中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 趙 冰 侯紅亮 李志強(qiáng) 廖金華 曲海濤

Ti3Al金屬間化合物具有良好的高溫特性，最高使用溫度可達(dá)到750℃，是一種很有前途的鈦基復(fù)合材料基體。針對(duì)SiCf/Ti3Al復(fù)合材料體系的纖維/基體界面反應(yīng)機(jī)理、反應(yīng)產(chǎn)物形成規(guī)律及其形貌特征等問(wèn)題，國(guó)內(nèi)外已經(jīng)開展了很多研究[1-6]，而針對(duì)不同熱處理工藝下和纖維涂層條件下，SiCf/Ti3Al復(fù)合材料力學(xué)性能的研究較少。Brett等[7]采用GMC（Generalized Method of Cells）方法研究了SiC/Ti-24A1-11Nb的力學(xué)性能，分析了界面結(jié)合強(qiáng)度對(duì)復(fù)合材料失效方式的影響規(guī)律。Quast等[8]研究了SCS-6/Ti-24Al-17Nb-xMo復(fù)合材料的熱機(jī)械疲勞性能。Chatterjee等[9]研究了Ultra SCS/Ti-22Al-26Nb復(fù)合材料的界面及其疲勞性能，并對(duì)疲勞斷口進(jìn)行了分析。HER等[10]研究了SCS-6/Ti-22Al-23Nb復(fù)合材料在受到疲勞載荷時(shí)，裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展規(guī)律。QUAST等[11]人研究了添加鉬元素對(duì)SCS-6/Ti-22Al-23Nb沿纖維縱向的蠕變性能。國(guó)內(nèi)還沒有開展纖維涂層與熱處理工藝對(duì)SiCf/Ti3Al復(fù)合材料力學(xué)性能影響規(guī)律的研究，而熱處理工藝和纖維涂層對(duì)復(fù)合材料性能的影響規(guī)律的研究，對(duì)于選擇合適的復(fù)合材料體系，評(píng)估制備態(tài)和在役使用狀態(tài)復(fù)合材料的性能有很重要的意義。因此，在本文中研究了箔-纖維-箔法制備的SiCf/Ti3Al復(fù)合材料的力學(xué)性能，分析了纖維涂層及熱處理工藝對(duì)性能的影響。

1 材料與方法

1.1 材料

試驗(yàn)的原材料為Ti3Al箔材和SiC纖維。Ti3Al箔材由國(guó)家鋼鐵研究總院提供，密度為4.85g/cm3，合金成分為：Ti-24Al-14Nb，箔材厚度為0.1mm。在試驗(yàn)中采用了兩種SiC纖維：國(guó)產(chǎn)SiC纖維（無(wú)碳涂層）和SCS-6纖維（有碳涂層）。圖1是纖維的斷口形貌。

圖1 SiC纖維Fig.1 SiC fiber

1.2 制備工藝與方法

SiCf/Ti3Al復(fù)合材料采用箔-纖維-箔方法制備，具體工藝過(guò)程為：將Ti3Al箔材裁成合適的尺寸，采用纏繞法或編織法制備SiC纖維布，將纖維布與箔材疊層后裝入Q235包套中，經(jīng)過(guò)真空除氣、真空封裝后熱等靜壓，制備出SiCf/Ti3Al復(fù)合材料面板，熱等靜壓的工藝參數(shù)為：960～980℃ /60～120MPa/1～2h。SiCf/Ti3Al復(fù)合材料的制備工藝過(guò)程如圖2所示。熱等靜壓溫度選擇為960～980℃，主要是考慮Ti3Al基體材料在該溫度條件下具有良好的超塑性，變形抗力較小，又不會(huì)導(dǎo)致晶粒迅速長(zhǎng)大。在制備的復(fù)合材料面板上切取試片和拉伸試件，進(jìn)行界面分析和性能測(cè)試，拉伸試件的尺寸如圖3所示。

