電弧熔煉Ti6Al4V/B4C復合材料微觀組織與力學性能*

郭順, 王朋坤, 顧介仁, 彭勇, 徐俊強, 周琦

(1. 南京理工大學, 南京 210094; 2. 受控電弧智能增材技術工信部重點實驗室, 南京 210094)

0 前言

金屬基復合材料具有低密度、高強度、高耐磨性等優勢,因此在車輛交通、航空航天等領域內被廣泛應用[1-2],鈦基復合材料(Titanium matrix composites, TMCs)是在鈦合金的基礎上設計出的一種新型復合材料[3],其中以Ti6Al4V為代表的α+β鈦合金被廣泛采用于制備鈦基復合材料。通常,鈦合金中常用的外源增強體包括TiC,TiB,TiO2及Si3N4等陶瓷顆粒。但在實際研究中發現,鈦合金中直接引入陶瓷材料增強,會因為陶瓷材料與鈦合金基體間的潤濕性差異及界面冶金不良等問題,難以發揮增強相的效果,并可能會惡化復合材料的力學性能。

采用原位反應方法制備TMCs一種可行的技術途徑。因其制備工藝簡單、材料性能優異等成為目前復合材料研究領域的前沿課題之一[4-5]。B4C作為高強高熔點陶瓷材料,因其與鈦合金發生原位反應生成TiB,TiC等具有硬度高、熱穩定性好的化合物[6],在原位反應制備TMCs研究中成為熱點。在鈦合金基體中添加外源B4C陶瓷顆粒,通過原位反應生成網狀或晶須形態增強相,新相能夠與鈦基體之間形成良好的冶金結合界面并呈現高強度特征,因此Ti6Al4V/B4C復合材料具有重要的研究意義。

在TMCs的制備研究中,由于鈦合金和外源增強顆粒本身熔點高、彈性模量小及價格高等原因[7],一般制備TMCs方法主要采用溫鍛造技術、自蔓延高溫合成法和反應自發滲透法等,但在快速、高效制備技術方面,真空電弧熔煉技術是一種很好的選擇[8],真空電弧熔煉工藝簡單,成本低且最高溫度能達到3 000 ℃,因此對于制備采用陶瓷顆粒外源強化的TMCs具有顯著優勢。

盧海濱等人[9]采用真空電弧熔煉制備TiBw/Ti10MO新型TMCs,外加增強體TiBw及鉬粉與鈦基體發生原位反應生成不同形態的增強相,材料整體性得到提高。Geng等人[10]以Ti,B2O3和Nd粉末為原料,采用真空電弧熔煉制備新型TMCs材料,結果表明,在鈦基體中有晶須狀TiB及樹枝狀Nd2O3增強相生成。Li等人[11]采用真空電弧熔煉爐制備以TiB,TiC及稀土氧化物為外加增強體的鈦基復合材料,結果表明,引入外加增強體可細化基體晶粒,同時起到固溶強化作用增強基體強度。

TMCs作為目前重要的研究方向,其制備以及材料性能研究得到廣泛關注,其中Ti6Al4V/B4C復合材料由于原位反應可生成多種內生增強相具有重要的研究意義。但目前國內外對于TMCs研究還不完善?；谡婵针娀∪蹮捈夹g,在Ti6Al4V鈦合金基體中添加不同組分含量的B4C顆粒增強體,探究了原位反應增強體對真空電弧熔煉制備TMCs的顯微組織和力學性能的影響規律。該研究為TMCs引入合適含量B4C及其對復合材料的組織性能的影響提供一定的參考。

1 試驗方法

試驗采用DHL-1250型真空電弧熔煉設備,最大可制備熔錠50 g,最高熔煉溫度3 000 ℃,設備腔體真空度優于5×10-4Pa。試驗材料采用機械研磨法制備的粒徑5～50 μm B4C及商用Ti6Al4V,B4C顆粒的微觀形貌如圖1所示。

圖1 B4C粉末微觀形貌

根據組分比例,稱量Ti6Al4V和B4C粉末共50 g,置于水冷銅坩堝中,質量比例如表1所示。為保證熔錠成分的均勻性,在純氬氣氛圍中重復熔煉4～5次,每次電弧熔煉時間在150 s。

表1 Ti6Al4V-xB4C復合材料成分(質量分數,%)

