圖2a和圖2b可見，當(dāng)TiC體積分?jǐn)?shù)相對(duì)較小，即體積分?jǐn)?shù)為2.5%或5%時(shí)，TiC主要呈細(xì)小的條狀或粒狀，大部分分布于基體的枝晶間或晶界上，這種形貌和分布的TiC通常認(rèn)為是共晶TiC[15]；由圖2c可見，當(dāng)TiC體積分?jǐn)?shù)增加到10%時(shí)，基體中不但有較細(xì)小的共晶TiC，還存在尺寸相對(duì)較大的等軸狀或枝晶狀TiC顆粒，其粒徑約為4～7μm，從分布上看主要存在于晶內(nèi)，這種TiC通常認(rèn)為是初生TiC[15]，且初生TiC的相對(duì)含量比共晶TiC要高。由Ti-C二元相圖[16]可知，當(dāng)C元素含量較低時(shí)，合金成分位于亞共晶區(qū)，因此凝固析出的TiC為共晶TiC；而當(dāng)C含量增加到過共晶區(qū)時(shí)，凝固時(shí)會(huì)先析出初生TiC，C含量越多，合金中初生TiC的相對(duì)數(shù)量越多，共晶TiC的相對(duì)數(shù)量就越少。

2.2 室溫和高溫拉伸性能

圖3所示為鑄態(tài)TC4合金和不同體積分?jǐn)?shù)TiC增強(qiáng)的復(fù)合材料在室溫、350℃和500℃下的抗拉強(qiáng)度。

圖3 不同TiC含量的復(fù)合材料和未復(fù)合基體合金在室溫和高溫下的抗拉強(qiáng)度變化

從圖3可以看出，在室溫和高溫下，添加TiC后復(fù)合材料的強(qiáng)度比基體合金均有所提高，提高幅度約50～60MPa。但從不同TiC體積分?jǐn)?shù)的三種復(fù)合材料之間的對(duì)比來看，其抗拉強(qiáng)度值在室溫拉伸時(shí)比較接近，即TiC體積分?jǐn)?shù)的增加對(duì)強(qiáng)度的影響較小。室溫拉伸時(shí)，在體積分?jǐn)?shù)低于10%的范圍內(nèi)，TiC含量不同引起的復(fù)合材料強(qiáng)度的差別并不明顯。在高溫下拉伸時(shí)，TiC體積分?jǐn)?shù)不同對(duì)復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度的影響逐漸明顯，在350℃時(shí)，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度隨TiC體積分?jǐn)?shù)的增加而逐漸增加，而到500℃時(shí)，這種趨勢(shì)更加明顯，即高溫下TiC體積分?jǐn)?shù)越大，復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度越高。可見TiC增強(qiáng)相對(duì)復(fù)合材料強(qiáng)度的影響在高溫拉伸時(shí)逐漸顯現(xiàn)出來，溫度越高越明顯。

由圖3還可以觀察到，未復(fù)合基體合金與復(fù)合材料之間的強(qiáng)度差別隨著溫度的增加越來越明顯，在500℃時(shí)，10%TiC/TC4復(fù)合材料與鑄態(tài)TC4合金之間的抗拉強(qiáng)度差值達(dá)到140MPa。

圖4所示為未復(fù)合基體合金與不同體積分?jǐn)?shù)TiC增強(qiáng)的復(fù)合材料的延伸率隨溫度的變化。

圖4 不同TiC含量的復(fù)合材料和未復(fù)合基體合金在室溫和高溫下的延伸率變化

由圖4可以看出，由于TiC相的加入，復(fù)合材料的塑性相比未復(fù)合的基體合金有所降低，且隨TiC體積分?jǐn)?shù)的增加而逐漸減小。且基體合金的延伸率隨溫度的升高，其增加幅度也逐漸加大，而TiC/TC4復(fù)合材料的延伸率隨溫度升高而增加的幅度則相對(duì)較小，故基體合金與復(fù)合材料之間延伸率的差距隨溫度的升高而逐漸增大。

