Ti基非晶合金及其SiC陶瓷骨架復合材料動態壓縮力學行為研究

吳光輝,羅正斌

(婁底職業技術學院 機電工程學院,湖南 婁底 417000)

Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料作為一種新型的金屬/陶瓷復合材料,與傳統的金屬/陶瓷復合材料存在明顯不同。傳統的金屬/陶瓷復合材料多為顆粒增強結構或纖維增強結構[1],而Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料為三維連通網狀結構[2-4]。在三維連通網狀結構中,陶瓷相與金屬相均能承受載荷、傳遞載荷,能夠更好地綜合利用兩相的力學性能。這種三維連通網絡結構的幾何結構和受力情況非常復雜,復合材料中兩相的變形與斷裂特征,與兩相各自的變形與斷裂特征既有差別又有聯系。

已有研究表明,非晶合金在高應變速率下表現出應變速率軟化效應[5],董金磊[6]在研究鑭基非晶復合材料時發現,其在高應變速率下發生韌脆轉變。相互矛盾的研究結果表明,影響非晶合金應變速率效應的因素很多,如化學成分與制備工藝[7]、試樣尺寸與形狀[8]、局部微觀結構[9]、自由體積[10]等。

非晶俗稱金屬玻璃,通常具有硬脆性,但鈦基非晶合金具有一定的強韌性,楊玉婧[11]采用非自耗電弧爐熔煉與水冷銅模吸鑄相結合的技術,制備出具有高強度和良好延展性能的Ti基非晶復合材料。

目前,國內外學者在制備方法、化學性能、力學性能等方面對非晶合金進行了研究,但對于非晶復合材料動態壓縮力學行為的研究較少。本文測試了Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料的動態壓縮力學行為,并將復合材料與Ti非晶母材進行對比研究,以期為Ti非晶及其復合材料的工程應用提供理論基礎。

1 實 驗

1.1 試件制作

Ti基非晶合金的母合金由高純度(純度大于99.8%)的Ti、Zr、Cu、Ni、Be塊體磨去氧化層,按原子比Ti40Zr25Cu9Ni8Be18進行配置,在惰性氣氛保護Ti吸收下,使用電弧熔煉銅模吸鑄法,用高真空電弧熔煉3～4次制得[12]。

使用壓力-浸滲-快凝法(滲流鑄造法)[13],在真空壓力滲透作用下,將母合金滲入預制的3種不同孔隙率[14](骨架I:30.86%、骨架II:18.14%、骨架III:15.28%)的SiC陶瓷骨架孔洞中,獲得Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料,同時對復合材料進行編號:I型SiC陶瓷骨架對應A型復合材料,II型SiC陶瓷骨架對應B型復合材料,III型SiC陶瓷骨架對應C型復合材料。

采用電火花線切割技術對Ti基非晶合金及其復合材料進行加工,制備出直徑和長度均為5 mm的圓柱體。

1.2 表征和測試

采用帶有能譜(EDS)S480型場發射掃描電鏡(SEM)觀察試樣微觀組織以及斷口形貌;利用Rigaku D/Max-rA X射線衍射儀(Cu kα)對純Ti基非晶合金以及復合材料進行相分析;用Skyscan1172型三維顯微斷層掃描系統(CT掃描系統)觀測動態壓縮后復合材料的微觀組織;采用分離式霍普金森壓桿 (SHPB)[15]實驗裝置對試樣進行室溫軸向動態壓縮力學性能測試。