采用電火花線切割取得試樣,微觀組織試樣尺寸為10 mm×10 mm×5 mm,經240,600, 800,1200號砂紙精磨拋光,使用Kroll試劑腐蝕10 s,采用FEI Quanta 250F型掃描電子顯微鏡(Scanning electron microscope, SEM)、OLYMPUS型光學顯微鏡(Optical microscope, OM)和D8 Advance 型X射線衍射儀(X-ray diffraction, XRD)進行組織觀察及物相分析;按照GB/T 228—2002《金屬材料 室溫拉伸試驗方法》采用AG-100KG型萬能力學試驗機進行拉伸性能測試,拉伸速率設置為0.5 mm/min。采用HVS-1000型顯微硬度計測試硬度,設置加載載荷8 N,加載時間10 s;按照GB/T 7314—2017《金屬材料 室溫壓縮試驗方法》采用SHT4106型電子萬能試驗機進行壓縮性能測試,試樣尺寸為φ3 mm×5 mm。

2 結果與討論

2.1 鈦基復合材料宏觀形態

圖2為電弧熔煉制備TMCsS0～S5熔錠的宏觀形貌。由圖2可知,S0～S5熔錠表面無明顯的氣孔及裂紋等缺陷。由于B4C顆粒的加入,熔體流動特性發生顯著改變,進而凝固特性改變。低含量的B4C顆粒有助于電弧熔煉成形,相反高含量B4C顆粒熔體傾向于難以成形,如B4C質量分數為10%時,熔錠形狀非常不規則。B4C熔點2 350 ℃,Ti6Al4V熔點1 660 ℃,因此,電弧熔煉制備不同B4C含量的鈦基復合材料時,熔煉熱輸入不變,高熔點材料增加,合金熔體的流動性變差,宏觀成形變差。

圖2 Ti6Al4V/B4C復合材料宏觀形貌

2.2 物相組成和顯微組織

采用XRD對各組分鈦基復合材料進行物相檢測,結果如圖3所示。S0為純鈦合金Ti6Al4V的熔煉試樣,結果表明,熔煉后組織依舊保持母相α-Ti和β-Ti兩相特征。在S1～S5試樣XRD中未出現B4C所對應的衍射峰,但均檢測到TiC和TiB對應的衍射峰,表明電弧熔煉過程中B4C與鈦合金熔體充分接觸并發生原位反應生成TiC和TiB新相,S1～S5對應的XRD圖譜中TiC和TiB對應的衍射峰強度及半峰寬逐漸增加,表明生成相逐漸趨向于有序化,相含量隨著外源B4C組分增加而增加。當B4C質量分數為10%時,S5試樣中檢測到TiB2衍射峰。

圖3 Ti6Al4V/B4C復合材料XRD結果

在電弧熔煉制備鈦基復合材料過程中,根據Ti-B4C相圖可知,熔體中可能發生以下原位反應。

L(5Ti+B4C)→4TiB+TiC

L(3Ti+B4C)→2TiB2+TiC

熔池中的反應過程為:TiB優先形成并作為凝固過程中的初級產物,TiC可能以TiB作為異質形核點或者自由形核長大,因為TiB標準生成吉布斯自由能為(-209.2 kJ/mol)比TiC(-146.44 kJ/mol)更低[12],同時熔池中B和C原子摩爾比為4∶1,動力學上擴散通量更大,因此,在B4C含量較低的情況下,TiB開始形核析出隨后TiC析出,B4C含量增加時,促進了TiB2的反應析出。

熔煉組分差異將引起微觀組織變化,S0～S5顯微組織如圖4所示。由圖4a可知,純鈦合金熔煉組織為典型的網籃組織,電弧熔煉凝固時,熔錠先形成高溫β相,并在隨后冷卻中,板條狀α相沿著初生β相形核長大并規則排列,呈現出典型網籃組織結構。圖4b為B4C含量為0.5%的鈦基復合材料試樣顯微組織,由圖4b可知,在鈦基體上有黑色聯生組織反應帶,結合XRD檢測結果分析可能是B4C與鈦基體發生原位反應生成的TiB與TiC,兩者以連續網狀形態分布。當B4C含量為2.5%及以上含量時, S3～S5試樣中同樣觀察到TiC和TiB,與S1,S2試樣不同的是生長形態以及分布狀態存在差異。原因是TiC一般以顆粒形態生長,而TiB一般呈現一維生長特性,并往往可能形成晶須形態[13],在圖4中觀察到的窄長條一般為晶須態TiB。另外,由于B4C含量增加引起流動性變差,整體物相的分布趨向于不均勻。

