原位自生(TiBw+TiCp)增強Ti60基復(fù)合材料的組織與力學(xué)性能

胡 丹, 胡海亭, 白玉婷, 吳 桐, 孫儉峰

(1.黑龍江科技大學(xué) 工程訓(xùn)練與基礎(chǔ)實驗中心, 哈爾濱 150022; 2.黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 哈爾濱 150022)

0 引 言

原位自生非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料(Discontinuously reinforced titanium matrix composites,DRTMCs)因具有高比強度、高比剛度及優(yōu)異的耐高溫性能,而被作為一種較理想的結(jié)構(gòu)性材料應(yīng)用在汽車工業(yè)、航空航天及武器裝備等領(lǐng)域[1-4]。研究表明,陶瓷相TiBw和TiCp,因二者本身的高模量和高硬度,且彼此與鈦基體具有良好的相容性,而被認(rèn)為是DRTMCs中最佳的增強相[5-6]。進(jìn)一步研究顯示,(TiBw+TiCp)/DRTMCs的綜合性能要優(yōu)于TiBw或TiCp單一強化的DRTMCs[7-8]。因此,原位自生(TiBw+TiCp)/DRTMCs方面的研究備受青睞。傳統(tǒng)上,科研人員總是以增強相在復(fù)合材料中均勻分布為導(dǎo)向,制備了一系列不同體系的DRTMCs[9]。但大量的試驗結(jié)果表明,該類材料的性能未達(dá)預(yù)期,強塑性倒置問題依然明顯。不過,近年來研究發(fā)現(xiàn),改變增強相空間分布方式,使其在基體中呈非均勻狀態(tài)(例如網(wǎng)狀分布)能夠明顯提升材料的綜合力學(xué)性能,并可有效改善強度/塑性之間的協(xié)同效應(yīng)[10]。

目前,一系列的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs如(Ti5Si3+TiBw)/TC11[11]、TiBw/TC4[12]、TiCp/TC4[12]、TiBw/TA15[10]和TiBw/Ti60[9]等相繼被研發(fā)。以上材料受制于基體合金(TC11、TC4、TA15)自身耐熱特性使其高溫強度增幅有限。TiBw/Ti60復(fù)合材料雖采用服役溫度最高的Ti60合金為基體,但增強相單一,使其復(fù)合材料性能仍需進(jìn)一步改善[9]。為進(jìn)一步提升DRTMCs的耐熱性能,以拓寬其應(yīng)用領(lǐng)域,研究混雜增強網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)Ti60基復(fù)合材料是十分有必要的。鑒于此,筆者以TiBw+TiCp(體積比1∶1)為增強相,以耐熱Ti60合金為基體,制備混雜增強網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料,研究其微觀組織和室溫拉伸性能,并對其強化機制進(jìn)行了探討。

1 試 驗

1.1 試驗材料

基體材料選用平均粒徑為180 μm的球形Ti60合金粉(成分見表1),顆粒增強粉末包括平均粒徑為3 μm的TiB2粉及平均粒徑為1 μm的石墨(C)粉,將上述三種粉末按照計算比例混合,原料配比及增強相名義體積分?jǐn)?shù)如表2所示。基于Ti與TiB2、Ti與C發(fā)生化學(xué)反應(yīng)合成TiB和TiC的理想狀態(tài),并根據(jù)增強相、基體的密度及原始粉末的添加量,可計算得出復(fù)合材料中兩種增強相名義體積分?jǐn)?shù)。

表1 Ti60合金粉末化學(xué)成分Table 1 Compositions of Ti60 alloy powders

表2 復(fù)合材料中原料配比及增強相名義體積分?jǐn)?shù)Table 2 Raw materials ratios and nominal volume fractions of reinforcement within composites

1.2 試驗方法

利用球磨機將混合粉末進(jìn)行球磨,轉(zhuǎn)速設(shè)置為180 r/min,混粉時間為4 h,球料比為5∶1。借助真空熱壓燒結(jié)爐燒結(jié)復(fù)合粉末,最終獲得混雜增強網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料,其中,燒結(jié)溫度為1 300 ℃,加載壓力為25 MPa,保壓時間為1 h及真空度≤2×10-2Pa。與此同時,為了闡明本研究中復(fù)合材料的組織特性,與前期采用相同燒結(jié)工藝參數(shù)和相同Ti60合金粉末獲得的純Ti60基體合金顯微組織進(jìn)行了對比分析[9]。

