杜康鴻，柳中強(qiáng)，張建濤，溫利平，肖志瑜

(華南理工大學(xué) 國(guó)家金屬近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

鈦合金因強(qiáng)度高、密度低、耐腐蝕性能優(yōu)良等特性而廣泛應(yīng)用于航空航天、生物醫(yī)藥、化工機(jī)械等領(lǐng)域[1?3]。在此基礎(chǔ)上，將顆粒增強(qiáng)相加入鈦及鈦合金中，形成不連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(discontinuous reinforced titanium matrix composites, DRTMCs)，能有效改善基體組織，提高材料的強(qiáng)度、硬度與耐磨性能，進(jìn)一步拓寬其應(yīng)用領(lǐng)域[4]。然而，鈦基復(fù)合材料強(qiáng)度提升的同時(shí)，塑性顯著下降。HUANG等采用球形鈦合金粉末與陶瓷顆粒為原料，熱壓燒結(jié)原位制備網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的鈦基復(fù)合材料，有效提高了鈦基復(fù)合材料的塑性[5]。DRTMCs的增強(qiáng)相引入方式有兩種，一種是外加法，另一種是原位制備DRTMCs。相比于外加法，原位制備DRTMCs中的增強(qiáng)相和基體具有更好的界面結(jié)合。TiC顆粒被認(rèn)為是DRTMCs的最佳增強(qiáng)相之一[6?7]，在傳統(tǒng)的原位制備TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料中，TiC顆粒均勻分布，碳源主要有石墨粉、烴類氣體(CH4[8])、金屬碳化物(VC、Mo2C[9])、納米碳材料(石墨烯[10]、碳納米管[11]、納米金剛石[12])等。HUANG等[13]采用石墨為碳源，通過(guò)熱壓燒結(jié)原位制備的TiC體積分?jǐn)?shù)為5%的TiC/TC4復(fù)合材料，其中的TiC顆粒呈網(wǎng)狀分布，由于基體被TiC墻割斷，材料的塑性較差。ZHANG等[12,14]利用納米金剛石與石墨烯為碳源，放電等離子燒結(jié)制備TiC與石墨烯混雜增強(qiáng)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的鈦基復(fù)合材料，材料強(qiáng)度高，同時(shí)具有較好的塑性。LU等[15]通過(guò)SPS制備石墨烯納米微片(graphene nanoplateletes, GNPs)增強(qiáng)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料，材料的抗拉強(qiáng)度由基體材料的647.96 MPa提升至820.97 MPa，而伸長(zhǎng)率僅從24.4%略微降低至21.5%。由此可見(jiàn)，原位合成的TiC增強(qiáng)相顆粒呈網(wǎng)狀分布的TiC/DRTMCs不僅具有與傳統(tǒng)DRTMCs相近的高強(qiáng)度，TiC的網(wǎng)狀分布還可能使鈦基復(fù)合材料具有優(yōu)異的塑性。碳化物VC與Ti發(fā)生原位反應(yīng)生成TiC增強(qiáng)相顆粒，可起到顆粒強(qiáng)化的作用，并且V元素還能固溶到鈦合金基體中產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用，但目前還未見(jiàn)用VC作為碳源原位制備TiC/TC4復(fù)合材料的報(bào)道。

網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的組織與性能影響因素繁多，包括增強(qiáng)相種類、基體成分、原始粉末粒度、增強(qiáng)相含量等。網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料通常采用熱壓燒結(jié)工藝制備，但通常單爐一次只能制備一個(gè)試樣，使得研究周期較長(zhǎng)。2011年，美國(guó)政府在“材料基因工程”計(jì)劃中提出材料的高通量制備技術(shù)，可快速批量制備不同成分的材料。為了縮短鈦基復(fù)合材料的研發(fā)周期，HUANG等[16]提出高通量熱壓燒結(jié)制備鈦基復(fù)合材料。該方法首先將石墨紙裁剪、拼接成若干彼此隔斷的單元格，將其置入石墨模具中，然后在每個(gè)單元格中裝入不同成分的粉末，熱壓燒結(jié)后即得到若干不同成分的鈦基復(fù)合材料，大幅提高了鈦基復(fù)合材料的制備效率。由于TC4粉末粒度決定TiC/TC4復(fù)合材料的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸，從而影響材料性能，本文分別以3種不同粒度的球形TC4粉末和亞微米級(jí)VC粉末為原料，采用高通量熱壓燒結(jié)制備方法，快速制備一批具有不同網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸和不同TiC含量的TiC/TC4復(fù)合材料，研究TC4粉末粒度和TiC含量對(duì)TiC/TC4復(fù)合材料組織與力學(xué)性能的影響，以期獲得同時(shí)具有高強(qiáng)度和高塑性的鈦基復(fù)合材料。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 TiC/TC4混合粉末的制備