圖4 不同含量B4C的Ti6Al4V/B4C復合材料顯微組織形貌

采用SEM和EDS進一步觀察分析,其結果如圖5和圖6所示,其中圖6的EDS檢測結果表明了TiB和TiC的形成,當B4C質量分數增至10%時,生成物中出現了TiB2。圖5a為電弧熔煉Ti6Al4V獲得的典型網籃組織,原始β晶粒邊界在固態相變過程中被破壞,僅可觀察到很少量分布在原始β晶界的α相,原始β晶粒內α呈現出束集特征也即是網籃形態,一般來說,網籃態組織表現出高強韌性。圖5b為質量分數0.5% B4C的TMCs微觀組織,在高倍率下觀察發現,共晶反應生成的白色襯底TiB是呈現一維生長的晶須形態,而對于TiC則呈現為顆粒形態,該現象與之前的研究結果相一致[13]。在電弧熔煉不同組分鈦基復合材料中,隨著B4C質量分數從0.5%逐漸增加至10%時,TiB晶須尺寸也逐漸增大,平均尺寸從6 μm增加至55～60 μm。在低含量B4C的鈦基復合材料中,呈現出具有網絡、小尺寸的反應產物的基體一般具有很好的力學性能,該研究在黃陸軍等人[14]和呂維潔等人[15]的研究中均有報道。對于高含量B4C的鈦基復合材料,從圖5e和圖5f中可以看出,微觀組織復雜性變高,各向異性明顯,組織均勻性變差,部分區域出現了空洞等微缺陷。對于圖5e和圖5f中試樣,由于熔體中B和C原子含量過大,B4C與鈦基體發生反應可能會形成Ti(BxCy)聚合物。在冷卻過程中,包含Ti(BxCy)聚合物液相集團不斷凝固長大,但聚合物中心位置由于快速的散熱導致原子無法有效充分擴散[16],進而形成特殊的中空棱柱狀結構,該結果可能導致基體材料局部強度增高,脆性增大的問題。綜上所述,從微觀組織的相析出、生長及分布來說,低含量B4C的鈦基復合材料是制備高性能復合材料的主要方向。

圖5 Ti6Al4V/B4C復合材料SEM圖

圖6 Ti6Al4V/B4C復合材料EDS結果

2.3 力學性能

Ti6Al4V/B4C復合材料由于原位反應生成物差異,材料的力學性能也將不同。采用顯微硬度測試方法對復合材料進行初步表征,并用箱型圖進行表示,如圖7所示。由圖7可知,純鈦合金平均顯微硬度為297 HV,當B4C添加量為0.5%時,S1試樣平均顯微硬度提高至360 HV,相比S0提高21.2%,結果表明,少量添加B4C對于材料的強韌性具有顯著影響。隨著B4C添加量繼續增加時,復合材料顯微硬度提升明顯,S5試樣中B4C質量分數為10%時顯微硬度與S0試樣相比提高1倍以上。

圖7 鈦基復合材料顯微硬度箱式圖

6組對照復合材料的顯微硬度值存在動態波動,波動幅度隨著B4C含量增加而增加,在個別位置點,顯微硬度存在異常。原因為B4C含量過多時熔體流動性變差,高含量B4C復合材料的組織不均勻性大,硬度波動大;而個別位置點存在TiB和TiC的偏聚區域,該現象可在圖5e和圖5f中看出,進而導致硬度值異常。

圖8為不同B4C含量TMCs的靜態壓縮工程應力-應變曲線。壓縮試驗由于應力狀態軟性系數α值大,應力狀態較“軟”,金屬材料容易發生塑性變形,因此有利于表征復合陶瓷相的TMCs顯示塑性特征具有研究意義。由圖8可知,純鈦合金電弧熔煉S0試樣的壓縮應變、抗壓強度分別為34.1%和1 701 MPa。當B4C質量分數為0.5%時,S1試樣抗壓強度達到1 990 MPa,壓縮應變為35.5%,該抗壓強度及應變值均超過純鈦合金材料的抗壓強度及應變量值,結果表明,添加B4C促進了鈦基體韌性提高。結合S1試樣的連續網狀微觀組織可知,少量B4C與鈦基體原位反應生成的分布均勻、連續網狀的TiB與TiC相起到了增強基體的作用,微小尺寸的TiB與TiC相在基體中類似析出強化,而連續網狀結構能夠提高基體韌性,在微裂紋萌生及擴展過程中起到了阻礙的作用。

圖8 TMCs室溫下靜態壓縮應力-應變曲線

對于S2～S4試樣,隨著復合材料中B4C含量的增大,其抗壓強度提高,抗壓強度分別為1 773,1 905,2 025 MPa,但最大壓縮應變降低。由上節微觀組織可知,原位反應生成的TiB與TiC相在鈦基體中存在顯著長大、分布不均勻、偏聚等問題,進而導致材料的塑性顯著降低,當復合材料中B4C質量分數為10%時,S5試樣塑性幾乎沒有,脆性特征明顯。壓縮試驗結果表明,少量B4C的添加能夠積極促進基體材料性能提升,但是含量過高也將引起材料明顯的脆性破壞。

