張長(zhǎng)江，張樹志，侯趙平，林 鵬，孔凡濤，陳玉勇

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(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的高溫拉伸力學(xué)行為與失效機(jī)理

張長(zhǎng)江1，張樹志1，侯趙平1，林 鵬1，孔凡濤2，陳玉勇2

(1. 太原理工大學(xué)先進(jìn)鎂基材料山西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，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，哈爾濱150001)

采用真空感應(yīng)熔煉技術(shù)制備不同體積分?jǐn)?shù)(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料，研究該系列復(fù)合材料在600~750 ℃高溫拉伸力學(xué)行為。結(jié)果表明：(TiBw+TiCp)含量由0增加到7.5%(體積分?jǐn)?shù))時(shí)，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料基體初始晶粒和片層得到顯著細(xì)化；TiBw及TiCp的原位生成顯著提高了基體合金的抗拉強(qiáng)度，并隨(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)的增大而增大；隨著拉伸溫度升高，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度降低而塑性增加，TiBw及TiCp對(duì)基體的強(qiáng)化作用主要源于細(xì)晶強(qiáng)化、載荷傳遞強(qiáng)化；(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在600~700 ℃的斷裂機(jī)制為TiBw和TiCp的斷裂在750 ℃為增強(qiáng)相與基體間界面脫粘。

鈦基復(fù)合材料；顯微組織；高溫拉伸性能；失效機(jī)理

顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(PTMCs)具有低密度、高比強(qiáng)度、高比剛度及優(yōu)良的耐熱性能，因而在航空航天領(lǐng)域具有廣泛應(yīng)用前景[1?2]。在PTMCs眾多的增強(qiáng)相中，采用原位自生技術(shù)制備的TiBw和TiCp增強(qiáng)相受到了眾多研究者的關(guān)注，這主要是由于TiBw與TiCp自身優(yōu)良特性，同時(shí)原位自生方法制備的增強(qiáng)相和基體之間的界面結(jié)合良好，且干凈無污染[3]。另外，TiBw與TiCp混雜增強(qiáng)較單一增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料更具性能優(yōu)勢(shì)[4]。原位制備鈦基復(fù)合材料的方法主要有粉末冶金法[4?5]、鑄錠冶金法[3, 6]、等離子燒結(jié)法[7]、機(jī)械合金化法[8]等。其中，原位熔鑄法因具有可制備大尺寸復(fù)雜零件、近凈成形、工藝簡(jiǎn)單、成本低廉等突出優(yōu)點(diǎn)而廣泛應(yīng)用于制備PTMCs[2, 9]。

眾所周知，開發(fā)PTMCs的主要目的是在鈦合金的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步提高其力學(xué)性能及服役溫度。眾多學(xué)者已經(jīng)對(duì)PTMCs的高溫力學(xué)行為進(jìn)行了較多研究[10?12]。

GENG等[10]對(duì)(TiB+Y2O3)/Ti復(fù)合材料的研究發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料在400~600 ℃范圍內(nèi)的拉伸強(qiáng)度均比基體的高，且適當(dāng)提高增強(qiáng)相含量對(duì)復(fù)合材料高溫力學(xué)性能有積極作用。RAHOMA等[11]研究2.2% (TiBw+TiCp)/TB-20復(fù)合材料在550~650 ℃下的高溫力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)增強(qiáng)相的強(qiáng)化效果隨溫度的升高而提高。QI等[12]對(duì)10%TiC/Ti復(fù)合材料在600~900 ℃拉伸力學(xué)行為的研究發(fā)現(xiàn)，TiC的承載能力與界面結(jié)合狀態(tài)有關(guān)，并非總是隨溫度升高而提高?？梢姡伝鶑?fù)合材料的高溫力學(xué)特性與增強(qiáng)相含量、基體種類以及界面狀態(tài)密切相關(guān)。對(duì)于基體使用溫度為600 ℃的(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料，研究重點(diǎn)主要集中在組織演化及室溫力學(xué)行為[6, 13]、抗氧化性能[14]以及超塑性變形[15]等方面，而對(duì)于高溫拉伸狀態(tài)下復(fù)合材料的力學(xué)性能及斷裂行為的研究報(bào)道甚少。

因此，本文作者對(duì)不同體積分?jǐn)?shù)(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在600~750 ℃高溫拉伸力學(xué)性能和斷裂行為進(jìn)行研究，揭示不同溫度下復(fù)合材料的高溫拉伸力學(xué)特性，為高溫鈦合金基復(fù)合材料的應(yīng)用提供一定的理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

