增强相含量对原位熔铸TiC/TC4组织与性能影响研究

曹 磊，曲文诚，胡郅贤，魏尊杰，王宏伟

(1.沈阳理工大学 材料科学与工程学院，沈阳 110159；2.哈尔滨工业大学 材料科学与工程学院，哈尔滨 150001)

非连续增强钛基复合材料与钛合金相比具有高比强度和比刚度、优良的高温性能和极佳的耐磨耐蚀性能，且其制造工艺简单、成本低，因此在航空、航天及汽车等领域有广泛的应用前景[1-3]。非连续增强金属基复合材料的主要制备方法有粉末冶金法、自蔓延高温合成法、机械合金化法、熔铸法等[4-7]，其中熔铸法是在合金熔铸过程中直接加入增强相生成粉(C、B、TiC、B4C粉等)，在熔融过程中与钛熔体反应生成增强相。采用熔铸法制备非连续增强钛基复合材料的优点是工艺与普通钛合金铸造差别不大，工艺流程较短、成本较低，适合批量生产，并可以铸造较复杂结构的构件。熔铸法制备的钛基复合材料中的增强相基本为原位合成，可以避免增强颗粒的界面污染问题，也避免了外加颗粒时的润湿和反应问题，自生颗粒与钛基体结合也更好，有利于提高复合材料的性能[8-9]。

在钛基复合材料的非连续增强相中，TiC和TiB具有高弹性模量和高硬度，其热膨胀系数和密度与钛合金相近[10]，且这两种增强相均可以原位合成，其与钛基体之间具有良好的界面结合和稳定性，被认为是理想的非连续增强钛基复合材料的增强相。近年来，针对TiC、TiB或两者混杂增强钛基复合材料开展了大量研究[11-14]，但采用熔铸法制备的复合材料中存在增强相组织和形态不理想、机械性能尤其是塑性欠佳等问题。因此，有必要对非连续增强钛基复合材料的组织、增强相形态及与力学性能的关系等方面开展进一步的深入研究。

本文采用真空感应熔炼，通过原位熔铸方法制备不同TiC体积分数的TiC/TC4复合材料，研究TiC增强相含量对复合材料的组织和拉伸特性的影响，并对复合材料的室温和高温强化机理进行探讨。

1 实验材料和实验方法

实验采用0级海绵钛、高纯铝、Al-V中间合金和C粉，按照不同的TiC体积分数配制并混合后压制成块，在真空感应熔炼炉中熔炼，熔炼完成后合金熔体浇入机加石墨型中，制得厚度约15mm的板状铸件。铸件的C加入量及相应的TiC体积分数如表1所示。

表1 铸件C加入量及TiC体积分数

铸态试样经切割、磨平、抛光后，采用Rigaku D/max-RB型X射线衍射仪分析复合材料的相组成，用Zeiss MC82 DX光学显微镜观察钛基复合材料铸态组织形貌；在Instron 1186万能试验机上对试样进行室温和高温拉伸实验；采用Hitachi S-570扫描电镜对拉伸断口形貌进行观察。

2 结果与讨论

2.1 复合材料的相组成和铸态显微组织

不同TiC体积分数的TiC/TC4复合材料的X射线衍射图谱如图1所示。

由图1中XRD曲线可知，复合材料基体均由α-Ti和β-Ti组成，并含有TiC增强相，说明TC4基体中加C后，只生成TiC一种增强相；还可观察到TiC相的衍射峰高值随着TiC体积分数的增加而逐渐增大；X射线衍射结果表明，利用钛与C粉的原位反应经普通的钛合金感应熔炼及浇铸方法可以制备出TiC/TC4复合材料。