利用電火花線切割機切割試驗試樣,經(jīng)一系列不同型號砂紙磨制,隨后拋光和腐蝕。腐蝕液由體積分?jǐn)?shù)為5%的HF、10%的HNO3和85%的H2O組成。采用型號為Rigaku D型X射線衍射儀(XRD)測定復(fù)合材料的物相。借助配有EDS系統(tǒng)的掃描電子顯微鏡(Quanta 200 FEG)對復(fù)合材料顯微組織和拉伸斷口進(jìn)行觀察。室溫拉伸測試在CMT5305試驗機上進(jìn)行,拉伸速度為0.5 mm/min,拉伸試樣標(biāo)距部分尺寸為15 mm×5 mm×2 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 物相分析

圖1為(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料的XRD圖譜。由圖1可知,兩種復(fù)合材料均由Ti相和TiB相組成,未發(fā)現(xiàn)原料中石墨粉及TiB2粉相應(yīng)衍射峰的存在。這表明燒結(jié)溫度1 300 ℃時,TiB2粉、石墨粉分別與基體反應(yīng)生成了TiB和TiC。復(fù)合材料中并未檢測到TiC相衍射峰,這主要緣于C元素在α-Ti中具有一定的固溶度,以致于原位反應(yīng)生成的TiCp含量較低,因而TiC相未被探測到,類似現(xiàn)象也在其它含有低含量TiCp的(TiBw+TiCp)/鈦基復(fù)合材料中被發(fā)現(xiàn)[13-14]。此外,復(fù)合材料內(nèi)部TiCp的存在,將在后面的組織分析中得以證實。

2.2 顯微組織

圖2為(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料的低倍SEM組織形貌。

圖2 (TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料的低倍SEM組織Fig. 2 SEM micrographs of (TiBw+TiCp)/Ti60 composites at low magnification

與純Ti60基體合金的魏氏組織相比[9],網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料的顯微組織明顯不同。首先,原位形成的混雜增強相集聚在基體Ti60顆粒周圍,形成準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。根據(jù)前期類似的研究結(jié)果[15-16],網(wǎng)狀界面處的物質(zhì)應(yīng)是原位反應(yīng)形成的TiBw和TiCp。其次,復(fù)合材料中初始β晶粒和α集束尺寸明顯被細(xì)化。例如,與基體合金的初始β晶粒900 μm和α集束尺寸78.5 μm相比[9],增強相體積分?jǐn)?shù)為3.4%的(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料中初始β晶粒和α集束尺寸分別降低到180 μm和15.2 μm。復(fù)合材料顯微組織細(xì)化的原因主要緣于以下兩方面:一方面,網(wǎng)狀界面處的TiBw和TiCp阻礙了基體晶粒的長大;另一方面,原位形成的混雜增強相增大了儲存能和形核位置,加速了基體的再結(jié)晶[14]。此外,對比圖2a和2b可知,隨著增強相總含量的增加,基體連通性降低,而網(wǎng)狀界面處局部的混雜增強相密度增大。

為深入研究復(fù)合材料的組織特征,對(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料在高倍下的組織形貌進(jìn)行觀察,其結(jié)果如圖3所示。

圖3 (TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料的高倍SEM組織Fig. 3 SEM micrographs of (TiBw+TiCp)/Ti60 composites at high magnification

根據(jù)圖3分析可知,網(wǎng)狀界面處分布著兩種不同形狀的增強相,一種呈針狀或棒狀,另一種呈近等軸狀。為確定不同形貌的增強相結(jié)構(gòu),對其進(jìn)行了能譜分析,能譜分析結(jié)果如表3所示。由表3可知,針狀或棒狀的物質(zhì)主要成分為Ti和B,原子比近似為1.1∶1;而近等軸狀物質(zhì)主要含有Ti和C元素,原子比近似為1.4∶1。基于能譜結(jié)果及前期已有的文獻(xiàn)報道[8],針狀或棒狀的物質(zhì)為TiBw,近等軸狀物質(zhì)為TiCp。TiBw和TiCp增強相形貌的差異主要緣于二者晶體結(jié)構(gòu)的不同所致[14]。