2 動態壓縮力學性能

2.1 Ti基非晶合金

圖1為Ti基非晶合金的X射線衍射曲線,可以看到,曲線呈饅頭峰狀,無明顯的特征峰,表明實驗制得的Ti基非晶合金為完全非晶結構。

圖1 Ti基非晶合金的X射線衍射曲線

圖2為不同孔隙率SiC陶瓷骨架的掃描電鏡照片,通過比較可以看出,骨架I的孔徑明顯大于骨架III,這與理論上孔徑隨著孔隙率的降低而降低是一致的。

圖2 SiC陶瓷骨架的原始微觀形貌

利用SHPB實驗裝置對Ti基非晶合金試樣進行動態壓縮實驗,應變速率分別為1 800、1 982、2 400 s-1,實驗結果如表1所示。

表1 Ti基非晶合金動態壓縮實驗結果

由表1可知,Ti基非晶合金的動態抗壓強度在應變速率為1 800 s-1時最高,為1 825 MPa,其抗壓強度隨應變速率的上升逐漸下降,應變速率為2 400 s-1時的抗壓強度為1 350 MPa。隨著應變速率的增加,應力下降的幅度逐漸變小。由此可見,Ti基非晶合金在動態壓縮的應變速率范圍內表現出明顯的負應變速率效應,即應變速率軟化。關于非晶合金應變速率效應的認識,目前還沒有比較統一的說法,其中的一種解釋是:在高應變速率下,非晶合金內部自由體積的產生速度高于其湮滅速度,使得自由體積過剩,過剩的自由體積聚集在剪切變形區,降低了剪切區內黏度,產生不均勻變形[16]。不均勻變形將使非晶合金的局部變形量大于整體變形量,導致非晶合金在整體應力較低和應變較小的情況下,由于局部變形量過大而失效。

圖3為Ti基非晶合金在不同應變速率下的應力-應變曲線。由圖3可知,Ti基非晶合金在動態壓縮應力-應變曲線上未出現屈服現象,無明顯的宏觀塑性變形階段,表現為完全彈性變形,斷裂應變約為1.2%～2.0%。

圖3 Ti基非晶合金動態壓縮應力-應變曲線

2.2 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料

圖4為Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料的X射線衍射曲線,在曲線中只發現了SiC相的特征峰,并未發現其他晶體的特征峰,表明復合材料中的Ti基合金均為非晶相,且Ti基非晶合金與SiC陶瓷并未生成新相。

圖4 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料X射線衍射曲線

圖5為A型Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料的掃描電鏡照片,其中深色部分為SiC相,淺色部分為Ti基非晶相,可以看到復合材料中各相分布均勻,Ti基非晶合金填充在SiC骨架之中,形成兩相各自連通、相互嵌套的網狀結構。

圖5 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料表面形貌

將具有不同SiC陶瓷骨架孔隙率的Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料按表2編號,進行動態壓縮實驗,應變速率和實驗結果見表2。由表2可以看到:Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料的動態抗壓強度隨SiC含量的增加而升高,隨應變速率的升高也同樣升高;C型復合材料的動態抗壓強度在應變速率為3 358 s-1時達到最高值1 664 MPa。

表2 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料動態壓縮實驗結果

在應變速率為2 400 s-1時,C型復合材料的動態抗壓強度高于1 479 MPa,在此應變速率下對應的Ti基非晶合金的動態抗壓強度為1 350 MPa,表明在較高的應變速率下,復合材料的動態抗壓強度比Ti基非晶合金高。當應變速率較低,如應變速率為1 800 s-1時,C型復合材料的抗壓強度低于1 479 MPa,而Ti基非晶合金的抗壓強度高達1 800 MPa?？梢姰攽兯俾瘦^低時,復合材料的動態抗壓強度低于Ti基非晶合金。這是由于復合材料中的SiC陶瓷骨架與Ti基非晶合金在動態壓縮條件下,具有不同的應變速率效應所致。在動態壓縮條件下,SiC陶瓷骨架會表現出正的應變速率效應,而Ti基非晶合金會表現出負的應變速率效應。二者構成的復合材料中,體積分數占80%以上的成分為SiC相,復合材料的應變速率效應是兩相的耦合效應,整體表現為應變速率硬化。SiC 陶瓷具有高硬度,高熔點,耐磨性好[17],應變速率越高,SiC對復合材料動態抗壓強度的貢獻越大。應變速率較低時,復合材料的強度將低于Ti基非晶合金的強度;當應變速率超過某一臨界值時,復合材料的強度將超過Ti基非晶合金。

在復合材料制備過程中,Ti基非晶合金對SiC陶瓷骨架中“弱點”等缺陷的修復,減少了復合材料中的應力集中,使復合材料在較低應力時不會在局部產生較高的應力,避免了復合材料在較低應力下因局部失效而導致復合材料整體失效,提高了復合材料的抗壓強度。