本研究中所用的系列(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料(體積分?jǐn)?shù)分別為0、2.5%、5%、7.5%)采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉爐熔煉，基體為近系高溫鈦合金Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si，增強(qiáng)相TiB和TiC(體積比為1:1)通過Ti與B4C、C粉原位反應(yīng)生成[13]。原材料采用海綿鈦(99.9%)、B4C 粉末(98%，2~2.5 μm)、石墨粉(99%，2~5 μm)、高純鋁塊(99.99%)、錫錠(99.9%)、海綿鋯(99.9%)、結(jié)晶硅(99.9%)，鋁?鉬及鋁?釔中間合金。按照所需配比將粉末混合后冷壓成預(yù)制塊，再將預(yù)制塊與海綿鈦在水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉爐中熔煉，為保證成分均勻，熔煉過程中進(jìn)行電磁攪拌，然后澆注成鑄錠(尺寸為120 mm×210 mm)。

從鑄錠上切取試樣以便進(jìn)行組織觀察和力學(xué)性能測(cè)試。采用Leica DM?2700型光學(xué)顯微鏡(OM)和配有能譜儀(EDS)的Quanta 200FEG型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察復(fù)合材料的顯微組織，物相分析利用D/max?B型旋轉(zhuǎn)陽(yáng)極X射線衍射儀。用Instron?5500R(1186)型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫拉伸性能測(cè)試，拉伸速率為0.5 mm/min，拉伸溫度分別為600、650、700和750 ℃。拉伸試樣為薄片狀，標(biāo)距部分尺寸為20 mm×5 mm×2 mm。拉伸斷口組織采用Hitachi S?570型電子顯微鏡觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀結(jié)構(gòu)

圖1所示為不同體積分?jǐn)?shù)的(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的XRD譜。由圖1可以看出，復(fù)合材料主要由Ti、TiC和TiB三相組成，并沒有發(fā)現(xiàn)亞穩(wěn)硼化物或碳化物生成。另外，當(dāng)(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)小于5%時(shí)，TiB和TiC的衍射峰基本看不到，隨著其體積分?jǐn)?shù)的增加，衍射峰的強(qiáng)度有所增強(qiáng)。XRD分析結(jié)果表明：采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉技術(shù)結(jié)合Ti與B4C、C之間的原位反應(yīng)制備(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料。

圖1 不同體積分?jǐn)?shù)(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的XRD譜

圖2所示為不同體積分?jǐn)?shù)的(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料顯微組織。從圖2(a)可以看出，高溫鈦合金基體組織為粗大的魏氏組織，即由清晰完整的初生晶粒和晶內(nèi)按照特定位向平行排列的片層組成。添加增強(qiáng)相后，復(fù)合材料基體組織仍為相與相交替排列的魏氏組織，但晶粒尺寸顯著減?。辉鰪?qiáng)相呈“項(xiàng)鏈狀”偏聚于初始晶界，并且隨著(TiBw+TiCp)增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)的提高，增強(qiáng)相尺寸有明顯增加，如圖2(b)~(d)所示。

圖2 不同體積分?jǐn)?shù)(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的顯微組織

增強(qiáng)相的形貌主要有兩種形態(tài)，即等軸狀或近似等軸狀及晶須狀等。為確定不同形貌特征增強(qiáng)相的結(jié)構(gòu)，以5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料為例分別對(duì)晶須狀和等軸狀增強(qiáng)相進(jìn)行了能譜分析(EDS)，如圖3所示。能譜結(jié)果表明：短纖維狀增強(qiáng)相中主要含有Ti和B元素，摩爾比近似為1.1:1(見圖3(b))，等軸或近似等軸狀顆粒中主要含有Ti和C元素且摩爾比近似為1.4:1(見圖3(c))。結(jié)合XRD結(jié)果，可推斷短纖維狀增強(qiáng)相為TiB而等軸或近等軸狀顆粒為TiC。TiBw和TiCp之間形貌特征的差異與它們不同的晶體結(jié)構(gòu)密切 相關(guān)[16]。

