陳 斌,高 翔,王 歡,彭華新

(浙江大學 材料科學與工程學院,浙江 杭州 310027)

1 引 言

TA15鈦合金是一種近α型鈦合金,具有良好的力學性能,較高的使用溫度,主要應用于飛機結(jié)構(gòu)件中受力復雜、工作溫度較高的零件,例如飛機隔框、壁板等[1],是比較成熟的商業(yè)鈦合金。為了進一步提高鈦合金的力學性能及使用溫度,復合材料制備是一種行之有效的方法。傳統(tǒng)的金屬基復合材料追求增強體在基體中完全的均勻分散,導致其模量難以達到Hashin-Shtrikman(H-S)彈性理論[2]的上限,制約了鈦基復合材料的發(fā)展。并且,金屬基復合材料體系設計中存在嚴重的強韌性倒置的問題,即復合材料強度剛度提高的同時,延展性和韌性下降[3]。研究表明,調(diào)控增強體的空間分布狀態(tài),促使非均勻分布的增強體呈現(xiàn)雙連通[4]、層狀[5]、網(wǎng)狀[6]等結(jié)構(gòu)特征,能夠進一步強韌化復合材料,解決強韌性倒置的問題。尤其是網(wǎng)狀構(gòu)型設計已經(jīng)在鈦基[7-9]、鋁基[10-11]復合材料體系中獲得了良好的強韌化效果。然而網(wǎng)狀構(gòu)型化設計的強韌化機制仍需要進一步的研究,這要求科研人員深入探索網(wǎng)狀復合材料的變形斷裂行為。增強體的空間結(jié)構(gòu)排布將會影響加載過程中基體的協(xié)調(diào)變形行為;同時將會影響材料的斷裂過程,即微裂紋的形核、生長以及合并行為[12]。因此,需要借助于原位拉伸技術觀察基體/增強體在彈塑性階段的協(xié)同變形過程及裂紋萌生擴展的動態(tài)過程。結(jié)合斷口形貌分析、網(wǎng)狀微結(jié)構(gòu)表征和高溫力學性能測試,分析網(wǎng)狀構(gòu)型的強韌化機制,有助于實現(xiàn)復合材料綜合性能的進一步提升。

2 高溫原位拉伸測試

本實驗采用低能球磨工藝將不同粒徑的TA15球形顆粒及TiB2顆?；旌暇鶆?通過真空熱壓燒結(jié)工藝進行材料制備。采用電火花切割方法制備階梯狀拉伸試樣,樣品的加工尺寸如圖1(a)所示,樣品中間窄區(qū)的尺寸為1.5 mm×1.0 mm×0.7 mm,以產(chǎn)生局部應變集中,便于觀察材料微區(qū)的變形斷裂行為。實驗采用自主研發(fā)的掃描電子顯微鏡(SEM)高溫拉伸樣品臺,可集成于Quanta650 FEG ESEM,測試裝置如圖1(b)所示。原位拉伸在700 ℃下進行,保溫0.5 h,確保樣品溫度均勻,再以1μm/s的速率施以拉伸載荷。在加載過程中,保持圖像中心位置不變,借助SEM 捕捉形貌演化照片,記錄復合材料的變形斷裂行為。

圖1 (a)原位拉伸試樣尺寸圖,(b)原位拉伸樣品臺Fig.1 (a)Schematic of the in-situ tensile specimen,(b)In-situ tensile test loading stage

3 網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15高溫力學行為

3.1 網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15的組織結(jié)構(gòu)表征

網(wǎng)狀構(gòu)型復合材料金相顯微照片如圖2所示。從圖2(a)中可以看出,經(jīng)過熱壓燒結(jié),TA15鈦合金基體顆粒形狀由球形變?yōu)榈容S多邊形;TiB2與Ti基體發(fā)生原位自生反應生成了TiB晶須,分布在多邊形邊界處,形成規(guī)則的類似于晶界的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。TiBw 生長到基體內(nèi)部,將基體連接起來。從圖2(b)中可以看出TiBw 并非完全連續(xù),而是離散地分布在網(wǎng)狀邊界處,這種結(jié)構(gòu)特征保證了基體元胞之間的連通性。網(wǎng)絡處TiBw 體積分數(shù)很高,為典型的富TiBw 相;而在大尺寸的網(wǎng)狀元胞內(nèi)部,幾乎不存在增強體,為貧TiBw 相。這種結(jié)構(gòu)符合H-S理論上限所需要的硬相包圍軟相的結(jié)構(gòu)設計要求。在TA 15鈦合金基體元胞中,僅有少量的等軸α相,多數(shù)的組織為轉(zhuǎn)變β相,殘余的層狀β相與初生α相互相交錯,表現(xiàn)出α+β層片狀的結(jié)構(gòu),形成網(wǎng)籃組織,其中條狀明亮區(qū)域為α相,α相之間存在細長的β相。