圖6為Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料的動態壓縮應力-應變曲線。

圖6 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料動態壓縮應力-應變曲線

由圖6可以看到,復合材料僅發生彈性變形,無塑性變形,斷裂應變在2.0%～4.7%。變形量隨應變速率的提高,呈現先減小,隨后略微增加的規律,說明復合材料的彈性隨應變速率的增加將逐漸升高,而當應變速率達到一定值時,其彈性將維持在某一水平附近。在較低應變速率時,其變形量不低于Ti基非晶合金與SiC陶瓷骨架各自的變形量,將產生更大的彈性變形。

由此推斷,具有三維連通網絡結構的Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料在動態加載條件下,兩相相互制約,相比彌散型復合材料,能夠使復合材料整體的變形更加均勻,限制了各自相中的不均勻變形。

3 動態壓縮變形與斷裂特征

3.1 Ti基非晶合金

由于非晶合金在軸向載荷作用下發生脆性斷裂,在非晶合金的動態壓縮試驗中,通常會因為壓桿的重復加載導致試樣碎化,無法觀測和分析試樣的真實斷裂形貌特征[18]。為了避免這一現象的發生,本研究在輸入桿與輸出桿之間加入限位環。

Ti基非晶合金經動態壓縮斷裂后的試樣呈剪切斷裂特征,呈現出多個最大切應力面。圖7所示為Ti基非晶合金在應變速率為2 400 s-1時的斷口形貌特征照片,從圖7(a)可以看出,非晶合金斷裂面出現了脈狀花樣和河流花樣形貌,說明存在剪切脆斷。圖7(b)所示的二次脈狀花樣,尺寸明顯大于斷裂時產生的原始脈狀花樣,這表明非晶合金在動態壓縮條件下發生斷裂時,在沖擊載荷的作用下發生了二次碰撞,并在試樣斷口上形成了剪切帶,如圖7(c)所示,剪切帶位于箭頭所指部位,沿箭頭方向平行分布。圖7(d)所示為試樣側表面的微觀形貌特征,可以觀察到明顯的剪切帶。動態壓縮條件下,試樣外表面的剪切帶,既有與斷口平行的,也有與斷口垂直的,非晶合金內部沒有相互交錯的剪切帶,這與動態壓縮實驗應力-應變曲線上沒有屈服階段相符合,推斷在高應變速率的情況下,試樣內部還未來得及形成多重剪切帶就已經斷裂失效。Ti基非晶合金的動態壓縮試樣中還出現了明顯的微裂紋,如圖7(e)所示,說明在高應變速率下非晶合金內部的變形劇烈。

圖7 Ti基非晶合金動態壓縮斷口形貌

3.2 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料

動態壓縮條件下,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料與SiC陶瓷骨架的宏觀斷裂模式相似,主要有剪切斷裂產生的楔形碎片和縱向劈裂產生的條形碎片,以及部分小的碎粒。

3.2.1 SiC陶瓷相

圖8為動態壓縮條件下,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料斷口處SiC相的典型形貌照片,由圖8(a)可以看到SiC相中的微裂紋,圖8(b)中可以觀察到解理臺階。復合材料中的SiC在動態壓縮條件下的斷裂特征屬于脆性斷裂,以解理斷裂模式為主。這說明應變速率對復合材料中的SiC相的斷裂模式并無明顯影響。

圖8 復合材料SiC相動態壓縮斷口形貌

3.2.2 Ti基非晶相

圖9為動態壓縮條件下,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料斷口處Ti基非晶相的典型形貌照片。圖9(a)是A型復合材料應變速率為3 654 s-1時的斷口形貌,可以觀察到,Ti基非晶相中的脈狀花樣區、多重脊狀條帶區以及光滑無特征區3種不同的形貌集中在較小的區域,說明在動態壓縮條件下,Ti基非晶相各部位隨著周圍環境的變化,受力情況變化十分顯著。多重脊狀條帶區由互相平行的條帶構成,是在非晶軟化后在外力作用下發生粘性流動受阻形成的,多重脊狀條帶的出現意味著Ti非晶相具有良好的微觀塑性,多重脊狀條帶越多,表明非晶合金的微觀塑性越好。在A型復合材料中,斷口形貌以光滑無特征區為主。圖9(b)為A型復合材料斷口的SEM照片,可以看到,Ti基非晶相中呈現出明顯的蜂窩狀花樣,這種花樣比脈狀花樣更為細小。這種微小的斷口形貌是由于復合材料在承受載荷時陶瓷相發生過早的脆性斷裂,導致非晶合金受力時間較短,未來得及充分流動,便在正應力的作用下撕裂而留下。本實驗中只觀測到少量的蜂窩狀花樣,說明復合材料在承受載荷時較少的陶瓷相發生了過早的脆性斷裂。這是因為復合材料中Ti基非晶相能夠修復SiC陶瓷骨架中的部分缺陷,在承載時Ti基非晶相與SiC相共同承擔載荷,使復合材料內部的應力狀態相對均勻,SiC相不易在較低應力下就發生過早的脆性斷裂。