界面分析的試件采用線切割法切成尺寸為10mm×5mm的試片，依次在不同粒度的細(xì)砂紙上研磨、用鈦合金腐蝕液腐蝕后，在掃描電鏡下（SEM）觀察。拉伸試驗(yàn)在Instron試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為0.2mm/min。對(duì)拉伸后的試件進(jìn)行SEM分析，觀察拉伸斷口形貌。

圖2 箔-纖維-箔制備工藝過(guò)程Fig.2 Foil-fiber-foil fabricating process

圖3 拉伸試件外形尺寸Fig.3 Dimension of tensile samples

2 結(jié)果與討論

2.1 國(guó)產(chǎn)SiCf/Ti3Al復(fù)合材料和SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料性能對(duì)比

圖4、5是國(guó)產(chǎn)無(wú)碳涂層SiCf/Ti3Al和有碳涂層SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料的界面和斷口形貌，其中復(fù)合工藝為：980℃/80～100MPa/120min。由圖可知，在有碳涂層時(shí)，由于界面結(jié)合較弱，界面反應(yīng)層發(fā)生了脫落。而在無(wú)碳涂層時(shí)，界面結(jié)合力比較強(qiáng)，形成了比較均勻的、結(jié)合緊密的界面反應(yīng)層，未發(fā)生脫落。從圖4（b）、5（b）可以看出，無(wú)碳涂層SiCf/Ti3Al復(fù)合材料的拉伸斷口比較平齊，幾乎沒有纖維拔出。而有碳涂層SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料的斷口則有明顯的纖維拔出，可見SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料的界面結(jié)合力要比無(wú)碳涂層的低。在圖4（c）中的斷口，無(wú)碳涂層時(shí)，界面反應(yīng)層與SiC結(jié)合較強(qiáng)，沒有發(fā)生剝離，而反應(yīng)層與Ti3Al之間有剝離，可以推斷，在無(wú)碳涂層SiCf/Ti3Al復(fù)合材料中，界面結(jié)合力的大小順序是SiC/反應(yīng)層>反應(yīng)層/Ti3Al。在SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料中存在3個(gè)界面：SiC/C、C/反應(yīng)層、反應(yīng)層/Ti3Al，在圖 5（c） 的斷口中，3 個(gè)界面都發(fā)生了剝離，由于反應(yīng)層/Ti3Al的界面結(jié)合力較弱，裂紋最先沿著這個(gè)界面剝離。在圖5（c）中，SiC/C界面也發(fā)生了剝離，與反應(yīng)層/Ti3Al界面發(fā)生剝離的程度相近，而C/反應(yīng)層界面幾乎未發(fā)生剝離，可見SiC/C結(jié)合力要小于C/反應(yīng)層。C/反應(yīng)層界面是反應(yīng)結(jié)合，在靠近碳涂層的第一層反應(yīng)產(chǎn)物是一層細(xì)小的TiC和Ti5Si3顆粒[12-16]，這可能是導(dǎo)致C/反應(yīng)層界面結(jié)合力較強(qiáng)的主要原因。反應(yīng)層/Ti3Al界面雖然也是反應(yīng)結(jié)合，在界面剝離后反應(yīng)層表面存在小的凹坑，但凹坑都比較淺，說(shuō)明界面結(jié)合不強(qiáng)，因此，可以推斷在SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料中，界面結(jié)合力的強(qiáng)弱順序?yàn)椋篊/反應(yīng)層>反應(yīng)層/Ti3Al≈SiC/C。

圖4 無(wú)碳涂層SiCf/Ti3Al復(fù)合材料Fig.4 SiC without C coating reinforced Ti3Al composites

圖5 有碳涂層SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料Fig.5 SCS-6 with C coating reinforced Ti3Al composites

