熔鑄法制備TiC增強(qiáng)高溫鈦合金基復(fù)合材料組織與高溫變形行為.pdf

1、與鈦合金相比,鈦基復(fù)合材料具有更高的比強(qiáng)度、比模量以及高溫強(qiáng)度等特點(diǎn),在航空航天領(lǐng)域有著潛在的應(yīng)用前景。了解鈦基復(fù)合材料高溫力學(xué)性能與組織和成分的關(guān)系對擴(kuò)大其應(yīng)用范圍有重要的理論和實(shí)際意義。本文將原位合成技術(shù)與傳統(tǒng)鑄造相結(jié)合制備了多種成分的TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料,主要選用三種成分的基體合金:Ti-6Al-3Sn-3.5Zr-0.4Mo(Matrix1);Ti-6Al-2Zr-1.5Mo(Matrix2);Ti-6Al-3Sn-9Zr-1

2、.5Mo(Matrix3)。研究TiC含量,基體成分和凝固條件對復(fù)合材料凝固組織的影響,分析復(fù)合材料基體組織在熱處理過程中的演變行為,探討了復(fù)合材料的室溫和高溫拉伸性能以及斷裂行為,討論復(fù)合材料組織與力學(xué)性能的對應(yīng)關(guān)系,強(qiáng)化機(jī)制以及溫度對復(fù)合材料拉伸強(qiáng)度的影響。
　　XRD分析表明凝固析出的TiC處于缺C狀態(tài),TiC含量越高,缺C越嚴(yán)重。β熱處理后,TiC內(nèi)的C含量明顯增加。隨著TiC含量增加,其形貌由長條狀向等軸狀再向枝晶特征過

3、渡。壁厚的降低和Mo含量的提高均可使Ti-C共晶點(diǎn)向高C遷移,致使初生TiC減少,共晶TiC增多。C可顯著細(xì)化復(fù)合材料的β晶粒,并且析出的TiC可細(xì)化復(fù)合材料中α片層和α集束,改變了α相的集束特征。TiC含量高于15vol.％時,α相演變?yōu)榈容S或近等軸形貌,因為TiC阻礙了α片層的生長。改變凝固條件來提高復(fù)合材料的冷卻速度可細(xì)化α相尺寸,且α相以集束方式生長。說明TiC只能在較低冷速下才能阻礙α片層的生長。
　　復(fù)合材料經(jīng)β處理后

4、,基體均為具有網(wǎng)籃特征的片層組織。以Matrix1合金為基體時,β處理后復(fù)合材料的α片層尺寸稍微降低,不過以Matrix2為基體時,復(fù)合材料經(jīng)類似工藝處理,α片層明顯細(xì)化。研究表明β處理能否引起片層細(xì)化主要取決于β穩(wěn)定元素含量,特別是Mo含量。經(jīng)α+β處理,復(fù)合材料基體演變?yōu)殡p相組織,α相的形貌和數(shù)量主要取決于熱處理溫度。
　　β-transus+(20℃-40℃)/FC處理后,基體合金的組織為粗大的魏氏組織,而10vol.%Ti

5、C/Matrix1復(fù)合材料基體演變?yōu)榈容S組織。該差異主要是因為該復(fù)合材料中TiC相的存在。α-Ti析出相與TiC相之間存在以下位向關(guān)系:[11-20]α//[0-11]TiC,(000-1)α//(111)TiC;[2-1-10]α//[011]TiC,(01-10)α//(1-11)TiC。晶格錯配度計算進(jìn)一步說明TiC可以作為α-Ti析出相的形核基底?？紤]到α相與TiC之間不存在嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系,α相只能以等軸方式生長。

6、　　TiC含量,基體成分和凝固條件均對復(fù)合材料鑄態(tài)室溫力學(xué)性能有較大的影響。少量TiC的引入可顯著提高復(fù)合材料的室溫強(qiáng)度,不過以犧牲塑性為代價,TiC含量超過15vol.%,復(fù)合材料脆化嚴(yán)重。壁厚的降低可顯著提高10vol.%TiC/Matrix2復(fù)合材料的室溫屈服強(qiáng)度,但降低了室溫塑性。增加基體中Mo含量有利于提高復(fù)合材料室溫塑性的。β處理后以Matrix1為基體的復(fù)合材料的室溫塑性明顯提高,但強(qiáng)度變化較小。由于β處理引起的片層細(xì)化,

7、以Matrix2為基體的復(fù)合材料的室溫強(qiáng)度顯著提高,不過塑性大幅降低。采用經(jīng)典屈服理論來評估復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度,結(jié)果顯示理論值與實(shí)測值比較吻合。
　　600℃下TiC含量的增加幾乎未引起復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度的提高,但700℃以上高含量TiC的復(fù)合材料更有優(yōu)勢,相比于基體合金,700℃下15vol.%TiC/Matrix1和20vol.%TiC/Matrix1復(fù)合材料拉伸強(qiáng)度增幅分別達(dá)81.1MPa和152.4MPa。β和α+β熱處理對

8、以Matrix1為基體的復(fù)合材料高溫拉伸性能的影響很小。壁厚不同引起的10vol.%TiC/Matrix2復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度差異隨拉伸溫度的提高逐漸減少,到650℃時壁厚對復(fù)合材料強(qiáng)度幾乎沒有影響。熱處理可提高650℃以下以Matrix2和Matrix3為基體的復(fù)合材料的強(qiáng)度,更高溫度下熱處理引起的組織強(qiáng)化被基體軟化所抵消。顯然,熱處理強(qiáng)化存在很大的局限性。
　　斷裂研究表明,較低溫度范圍內(nèi)復(fù)合材料發(fā)生解理或準(zhǔn)解理斷裂,TiC的開裂

9、主導(dǎo)了復(fù)合材料的斷裂過程;在更高溫度下復(fù)合材料發(fā)生微孔聚集型斷裂。復(fù)合材料發(fā)生解理或準(zhǔn)解理斷裂的上限溫度主要受TiC含量和基體成分影響。熱處理對復(fù)合材料的斷裂方式影響較小。
　　TiC含量低于10vol.%,固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化只能在650℃以下才可發(fā)揮其作用。TiC含量高于15vol.%,TiC的承載強(qiáng)化效果在高溫下得以增強(qiáng)且TiC含量越高其承載效果越明顯。研究指出在不同溫度區(qū)間,提高復(fù)合材料拉伸強(qiáng)度的路徑是有很大差異的。650℃

10、以下通過提高基體中合金化程度來提高基體強(qiáng)度可有效提高復(fù)合材料拉伸強(qiáng)度;700℃以上,只有基體強(qiáng)度和TiC含量同時提高,才可顯著復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度。
　　總體上,復(fù)合材料以及基體合金的拉伸強(qiáng)度在不同溫度區(qū)間呈不同的降低趨勢。從室溫到600℃,材料的拉伸強(qiáng)度緩慢降低;600℃以上拉伸強(qiáng)度降低速率加快。復(fù)合材料基體隨溫度的軟化特征與拉伸強(qiáng)度的變化相似,而TiC的承載應(yīng)力呈先增加后降低的規(guī)律。基體強(qiáng)度的變化主導(dǎo)了復(fù)合材料拉伸強(qiáng)度的演化行為