基體材料為等離子旋轉(zhuǎn)電極法制備的球形TC4粉末(陜西英博金屬技術(shù)有限公司生產(chǎn))，通過(guò)篩分，取粒徑范圍分別為40～80、100～140和160～200 μm的3種粉末，分別記為S、M、L。采用平均粒徑約1 μm的VC粉(寧波金雷納米材料科技有限公司)作為碳源，與基體中的Ti發(fā)生反應(yīng)生成TiC增強(qiáng)相，原位制備TiC/TC4復(fù)合材料。

按照TiC/TC4復(fù)合材料中TiC體積分?jǐn)?shù)分別為2%、4%和6%，計(jì)算出所需添加的VC粉末質(zhì)量。分別將不同粒徑的TC4粉末(S、M和L)與VC粉及鋼球放進(jìn)球磨罐(球料質(zhì)量比為5:1)，用OM-3SP4行星式球磨機(jī)在高純氬氣保護(hù)下球磨5 h(球磨轉(zhuǎn)速為200 r/min)，得到9種TC4/VC混合粉末，分別記為S-2、M-2、L-2、S-4、M-4、L-4、S-6、M-6和L-6。圖1所示為原料粉末TC4(粒度為100～140 μm，記為M)、VC粉末以及混合球磨后的TC4/VC混合粉末M-4的SEM形貌。由圖可見(jiàn)，TC4粉末球形度較好，未黏連衛(wèi)星粉。VC粉末呈不規(guī)則形狀，平均粒徑為1 μm。混合球磨后，VC粉末且具有較好的球形度，均勻分布在TC4粉末表面，這是燒結(jié)后增強(qiáng)相呈網(wǎng)狀分布的關(guān)鍵[5]。

圖1 TC4粉末、VC粉末和TC4/VC混合粉末的SEM圖像 Fig.1 SEM images of TC4 powders, VC powders and TC4/VC mixed powders

1.2 TiC/TC4復(fù)合材料的制備

為了提高復(fù)合材料的制備效率，本研究采用高通量熱壓燒結(jié)法同時(shí)制備不同網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸和不同TiC含量的TC4/VC，如圖2(a)所示。首先將石墨紙拼接組成3×3的網(wǎng)格，放入石墨模具中，再將9種混合粉末按照?qǐng)D2(b)所示裝入網(wǎng)格并震實(shí)，然后放入真空熱壓燒結(jié)機(jī)進(jìn)行燒結(jié)，燒結(jié)工藝為真空度為10?3Pa以下，升溫速率20 ℃/min，加熱到1 050 ℃后保溫保 壓1 h，壓力為30 MPa。隨爐冷卻至100 ℃以下，將試樣取出并分開(kāi)，得到9種不同網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸和不同TiC含量的TiC/TC4復(fù)合材料樣品，分別標(biāo)記為S-2、M-2、L-2、S-4、M-4、L-4、S-6、M-6和L-6。打磨掉燒結(jié)樣品表面的碳化層，通過(guò)線切割取拉伸樣和金相分析樣品。圖2(c)所示為打磨后的燒結(jié)樣品表面宏觀照片和拉伸試樣與金相分析樣品的取樣位置。另外采用相同的燒結(jié)工藝制備純TC4合金材料。

圖2 高通量熱壓燒結(jié)制備TiC/TC4復(fù)合材料 Fig.2 High-throughput hot press sintering preparation of TiC/TC4 composites

1.3 組織與性能表征

通過(guò)場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(NOVA NanoSEM430)觀察TiC/TC4復(fù)合材料的組織形貌和拉伸斷口形貌。用金相顯微鏡(Leica DML5000)觀察腐蝕后的材料組織，腐蝕劑為Krell試劑，腐蝕時(shí)間為15 s。用X射線多晶衍射儀(PANalytical X’pert Powder)分析材料的物相組成，衍射條件為：電流40 mA，電壓40 kV，使用CuKα靶，掃描角為30°～80°。將材料分析樣品先進(jìn)行機(jī)械拋光，再通過(guò)離子刻蝕技術(shù)制得電子背散射衍射(electron back scatter diffraction，EBSD)樣品，用掃描電鏡配備的電子背散射衍射裝置進(jìn)行EBSD分析，并用HKL-channel5軟件統(tǒng)計(jì)材料的晶粒尺寸。

