鈦-鋁-碳復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)調(diào)控、性能及強(qiáng)韌化機(jī)理研究.pdf

1、由于具有密度低、熔點(diǎn)高、比強(qiáng)度和比模量高、抗高溫氧化能力出眾和蠕變速率小， Ti-A l系金屬間化合物可用于制造超高速飛行器的翼、殼體以及噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)和渦輪等航空航天、汽車工業(yè)的耐高溫部件等，而且可替代鈦、鎳基高溫合金，因此被認(rèn)為是新一代輕質(zhì)耐高溫結(jié)構(gòu)材料的典型代表。但是， Ti-Al系金屬間化合物存在脆性大、高溫強(qiáng)度差及超過(guò)800℃高溫氧化抗力不足等問(wèn)題，嚴(yán)重阻礙了其應(yīng)用化進(jìn)程。
　　復(fù)合化技術(shù)是改善Ti-Al系金屬間化合物性能缺

2、陷的一種行之有效的手段，其中增強(qiáng)相的選擇尤為關(guān)鍵。目前，MAX層狀三元化合物的出現(xiàn)受到了研究者的廣泛關(guān)注，它們同時(shí)兼具金屬和陶瓷的優(yōu)良性能，被認(rèn)為是Ti-A l系金屬間化合物理想的增強(qiáng)相。本文采用壓力輔助原位反應(yīng)技術(shù)制備高純度Ti3AlC2和內(nèi)生 MAX（Ti2AlC/Ti3AlC2/Ti3AlC2-Ti2AlC）陶瓷顆粒增強(qiáng) Ti-Al系金屬間化合物，探索不同種類、數(shù)量及組合方式的內(nèi)生陶瓷顆粒（Ti2AlC/Ti3AlC2/Ti3Al

3、C2-Ti2AlC）對(duì)Ti-Al系金屬間化合物微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響規(guī)律，建立結(jié)構(gòu)與性能之間的關(guān)系，探討強(qiáng)韌化機(jī)制，為發(fā)展高強(qiáng)高韌原位內(nèi)生陶瓷顆粒增強(qiáng)Ti-Al系金屬間化合物提供必要的技術(shù)支持。本文主要研究結(jié)果如下：
　?。?）利用 Ti-1.2Al-2TiC、2TiC-Ti-1.2Al-0.1Sn、2TiC-Ti-1.2Al-0.1Si、2TiC-Ti-1.2Al-0.05Sn-0.1Si和2TiC-Ti-1.2Al-0.1S

4、n-0.1Si體系的原位反應(yīng)經(jīng)1350℃燒結(jié)后獲得了高純度Ti3AlC2。2TiC-Ti-1.2Al體系與Ti-Al-2TiC體系相比，Ti3AlC2合成純度較高（90.62wt.％）。通過(guò)Si或Sn摻雜，大大提高了Ti3AlC2的合成純度，尤其是Si和Sn協(xié)同摻雜后，Ti3AlC2的合成純度最高達(dá)98.94wt.%。2TiC-Ti-1.2Al-0.05Sn-0.1Si體系合成產(chǎn)物的綜合性能最佳，其 Vickers硬度、抗彎強(qiáng)度和斷裂韌

5、性分別為3.68GPa、530.23MPa和7.06MPa·m1/2。
　?。?）利用 Ti-Al-Ti3AlC2體系900℃/2h低溫原位反應(yīng)成功制備了雙相Ti3AlC2-Ti2AlC協(xié)同增強(qiáng)TiAl基復(fù)合材料。Ti3AlC2和Ti2AlC增強(qiáng)相顆粒主要分布在基體晶界處。隨著Ti3AlC2摻雜量的增大，結(jié)構(gòu)變得疏松，增強(qiáng)相團(tuán)聚嚴(yán)重。當(dāng) Ti3AlC2摻雜量為5wt.%時(shí)，Ti3AlC2-Ti2AlC/TiAl基復(fù)合材料的性能最佳

6、，Vickers硬度、抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為2.7GPa、316MPa和7.3MPa·m1/2。合適的界面結(jié)合強(qiáng)度、雙相Ti3AlC2-Ti2AlC協(xié)同配合是賦予高韌性的主要原因。
　?。?）利用Ti-Al-Ti3AlC2體系的低溫原位反應(yīng)（1000℃/2h）成功制備了Ti2AlC/TiAl基復(fù)合材料。利用 Ti3AlC2分解反應(yīng)原位形成的 Ti2AlC陶瓷顆粒尺寸細(xì)小，主要分布在 TiAl基體的晶界處，并構(gòu)成了網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)。隨著