采用圖像分析軟件對(duì)增強(qiáng)相及基體組織參數(shù)進(jìn)行定量分析，結(jié)果如表1所示。從表1可以看出，TiB晶須的長(zhǎng)徑比和TiC顆粒尺寸均隨著增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)的提高而增加。另外，TiBw及TiCp增強(qiáng)相的原位生成顯著細(xì)化了復(fù)合材料基體初生晶粒尺寸和片層厚度。生成2.5%(TiBw+TiCp)時(shí)，初生晶粒尺寸由1033.2 μm降低到137.9 μm，片層厚度由9.32 μm降到6.32 μm。當(dāng)(TiBw+TiCp)增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)提高到5%時(shí)，細(xì)化效果依然顯著，繼續(xù)提高(TiBw+TiCp)增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)，晶粒尺寸并沒有太大的變化?？梢?，初生晶粒尺寸和片層厚度隨(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)的升高而逐漸減小，但當(dāng)(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)達(dá)到一定量后細(xì)化效果有所減弱。

2.2 高溫拉伸性能

表2所示為不同體積分?jǐn)?shù)(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在600~750 ℃高溫拉伸性能?？梢园l(fā)現(xiàn)，在整個(gè)溫度范圍內(nèi)，不同體積分?jǐn)?shù)(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度(b)及伸長(zhǎng)率()隨溫度升高均表現(xiàn)出相似的規(guī)律，即隨拉伸溫度升高，抗拉強(qiáng)度降低而塑性增加。在600~750 ℃溫度范圍內(nèi)任一溫度下，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度均隨(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)的增加而提高，但當(dāng)溫度達(dá)到750 ℃時(shí)，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度隨(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)的增加并沒有明顯提高。這表明(TiBw+TiCp)的強(qiáng)化效果在750 ℃時(shí)急劇降低。(TiBw+TiCp)增強(qiáng)相在不同溫度下的強(qiáng)化效果可用強(qiáng)化率表示，即

式中：0i和σ分別為基體合金和(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度。不同溫度下(TiBw+TiCp)/Ti系列復(fù)合材料的強(qiáng)化率如圖4所示。從圖4可以看出，在600~750 ℃溫度范圍內(nèi)，(TiBw+TiCp)增強(qiáng)相的強(qiáng)化率表現(xiàn)出近似的規(guī)律，(TiBw+TiCp)強(qiáng)化率隨著溫度的升高先提高而后降低，在650 ℃時(shí)表現(xiàn)最佳，超過700 ℃后，強(qiáng)化率又急劇降低。另外，注意到在750 ℃時(shí)，隨著(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)的升高，(TiBw+TiCp)強(qiáng)化率并沒有顯著增加。

另外，在600~700 ℃溫度范圍內(nèi)，復(fù)合材料的延伸率隨溫度升高而緩慢提高，當(dāng)溫度達(dá)750 ℃時(shí)，復(fù)合材料伸長(zhǎng)率卻大幅提高。以5%(TiBw+TiCp)/Ti為例，其伸長(zhǎng)率在600、650和700 ℃時(shí)分別為4.57%、5.2%和12.3%；而當(dāng)溫度達(dá)到750 ℃時(shí)，伸長(zhǎng)率急劇升高到42.4%。

圖3 5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的顯微組織以及相應(yīng)區(qū)域的能譜分析

表1 (TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)參數(shù)

表2 不同體積分?jǐn)?shù)的(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的高溫拉伸性能

圖4 (TiBw+TiCp)/Ti強(qiáng)化率隨溫度的變化

2.3 基體組織轉(zhuǎn)變

圖5所示為5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料不同溫度下拉伸時(shí)變形區(qū)中基體顯微組織。當(dāng)拉伸溫度為600 ℃時(shí)，位錯(cuò)不僅在-Ti與-Ti的相界面處大量塞積，而且在-Ti內(nèi)部中大量纏結(jié)(見圖5(a))；而650 ℃拉伸時(shí)，基體組織除位錯(cuò)纏結(jié)密度稍低于600 ℃的外并無明顯變化(見圖5(b))。高密度的位錯(cuò)塞積與纏結(jié)將會(huì)阻礙位錯(cuò)進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)，引起應(yīng)變硬化從而提高復(fù)合材料拉伸強(qiáng)度。當(dāng)拉伸溫度為700 ℃時(shí)，基體中位錯(cuò)密度顯著降低，位錯(cuò)排列更加規(guī)則并形成位錯(cuò)墻(見圖5(c))。在700 ℃拉伸變形早期，基體中高密度位錯(cuò)的產(chǎn)生使得復(fù)合材料內(nèi)部?jī)?chǔ)存很高的畸變能，從而使材料在熱力學(xué)上處于不穩(wěn)定狀態(tài)。由圖5(c)可以判斷，在700 ℃下多邊形化的發(fā)生降低了位錯(cuò)密度并使位錯(cuò)規(guī)則排列成位錯(cuò)墻，這些規(guī)則的位錯(cuò)墻將構(gòu)成小角亞晶界，為亞晶的形成提供條件。750 ℃時(shí)，基體中已觀察不到位錯(cuò)纏結(jié)的痕跡，只能觀察到少量規(guī)則排列的位錯(cuò)，且組織中已形成典型的回復(fù)亞晶，亞晶界由位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)構(gòu)成(見圖5(d))。