利用配有視頻引伸計(jì)的電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)(SUNS UTM5105)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣的厚度為1.2 mm，寬度為2 mm，標(biāo)距為8 mm，拉伸速率為0.3 mm/min。材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均取3個(gè)試樣的平均值，實(shí)驗(yàn)誤差用三個(gè)數(shù)值的標(biāo)準(zhǔn)偏差表示。

2 結(jié)果與分析

2.1 石墨紙的隔斷效果

為了研究石墨紙的隔斷效果及高通量熱壓燒結(jié)制備TiC/TC4復(fù)合材料的可行性，先采用高通量熱壓燒結(jié)法制備四合一樣品。圖3(a)所示為是四合一樣品裝模后(燒結(jié)前)的實(shí)物圖，其中深色區(qū)為增強(qiáng)相TiC含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)為6%的TiC/TC4復(fù)合材料的混合粉末，淺色區(qū)為T(mén)C4原料粉末。圖3(b)所示為燒結(jié)后經(jīng)打磨拋光并腐蝕后的宏觀照片，圖3(c)所示為燒結(jié)后石墨紙附近組織的金相照片，可見(jiàn)燒結(jié)后石墨紙依然連續(xù)，并且有效地阻隔了兩側(cè)的組織。純TC4為粗大的魏氏體組織，相比之下，6%TiC/TC4復(fù)合材料組織明 顯細(xì)化。這表明在熱壓燒結(jié)時(shí)可用石墨紙有效隔斷不同區(qū)域的成分，一次性制備數(shù)量較多且成分不同的材料樣品。

圖3 采用石墨紙作隔斷制備的四合一樣品 Fig.3 Four-in-one sample prepared by using graphite paper as partition

2.2 TiC含量的影響

從圖1(c)看出球磨后的VC/TC4混合粉末中，VC均勻分布在TC4粉末表面且具有較好的球形度，可保證燒結(jié)后增強(qiáng)相TiC呈網(wǎng)狀分布，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的尺寸由TC4合金粉末粒度決定，TC4合金粉末粒度越大，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸越大。根據(jù)劉騰飛[17]的研究，TC4合金粉末粒度對(duì)材料性能的影響遠(yuǎn)小于TiC含量的影響。因此按照設(shè)定的TiC含量，在粒度為160～200 μm的TC4粉末中添加VC，得到TiC含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)分別為2%、4%和6%的TiC/TC4復(fù)合材料，研究TiC含量對(duì)TiC/TC4復(fù)合材料組織與性能的影響。圖4所示 為T(mén)C4合金和TiC/TC4復(fù)合材料XRD譜。由圖可知，隨VC添加量增大，一方面，TiC衍射峰增強(qiáng)，這表明復(fù)合材料中原位生成更多的TiC增強(qiáng)相；另一方面，β鈦(110)晶面衍射峰強(qiáng)度增大，表明β鈦含量增加，這是由于V作為β鈦的穩(wěn)定元素進(jìn)入鈦合金基體后，相轉(zhuǎn)變溫度降低，在隨爐冷卻時(shí)更多的β相保留下來(lái)。6%TiC/TC4中檢測(cè)到微弱的VC衍射峰，表明VC未反應(yīng)完全，有部分VC殘留。

圖4 TC4和不同TiC含量的TiC/TC4復(fù)合材料XRD譜 Fig.4 XRD patterns of TC4 and TiC/ TC4 composites with different volume fraction of TiC

圖5所示為T(mén)C4合金和不同TiC含量的TiC/TC4復(fù)合材料掃描電鏡的電子背散射圖像。從圖5(a)看出，TC4合金的組織為層片狀α相及片間β相，是典型的魏氏體組織。2%TiC/TC4復(fù)合材料中，增強(qiáng)相TiC較均勻地分布在TC4原始顆粒周圍；與TC4合金相比，α相的長(zhǎng)徑比大幅減小，這是由于高溫下增強(qiáng)相可有效減緩原始β相的融合長(zhǎng)大。隨TiC含量增加，基體組織未發(fā)生明顯變化，但TiC網(wǎng)狀層厚度增大。4%TiC/TC4材料中的TiC發(fā)生團(tuán)聚并向原始TC4顆粒內(nèi)部移動(dòng)，6%TiC/TC4中TiC團(tuán)聚體的尺寸更大、數(shù)量更多。這表明較厚的TiC層會(huì)降低基體的連續(xù)性，可能對(duì)復(fù)合材料的塑性產(chǎn)生不利影響。