纖維有無(wú)碳涂層對(duì)界面結(jié)合狀態(tài)有顯著的影響[17]，由于存在碳涂層，使得界面反應(yīng)產(chǎn)物不同，導(dǎo)致界面結(jié)合強(qiáng)度不同，將影響復(fù)合材料的力學(xué)性能。無(wú)碳涂層SiCf/Ti3Al復(fù)合材料的界面結(jié)合力較強(qiáng)，導(dǎo)致復(fù)合材料的性能較低，而SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料的界面結(jié)合力弱于無(wú)碳涂層的情況，界面結(jié)合力適中，獲得了較高的強(qiáng)度，極限強(qiáng)度達(dá)到1369MPa。

2.2 反應(yīng)層厚度對(duì)性能的影響

圖6、7是復(fù)合材料的界面微觀組織和拉伸斷口形貌，復(fù)合材料的制備工藝分別為980℃/80～100MPa/2h和980℃/80～100MPa/6h。在2種工藝下，界面反應(yīng)層厚度分別為0.96μm和1.38μm，拉伸性能分別為1369MPa和1250MPa。通過(guò)比較斷口形貌，兩種工藝參數(shù)下的纖維拔出長(zhǎng)度不同，后者的纖維拔出長(zhǎng)度較小，說(shuō)明隨著反應(yīng)層厚度的增加，界面結(jié)合強(qiáng)度提高。比較圖6（a）、7（a）的界面形貌，在第二種工藝條件下，基體中的β相少于第一種工藝。隨著反應(yīng)時(shí)間延長(zhǎng)，β相穩(wěn)定元素不斷向反應(yīng)層擴(kuò)散，導(dǎo)致靠近界面基體中的貧β相區(qū)域擴(kuò)大，而貧β相區(qū)的擴(kuò)大也會(huì)導(dǎo)致復(fù)合材料性能的降低。

圖6 復(fù)合工藝為：980℃/120min/80～100MPaFig.6 Fabrication parameters is 980℃/120min/80～100MPa

圖7 復(fù)合工藝為：980℃/360min/80～100MPaFig.7 Fabrication parameters is 980℃/360min/80～100MPa

當(dāng)SiCf/Ti3Al界面發(fā)生反應(yīng)時(shí)，生成了脆性反應(yīng)層。對(duì)于同一種復(fù)合材料界面體系，如果反應(yīng)層較薄，界面的結(jié)合力小，不能有效傳遞載荷，不能充分發(fā)揮增強(qiáng)物的作用。反應(yīng)層厚度增加，界面結(jié)合增強(qiáng)，復(fù)合材料在破壞時(shí)纖維不易拔出，導(dǎo)致性能下降。為了兼顧有效傳遞載荷和阻止裂紋兩個(gè)方面，存在一個(gè)臨界的反應(yīng)層厚度[4]。當(dāng)反應(yīng)層厚度小于臨界厚度時(shí)，復(fù)合材料的力學(xué)性能較高，當(dāng)反應(yīng)層厚度大于臨界厚度時(shí)，復(fù)合材料性能隨著反應(yīng)層厚度的增加而下降。

2.3 斷裂機(jī)制

圖8 不同界面結(jié)合強(qiáng)度時(shí)復(fù)合材料的破壞機(jī)制Fig.8 Different fracture mechanism with different interface mechanical property