表3 圖3中不同位置的化學(xué)成分Table 3 Chemical composition at different positions in Fig. 3

在網(wǎng)狀界面處,TiBw的尺寸大小不一,并且部分高長徑比的TiBw已經(jīng)長入相鄰基體晶粒內(nèi)部,這將有效提高基體的連接性。而TiCp存在于TiBw之間,這將會增大網(wǎng)狀區(qū)域局部增強相體積分?jǐn)?shù)及增強相間連續(xù)性,網(wǎng)狀界面強度得到進(jìn)一步提高[15]。對比發(fā)現(xiàn),樣品2中的TiCp尺寸要比樣品1中的大,這主要緣于樣品2中添加的石墨粉含量更多,參加原位反應(yīng)的C源更充足所致。進(jìn)一步觀察圖2和圖3還可以發(fā)現(xiàn),在網(wǎng)狀組織內(nèi)部也存在少量的TiCp。造成上述現(xiàn)象的原因在于:復(fù)合粉經(jīng)高溫?zé)Y(jié),石墨中的C原子具有足夠強的擴散能力,在材料制備過程中,C原子從球形Ti60合金粉表面擴散至內(nèi)部并溶入基體合金。隨后在冷卻過程中,由于基體合金α相溶解能力的下降,過量的C將以TiCp的形式從基體中析出,導(dǎo)致少量的TiCp存在于網(wǎng)狀組織內(nèi)部,類似特征也在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+TiCp)/TC4復(fù)合材料中被觀測到[16]。與此同時,與網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)3.4%TiBw/Ti60復(fù)合材料的顯微組織相比[9],網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)3.4%(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料中的TiBw長徑比更高,α相晶粒尺寸更加細(xì)小。后者顯微組織的變化主要與其網(wǎng)狀界面處TiCp增強相的引入有關(guān),這一觀點也與文獻(xiàn)[16]的研究結(jié)論一致。

2.3 拉伸性能

圖4為純基體合金和復(fù)合材料的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線,每條曲線對應(yīng)的力學(xué)指標(biāo)見表4。結(jié)合圖4與表4分析可知,與基體合金相比,本研究制備的兩種復(fù)合材料強度得到了明顯提高,其中增強相體積分?jǐn)?shù)為3.4%的(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料屈服強度和抗拉強度增幅分別達(dá)18.1%和12.2%,其強度增大的原因?qū)㈦S后討論。然而,相比于強度指標(biāo),復(fù)合材料延伸率表現(xiàn)出相反的結(jié)果,這主要緣于網(wǎng)狀界面處(TiBw+TiCp)增強相的存在降低了基體之間的連續(xù)性,并且在拉伸期間限制了基體塑性變形,從而導(dǎo)致復(fù)合材料的延伸率下降。此外,在增強相體積分?jǐn)?shù)(3.4%)相同的情況下,(TiBw+TiCp)混雜增強相比于TiBw單一強化的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)Ti60基復(fù)合材料具有更高的強度。形成上述現(xiàn)象的原因在于:(1) 前面提及,相比單一強化的復(fù)合材料,混雜增強的復(fù)合材料中TiBw長徑比更大且α相尺寸更加細(xì)小,這無疑會進(jìn)一步增大材料的強度;(2) TiCp的引入增加了網(wǎng)狀界面處局部增強相含量及增強相間連續(xù)性,這有助于提高網(wǎng)狀界面區(qū)域的強度,進(jìn)而提升整體復(fù)合材料的強度水平,這一觀點已被Huang等研究網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+TiCp)/TC4復(fù)合材料的強化機制時所證實[15]。

圖4 純基體合金及復(fù)合材料室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 4 Room temperature tensile stress-strain curves of monolithic alloy and composites

表4 純Ti60合金及復(fù)合材料拉伸性能 Table 4 Tensile properties of pure Ti60 alloy and composites