圖5 TC4和TiC/TC4復(fù)合材料的SEM圖像 Fig.5 SEM images of TC4 and TiC/TC4 composites

圖6所示為T(mén)C4合金和TiC/TC4復(fù)合材料的室溫拉伸性能。從圖中看出，與基體合金相比，2%TiC/TC4材料的強(qiáng)度與塑性均明顯提高，平均屈服強(qiáng)度由730 MPa提升至883 MPa，平均抗拉強(qiáng)度由804 MPa提升至1 012 MPa，并且伸長(zhǎng)率由8.3%提升至10.9%。2%TiC/TC4復(fù)合材料強(qiáng)度提高一方面緣于基體組織細(xì)化，另一方面是V元素的固溶強(qiáng)化作用。復(fù)合材料優(yōu)良的塑性一方面由晶粒細(xì)化所致，另一方面歸因于準(zhǔn)連續(xù)分布的TiC未阻隔基體的連續(xù)性，使得基體的塑性得到很好的發(fā)揮。當(dāng)TiC體積分?jǐn)?shù)超過(guò)2%時(shí)，材料強(qiáng)度變化不明顯，但塑性大幅下降。

圖6 TC4和不同TiC含量的TiC/TC4復(fù)合材料拉伸性能 Fig.6 Tensile properties of TC4 and TiC/TC4 composites with different TiC contents

圖7所示為T(mén)C4合金和TiC/TC4復(fù)合材料的拉伸斷口形貌。從圖7(a)和(b)觀察到TC4合金的斷口由部分解理臺(tái)階和部分較淺的韌窩組成。圖7(c)所示為2%TiC/TC4復(fù)合材料的拉伸斷口低倍形貌，可見(jiàn)裂紋沿原始顆粒界面擴(kuò)展，進(jìn)而導(dǎo)致材料發(fā)生斷裂，類似于沿晶斷裂。但從其局部放大圖7(d)看出，TiC準(zhǔn)連 續(xù)分布在原始TC4顆粒界面上，界面上未觀察到解理臺(tái)階，但有大量韌窩，因此該材料的斷裂方式為韌性斷裂。圖7(e)和(f)是4%TiC/TC4復(fù)合材料的斷口形貌。相較于2%TiC/TC4，4%TiC/TC4斷口表面的TiC尺寸更大，分布更密集。圖7(g)所示是6%TiC/TC4復(fù)合材料的拉伸斷口，圖7(h)所示為裂紋處的局部放大圖，可以看到TiC層較厚，裂紋沿TiC層的中間擴(kuò)展，在TiC層存在尺寸約1 μm左右的顆粒，與VC原始顆粒的尺寸相似，結(jié)合XRD結(jié)果可知，這些顆粒是未與Ti發(fā)生發(fā)生反應(yīng)的VC。這是由于基體中已形成較厚的TiC網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)層，阻礙剩余的VC顆粒與鈦合金基體繼續(xù)進(jìn)行原位反應(yīng)。較厚的TiC層和未反應(yīng)的VC顆粒連續(xù)分布在基體顆粒表面，破壞TC4基體的連續(xù)性，致使材料的塑性大幅降低，伸長(zhǎng)率僅為3.5%。由于原始顆粒之間較低的結(jié)合力，裂紋沿TiC網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)失穩(wěn)擴(kuò)展所需的能量大幅減小，因此強(qiáng)度下降。

圖7 TC4和TiC/TC4復(fù)合材料拉伸斷口SEM照片 Fig.7 Tensile fracture SEM images of TC4 and TiC/TC4 composites

2.3 TC4合金粉末粒度的影響

圖8所示為分別采用粒度為40～80、100～140 和160～200 μm的3種TC4合金粉末(分別記為S、M和L)為原料制備的具有不同網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸的2% TiC/TC4復(fù)合材料(這3種材料分別記為S-2、M-2和L-2)的組織圖像。從圖中看出，隨TC4合金粉末的粒度減小，復(fù)合材料的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)粒度減小，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)區(qū)域的增強(qiáng)相分布變得稀疏，基體的連續(xù)性提高，這是由于原始TC4顆粒的比表面積隨尺寸減小而增大。另外還看出，隨網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸減小，片狀α鈦的長(zhǎng)度減小，等軸α鈦的比例顯著增加，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸最小的S-2接近于等軸組織。這是由于高溫時(shí)原始β鈦晶粒被限制為一個(gè)原始顆粒的大小，所以TC4粉末顆粒尺寸越小，原始β鈦晶粒越小，同時(shí)，冷卻時(shí)對(duì)α相生長(zhǎng)的阻礙作用越大，故冷卻至室溫時(shí)得到的α鈦組織更加細(xì)小。