圖9 復合材料Ti基非晶合金相動態壓縮斷口形貌

圖9(c)為B型復合材料應變速率為3 573 s-1時的斷口形貌SEM照片,圖中Ti基非晶相的斷口形貌以光滑無特征區為主。在B型復合材料試樣斷口中,還發現了多重脊狀條帶區與蜂窩狀花樣的混合形貌,如圖9(d)所示。B型復合材料中并未觀察到脈狀花樣。光滑無特征區是Ti基非晶相在較短加載時間內斷裂時呈現出的形貌,形成脈狀花樣需要延長其加載時間。據此推斷,與A型復合材料相比,B型復合材料中Ti基非晶合金相受力時間較短。

圖9(e)為C型復合材料應變速率為3 358 s-1時的斷口形貌典型特征,可以看到C型復合材料中,Ti基非晶相內絕大多數的斷裂形貌特征為光滑無特征區,未發現其他形貌特征。與B型復合材料相比,推斷C型復合材料中Ti基非晶相斷裂前的承載時間更短。C型復合材料SiC含量最高,孔隙率最低,孔徑最小,所以C型復合材料中Ti基非晶合金相的尺寸也小于A、B型復合材料。

隨著Ti基非晶合金相尺寸的減小,復合材料內Ti基非晶合金相斷裂形貌發生變化:當Ti基非晶合金尺寸減小時,多重脊狀條帶區與蜂窩狀花樣逐漸減少;當Ti基非晶合金相尺寸減小到一定程度時,多重脊狀條帶區與蜂窩狀花樣難以形成,絕大部分的斷裂形貌為光滑無特征區。這說明在復合材料中,隨著SiC含量的增加,Ti基非晶合金相尺寸逐漸減小,Ti基非晶合金相在斷裂前承受載荷的時間越來越短。

3.2.3 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料

為了研究Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料的整體斷裂特征,使用CT掃描技術觀測復合材料內部的微裂紋擴展路徑。CT觀測所選取的試樣為動態壓縮試樣殘體,掃描面與載荷方向垂直,為試樣橫截面,如圖10所示。圖10(a)中白色部分為Ti基非晶相,灰色部分為SiC陶瓷相,黑色部分為未檢測到物質的區域,即裂紋。觀察圖10(a)發現,在復合材料中,裂紋僅存在于SiC相內或兩相界面,在Ti基非晶相中未發現裂紋。這說明在試樣斷裂過程中,裂紋的擴展主要在SiC相中與兩相界面處進行,材料的失效將較早的發生在SiC相與兩相界面處。提高復合材料中SiC陶瓷相的性能以及兩相界面性能,能夠有效地增強復合材料的動態壓縮力學性能。

圖10 復合材料動態壓縮碎片的CT掃描圖

圖10(b)為圖10(a)中標示區域的放大圖像,可以看到在SiC相中存在的裂紋尺寸較大,為裂紋最初萌發之處。觀察距試樣頂端0.419 mm處截面上下方向各截面,發現該裂紋在其擴展方向上分叉,分叉后的裂紋在遇到非晶相時受到阻礙,停止擴展,如圖11所示。

圖11 復合材料內部微裂紋的拓展

由圖11(a)可見,在原裂紋中部出現少量的Ti基非晶相與SiC陶瓷相,裂紋產生分叉,圖中左下的分支在擴展過程中變小,如圖11(b)所示,在變小的分支附近出現Ti基非晶合金相。隨著裂紋的繼續擴展,裂紋分叉部分完全被Ti基非晶相取代,如圖11(c)所示,說明裂紋在擴展時受到了Ti基非晶合金的阻礙。