圖2 不同放大倍數(shù)下網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料的金相組織結(jié)構(gòu)Fig.2 Morphology of TiBw/TA15 composite with network architecture under different magnifications

3.2 700 ℃網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料原位拉伸變形及斷裂過程分析

原位拉伸實驗測量的力-位移曲線如圖3(a)所示,每次暫停獲取低倍數(shù)下中間窄區(qū)的圖像,根據(jù)形貌照片計算全場應變,擬合獲得的應力-應變曲線如圖3(b)所示。由于捕捉形貌時需停止加載,樣品發(fā)生了彈性收縮,因此力-位移曲線存在多處劇烈波動,能夠指明形貌照片所對應的外載施加的應變量。

圖3 700 ℃原位拉伸測試:(a)力-位移曲線,(b)擬合的應力-應變曲線Fig.3 In-situ tensile test:(a)force-displacement curve,(b)fitting stress-strain curve at 700 ℃

圖4 SEM 照片為圖3(a)中a～f點所對應的拉伸試樣側(cè)面形貌,其應變量分別為0,0.022,0.057,0.096,0.154和0.208。對比圖4(a)、(b)可以看出,在材料的彈性階段,沒有微裂紋萌生,材料微組織無明顯變化。研究表明,金屬基復合材料中基體合金有可能在早期發(fā)生屈服現(xiàn)象[13]。然而圖4(b)無明顯滑移帶產(chǎn)生,說明在網(wǎng)狀復合材料中,基體合金的塑性變形量極低。這意味著大尺寸網(wǎng)狀元胞設計,能夠保證基體發(fā)生充分變形,在材料彈性變形階段,合金基體內(nèi)部將不會產(chǎn)生大量位錯。當材料進入塑性階段后,可以觀察到微裂紋幾乎同時在增強體TiB(圖中黃色方框內(nèi))和基體中β相(圖中藍色方框內(nèi))中產(chǎn)生,裂紋方向垂直于拉伸方向。由于TiBw 彈性模量(450 GPa)遠高于TA15鈦合金(110 GPa),TiB的高彈性模量容易造成應力集中,進而導致TiB 陶瓷相斷裂,引發(fā)晶須開裂現(xiàn)象,產(chǎn)生微裂紋。TA15 基體中β相為bcc結(jié)構(gòu),α相為hcp結(jié)構(gòu),因此β相因具有更多滑移系而易于發(fā)生位錯運動,塑性優(yōu)于α相。然而β相強度水平低于α相,因此在變形過程中,β相將比α相更早達到斷裂強度,從而產(chǎn)生微裂紋。然而,微裂紋并沒有擴展,而是受到相鄰α相的約束。隨著變形量的進一步增加,TiBw 和基體β相中發(fā)生多段開裂現(xiàn)象,如圖4(d)所示。這意味著,盡管有微裂紋的產(chǎn)生,細長形狀的TiBw 和基體β相仍與α相存在大面積的結(jié)合,應力可以繼續(xù)傳遞。因此,晶須和β相并沒有完全失去承載能力。故圖3(b)中,應力水平并沒有快速下降。這與近些年研究發(fā)現(xiàn)的通過促進微裂紋產(chǎn)生、抑制微裂紋合并的增韌方式[14]有相同的設計思路。微裂紋的產(chǎn)生能夠釋放大量斷裂能,而抑制其合并則能阻礙材料斷裂。因此,促進損傷、抑制斷裂,以損傷替代斷裂的設計方式,能夠提高材料的延伸率和韌性[15]。此外圖4(d)分圖中展示出了α相中的滑移帶,說明α相發(fā)生了大量的塑性變形。Huang等[16]指出基體充分發(fā)揮塑性變形能力,是材料強韌化的前提。隨著變形量繼續(xù)增加,TiBw 和基體β相中的微裂紋逐漸張開,然而這些微裂紋并沒有貫穿α相,如圖4(e)所示。這說明α相具有極強的抑制微裂紋擴展的能力,然而α相也達到了斷裂強度,其自身產(chǎn)生了大量的相同取向的微裂紋。這種多處微裂紋的萌生和小范圍擴展現(xiàn)象對于抑制失效斷裂、提升材料延伸率及韌性有積極作用。