图1 TiC/TC4复合材料的X射线衍射图

不同TiC体积分数的铸态TiC/TC4复合材料的显微组织如图2所示。

图2 TiC/TC4复合材料的铸态显微组织

由图2可以看出，TiC形态随其含量的不同而有明显差别。由图2a和图2b可见，当TiC体积分数相对较小，即体积分数为2.5%或5%时，TiC主要呈细小的条状或粒状，大部分分布于基体的枝晶间或晶界上，这种形貌和分布的TiC通常认为是共晶TiC[15]；由图2c可见，当TiC体积分数增加到10%时，基体中不但有较细小的共晶TiC，还存在尺寸相对较大的等轴状或枝晶状TiC颗粒，其粒径约为4～7μm，从分布上看主要存在于晶内，这种TiC通常认为是初生TiC[15]，且初生TiC的相对含量比共晶TiC要高。由Ti-C二元相图[16]可知，当C元素含量较低时，合金成分位于亚共晶区，因此凝固析出的TiC为共晶TiC；而当C含量增加到过共晶区时，凝固时会先析出初生TiC，C含量越多，合金中初生TiC的相对数量越多，共晶TiC的相对数量就越少。

2.2 室温和高温拉伸性能

图3所示为铸态TC4合金和不同体积分数TiC增强的复合材料在室温、350℃和500℃下的抗拉强度。

图3 不同TiC含量的复合材料和未复合基体合金在室温和高温下的抗拉强度变化

从图3可以看出，在室温和高温下，添加TiC后复合材料的强度比基体合金均有所提高，提高幅度约50～60MPa。但从不同TiC体积分数的三种复合材料之间的对比来看，其抗拉强度值在室温拉伸时比较接近，即TiC体积分数的增加对强度的影响较小。室温拉伸时，在体积分数低于10%的范围内，TiC含量不同引起的复合材料强度的差别并不明显。在高温下拉伸时，TiC体积分数不同对复合材料抗拉强度的影响逐渐明显，在350℃时，复合材料抗拉强度随TiC体积分数的增加而逐渐增加，而到500℃时，这种趋势更加明显，即高温下TiC体积分数越大，复合材料的拉伸强度越高。可见TiC增强相对复合材料强度的影响在高温拉伸时逐渐显现出来，温度越高越明显。

由图3还可以观察到，未复合基体合金与复合材料之间的强度差别随着温度的增加越来越明显，在500℃时，10%TiC/TC4复合材料与铸态TC4合金之间的抗拉强度差值达到140MPa。

图4所示为未复合基体合金与不同体积分数TiC增强的复合材料的延伸率随温度的变化。

图4 不同TiC含量的复合材料和未复合基体合金在室温和高温下的延伸率变化

由图4可以看出，由于TiC相的加入，复合材料的塑性相比未复合的基体合金有所降低，且随TiC体积分数的增加而逐渐减小。且基体合金的延伸率随温度的升高，其增加幅度也逐渐加大，而TiC/TC4复合材料的延伸率随温度升高而增加的幅度则相对较小，故基体合金与复合材料之间延伸率的差距随温度的升高而逐渐增大。

采用原位熔铸法制备的TiC/TC4复合材料，在加入不同含量TiC增强相时，其强度在室温和高温时有明显提高，但延伸率有所降低；复合材料在室温和高温下的拉伸强化机制有所差异。

2.3 复合材料的强化机制

非连续增强金属基复合材料的强化因素很多，可能的强化原因有细晶强化、第二相导致的位错亚结构强化、Orowan强化及增强相的载荷传递机制等[17]。本文采用原位熔铸法制备的TiC/TC4复合材料，其强化机理需从制备工艺、组织、增强相性能、基体性能和增强相与基体的结合等多方面来考虑。

首先分析室温拉伸时TiC/TC4复合材料的强化机制。本文中复合材料采用石墨型铸造，铸件的壁厚较薄，铸件凝固时冷速较高，从组织上看，复合材料和基体合金之间的晶粒度差别不大，细晶强化可以忽略。TiC增强相原位自生过程中，其与Ti基体的热膨胀系数差别较小(≤30%)[18]，同时铸态的复合材料由于没有经过挤压、锻造等热变形，TiC含量不大于10%，故其造成位错密度的增加较少[19]，因此位错亚结构导致强度增加较小。通常颗粒尺寸在1μm以下时Orowan强化才起作用，本文复合材料中大部分TiC相尺寸大于1μm，故可认为Orowan强化效应也较小。从实验结果可知，不同TiC含量的复合材料之间的室温拉伸强度变化不明显，含10%TiC的复合材料相比于含5%TiC的复合材料，其抗拉强度反而有微小的下降，考虑到铸造Ti基体本身具有较高的屈服强度和较差的塑性，故TiC颗粒在基体屈服之前就承受了较高的应力水平而不能起到很好的载荷传递作用。因此，本研究认为C元素的固溶强化对复合材料的室温强度起决定作用。由于C在Ti基体中的固溶度较小，本文中三种TiC含量的复合材料基体都处于C饱和状态[15-16]，故C对三种TiC含量的复合材料的固溶强化程度基本一致，结合复合材料强度增加的幅度，可认为由于TiC的引入导致复合材料基体C元素的固溶强化是复合材料室温拉伸时强度增加的主要因素。