為進一步表征TMCs的力學性能特征,采用室溫靜態拉伸測試了試樣抗拉強度和斷后伸長率,其結果如圖9所示,該圖反映的材料性能規律與靜態壓縮結果近似一致。純鈦合金材料電弧熔煉試樣的抗拉強度為836 MPa,斷后伸長率為12.0%。當復合材料中B4C質量分數為0.5%時,抗拉強度顯著提高,S1試樣抗拉強度達到1 034 MPa,與S0試樣相比提高近24%,隨著添加B4C質量分數從0.5%增加至10%時,TMCs試樣的最大抗拉強度呈現逐漸下降的趨勢;當B4C質量分數為10%時,S5試樣的抗拉強度僅為304 MPa,與純鈦合金材料相比降低64%,結果表明,高含量的B4C加入,不利于基體強韌性,甚至可能出現顯微缺陷,如圖5觀察到的空洞并且可能存在高應力集中的問題,因此復合材料力學性能顯著降低。

圖9 鈦基復合材料室溫下的抗拉強度和斷后伸長率

需要說明的是,拉伸試驗中即便是少量加入B4C的S1試樣,其斷后伸長率也出現了下降,其值為9.0%,低于純鈦合金電弧熔煉試樣的12.0%,這一現象不同于壓縮試驗。其原因為靜態單軸拉伸的應力狀態軟性系數值較小,應力狀態較“硬”,這使得在拉伸過程中,力學性能對材料中存在的微缺陷及應力集中更敏感,進而導致由于復合材料局部不均勻問題降低了整體的塑性。但總體來說,拉伸試驗獲得的純鈦合金S0試樣與少量含量B4C的S1試樣強塑積是相近的,這對于添加B4C的 TMCs研究具有重要意義。在S2至S5試樣中,隨著B4C含量的增加,斷后伸長率值降低的更為顯著,當B4C質量分數為10%時,斷后伸長率僅為4.0%。拉伸試驗結果表明,B4C含量對于復合材料的力學性能影響非常顯著,少含量的B4C加入對基體有促進作用。

圖10為不同含量B4C TMCs的拉伸斷口形貌。由圖10可知,對于純鈦合金電弧熔煉的S0試樣斷口呈現典型的微孔聚集性韌性斷裂特征,斷面有明顯的韌窩,韌窩數量多且尺寸較大,表明其具有良好的塑性特征。對于少量添加B4C的S1試樣中也可觀察到韌性斷裂特征,韌窩數量多但尺寸較小,其塑性相對低于S0試樣,這符合拉伸試驗斷后伸長率結果。隨著B4C含量的增加,鈦基復合材料逐漸由韌性斷裂轉變為脆性斷裂,斷裂面逐漸變得光滑。值得注意的是,在S3和S4試樣斷面部分區域有類似纖維拔出的現象,結合圖5的微觀組織可知該處應該是晶須形態TiB的剝離產生的。在公開的報道中,晶須形態的TiB是能夠促進材料的塑性提升[12],但如果晶須尺寸過大,圖5表明其尺寸達到50 μm以上,這將可能作為復合材料斷裂時微裂紋萌生的裂紋源,進而降低材料的塑性。在高含量的S4和S5試樣中則可明顯觀察到脆性解理面,表明其高脆性特征。

圖10 TMCs拉伸斷口形貌

3 結論

(1)電弧熔煉制備Ti6Al4V/B4C復合材料,不同B4C含量對TMCs成形性具有顯著影響,低B4C含量成形性好。

(2)B4C與鈦基體原位反應產物主要為TiB和TiC,當B4C質量分數為10%時,可生成TiB2。B4C質量分數為0.5%時,鈦基體中形成連續網狀組織結構,試樣具有最優力學性能, 其抗壓強度1 990 MPa,壓縮應變35.5%,超過熔煉鈦合金。同時抗拉強度為1 034 MPa,與熔煉鈦合金材料相比提高近24%。B4C含量較高(質量分數>1.0%)時,組織復雜性增大,TiB與TiC出現長大粗化、分布不均勻、偏聚等問題。

(3)低含量B4C的TMCs試樣拉伸斷口呈現微孔聚集性韌性斷裂,有明顯的韌窩,隨著B4C含量的增加,TMCs逐漸由韌性斷裂轉變為脆性斷裂。