采用原位熔鑄法制備的TiC/TC4復(fù)合材料，在加入不同含量TiC增強(qiáng)相時(shí)，其強(qiáng)度在室溫和高溫時(shí)有明顯提高，但延伸率有所降低；復(fù)合材料在室溫和高溫下的拉伸強(qiáng)化機(jī)制有所差異。

2.3 復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制

非連續(xù)增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)化因素很多，可能的強(qiáng)化原因有細(xì)晶強(qiáng)化、第二相導(dǎo)致的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化、Orowan強(qiáng)化及增強(qiáng)相的載荷傳遞機(jī)制等[17]。本文采用原位熔鑄法制備的TiC/TC4復(fù)合材料，其強(qiáng)化機(jī)理需從制備工藝、組織、增強(qiáng)相性能、基體性能和增強(qiáng)相與基體的結(jié)合等多方面來考慮。

首先分析室溫拉伸時(shí)TiC/TC4復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制。本文中復(fù)合材料采用石墨型鑄造，鑄件的壁厚較薄，鑄件凝固時(shí)冷速較高，從組織上看，復(fù)合材料和基體合金之間的晶粒度差別不大，細(xì)晶強(qiáng)化可以忽略。TiC增強(qiáng)相原位自生過程中，其與Ti基體的熱膨脹系數(shù)差別較小(≤30%)[18]，同時(shí)鑄態(tài)的復(fù)合材料由于沒有經(jīng)過擠壓、鍛造等熱變形，TiC含量不大于10%，故其造成位錯(cuò)密度的增加較少[19]，因此位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)導(dǎo)致強(qiáng)度增加較小。通常顆粒尺寸在1μm以下時(shí)Orowan強(qiáng)化才起作用，本文復(fù)合材料中大部分TiC相尺寸大于1μm，故可認(rèn)為Orowan強(qiáng)化效應(yīng)也較小。從實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，不同TiC含量的復(fù)合材料之間的室溫拉伸強(qiáng)度變化不明顯，含10%TiC的復(fù)合材料相比于含5%TiC的復(fù)合材料，其抗拉強(qiáng)度反而有微小的下降，考慮到鑄造Ti基體本身具有較高的屈服強(qiáng)度和較差的塑性，故TiC顆粒在基體屈服之前就承受了較高的應(yīng)力水平而不能起到很好的載荷傳遞作用。因此，本研究認(rèn)為C元素的固溶強(qiáng)化對(duì)復(fù)合材料的室溫強(qiáng)度起決定作用。由于C在Ti基體中的固溶度較小，本文中三種TiC含量的復(fù)合材料基體都處于C飽和狀態(tài)[15-16]，故C對(duì)三種TiC含量的復(fù)合材料的固溶強(qiáng)化程度基本一致，結(jié)合復(fù)合材料強(qiáng)度增加的幅度，可認(rèn)為由于TiC的引入導(dǎo)致復(fù)合材料基體C元素的固溶強(qiáng)化是復(fù)合材料室溫拉伸時(shí)強(qiáng)度增加的主要因素。

350℃和500℃高溫情況下TiC/TC4復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制與室溫時(shí)有所不同，在室溫和高溫時(shí)復(fù)合材料的拉伸斷口形貌的差別中有所體現(xiàn)。圖5所示為10%TiC/TC4復(fù)合材料分別在室溫和500℃下的斷口形貌。

由圖5可以看出，復(fù)合材料在不同溫度下的拉伸斷口均為準(zhǔn)解理斷口，斷口中脆性解理斷面為TiC增強(qiáng)相，韌窩和撕裂棱為TC4基體。在不同溫度下TiC顆粒的解理斷裂形貌基本相同，而基體鈦合金的斷口韌窩形貌則有所差別。室溫拉伸時(shí)基體韌窩相對(duì)較小且淺(圖5a)，500℃拉伸時(shí)基體韌窩相對(duì)大且深(圖5b)，且從圖5b中可以發(fā)現(xiàn)，部分TiC顆粒旁基體的撕裂棱顯著高于TiC增強(qiáng)相的斷面，說明TC4基體在高溫時(shí)拉伸斷裂前變形量相對(duì)較大。因此，由于基體鈦合金在高溫下表現(xiàn)出更好的塑性流變，使得復(fù)合材料在高溫拉伸時(shí)除C元素固溶強(qiáng)化外，TiC增強(qiáng)相的載荷傳遞機(jī)制也開始發(fā)生較大作用。

