碳化硅納米線增強(qiáng)Ti60復(fù)合材料高溫性能及顯微組織研究

張瑞剛，楊慶浩，劉 躍，王玉鵬，趙鵬飛，張于勝

(1.西安科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西 西安 710054)(2.西安稀有金屬材料研究院有限公司，陜西 西安 710016)(3.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

航空發(fā)動機(jī)作為航空飛機(jī)最重要的部件之一，其葉片和高壓壓氣機(jī)盤件不僅需要在高溫下使用，而且在工作時要承受極大的應(yīng)力。在如此苛刻的服役條件下，鋁合金不能耐受很高的溫度，鋼的密度較大，不能提供很高的推重比。鈦合金高溫強(qiáng)度高、抗蠕變、抗氧化，非常適合應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)[1]。鈦合金材料在航空飛機(jī)發(fā)動機(jī)中的用量越來越多，第三代航空飛機(jī)發(fā)動機(jī)的鈦合金材料用量為25%，第四代航空飛機(jī)發(fā)動機(jī)的鈦合金材料用量達(dá)到40%[2-4]。隨著航空工業(yè)的發(fā)展，飛機(jī)某些關(guān)鍵部位的構(gòu)件使用溫度越來越高，所以對其構(gòu)成材料的高溫性能要求也越來越高，傳統(tǒng)鈦合金已無法滿足使用要求，高溫性能更加優(yōu)異的鈦基復(fù)合材料成為研究熱點(diǎn)[5-8]。

近年來，研究人員對鈦基復(fù)合材料的制備工藝以及增強(qiáng)體的選材和含量進(jìn)行了大量研究。為了充分發(fā)揮鈦基復(fù)合材料的高溫性能優(yōu)勢，通常選取高溫近α型鈦合金作為基體合金。常見的鈦基復(fù)合材料增強(qiáng)體有TiC[9，10]、TiB[11，12]、碳納米管[13]等。Ya等[9]通過原位生成TiC制備出TiC/Ti6Al4V復(fù)合材料，其抗拉強(qiáng)度能夠達(dá)到1110 MPa，遠(yuǎn)高于添加石墨烯制備的復(fù)合材料。黃錦棟[13]通過離子活化燒結(jié)制備了碳納米管(CNTs)增強(qiáng)鈦合金，當(dāng)CNTs質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%時，復(fù)合材料抗壓強(qiáng)度提高到1725 MPa；抗氧化性能提升約27.78%；材料的抗熱腐蝕性能比基體合金提升33.3%。Liu等[14]以碳化硅納米線(SiCnw)為增強(qiáng)體，制備了SiCnw/Ti復(fù)合材料，當(dāng)添加的SiCnw質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度相較于純鈦提升了52%。碳化硅納米線(SiCnw)作為一維納米材料，具有高強(qiáng)度、高硬度、耐磨損、低熱膨脹系數(shù)等特點(diǎn)，是一種理想的復(fù)合材料增強(qiáng)相。SiCnw作為增強(qiáng)體的相關(guān)研究主要在提高材料強(qiáng)度等方面，關(guān)于SiCnw增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料高溫性能的研究較少。

Ti60是一種近α型高溫鈦合金，使用溫度高、密度低、強(qiáng)度高、熱強(qiáng)性和熱穩(wěn)定性良好，是航空發(fā)動機(jī)部件的重要候選材料之一[15]。Ti60合金性能優(yōu)越，與同類型的Ti1100、IMI834等鈦合金相比，在室溫及600 ℃高溫下的綜合性能更好[16]。為了進(jìn)一步提高Ti60合金的高溫性能，本研究以SiCnw作為增強(qiáng)體材料，將其與Ti60合金粉末球磨混合后，采用放電等離子活化燒結(jié)，然后進(jìn)行熱軋加工，研究SiCnw對復(fù)合材料高溫力學(xué)性能及顯微組織的影響，以期獲得高溫性能更加優(yōu)異的鈦基復(fù)合材料。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為Ti60合金粉末和碳化硅納米線。Ti60合金粉末名義成分為Ti-5.8Al-4.8Sn-2Zr-1Mo-0.35Si-0.85Nd(at%)，呈規(guī)則的球形，表面光滑，粒徑為50～100 μm，如圖1所示。增強(qiáng)體碳化硅納米線密度為3.21 g/cm3，直徑為100～300 nm，長徑比為(100～200)∶1。