為了進一步明確動態壓縮過程中試樣的破壞特征,采用限位環控制動態壓縮試驗中的變形量,選取A型、B型、C型復合材料,按照2%應變限制試樣變形,觀測試樣表面破壞情況。實驗后測量試樣長度,發現并無變化,說明此變形過程是完全的彈性變形。由于SiC骨架孔隙率的影響,A型、B型、C型復合材料的斷裂應變不同,2%的變形量分別對應為3種型號A型、B型、C型復合材料斷裂應變的40%、50%、60%,代表了復合材料變形的不同階段。

圖12(a)為限制變形條件為斷裂應變40%的試樣形貌,可以看到試樣表面幾乎完好。由圖12(b)局部區域放大照片中標記處可見,在兩相界面附近的SiC相中出現了較小的微裂紋,Ti基非晶相的外表面上也出現了少量的變形。

圖12 限制變形條件為斷裂應變40%的試樣形貌(a)及其局部區域放大照片 (b)

圖13(a)為限制變形條件為斷裂應變50%的試樣形貌,可以看到,在兩相界面處與SiC相內均產生了一定的損傷。由圖13(b)局部區域放大照片可以觀察到,兩相界面處已生成明顯的裂紋,表面的Ti基非晶合金有脫離的趨勢,SiC相中出現了解理臺階。

圖13 限制變形條件為斷裂應變50%的試樣形貌(a)及其局部區域放大照片 (b)

圖14(a)為限制變形條件為斷裂應變60%的試樣形貌,圖中標記處已經嚴重破壞,試樣表面出現了SiC的脫落。圖14(b)為圖14(a)中SiC脫落部位的放大照片,可以看到,脫落部位Ti基非晶相的邊緣鮮明,未發現Ti基非晶相的斷裂跡象,SiC脫離后碎化特征如圖14(c)所示。這種碎化現象的產生是由于SiC相具有較低的彈性變形,在加載時首先產生裂紋,發生斷裂;而此時非晶合金相依然處于彈性階段,能夠在SiC相周圍起到約束作用,阻止SiC相的失效,SiC相中的裂紋擴展受到非晶合金相的阻礙,致使SiC相仍然承載,繼續加載,導致SiC相內出現局部碎化。

圖14 限制變形條件為斷裂應變60%的試樣形貌

圖14(d)為圖14(a)中嚴重破壞部位的放大照片,裂紋沿兩相界面處擴展至SiC相中,斷口內的SiC相顯現出解理臺階,當裂紋拓展遇到Ti基非晶相時,裂紋將受到阻礙或沿兩相界面擴展,因此在斷口中的Ti基非晶相顯現出光滑的原始界面。Ti基非晶相對裂紋的擴展具有阻礙作用,這能夠避免裂紋在基體內的快速擴展,增加基體能夠承受載荷的時間,提高復合材料整體的力學性能?？梢娫趶秃喜牧献冃芜^程的前半部分,裂紋主要在SiC相與界面處擴展。因此,提高兩相界面結合強度可以抑制裂紋的萌生與擴展,提高材料的動態壓縮性能。

4 結 語

1)Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料在動態壓縮條件下的失效過程為:復合材料內部的微裂紋最初萌生于應力集中的兩相界面處,而后裂紋在SiC相內部或兩相界面處擴展,繼續增加載荷,裂紋的繼續擴展導致SiC相與界面失效,Ti基非晶相承受載荷的比例增加,最終Ti基非晶相在遠超過其動態壓縮強度的應力下迅速失效,導致復合材料整體失效。

2)SiC相內的斷裂形貌主要有微裂紋與解理臺階,Ti基非晶合金相內的斷裂形貌有脈狀花樣、多重脊狀條帶、蜂窩狀花樣與光滑無特征區,其中以光滑無特征區為主,隨著SiC含量的增加,光滑無特征區所占比例增加。

3)在動態加載條件下,Ti基非晶合金及其復合材料均發生脆性斷裂。在動態加載的應變速率范圍內,Ti基非晶合金表現出應變速率軟化效應,復合材料則表現出SiC相的應變速率硬化與Ti基非晶相的應變速率軟化的耦合效應,總體表現為應變速率硬化。

4)Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復合材料的三維連通網絡結構能夠有效地提高復合材料的抗壓強度,其抗壓強度隨SiC含量的增加而增加,SiC體積分數為85%的復合材料的動態抗壓強度達到1 664 MPa。