界面對(duì)于復(fù)合材料性能有非常重要的影響，無(wú)論是碳涂層還是熱處理工藝，都可以通過(guò)改變纖維/基體界面結(jié)合強(qiáng)度來(lái)影響復(fù)合材料的性能。通過(guò)對(duì)有碳涂層纖維復(fù)合材料和無(wú)碳涂層纖維復(fù)合材料，以及經(jīng)過(guò)不同熱處理工藝的復(fù)合材料的對(duì)比，發(fā)現(xiàn)有碳涂層復(fù)合材料往往比無(wú)碳涂層時(shí)的界面結(jié)合要弱，而經(jīng)過(guò)較長(zhǎng)時(shí)間熱處理的復(fù)合材料具有較強(qiáng)的界面結(jié)合。當(dāng)界面結(jié)合強(qiáng)度不同時(shí)，復(fù)合材料發(fā)生破壞的機(jī)制不同[18-23]。如圖8所示，在界面結(jié)合力較弱時(shí)，纖維/基體界面很容易發(fā)生剝離，裂紋傾向于沿剝離的纖維/基體界面擴(kuò)展，拉伸斷口上有明顯的纖維拔出。當(dāng)界面結(jié)合力較強(qiáng)時(shí)，裂紋傾向于向纖維中擴(kuò)展，導(dǎo)致纖維過(guò)早斷裂，復(fù)合材料的拉伸斷口比較平齊。在弱界面結(jié)合時(shí)，纖維/基體界面不能有效地傳遞載荷，不能充分發(fā)揮高性能纖維的作用，導(dǎo)致材料性能較低；強(qiáng)界面結(jié)合在破壞時(shí)會(huì)導(dǎo)致纖維的過(guò)早斷裂，也不能充分發(fā)揮高性能纖維的增強(qiáng)作用。可見，過(guò)強(qiáng)和過(guò)弱的界面結(jié)合都不能獲得較佳的性能，因此，在制備復(fù)合材料時(shí)，應(yīng)通過(guò)優(yōu)化和控制工藝參數(shù)，獲得適中的界面結(jié)合，才能獲得較佳的性能[22]。

圖9是SiCf/Ti3Al復(fù)合材料受平行于纖維方向載荷發(fā)生破壞時(shí)，基體中的裂紋。由圖可知，在復(fù)合材料失效過(guò)程中，基體中產(chǎn)生了裂紋，裂紋一般與纖維/基體界面呈45°，在擴(kuò)展裂紋中還會(huì)出現(xiàn)分叉，使得同一個(gè)裂紋分解為沿多個(gè)方向擴(kuò)展的微細(xì)裂紋。

圖9 SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料發(fā)生破壞時(shí)，在基體中的擴(kuò)展裂紋Fig.9 Extension crack in matrix while SCS-6/Ti3Al composites fail

3 結(jié)論

（1） 在國(guó)產(chǎn)SiC纖維（無(wú)碳涂層）增強(qiáng)Ti3Al復(fù)合材料中，界面結(jié)合力的大小順序?yàn)椋篠iC/反應(yīng)層>反應(yīng)層/Ti3Al；在SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料中，界面的結(jié)合力大小順序?yàn)椋篊/反應(yīng)層>反應(yīng)層/Ti3Al≈SiC/C。

（2） 當(dāng)熱處理工藝從 980℃ /80～100MPa/2h 變化到980℃/80～100MPa/6h時(shí)，界面反應(yīng)層厚度從0.96μm增加到1.38μm，SCS-6/Ti3Al復(fù)合材料的力學(xué)性能由1369MPa下降到1250MPa，這主要是由于隨著熱處理時(shí)間的增加，界面結(jié)合力增加，導(dǎo)致性能下降。

[1]Yang Y Q,Dudek H,Kumpfert J. TEM investigations of the fiber/matrix interface in SCS-6 SiC/Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo composites.Composites Part A, 1998, 29A：1235-1241.

[2]Yang Y Q, Dudek H J. Interface stability in SCS-6 SiC/Super α2.Composites Scripta Material, 1997, 37(4)： 503-510.

[3]Yang Y Q，Dudek H J, Kumpfert J. Interfacial reaction and stability of SCS-6 SiC/Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo. Composites Materials Science and Engineering, 1998, 246： 213-220.

[4]Yang Y Q,Werner A,Dudek H J, et al.TEM investigations of interfacial processes in SCS-6 SiC/TiB2/Superα2. Composites Part A, 1999,30： 1209-1244.

[5]Yang Y Q, Zhu Y, Ma Z J. Formation of interfacial reaction products in SCS-6 SiC/Ti2AlNb composites. Scripta Materialia, 2004, 51：385-389.