3.3 斷口形貌觀察及組織表征

圖5(a)顯示出增強體的網(wǎng)狀分布狀態(tài)導致了主裂紋是沿著富TiBw 的網(wǎng)絡層擴展的,因此在主裂紋擴展時需要經(jīng)歷多次彎折,由此可見,TiBw/TA15網(wǎng)狀復合材料的斷裂取決于微裂紋在富TiBw 網(wǎng)絡區(qū)及其在基體合金中的合并速度。微裂紋在基體合金中合并難度高于其在富TiBw 區(qū)合并,因此斷口呈現(xiàn)出凹凸不平的宏觀形貌。這說明,基體的變形能力得到了充分發(fā)揮,盡管有大量微裂紋萌生,但是微裂紋并未在基體中合并,基體元胞仍可繼續(xù)塑性變形。從圖5(b)中可以看出,增強體富集區(qū)內(nèi)斷裂的晶須周圍存在著大量的韌窩與撕裂棱,富TiBw 網(wǎng)絡區(qū)內(nèi)微裂紋的合并是通過該區(qū)域內(nèi)基體合金的孔洞聚合行為實現(xiàn)的。結(jié)合圖4可以發(fā)現(xiàn),網(wǎng)狀構(gòu)型復合材料損傷斷裂行為所需驅(qū)動力的順序為TiBw 開裂= 基體β相開裂＜基體α相開裂＜網(wǎng)絡邊界處的基體內(nèi)孔洞聚合＜元胞內(nèi)部微裂紋合并。多種損傷機制協(xié)作能夠延緩基體合金的孔洞聚合,避免材料過早斷裂,對材料的韌性有積極的影響。此外圖5(b),(c)顯示網(wǎng)絡區(qū)的TiBw 取向角隨機,然而TiBw 斷面均垂直于拉伸載荷方向,結(jié)合圖4 材料早期的微裂紋也垂直于載荷方向,可以發(fā)現(xiàn)材料損傷斷裂行為是由Ⅰ型裂紋主導。而斷口處發(fā)現(xiàn)大量晶須開裂現(xiàn)象,僅伴有少量的界面脫粘,說明TiBw/TA15的界面結(jié)合良好,為強界面結(jié)合。

圖4 700 ℃下原位拉伸實驗的SEM 照片,載荷應變分別為:(a)0,(b)0.022,(c)0.057,(d)0.096,(e)0.154Fig.4 SEM images during in-situ tensile test with extern strain:(a)0,(b)0.022,(c)0.057,(d)0.096,(e)0.154 at 700 ℃

圖5 不同放大倍數(shù)下TiBw/TA15復合材料的斷口SEM 圖像Fig.5 SEM images of the fracture surface of TiBw/TA15 network composite under different magnifications

網(wǎng)狀復合材料經(jīng)高溫拉伸實驗后,使用透射電鏡(TEM)對其內(nèi)部缺陷進行表征,如圖6所示。從圖可見,基體合金中存在大量的位錯線,說明基體合金發(fā)生了充分的塑性變形。并且基體中的位錯纏結(jié)在一起,形成位錯墻,位錯墻包圍的區(qū)域內(nèi)幾乎沒有位錯,形成了位錯胞。這種現(xiàn)象是由于在高溫拉伸變形過程中,產(chǎn)生了動態(tài)回復,使得材料中的位錯發(fā)生了位錯相消和位錯重排。圖6(a)顯示了TiBw 的多段斷裂現(xiàn)象,大尺寸的微裂紋尖端圓潤,說明TiBw 兩側(cè)的基體α相鈍化的微裂紋尖端,抑制了微裂紋的擴展。圖6(b)中可以看出TiBw/TA15界面發(fā)生了脫粘現(xiàn)象,同時在基體中也有孔洞形核。顯然在富增強體網(wǎng)絡區(qū)內(nèi)部,基體的孔洞形核及聚合是連接初始微裂紋主要機制,通過孔洞聚合行為,微裂紋轉(zhuǎn)變?yōu)楹暧^裂紋,進而形成主裂紋,誘發(fā)材料斷裂。

圖6 透射電鏡觀察TiBw/TA15 復合材料微裂紋:(a)TiBw 斷裂;(b)界面脫粘及基體的孔洞Fig.6 TEM observation on microcracks in TiBw/TA15:(a)TiBw fracture;(b)interfacial debonding and voids in matrix