2.4 斷口分析

圖5為(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料的斷口及其附近縱截面SEM組織形貌。由圖5a觀察可知,復(fù)合材料斷口表面含有一定量的解理臺階,基體中觀察不到韌窩的存在,呈現(xiàn)出脆性斷裂特征。此外,斷裂的TiBw和TiCp也在斷口中被發(fā)現(xiàn),這表明原位自生形成的混雜增強相在拉伸過程中可以承擔(dān)應(yīng)力,能夠有效地強化基體合金。而由圖5b分析可知,復(fù)合材料失效是拉伸過程中主裂紋沿富集(TiBw+TiCp)的網(wǎng)狀界面擴展而導(dǎo)致,這與文獻(xiàn)[16]得出的結(jié)論相同。

圖5 (TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料的斷口及其附近縱截面SEM組織Fig. 5 SEM micrographs of fracture and longitudinal section near fracture of (TiBw+TiCp)/Ti60 composites

2.5 強化機制

本研究中復(fù)合材料較基體合金具有高強度的原因,主要與固溶強化、細(xì)晶強化和載荷傳遞強化等三種強化機制有關(guān),具體分析如下。

2.5.1 固溶強化

添加TiB2和石墨反應(yīng)劑后,高溫?zé)Y(jié)過程中B及C元素除反應(yīng)生成增強相,也會有部分元素溶入基體。文獻(xiàn)[16, 18-19]指出,B元素在α相中的固溶度非常低可忽略不計,而C元素在α相中固溶度相對較高。由于Ti60合金室溫組織以α相為主,因而C元素可固溶于基體。實質(zhì)上,網(wǎng)狀組織內(nèi)部存在少量的TiCp(圖2和圖3),便已佐證了C元素曾發(fā)生固溶的事實。盡管冷卻過程中過飽和的C以TiC方式析出,但不容置疑的是基體內(nèi)部仍會有少量C元素固溶,由此得知,C引起的固溶強化是復(fù)合材料強度增大的一個因素。

2.5.2 細(xì)晶強化

對于片層結(jié)構(gòu)的鈦基復(fù)合材料來說,降低組織內(nèi)部α集束尺寸,將縮短變形時的位錯有效滑移長度,進(jìn)而引起類似“Hall-Petch”強化效應(yīng),最終導(dǎo)致材料強度的提高[18]。如前所述,與純基體合金相比,本研究中的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料,由于(TiBw+TiCp)增強相的原位形成,有效降低了復(fù)合材料組織內(nèi)部α集束尺寸(圖2和圖3),所以細(xì)晶強化是強度提高的又一因素。

2.5.3 載荷傳遞強化

一般而言,載荷傳遞強化效果取決于基體/增強相的界面結(jié)合強度[20-21]。由于本研究中的增強相是原位自生形成,因而基體/增強相界面間勢必會產(chǎn)生高的結(jié)合強度,這一規(guī)律已在眾多的原位自生(TiBw+TiCp)/鈦基復(fù)合材料中所證實[3, 6, 19]。根據(jù)前面對復(fù)合材料室溫斷口觀察可知,混雜增強相TiBw和TiCp均發(fā)生不同程度的斷裂(圖5a),這表明復(fù)合材料承載過程中應(yīng)力能夠從基體轉(zhuǎn)移到增強相上,因而TiBw和TiCp增強相的載荷傳遞強化也有助于材料強度的提高。

3 結(jié) 論

(1) 以球形Ti60粉、細(xì)小TiB2粉及石墨粉為原料,結(jié)合真空熱壓燒結(jié)和原位自生技術(shù),成功制備了混雜增強網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料。

(2) (TiBw+TiCp)增強相主要以網(wǎng)狀方式分布在基體Ti60顆粒周圍,其存在有效降低了復(fù)合材料基體的初始β晶粒尺寸和α集束尺寸。

(3) 與基體合金的室溫強度相比,增強相體積分?jǐn)?shù)為3.4%的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+TiCp)/Ti60復(fù)合材料屈服強度和抗拉強度增幅分別達(dá)18.1%和12.2%,這是C的固溶強化、TiBw與TiCp增強相的載荷傳遞強化及細(xì)晶強化共同作用的結(jié)果。