[6]Smith P R, Rhodes C G, Revelos W C. Interfacial Evalution in a Ti-25Al-17Nb/SCS-6 Composite. // Lin R Y, Arsenault R J, Martins G P, et al. Interfaces in Metal-Ceramics Composites. PA： The Minerals, Metals and Materials Scoiety, 1990：907-923.

[7]Brett A, Bednarcyk, Steven M, et al. A new local failure model with application to the longitudinal tensile behavior of continuously reinforced titanium composites. NASA/TM--2000-210027.

[8]Quast J P, Boehlert C J. The out-of-phase thermomechanical fatigue behavior of Ultra SCS-6/Ti-24Al-17Nb-xMo (at.%) metal matrix composites. International Journal of Fatigue, 2009, 32： 610-620.

[9]Chatterjee A, Roessler J R, Brown L E. Microstructure and mechanical properties of ultra SCS fiber reinforced orthorhombic Ti-22Al-26Nb composites. Structural Intermetallics, 1997, 32(11)：905-911.

[10]Her Y C, Wang P C, Yang J M. Fatigue crack initiation and multiplication of unnotched titanium matrix composites. Acta mater, 1998,46(18)：6645-6659.

[11]Quast J P, Boehlert C J. The effect of molybdenum on the microstructure and creep behavior of Ti-24Al-17Nb-xMo alloys and Ti-24Al-17Nb-xMo SiC-fiber composites. Journal of Materials Science, 2008,43(13)：4411-4422.

[12]Jeng S M, Yang J M, Graves J A. Effect of fiber coating on the mechanical behavior of SiC fiber-reinforced titanium aluminide composites.J. Mater. Res. 1993, 8： 905-916.

[13]Yang Y Q, Dudek H, Kumpfert J., TEM Investigations of the fiber reinforced matrix interface in SCS-6 SiC/Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo Composites. Composites Part A： Applied Science and Manufacturing,1998,29(9-10)： 1235-1241.

[14]Lü Xianghong, Yang Yanqing, MA Zhijun. Kinetics and mechanism of interfacial reaction in SCS-6 SiC continuous fiber-reinforced Ti-Al intermetallic matrix composites.Trans. Nonferrous Met. Soc. China,2006,16： 77-83.

[15]Yang Y Q, Zhu Y, Ma Z J. Formation of interfacial reaction products in SCS-6 SiC/Ti2AlNb composites. Scripta.Mater, 2004,51(11)：385-389.

[16]Karl U, Kainer. Metal Matrix Composites. Weinheim： Woley-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, 2006：38-39.

[17]Gall K, Sehitoglu H, Kadioglu Y. Plastic zones and fatigue crack closure under plane-strain double slip. Metall Mater Trans A, 1996,27A：3491-3502.

[18]Her Y C, Wang P C, Yang J M. Interface-controlled fatigue cracking of SCS6/Ti22Al23Nb “orthorhombic” titanium aluminide composite. Metall.Mater. Trans.A, 1998, 29(11)：2737-2746.

[19]Ochiai S, Hojo M, Mototsugu Mesoscopic T. Mechanical interactions between fiber and cracked coating layer and their influences on fiber strength. Composites Part A, 1999, 30：451-461.

[20]Ochiai S, Hojo M. Effects of pre-existent crack in double and gradient coatings on the crack extension into fibre and interfacial debonding. Journal of Materials Science, 1998, 33：347-355.

[21]Greaves I, Yates J R, Atkinson H V. The role of the interface in the initiation of fatigue cracks in SCS-6/titanium MMCs. Composites, 1994,25(7)： 692-697.

[22]Cardona D C, Barney C, Bowen P. Micro-modelling of effective stress intensities for bridged cracks in fibre-reinforced titanium metal matrix composites. Composites, 1993, 24(2)：122-128.

[23]Watson M C, Clyne T W. Reaction-induced changes in interfacial and macroscopic mechanical properties of SiC monofilament-reinforced titanium. Composites, 1993, 24(3)： 222-228.