圖5 5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料不同溫度下拉伸時(shí)變形區(qū)基體的顯微組織

2.4 高溫?cái)嗔烟匦?/p>

為更好地理解(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料高溫?cái)嗔烟匦?，?%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料為例對(duì)(TiBw+ TiCp)/Ti復(fù)合材料在600~750 ℃高溫拉伸斷口及斷口變形區(qū)組織進(jìn)行觀察。圖6所示為5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在600~700 ℃的拉伸斷口及其變形區(qū)組織。從圖6(a)~(c)可以看出，TiBw及TiCp在拉伸過程中發(fā)生脆性斷裂，而基體發(fā)生韌性斷裂。開裂的TiBw及TiCp隨機(jī)地分布在斷口表面，其周圍為基體斷裂留下的撕裂棱和韌窩。不同的是，隨拉伸溫度的升高，基體中韌窩數(shù)量明顯增多。另外，直到溫度升高到700 ℃時(shí)，盡管伸長(zhǎng)率達(dá)到12.3%(見表2)，但在斷口中并未觀察到大量TiBw及TiCp從基體中拔出特征(見圖6(c))。這表明700 ℃時(shí)增強(qiáng)相與基體之間的界面結(jié)合強(qiáng)度依然較高，仍能夠承擔(dān)載荷[17]。另外，從拉伸變形區(qū)組織可以看出，在600 ℃拉伸時(shí)，長(zhǎng)徑比較高的TiBw和尺寸較大的TiCp沿拉伸方向發(fā)生斷裂(見圖6(d))。拉伸溫度進(jìn)一步提高，斷裂TiBw及TiCp數(shù)量顯著增多，并且分布范圍擴(kuò)大(見圖6(e)和(f))。這主要是由于隨著溫度升高，材料的塑性變形量大幅增加。

圖7所示為5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在750 ℃時(shí)拉伸斷口及變形區(qū)的形貌。從圖7(a)可以看出，斷口中呈現(xiàn)大量韌窩，斷口表面幾乎觀察不到TiBw和TiCp?？赏茢嘣诨w發(fā)生很大的塑性變形條件下，由于TiBw和TiCp增強(qiáng)相與基體變形不協(xié)調(diào)，基體的變形超越了TiBw和TiCp。從圖7(b)可以看出，變形區(qū)中占主導(dǎo)的為TiBw和TiCp直接與基體發(fā)生脫粘，在增強(qiáng)相與基體界面處形成較大的孔洞；很少觀察到TiBw和TiCp的開裂，斷裂的增強(qiáng)相僅集中在高長(zhǎng)徑比的TiBw。這主要是由于750 ℃下基體嚴(yán)重軟化，作用在增強(qiáng)相上的應(yīng)力可通過位錯(cuò)攀移而得到緩解，從而大幅降低TiBw和TiCp的開裂數(shù)量。另外，TiBw和TiCp與基體間熱膨脹系數(shù)差異較大，拉伸變形過程中增強(qiáng)相與基體間變形不匹配，因此，TiBw和TiCp為與基體間實(shí)現(xiàn)協(xié)調(diào)變形，只能與基體發(fā)生脫粘。

圖6 5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在不同溫度下的拉伸斷口及變形區(qū)形貌

圖7 5%(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在750 ℃下的拉伸斷口及變形區(qū)形貌

3 分析與討論

本研究中還發(fā)現(xiàn)，TiBw及TiCp增強(qiáng)相的原位生成顯著提高鈦基復(fù)合材料高溫拉伸性能，如表2所示。原位自生增強(qiáng)相對(duì)基體強(qiáng)度的提高主要可歸結(jié)于位錯(cuò)強(qiáng)化[9]、細(xì)晶強(qiáng)化[6, 11]、載荷傳遞作用[9, 17]等。通常，鈦基復(fù)合材料強(qiáng)度的提高是由這些強(qiáng)化機(jī)制單獨(dú)或共同作用的結(jié)果。