7、Ti2AlC生成量的增加，團(tuán)聚現(xiàn)象加劇，結(jié)構(gòu)疏松。當(dāng)Ti3AlC2摻雜量為5wt.%時(shí)，Ti2AlC/TiAl基復(fù)合材料的性能最佳，Vickers硬度、抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為3.7GPa、651.5MPa和10.89MPa·m1/2。提出了Ti2AlC/TiAl基復(fù)合材料的韌化機(jī)制：基體晶粒的細(xì)化和均勻分布的 Ti2AlC陶瓷顆粒；原位Ti2AlC的存在引發(fā)的裂紋偏轉(zhuǎn)，棒狀Ti2AlC的架橋效應(yīng)以及穿晶斷裂。
　?。?）利用Ti

8、xAly-Ti3AlC2體系1150℃/2h原位反應(yīng)成功制備了高強(qiáng)高韌Ti2AlC增強(qiáng)的TiAl基復(fù)合材料。Ti2AlC顆粒主要呈2種形態(tài)：彌散和大顆粒狀，結(jié)構(gòu)致密。隨著Ti3AlC2摻雜量的增大，基體晶粒明顯減小。當(dāng)Ti3AlC2摻雜量為5wt.%時(shí)，獲得了最佳綜合性能，Vickers硬度、抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為5.14GPa、921.8MPa和7.2MPa·m1/2，與TiAl合金相比，抗彎強(qiáng)度提高了232.6%，斷裂韌性提高了2

9、3.6%。彌散分布的第二相Ti2AlC的形成，細(xì)化了 TiAl基體晶粒，同時(shí)穿晶斷裂、裂紋的偏轉(zhuǎn)和橋聯(lián)、增強(qiáng)相顆粒的拔出等混合斷裂特征使裂紋擴(kuò)展需要更多的能量，裂紋擴(kuò)展受阻，韌性得以改善。
　?。?）利用 Ti-Al-TiC體系原位反應(yīng)（1300℃）成功制備了原位內(nèi)生Ti2AlC/TiAl基復(fù)合材料。原位形成的 Ti2AlC陶瓷顆粒尺寸約5～10μm；Ti2AlC顆粒大部分分布在TiAl基體的晶界處；隨Ti2AlC生成量的逐漸增大

10、， Ti2AlC呈團(tuán)簇狀分布。當(dāng)Ti2AlC含量為15wt.%時(shí)，TiAl/Ti2AlC基復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性達(dá)到最大，分別為486±16MPa和7.78±0.13MPa·m1/2，較TiAl合金提高了5.65%和8.2%。Ti2AlC陶瓷顆粒的生成，使得TiAl合金的強(qiáng)度和塑性同時(shí)得以提高，但 Ti2AlC含量高時(shí)，反而不利于強(qiáng)度和塑性的提高。提出了強(qiáng)韌化機(jī)制：柔性第二相 Ti2AlC強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化；混合斷裂模式（穿晶斷裂、層

11、間撕裂、層狀剝離以及橋聯(lián)、裂紋分叉和裂紋偏轉(zhuǎn)等）。
　?。?）利用Ti-Al-TiC-CNTs體系的原位反應(yīng)成功制備了Ti3AlC2/TiAl3基復(fù)合材料。增強(qiáng)相Ti3AlC2主要分布在TiAl3晶界處，形成網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，Ti3AlC2 和TiAl3結(jié)合緊密。Ti3AlC2呈2種不同形態(tài)分布：粒子和針狀。Ti3AlC2/TiAl3基復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性分別達(dá)487.2MPa和5.5MPa·m1/2，遠(yuǎn)高于TiAl3

12、合金的彎曲強(qiáng)度（162MPa）和斷裂韌性（2MPa·m1/2），分別提高了約200.7%和175%。Ti3AlC2/TiAl3基復(fù)合材料存在多種增韌機(jī)制，包括裂紋的偏轉(zhuǎn)、分支和橋聯(lián)，顆粒的拔出以及穿晶斷裂等。
　?。?）利用 Ti-Al-TiC-CNTs體系的原位反應(yīng)成功制備了 Ti2AlC Ti2AlC/TiAl3復(fù)合材料，并形成了搭接層狀結(jié)構(gòu)，樣品的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性最高可達(dá)343.21MPa和6.5MPa·m1/2，遠(yuǎn)高于