嵇 祥，張長(zhǎng)江，孫永剛，張樹(shù)志，馮 弘，韓富銀，陳玉勇

(1.太原理工大學(xué)，山西 太原 030024)(2.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 金屬精密熱加工國(guó)家級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，黑龍江 哈爾濱 150001)

顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(PTMCs)因其低密度、高比強(qiáng)度以及良好的耐熱性，在航空航天等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1]。在當(dāng)前研究較熱門(mén)的幾種顆粒增強(qiáng)相中，TiC以優(yōu)異的穩(wěn)定性以及與鈦合金基體良好的相容性被視為改善PTMCs力學(xué)性能的首選顆粒陶瓷增強(qiáng)材料之一[2]。隨著原位反應(yīng)技術(shù)的興起，原位熔鑄法因其工藝簡(jiǎn)單、成本低和反應(yīng)界面潔凈等優(yōu)點(diǎn)而被逐步應(yīng)用于制備PTMCs[3]。在當(dāng)前原位自生PTMCs的制備方法中，熔鑄法對(duì)于提高復(fù)合材料的力學(xué)性能及服役溫度具有明顯的優(yōu)勢(shì)[4]，但采用TiC陶瓷顆粒制備的鈦基復(fù)合材料存在增強(qiáng)相偏聚、室溫塑性較低等特征[5]，嚴(yán)重阻礙了PTMCs的應(yīng)用范圍。為了改變這種狀況，可以通過(guò)改進(jìn)熱加工方式優(yōu)化PTMCs的組織性能，如多向等溫鍛造能夠均勻組織、細(xì)化晶粒和降低變形抗力，被認(rèn)為是提高PTMCs力學(xué)性能的有效熱加工工藝[6]。

本研究采用熔鑄法并結(jié)合鈦與碳之間的原位反應(yīng)制備了不同碳源的TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，研究了碳源種類對(duì)TiC/Ti復(fù)合材料微觀組織和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí) 驗(yàn)

以近α型Ti-6Al-3.5Sn-9Zr-0.5Mo-0.4Si-0.7Nb合金為基體合金，制備TiC/Ti復(fù)合材料。采用非自耗真空電弧爐，以碳粉末為碳源，制備TiC添加量分別為0vol%、3vol%、5vol%、8vol%的復(fù)合材料鑄錠；分別以碳纖維和碳納米管作為碳源，制備TiC添加量為5vol%的復(fù)合材料鑄錠。為了保證化學(xué)成分均勻，鑄錠至少熔煉3次。熔煉過(guò)程中，TiC通過(guò)式(1)化學(xué)反應(yīng)生成：

(1)

在熔煉升溫過(guò)程中，不同碳源加入后均與Ti反應(yīng)放出熱量，同時(shí)溶解成TiC晶團(tuán)；顆粒尺寸細(xì)小的碳源反應(yīng)析出細(xì)小的TiC。熔煉完成后，對(duì)鑄錠進(jìn)行高溫鍛造。鑄錠在1050 ℃經(jīng)多向等溫鍛造后得到TiC/Ti復(fù)合材料鍛餅，鍛餅的總變形量為75%，等溫多向鍛造具體實(shí)驗(yàn)步驟同之前的研究[14]。將碳粉、碳纖維、碳納米管分別作為碳源制備的TiC含量為5vol%的鑄態(tài)復(fù)合材料依次命名為T(mén)MC1、TMC2、TMC3；經(jīng)過(guò)鍛造得到的鍛餅依次命名為T(mén)MC4、TMC5、TMC6。鍛造過(guò)程中，試樣溫度用紅外測(cè)溫儀測(cè)定。鑄態(tài)和鍛態(tài)試樣經(jīng)切割、打磨、拋光后，用標(biāo)準(zhǔn)Kroll試劑腐蝕，通過(guò)X射線衍射儀(XRD)分析相組成，采用OLYMPUS-TH3金相顯微鏡和Quanta 200FEG型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。采用Instron 5500R型萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)測(cè)定材料的斷裂韌性和室溫壓縮性能。斷裂韌性試樣為單邊切口梁三點(diǎn)彎曲(SENB)試樣，尺寸和受力方向如圖1所示。斷裂韌性測(cè)試加載速度為0.5 mm/min；壓縮性能測(cè)試應(yīng)變速率為5.56×10-4s-1。