圖8 采用不同粒度的TC4合金粉末為原料制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料SEM圖像 Fig.8 SEM images of 2%TiC/TC4 composites prepared by TC4 powders with different particle size

圖9所示為采用不同粒度的TC4合金粉末為原料制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線和拉伸性能。由圖可見(jiàn)，隨TC4合金粉末粒度減小，復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均有所提升，TC4粉末粒度最小(40～80 μm)的2%TiC/TC4復(fù)合材料屈服強(qiáng)度 和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到946 MPa和1 058 MPa。同時(shí)，復(fù)合材料的塑性隨TC4粉末粒度減小變化更明顯，隨TC4粉末粒度由160～200 μm減小到40～80 μm，材料的伸長(zhǎng)率由10.9%提升到18.1%。結(jié)合SEM圖可知，組織細(xì)化是材料強(qiáng)度與塑性大幅提升的原因之一，另一方面是由于基體的連通性更好，基體的塑性得到很好的發(fā)揮。

圖9 采用不同粒度的TC4合金粉末為原料制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料拉伸性能 Fig.9 Tensile properties of 2%TiC/TC4 composites prepared by TC4 powders with different particle size

圖10所示為用不同粒度的TC4合金粉末為原料制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料拉伸斷口形貌。由圖可見(jiàn)，TC4粉末粒度為160～200 μm的材料斷口上的裂紋幾乎完全沿著網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)界面擴(kuò)展，即在基體顆粒表面發(fā)生擴(kuò)展而斷裂。TC4粉末粒度為100～140 μm時(shí)，斷口上一部分裂紋沿網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)界面拓展，另一部分裂紋穿過(guò)原始顆粒內(nèi)部，顆粒內(nèi)部的斷裂界面上韌窩更大更深。TC4粉末粒度為40～80 μm時(shí)，斷口上幾乎觀察不到原始顆粒的界面，充滿了尺寸和深度都較大的大韌窩。

圖10 采用不同粒度的TC4合金粉末為原料制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料拉伸斷口SEM照片 Fig.10 Tensile fracture SEM images of 2%TiC/TC4 composites prepared by TC4 powders with different particle size

2.4 TiC顆粒強(qiáng)化機(jī)制

本文通過(guò)高通量熱壓燒結(jié)制備一批具有不同TiC含量和不同網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸的TiC/TC4復(fù)合材料，其中采用粒度為40～80 μm的TC4合金粉末為原料制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料(S-2)具有優(yōu)異的綜合性能，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為956 MPa、1058 MPa和18.1%，相較于TC4合金的730 MPa、806 MPa、8.3%有大幅提升。為了解TiC顆粒的強(qiáng)化機(jī)理，對(duì)TC4合金和復(fù)合材料S-2分別進(jìn)行EBSD分析，得到這兩種材料的相分布、反極圖(inversepolefigure，IPF)和晶粒尺寸分布，如圖11所示。對(duì)比圖11(a)和(d)看出，在基體中加入VC后，一方面高溫?zé)Y(jié)時(shí)發(fā)生反應(yīng)生成TiC，另一方面，由于V作為β穩(wěn)定元素固溶到TC4基體中，降低了相轉(zhuǎn)變溫度，冷卻到室溫時(shí)有更多的 β相被保留下來(lái)，所以S-2的β相比例更高。對(duì)比圖11(b)和(e)看出，S-2的組織較TC4合金組織明顯細(xì)化，晶粒尺寸大幅減小。從圖11(c)和(f)看出，TC4的平均晶粒尺寸為130.6 μm，S-2的平均晶粒尺寸減小至7.2 μm，僅為原始晶粒尺寸的5.5%，晶粒細(xì)化是由于高溫下TiC可有效限制原始β晶粒長(zhǎng)大。

圖11 TC4合金和2%TiC/TC4復(fù)合材料(S-2)的EBSD分析結(jié)果 Fig.11 EBSD results of TC4 alloy and 2%TiC/TC4 composites (S-2) (particle size of TC4 powder was 40?80 μm)