圖1 Ti60合金粉末形貌Fig.1 Morphology of Ti60 alloy powder

SiCnw/Ti60復(fù)合材料制備工藝流程如圖2所示。稱取Ti60粉末和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%的SiCnw,混合后倒入球磨罐。將球磨罐置于QM-3SP4型行星球磨機(jī)中進(jìn)行球磨，球磨機(jī)轉(zhuǎn)速為300 r/min，球磨時間為4～6 h。球磨罐和磨球材質(zhì)均為不銹鋼，球料比為3∶1。球磨后的SiCnw/Ti60混合粉末放入直徑為60 mm的石墨模具中，采用放電等離子燒結(jié)(SPS)爐進(jìn)行燒結(jié)，燒結(jié)溫度為1000 ℃，壓力為45 MPa，保溫時間為5 min。燒結(jié)后得到φ60 mm×16 mm的圓餅狀SiCnw/Ti60復(fù)合材料。為了對比，采用相同工藝制備Ti60合金。利用線切割從燒結(jié)后的Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料上切取φ60 mm×8 mm的樣品，在900 ℃下進(jìn)行高溫軋制。軋制分為多道次進(jìn)行，每道次厚度減薄1 mm，總變形量為75%。最終得到厚度為2 mm的熱軋態(tài)Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料。

圖2 SiCnw/Ti60復(fù)合材料制備工藝流程圖Fig.2 Flow chart of SiCnw/Ti60 composite preparation process

采用UTM5105X型電子萬能試驗(yàn)機(jī)測量Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料的室溫(25 ℃)及500、600、700 ℃高溫拉伸性能，拉伸速率為0.5 mm/min，每個樣品至少測試3個試樣，取平均值作為試驗(yàn)結(jié)果。采用AxioVert A1型金相顯微鏡觀察燒結(jié)態(tài)及熱軋態(tài)Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料的微觀組織。采用JSF-7500F場發(fā)射掃描電鏡觀察球磨后SiCnw/Ti60粉末的形貌及Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料的拉伸斷口形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 混合粉末的形貌及微觀結(jié)構(gòu)

圖3為球磨后SiCnw/Ti60混合粉末的SEM照片。從圖3a可以看出，SiCnw/Ti60混合粉末經(jīng)球磨后產(chǎn)生變形，球形粉末的表面凹凸不平。SiCnw和Ti60合金混合粉末球磨時，Ti60粉末表面被破壞，SiCnw斷裂為不同尺寸的小段，并嵌入到Ti60合金粉末表面，如圖3b所示。

圖3 球磨后SiCnw/Ti60粉末的SEM照片F(xiàn)ig.3 SEM morphologies of ball-milled SiCnw/Ti60 powder:(a) mixed powder; (b) local enlarged image

2.2 微觀組織

圖4為燒結(jié)態(tài)及熱軋態(tài)Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料的金相組織。Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料燒結(jié)態(tài)組織都主要由魏氏組織和網(wǎng)籃組織構(gòu)成，Ti60合金中存在大量原始大尺寸β晶粒，在晶界處存在少量等軸α相(圖4a)，而SiCnw/Ti60復(fù)合材料燒結(jié)態(tài)組織中β相的尺寸小，晶界處等軸α相的數(shù)量較多(圖4b)，說明晶界處均勻分布的SiCnw在燒結(jié)過程中對晶粒長大有明顯的抑制效果。經(jīng)過熱軋后，可以觀察到Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料的晶粒沿軋制方向被拉長，如圖4c、4d所示，并且SiCnw/Ti60復(fù)合材料中的等軸α相增加(圖4d)。SiCnw/Ti60復(fù)合材料在熱軋過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，SiCnw沿著軋制方向穿插在燒結(jié)過程中產(chǎn)生的微孔中，與鈦基體結(jié)合更加緊密，達(dá)到了更好的增強(qiáng)效果。

圖4 燒結(jié)態(tài)及熱軋態(tài)Ti60合金及SiCnw/Ti60復(fù)合材料金相組織Fig.4 Metallographic structures of sintered and hot-rolled Ti60 alloy and SiCnw/Ti60 composite：(a) Ti60 alloy，as-sintered; (b) SiCnw/Ti60 composite，as-sintered; (c) Ti60 alloy，as-hot-rolled; (d) SiCnw/Ti60 composite，as-hot-rolled