圖1 斷裂韌性試樣尺寸和受力方向示意圖Fig.1 Schematic diagram of specimen size with loading direction used for fracture toughness tests

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

圖2為以碳粉末為碳源，不同TiC添加量的鑄態(tài)和鍛態(tài)復(fù)合材料微觀組織。從圖2a中可以看出，基體由交替分布的片狀α相組成，片層寬度為6.49 μm。引入TiC后，復(fù)合材料中α片層寬度逐漸減小，晶粒顯著細(xì)化。當(dāng)TiC的添加量為3vol%時(shí)(圖2b)，α片層寬度明顯減小，約為4.18 μm；羽毛狀或麥穗狀的TiC規(guī)則排列，形成鏈條狀[15]。當(dāng)TiC的添加量增加至5vol%和8vol%時(shí)(圖2c、2d)，α相尺寸下降趨勢(shì)減弱，分別為3.97、3.73 μm；TiC呈片狀。TiC的添加有助于基體組織的細(xì)化，主要原因是TiC對(duì)晶粒長(zhǎng)大有阻礙作用[16]。由鈦碳二元相圖[17]可知，合金成分處于亞共晶或近共晶區(qū)時(shí)，先析出β-Ti，然后通過(guò)共晶反應(yīng)在β枝晶間或間隙中析出生長(zhǎng)成窄條狀TiC。隨著C含量的增加，C的共晶熔區(qū)擴(kuò)大，TiC的生長(zhǎng)或擴(kuò)展范圍變大，TiC生長(zhǎng)各向異性的特點(diǎn)使其長(zhǎng)成片狀。經(jīng)過(guò)鍛造，基體組織進(jìn)一步細(xì)化，TiC添加量由0vol%增加到8vol%時(shí)，α片層寬度變窄，由2.13 μm降至1.26 μm；TiC破碎，呈近等軸狀(如圖2f、2g、2h)。在高溫鍛造過(guò)程中，長(zhǎng)徑比較小的TiC通過(guò)轉(zhuǎn)動(dòng)來(lái)實(shí)現(xiàn)與基體的協(xié)調(diào)變形，而長(zhǎng)徑比較大的TiC在轉(zhuǎn)動(dòng)過(guò)程中嚴(yán)重阻礙位錯(cuò)滑移，造成的位錯(cuò)塞積和應(yīng)力集中使TiC斷裂[18]。

圖2 不同TiC添加量的鑄態(tài)和鍛態(tài)TiC/Ti復(fù)合材料微觀組織Fig.2 Microstructures of TiC/Ti composites with different TiC addition: (a)0vol%, as cast; (b)3vol%, as cast; (c)5vol%, as cast; (d)8vol%, as cast; (e)0vol%, as forged; (f)3vol%, as forged; (g)5vol%, as forged; (h)8vol%, as forged

圖3是分別以碳粉末、碳纖維和碳納米管作為碳源與鈦基體發(fā)生原位反應(yīng)生成復(fù)合材料的XRD圖譜。測(cè)試結(jié)果表明，復(fù)合材料由α-Ti和TiC組成，并沒(méi)有發(fā)現(xiàn)不穩(wěn)定碳化物。該分析結(jié)果表明通過(guò)非自耗真空電弧熔煉技術(shù)結(jié)合Ti與碳粉末、碳纖維和碳納米管3種碳源之間的原位反應(yīng)均可以成功制備出TiC/Ti復(fù)合材料。

圖3 不同碳源制備的TiC/Ti復(fù)合材料XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of TiC/Ti composites with different carbon sources