復(fù)合材料S-2的屈服強(qiáng)度比TC4合金提升226 MPa，歸因于細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和顆粒承載強(qiáng)化，可用經(jīng)驗(yàn)?zāi)Ｐ投抗浪愀鱾€(gè)強(qiáng)化機(jī)制的強(qiáng)化數(shù)值。

1) 細(xì)晶強(qiáng)化

細(xì)晶強(qiáng)化的數(shù)值用霍爾佩奇(Hall-Petch，HP)公式計(jì)算[18]：

式中：K為霍爾佩奇系數(shù)，由材料本身決定，此處K為328 MPa·μm0.5；d1和d2分別為T(mén)C4合金和復(fù)合材料S-2的平均晶粒尺寸，d1=130.6 μm，d2=7.2 μm。計(jì)算出由細(xì)晶強(qiáng)化導(dǎo)致的屈服強(qiáng)度提升值 HPσΔ 為 94 MPa。

2) 固溶強(qiáng)化

固溶強(qiáng)化主要來(lái)源于V元素。一方面，隨合金中V元素含量增加，點(diǎn)陣畸變的程度加大，由此而產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)發(fā)生彈性交互作用并阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使變形抗力提高。另一方面，材料發(fā)生變形時(shí)，V原子吸附在位錯(cuò)附近形成柯氏氣團(tuán)，使位錯(cuò)被釘扎住，從而提高變形抗力。張翥等[19]總結(jié)了鈦合金中常見(jiàn)合金元素的強(qiáng)化效果，V元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)每增加0.1%，材料的強(qiáng)度約提升3.5 MPa。經(jīng)計(jì)算，2% TiC/TC4復(fù)合材料中V的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.862%，由此計(jì)算出固溶強(qiáng)化導(dǎo)致材料的屈服強(qiáng)度比TC4合金提高的值Δσs約為65 MPa。

3) 顆粒承載強(qiáng)化

由于TiC/TC4復(fù)合材料的TC4基體與TiC顆粒具有不同的物理性能，在材料受到拉力時(shí)，TiC顆粒與基體發(fā)生不協(xié)調(diào)變形，基體在TiC顆粒周圍產(chǎn)生塑性變形區(qū)域，使基體中的位錯(cuò)密度提高，從而提高復(fù)合材料的強(qiáng)度。顆粒強(qiáng)化的數(shù)值可用相關(guān)文獻(xiàn)[18, 20]的顆粒承載強(qiáng)化模型計(jì)算：

式中：σ0.2為2%TiC/TC4復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度(956 MPa)；φTiC為復(fù)合材料中TiC的體積分?jǐn)?shù)(0.02)；Gm為T(mén)C4的剪切模量(42 GPa)；b為柏氏矢量，約為0.295 nm；dTiC為T(mén)iC顆粒的平均直徑，經(jīng)EBSD分析，2%TiC/TC4復(fù)合材料中TiC顆粒的平均直徑為2.63 μm；ξ為幾何因子，取值0.4；ε為復(fù)合材料的塑性應(yīng)變，取值0.169；σ0.2m為基體材料TC4的屈服強(qiáng)度730 MPa。計(jì)算出顆粒承載強(qiáng)化的數(shù)值ΔσTiC=20 MPa。

因此，用粒度為40～80 μm的TC4合金粉末為原料制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料，理論屈服強(qiáng)度為σTiC/TC4=σTC4+ΔσHP+Δσs+ΔσTiC，計(jì)算結(jié)果為909 MPa，與實(shí)驗(yàn)測(cè)得的屈服強(qiáng)度946 MPa接近。由上述分析可知，細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化為T(mén)iC/TC4復(fù)合材料的主要強(qiáng)化機(jī)理。

3 結(jié)論

1) 采用熱壓燒結(jié)法原位制備網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiC/TC4復(fù)合材料，通過(guò)石墨紙隔斷的高通量實(shí)驗(yàn)制備效果良好，可一次制備一批具有不同成分和網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸的TiC/TC4復(fù)合材料。

2) 隨TiC含量增加，TiC/TC4復(fù)合材料的強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率均先升高后下降；隨TC4粉末粒度減小，TiC/TC4復(fù)合材料的強(qiáng)度與塑性同時(shí)提高。用粒度為40～80 μm的TC4合金粉末制備的2%TiC/TC4復(fù)合材料網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸為40～80 μm，綜合性能最優(yōu)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為946 MPa和1058 MPa，同時(shí)伸長(zhǎng)率高達(dá)18.1%。

3) 2%TiC/TC4復(fù)合材料優(yōu)良的強(qiáng)韌性歸因于細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化以及基體良好的連續(xù)性。