350℃和500℃高温情况下TiC/TC4复合材料的强化机制与室温时有所不同，在室温和高温时复合材料的拉伸断口形貌的差别中有所体现。图5所示为10%TiC/TC4复合材料分别在室温和500℃下的断口形貌。

由图5可以看出，复合材料在不同温度下的拉伸断口均为准解理断口，断口中脆性解理断面为TiC增强相，韧窝和撕裂棱为TC4基体。在不同温度下TiC颗粒的解理断裂形貌基本相同，而基体钛合金的断口韧窝形貌则有所差别。室温拉伸时基体韧窝相对较小且浅(图5a)，500℃拉伸时基体韧窝相对大且深(图5b)，且从图5b中可以发现，部分TiC颗粒旁基体的撕裂棱显著高于TiC增强相的断面，说明TC4基体在高温时拉伸断裂前变形量相对较大。因此，由于基体钛合金在高温下表现出更好的塑性流变，使得复合材料在高温拉伸时除C元素固溶强化外，TiC增强相的载荷传递机制也开始发生较大作用。

图5 10%TiC/TC4复合材料在室温和500℃下的拉伸断口形貌

〈σ〉M=-fCM(S-I)εT

为进一步说明拉伸实验结果，分析加载时复合材料内部的载荷分配和载荷传递，采用金属基复合材料中Eshelby模型[17，20]来分析TiC/TC4复合材料高温与室温强化原因的差别。由Eshelby模型可知，复合材料加载时基体和非连续增强相的平均内应力可分别表示为[17]

(1)

〈σ〉R=(1-f)CM(S-I)εT

(2)

其中

εT=-{(CM-CR)[S-f(S-I)]-CM}-1(CM-CR)εA

(3)

式中：〈σ〉M为基体的平均内应力；〈σ〉R为非连续增强相的平均内应力；f为增强相体积分数；CM为基体刚度张量；S为Eshelby张量；I为单位矩阵；εT为增强相等效应变；εA为外加载荷引起的基体应变。

由前述分析可知，TiC/TC4复合材料在高温下其TC4基体在外加载荷作用下的变形量相对增大，故其εA增大，则增强相的等效应变εT也随之增加，相应导致基体平均内应力〈σ〉M增大，可推知，在增强相的作用下基体承载的应力相对增大。由式(1)和式(2)可知，TiC增强相体积分数越高，增强相承载的平均内应力越小，而相应的基体承载的平均内应力越大，即基体表现出来的拉伸强度越高。为实现增强相较好的载荷传递作用，基体要有较好的塑性，这也是室温时TiC相强化效果不明显而高温下强化效果较明显的原因。

3 结论

(1)采用原位熔铸法制备了TiC/TC4复合材料，复合材料中TiC体积分数为2.5%和5%时，增强相主要以细条状或细小点粒状的共晶TiC为主；TiC体积分数增加到10%时，由于凝固路径的变化，复合材料中产生等轴状或枝晶状的初生TiC相，且初生TiC在TiC增强相中的相对数量较多。

(2)室温拉伸时复合材料的强度比未复合基体合金有显著提高，但由于室温时复合材料中C元素的固溶强化起主要作用，故不同TiC含量的复合材料之间的室温拉伸强度差别不大。

(3)高温拉伸时复合材料的强度提高幅度增大，复合材料与未复合基体合金之间的抗拉强度差由室温时的50～60MPa增加到500℃时的140MPa(最大差值)。在350℃和500℃拉伸时，由于高温下钛合金基体塑性增强，TiC颗粒的载荷传递效应增加，故复合材料的高温抗拉强度随TiC含量增加而逐渐增大。