圖4和表1為不同碳源制備的鑄態(tài)和鍛態(tài)TiC/Ti復(fù)合材料微觀組織形貌及晶粒尺寸。在改變碳源種類后，鑄態(tài)的α片層寬度略有不同，TiC的形貌和分布具有明顯差異。TMC1的TiC呈近等軸狀，尺寸較大(圖4a)；TMC2的TiC呈條狀(圖4b)；TMC3的近等軸狀TiC尺寸小，部分TiC發(fā)生偏聚現(xiàn)象(圖4c)。不同碳源的添加導(dǎo)致基體細(xì)化程度和最終TiC形態(tài)不同，可以歸結(jié)為碳源的尺寸、形狀以及化學(xué)活性不同所導(dǎo)致的[19]。碳粉末尺寸較大且分布不均勻，因而形成的TiC較粗大，晶粒細(xì)化程度弱；碳纖維尺寸介于碳粉和碳納米管之間，在基體中分布較均勻且具有沿纖維軸擇優(yōu)取向生長(zhǎng)的特點(diǎn)[4]，因而形成條狀TiC，對(duì)基體的細(xì)化效果較好；碳納米管為納米級(jí)結(jié)構(gòu)，尺寸遠(yuǎn)小于碳粉末和碳纖維，在反應(yīng)熔煉過(guò)程中與Ti熔體的接觸面積大，反應(yīng)活性高，所以TiC形核率大大提升，但碳納米管的易團(tuán)聚特性，導(dǎo)致富碳區(qū)的TiC聚集生長(zhǎng)。經(jīng)過(guò)鍛造，TMC4的近等軸狀TiC直徑明顯縮短(圖4d)；TMC5的TiC由條狀轉(zhuǎn)變?yōu)榻容S狀(圖4e)，且TMC4和TMC5都具有球化趨勢(shì)。TMC6的球化趨勢(shì)最為明顯，α相由片層轉(zhuǎn)變?yōu)榻容S狀；大部分TiC以細(xì)小的白色顆粒圍繞在α相晶界，少量破碎的TiC為近等軸狀(圖4f)。在鍛造過(guò)程中，添加碳粉末或碳纖維形成的TiC顆粒發(fā)生破碎，沿變形方向依附于晶界；由碳納米管通過(guò)原位反應(yīng)生成的TiC，經(jīng)鍛造后分散成小顆粒TiC分布在α相晶界表面，形成圍繞在晶界表面的白色薄殼，部分大顆粒TiC晶粒沉積在晶界上。小顆粒TiC在晶界移動(dòng)和誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶中起固定作用[20]，依附于晶界的大顆粒TiC又能夠阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而促進(jìn)了基體α相的球化過(guò)程。

圖4 不同碳源制備的TiC/Ti復(fù)合材料微觀組織Fig.4 Microstructures of 5vol%TiC/Ti composites with different carbon sources: (a)TMC1; (b)TMC2; (c)TMC3; (d)TMC4; (e)TMC5; (f)TMC6

表 1 添加不同碳源制備的TiC/Ti復(fù)合材料中α-Ti和TiC尺寸

2.2 力學(xué)性能

圖5為T(mén)iC/Ti復(fù)合材料室溫壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，表2為室溫壓縮性能和斷裂韌性(KIC)統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)。從圖5和表2可以看出，TMC1、TMC2和TMC3的抗壓強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及壓縮率差異較?。籘MC1的KIC較大，TMC2和TMC3的KIC相對(duì)較小。經(jīng)過(guò)鍛造，復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度升高而壓縮率下降，TMC5和TMC6的抗壓強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度遠(yuǎn)高于TMC4，但壓縮率較低；斷裂韌性整體降低。由于鑄態(tài)復(fù)合材料中的TiC具有易偏聚特性，碳源種類不同但含量相同時(shí)對(duì)基體力學(xué)性能的影響較小。經(jīng)過(guò)鍛造，細(xì)化的近等軸狀TiC對(duì)基體晶界和位錯(cuò)移動(dòng)的阻礙作用增加，所以鍛后TiC/Ti復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度整體明顯提高，壓縮率整體降低。