根據(jù)經(jīng)典的Hall-Petch公式，多晶體的強(qiáng)度隨其晶粒細(xì)化而提高。TiBw及TiCp增強(qiáng)相的原位生成后可使基體晶粒尺寸得到顯著細(xì)化，如圖3及表1所示。隨著(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)的提高，基體組織中初生晶粒和片層的細(xì)化勢(shì)必引起對(duì)復(fù)合材料強(qiáng)度的提高。XIAO等[18]指出，當(dāng)拉伸應(yīng)變速率為1×10?3時(shí)，近高溫鈦合金IMI834的等強(qiáng)溫度為600 ℃。因此，(TiBw+TiCp)的引入引起的基體組織細(xì)化不利于復(fù)合材料更高溫度強(qiáng)度的提高。初生晶粒和片層細(xì)小的基體在600℃以上更易屈服，而(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料600 ℃以上的抗拉強(qiáng)度仍明顯高于基體合金的，顯然，(TiBw+TiCp)承載強(qiáng)化彌補(bǔ)了晶粒細(xì)化而引起的軟化。

增強(qiáng)相能否發(fā)揮載荷傳遞效果很大程度上取決于基體與增強(qiáng)相間的界面結(jié)合強(qiáng)度。由前文(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料高溫?cái)嗔烟匦钥芍?，?fù)合材料在600~700 ℃溫度范圍拉伸時(shí)，TiBw及TiCp均發(fā)生了斷裂，表明增強(qiáng)相與基體之間的界面結(jié)合強(qiáng)度較高，能夠承擔(dān)載荷。而在750 ℃拉伸時(shí)，TiBw及TiCp與基體間界面脫粘占主要特征，而增強(qiáng)相發(fā)生斷裂的比例很少。這表明750℃時(shí)(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料界面結(jié)合強(qiáng)度大大降低，這無疑顯著降低了TiBw及TiCp的載荷傳遞效果。WANG等[19]對(duì)(TiB+La2O3)增強(qiáng)7715D基復(fù)合材料高溫力學(xué)性能研究中也發(fā)現(xiàn)了類似結(jié)果，即增強(qiáng)相在700 ℃以上載荷承載強(qiáng)化能力有限。

眾所周知，隨著拉伸溫度的升高，細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制和位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制對(duì)高溫拉伸強(qiáng)度的貢獻(xiàn)應(yīng)逐漸降低。然而高溫拉伸性能表明(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料相對(duì)于基體合金的強(qiáng)化率隨著溫度的升高先提高而后降低，并在650 ℃達(dá)到峰值。強(qiáng)化率隨溫度的變化規(guī)律應(yīng)與高溫下TiBw及TiCp載荷傳遞能力有關(guān)。因此有必要分析拉伸變形過程中內(nèi)應(yīng)力在增強(qiáng)相中的分布。根據(jù)Eshelby模型[20]，內(nèi)應(yīng)力在增強(qiáng)相中的分布可表示為

其中：

(3)

式中：á?I為增強(qiáng)相上的平均內(nèi)應(yīng)力；M是基體剛度張量；I為增強(qiáng)體剛度張量；為Eshelby張量；為單位矩陣；T為增強(qiáng)相等效應(yīng)變；A為由外加載荷引起的基體應(yīng)變。

隨著拉伸溫度的升高，復(fù)合材料基體發(fā)生軟化，基體的變形能力得以增強(qiáng)，其應(yīng)變量A隨之增加。由式(1)和式(2)可得，A的增大隨之引起增強(qiáng)體等效應(yīng)變T的增大，進(jìn)而導(dǎo)致作用在增強(qiáng)體上的平均內(nèi)應(yīng)力á?I的增加，即增強(qiáng)相的載荷傳遞效應(yīng)變得更加明顯。因此，增強(qiáng)相的承載能力隨著拉伸溫度的提高而明顯增加。但本研究發(fā)現(xiàn)強(qiáng)化率在700 ℃及以上溫度有所降低?？紤]到該模型成立的前提是復(fù)合材料具有良好的界面結(jié)合強(qiáng)度，而研究中(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料在750 ℃界面脫粘現(xiàn)象越來越嚴(yán)重，由此可以認(rèn)為，增強(qiáng)相與基體的界面脫粘直接降低了TiBw及TiCp的承載能力。因此，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的強(qiáng)化率隨溫度的升高表現(xiàn)出先升高而后降低的現(xiàn)象。