圖5 10%TiC/TC4復(fù)合材料在室溫和500℃下的拉伸斷口形貌

〈σ〉M=-fCM(S-I)εT

為進(jìn)一步說明拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果，分析加載時(shí)復(fù)合材料內(nèi)部的載荷分配和載荷傳遞，采用金屬基復(fù)合材料中Eshelby模型[17，20]來分析TiC/TC4復(fù)合材料高溫與室溫強(qiáng)化原因的差別。由Eshelby模型可知，復(fù)合材料加載時(shí)基體和非連續(xù)增強(qiáng)相的平均內(nèi)應(yīng)力可分別表示為[17]

(1)

〈σ〉R=(1-f)CM(S-I)εT

(2)

其中

εT=-{(CM-CR)[S-f(S-I)]-CM}-1(CM-CR)εA

(3)

式中：〈σ〉M為基體的平均內(nèi)應(yīng)力；〈σ〉R為非連續(xù)增強(qiáng)相的平均內(nèi)應(yīng)力；f為增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)；CM為基體剛度張量；S為Eshelby張量；I為單位矩陣；εT為增強(qiáng)相等效應(yīng)變；εA為外加載荷引起的基體應(yīng)變。

由前述分析可知，TiC/TC4復(fù)合材料在高溫下其TC4基體在外加載荷作用下的變形量相對(duì)增大，故其εA增大，則增強(qiáng)相的等效應(yīng)變?chǔ)臫也隨之增加，相應(yīng)導(dǎo)致基體平均內(nèi)應(yīng)力〈σ〉M增大，可推知，在增強(qiáng)相的作用下基體承載的應(yīng)力相對(duì)增大。由式(1)和式(2)可知，TiC增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)越高，增強(qiáng)相承載的平均內(nèi)應(yīng)力越小，而相應(yīng)的基體承載的平均內(nèi)應(yīng)力越大，即基體表現(xiàn)出來的拉伸強(qiáng)度越高。為實(shí)現(xiàn)增強(qiáng)相較好的載荷傳遞作用，基體要有較好的塑性，這也是室溫時(shí)TiC相強(qiáng)化效果不明顯而高溫下強(qiáng)化效果較明顯的原因。

3 結(jié)論

(1)采用原位熔鑄法制備了TiC/TC4復(fù)合材料，復(fù)合材料中TiC體積分?jǐn)?shù)為2.5%和5%時(shí)，增強(qiáng)相主要以細(xì)條狀或細(xì)小點(diǎn)粒狀的共晶TiC為主；TiC體積分?jǐn)?shù)增加到10%時(shí)，由于凝固路徑的變化，復(fù)合材料中產(chǎn)生等軸狀或枝晶狀的初生TiC相，且初生TiC在TiC增強(qiáng)相中的相對(duì)數(shù)量較多。

(2)室溫拉伸時(shí)復(fù)合材料的強(qiáng)度比未復(fù)合基體合金有顯著提高，但由于室溫時(shí)復(fù)合材料中C元素的固溶強(qiáng)化起主要作用，故不同TiC含量的復(fù)合材料之間的室溫拉伸強(qiáng)度差別不大。

(3)高溫拉伸時(shí)復(fù)合材料的強(qiáng)度提高幅度增大，復(fù)合材料與未復(fù)合基體合金之間的抗拉強(qiáng)度差由室溫時(shí)的50～60MPa增加到500℃時(shí)的140MPa(最大差值)。在350℃和500℃拉伸時(shí)，由于高溫下鈦合金基體塑性增強(qiáng)，TiC顆粒的載荷傳遞效應(yīng)增加，故復(fù)合材料的高溫抗拉強(qiáng)度隨TiC含量增加而逐漸增大。