圖6為T(mén)iC/Ti復(fù)合材料的裂紋形貌。從圖6可以看出，裂紋首先穿過(guò)TiC(虛線圓圈1位置)，中間以繞過(guò)或穿過(guò)的形式向α片層和TiC擴(kuò)展(虛線圓圈2、3、4位置)。通過(guò)觀察不同碳源制備的TiC/Ti復(fù)合材料裂紋擴(kuò)展形貌，繪制出其裂紋擴(kuò)展示意圖，如圖7所示。相對(duì)于TMC1，TMC2和TMC3的TiC顆粒尺寸小，α片層較細(xì)，裂紋穿過(guò)α片層路徑較短(圖7a、7b、7c)。經(jīng)過(guò)鍛造，α相具有球化趨勢(shì)的TMC4和TMC5以及已完全球化的TMC6，裂紋更易于沿著晶界擴(kuò)展(圖7d、7e、7f)。TiC的引入細(xì)化了基體α相，降低了裂紋擴(kuò)展的曲折度，但TiC能夠釘扎位錯(cuò)使其在晶界處堆積引發(fā)應(yīng)力集中，因而裂紋擴(kuò)展首先穿過(guò)TiC。α片層取向各向異性促進(jìn)裂紋在相鄰α片層間擴(kuò)展時(shí)發(fā)生偏折且α相的片層越粗大，裂紋擴(kuò)展路徑越曲折，裂紋擴(kuò)展需要消耗更多的能量，其KIC就越高[12]。由于碳粉末的晶粒尺寸遠(yuǎn)大于碳纖維和碳納米管的晶粒尺寸，形成的TiC晶粒尺寸粗大，對(duì)基體α相的細(xì)化效果較弱，所以其KIC遠(yuǎn)高于另外2種碳源制備復(fù)合材料。經(jīng)過(guò)鍛造，具有球化趨勢(shì)或球化后的α相，既削弱了材料的裂紋擴(kuò)展抗力又減少了裂紋擴(kuò)展路徑，所以鍛造后整體斷裂韌性下降。由于TMC6的α相球化趨勢(shì)最為明顯，α片層全部轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒，遠(yuǎn)大于球化趨勢(shì)較小的TMC4和TMC5，所以其斷裂韌性較低。

表 2 添加不同碳源制備的TiC/Ti復(fù)合材料的室溫壓縮性能和斷裂韌性

圖6 TiC/Ti復(fù)合材料裂紋擴(kuò)展形貌Fig.6 Crack propagation morphology of TiC/Ti composite

圖7 不同碳源制備的TiC/Ti復(fù)合材料裂紋擴(kuò)展路徑示意圖Fig.7 Schematic illustration of crack propagation path of TiC/Ti composites with different carbon sources: (a)TMC1；(b)TMC2；(c)TMC3；(d)TMC4；(e)TMC5；(f)TMC6

3 結(jié) 論

(1)以Ti-6Al-3.5Sn-9Zr-0.5Mo-0.4Si-0.7Nb合金為基體，添加碳粉末制備的TiC/Ti復(fù)合材料主要由α-Ti和TiC組成；α片層寬度隨著TiC添加量的增加而降低，TiC為條狀或片狀。

(2)碳源種類對(duì)TiC/Ti復(fù)合材料的斷裂韌性具有不同的影響。相比碳粉末，引入碳納米管或碳纖維作為碳源明顯降低了TiC/Ti復(fù)合材料的斷裂韌性。

(3)不同碳源對(duì)基體的強(qiáng)化效果不同。經(jīng)過(guò)鍛造，添加碳納米管或碳纖維制備的TiC/Ti復(fù)合材料抗壓強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度遠(yuǎn)高于添加碳粉末制備的TiC/Ti復(fù)合材料。