2.3 高溫力學(xué)性能

圖5為熱軋態(tài)Ti60合金以及SiCnw/Ti60復(fù)合材料在不同溫度下的拉伸性能曲線。SiCnw/Ti60復(fù)合材料在室溫下的抗拉強(qiáng)度為1367 MPa，延伸率為2.2%。相比Ti60合金，抗拉強(qiáng)度上升了12.9%，延伸率下降了72%。SiCnw/Ti60復(fù)合材料在500、600、700 ℃時的抗拉強(qiáng)度分別為874、725、407 MPa，延伸率分別為12%、26%、59%。相比熱軋態(tài)Ti60合金，抗拉強(qiáng)度分別上升了9.2%、6.7%、2.2%。在拉伸過程中，SiCnw能夠有效起到承擔(dān)載荷的作用，同時阻礙位錯運(yùn)動和晶界的滑動。從圖5還可以看出，SiCnw/Ti60復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度的增幅隨著溫度的升高而減小。這說明溫度對熱軋態(tài)復(fù)合材料的強(qiáng)化效果有較大的影響。隨溫度升高，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度逐漸降低，而延伸率卻逐漸提高。一方面是由于溫度上升，基體發(fā)生多邊形化和動態(tài)再結(jié)晶等過程，從而導(dǎo)致基體合金軟化；另一方面，溫度升高后，基體與增強(qiáng)體界面的結(jié)合強(qiáng)度降低，導(dǎo)致SiCnw強(qiáng)化效果減弱。

圖5 Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料的拉伸性能 隨溫度變化曲線Fig.5 Curves of tensile properties vs.temperature of Ti60 alloy and SiCnw/Ti60 composite

2.4 斷口形貌

圖6為熱軋態(tài)Ti60合金和SiCnw/Ti60復(fù)合材料的室溫及600 ℃拉伸斷口形貌。Ti60合金室溫拉伸斷口由部分撕裂棱及一定數(shù)量的韌窩構(gòu)成，斷裂方式為韌脆混合斷裂(圖6a)。SiCnw/Ti60復(fù)合材料的室溫拉伸斷口形貌中存在許多粗大的撕裂棱而韌窩數(shù)量稀少(圖6b)，斷裂方式以脆性斷裂為主。這是由于SiCnw近乎均勻分散在晶界處，雖在一定程度上強(qiáng)化了晶界，但會降低基體間的連通度，從而導(dǎo)致拉伸過程中復(fù)合材料的延伸率大幅下降，因而材料發(fā)生脆性斷裂。從Ti60合金的600 ℃拉伸斷口中可以觀察到大量的韌窩(圖6c)，相較室溫拉伸，韌窩尺寸更大，為典型的韌性斷裂，說明合金具有較好的塑性。SiCnw/Ti60復(fù)合材料的600 ℃拉伸斷口形貌與Ti60合金的相似，同樣存在大量的大尺寸韌窩(圖6d)，這是由于高溫下基體發(fā)生軟化，降低了SiCnw對復(fù)合材料延伸率的影響。SiCnw作為增強(qiáng)體，均勻分布在基體中，對材料的拉伸性能有著顯著影響。

圖6 Ti60合金及SiCnw/Ti60復(fù)合材料的室溫及600 ℃拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies of Ti60 alloy and SiCnw/Ti60 composite at different temperatures：(a) Ti60 alloy，25 ℃; (b) SiCnw/Ti60 composite，25 ℃; (c) Ti60 alloy， 600 ℃; (d) SiCnw/Ti60 composite， 600 ℃

3 結(jié) 論

(1) SiCnw與Ti60粉末混合后，球磨磨碎的SiCnw嵌入到Ti60粉末表面。在燒結(jié)過程中，分布在晶界處的SiCnw阻礙了晶粒長大，有效地細(xì)化了晶粒。與此同時，晶間β相也得到細(xì)化，晶界α相的數(shù)量增加。

(2) SiCnw/Ti60復(fù)合材料熱軋后，晶粒沿軋制方向被拉長，且顯著得到細(xì)化。添加的SiCnw在軋制過程中逐漸穿插在Ti60粉末表面因燒結(jié)而產(chǎn)生的微孔中，使得增強(qiáng)體與基體間的結(jié)合更加緊密。

(3) SiCnw/Ti60復(fù)合材料在500 ℃高溫下的抗拉強(qiáng)度相比Ti60合金顯著提升，且隨著溫度升高，抗拉強(qiáng)度的提升幅度下降。