鈦基復(fù)合材料伸長(zhǎng)率隨溫度的升高可歸因?yàn)殁伜辖鸹w的軟化[12]。從表2可知，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料基體軟化隨著溫度的升高越來越明顯。當(dāng)拉伸溫度從600 ℃升至650 ℃，基體組織中位錯(cuò)密度降低(見圖5(b))，拉伸溫度進(jìn)一步升高時(shí)，基體組織中可觀察到位錯(cuò)墻(見圖5(c))和回復(fù)亞晶(見圖5(d))。由此可以推斷，隨著溫度的升高，原子熱激活作用加劇，位錯(cuò)纏結(jié)可通過位錯(cuò)滑移和回復(fù)得以釋放。而當(dāng)溫度進(jìn)一步升高時(shí)，位錯(cuò)不僅可以滑移，而且位錯(cuò)攀移和晶界滑動(dòng)更容易進(jìn)行，這將大大提高鈦基復(fù)合材料的伸長(zhǎng)率。另外，在高溫下鈦基體的滑移系也更容易開動(dòng)，有利于塑性的提高。就本質(zhì)而言，鈦基復(fù)合材料基體軟化是由位錯(cuò)的滑移、攀移和晶界滑動(dòng)引起的。

4 結(jié)論

1) 隨著(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)的提高，增強(qiáng)相尺寸有明顯增加。TiBw和TiCp原位生成顯著細(xì)化了原始晶粒和片層尺寸，當(dāng)(TiBw+TiCp)體積分?jǐn)?shù)超過5%后，增強(qiáng)相的細(xì)化效果減弱。

2) 600~750 ℃范圍內(nèi)，TiBw及TiCp的原位生成使基體合金的抗拉強(qiáng)度得到顯著提高，并且隨著增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)的增大而增大，但伸長(zhǎng)率降低。隨拉伸溫度升高，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度降低而塑性增加。(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)理主要為細(xì)晶強(qiáng)化和載荷傳遞強(qiáng)化。

3) 在600~700 ℃的溫度范圍內(nèi)，(TiBw+TiCp)/Ti復(fù)合材料發(fā)生準(zhǔn)解理斷裂，增強(qiáng)相的開裂主導(dǎo)材料斷裂過程，拉伸溫度提高到750 ℃，材料的斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。

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(編輯 李艷紅)

Tensile mechanical behavior and failure mechanism of (TiBw+TiCp)/Ti composites at elevated temperature

ZHANG Chang-jiang1, ZHANG Shu-zhi1, HOU Zhao-ping1, LIN Peng1, KONG Fan-tao2, CHEN Yu-yong2

(1. Shanxi Key Laboratory of Advanced Magnesium-based Materials, Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024;2. National Key Laboratory for Precision Hot Forming of Metals, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001)

Titanium matrix composites reinforced with different volume fractions of (TiBw+TiCp) were prepared by vacuum induction melting technology, the high temperature tensile mechanical behavior of (TiBw+TiCp)/Ti composites at 600~750 ℃was investigated. The results indicate that the priorgrain size andlath width are gradually refined with the (TiBw+TiCp)/Ti (volume fraction) increasing from 0 to 7.5%. The in situ TiBwand TiCpcan improve the ultimate tensile strengths of the matrix alloy significantly, and then increase with the increase of (TiBw+TiCp) volume fraction. With the increase of the tensile temperature, the ultimate tensile strength decreases while the elongation increases. The strengthening effects of (TiBw+TiCp) on matrix alloy are mainly attributed to the grain refinement, load transfer and solid solution of C. The fractograph characteristic of the composites reveals that fracture of TiBwand TiCpis the main failure mechanism of the composites at 600?700 ℃ while interfacial debonding dominates the fracture mechanism of the composites at 750 ℃.

titanium matrix composite; microstructure; high temperature tensile property; failure mechanism

Project(51504163, 51505323) supported by the National Nature Science Foundation of China; Project(2014-ZD06) supported by the State Key Laboratory for Advanced Metal and Materials Foundation, China

2015-10-23; Accepted date: 2016-07-13

ZHANG Chang-jiang; Tel: +86-351-6010022; E-mail: zcj0408@163.com

1004-0609(2016)-11-2287-09

TF 804.3

A

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51504163，51505323)；北京科技大學(xué)新金屬材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室基金(2014-ZD06)

2015-10-23；

2016-07-13

張長(zhǎng)江，副教授，博士；電話：0351-6010022；E-mail：zcj0408@163.com