3.4 網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15變形斷裂模型

根據(jù)實驗觀察,可以總結(jié)出網(wǎng)狀復合材料的裂紋擴展路徑分為四種,如圖7所示。路徑Ⅰ為元胞區(qū)域內(nèi)的“穿晶斷裂”,由于TiBw 和基體β相優(yōu)先產(chǎn)生微裂紋,隨載荷增大基體α相隨后產(chǎn)生微裂紋,因此基體合金元胞內(nèi)部存在大量微裂紋(圖4(e)),微裂紋存在較強的合并傾向。路徑Ⅱ為網(wǎng)絡邊界處裂紋擴展誘發(fā)局部“穿晶斷裂”,當網(wǎng)絡邊界的偏轉(zhuǎn)角過大時,裂紋擴展的偏轉(zhuǎn)阻力較大,而此處基體截面積較小,裂紋擴展進基體合金的阻力低于其偏轉(zhuǎn)阻力,因此裂紋不發(fā)生偏轉(zhuǎn),而直接穿過基體。路徑Ⅲ和Ⅳ為“沿晶斷裂”。路徑Ⅲ中晶須隨載荷增大率先到達其斷裂強度而發(fā)生開裂現(xiàn)象,微裂紋垂直于載荷方向,該過程為I型裂紋主導,微裂紋最終通過網(wǎng)絡處基體的孔洞聚合行為形成宏觀裂紋,導致材料的“沿晶斷裂”。在路徑Ⅳ中,晶須在原位合成過程中出現(xiàn)大量的相互搭接現(xiàn)象,因此微裂紋迅速沿著搭接的晶須擴展形成脆性斷裂。在當前的網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料中,“穿晶斷裂”阻力較大,元胞處基體合金以產(chǎn)生微裂紋的形式釋放斷裂能,微裂紋始終沒有合并為宏觀裂紋。當前制備工藝下,原位合成的TiBw 沒有出現(xiàn)嚴重的相互搭接現(xiàn)象,因此網(wǎng)絡處并沒有出現(xiàn)典型的脆性裂紋。該復合材料通過網(wǎng)絡處的基體孔洞聚合,連接TiBw 開裂形成的微裂紋,形成宏觀裂紋,最終導致材料開裂。圖5(a)主裂紋沿著網(wǎng)絡邊界擴展,說明基體內(nèi)部的微裂紋合并需要遠高于網(wǎng)絡處基體孔洞聚合所需的驅(qū)動力。因此,網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料的斷裂行為是通過路徑Ⅲ實現(xiàn)的。

圖7 網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料裂紋擴展示意圖Fig.7 Schematic of crack propagation behavior in TiBw/TA15 composite with network architecture

4 結(jié) 論

本研究通過對網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料的高溫原位拉伸實驗,結(jié)合斷口分析及組織表征,研究了復合材料在700 ℃時的變形和斷裂行為。主要結(jié)論如下:

1.網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料的組織可分為富TiBw 的網(wǎng)絡區(qū)與貧TiBw 的合金元胞區(qū)。在網(wǎng)絡區(qū)內(nèi)TiBw 取向隨機;在元胞區(qū)內(nèi),TA15鈦合金包含少量的等軸α相與轉(zhuǎn)變β相,α相與β相呈片層狀分布,形成網(wǎng)籃組織。

2.700 ℃條件下對網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15復合材料施加拉伸載荷,在彈性階段,材料組織結(jié)構(gòu)無變化。進入塑性階段,微裂紋同時出現(xiàn)在TiBw 和基體β相中,微裂紋方向垂直于載荷方向?；wα相能夠抑制微裂紋擴展,阻礙微裂紋合并。隨著載荷增加,在TiBw 和β相發(fā)生多段開裂,此后基體α相產(chǎn)生大量微裂紋,然而基體中并未發(fā)生微裂紋合并的現(xiàn)象。直至TiBw 產(chǎn)生的微裂紋于網(wǎng)絡邊界處合并,導致材料最終斷裂。

3.TiBw 和基體中先后產(chǎn)生了大量微裂紋,然而微裂紋并未合并,因此材料由損傷至斷裂的過程中,TiBw 仍然能夠承擔載荷,基體合金也能夠發(fā)揮其塑性變形能力。復合材料仍能夠保持很高的應力水平。

4.網(wǎng)狀構(gòu)型TiBw/TA15 復合材料中微裂紋在TiBw 和β相萌生的方向垂直于載荷方向預示著材料的損傷斷裂過程由Ⅰ性裂紋主導。端口觀察發(fā)現(xiàn),在網(wǎng)絡處以晶須斷裂為主,伴有少量的TiB/TA15界面脫粘現(xiàn)象,顯示出原位合成的TiBw 與基體合金之間為強界面結(jié)合。