西安交大&南洋理工《Acta materialia》：钛基复合材料强度-塑性-韧性的同时提高！

2023-05-26 11:55:11 作者：材料学网来源：材料学网分享至：

导读：在钛基复合材料（TMC）中，增强相的添加通常会提高强度和比刚度，但会降低延展性和断裂韧性。这主要是由于增强相颗粒常位于晶界（GB）处。本研究中，当微米级增强相主要存在于晶粒内时，实现了强度-塑性-断裂起始韧性的同时提高。本文采用粉末冶金技术制备了TMC（其中大部分一硼化钛（TiB）颗粒存在于晶粒内），并对其微观组织、室温拉伸性能、I型断裂韧性和疲劳裂纹扩展行为进行了研究。间断拉伸试验表明，晶粒内的TiB颗粒通过抵抗平面滑移来提高应变硬化率，而位于晶界处的TiB颗粒会过早破裂并损害材料的延展性和韧性。晶间和晶内TiB在对于TMC整体力学性能方面所起的作用显著不同，突出了微观结构设计的重要性，尤其是在增强相颗粒相对于晶界的位置。

钛及钛合金因其高比强度、优异的耐腐蚀性能和抗氧化性能等，被广泛地应用于航空航天、化工、海洋及生物医用领域等。为进一步提高其比强度和刚度，以陶瓷相为增强体的钛基复合材料得到了广泛关注。其中，TiB因其高弹性模量（~450–550 GPa）、优异的热稳定性，以及与Ti有相似的热膨胀系数和良好的界面等，是钛基复合材料中采用最广的增强相之一。由于B在钛中固溶度极低（<0.02 wt.%），微量B的添加便会在钛中生成TiB增强相。在钛合金的制备过程中，添加微量的B（~0.1 wt.%）不仅可以提高强度等性能，还能通过显著细化晶粒来实现降低产品成本的效果。但由于TiB在塑性变形过程中容易开裂，TiB的引入往往会导致复合材料塑性和断裂韧性的大幅降低。尽管已有大量的研究针对钛基复合材料的塑性进行改善，例如调控TiB的分布或是降低TiB尺寸等，绝大部分钛基复合材料的塑性仍低于无TiB添加的基体合金。

在本研究中，通过粉末冶金法制备了绝大部分微米级TiB（~80%）均位于钛晶粒内部的钛基复合材料。在TiB体积分数为1%的钛基复合材料中，实现了强度、塑性和断裂起始韧性（K_Q）的同时增强。相对于无TiB添加的纯钛试样，1 vol.%TiB/Ti复合材料的屈服强度（σ_y）、断裂延伸率（e_f）和断裂起始韧性（K_Q）分别提高了93.9%、35.0%和67.0%。讨论了TiB位置的重要性，例如位于晶内的IG-TiB在以平面滑移为主的α-Ti基体中，提高基体的加工硬化能力等。此外，对钛基复合材料的疲劳裂纹扩展行为进行了研究。

西安交通大学高义民教授团队的这项成果以题为Simultaneous Enhancements of Strength, Ductility, and Toughness in a TiB Reinforced Titanium Matrix Composite发表在期刊Acta Materialia上。第一作者为西安交大的李强博士生，通讯作者为南洋理工大学的黄升博士，论文共同作者还包括南洋理工大学的赵亚凯博士和Upadrasta Ramamurty教授。

链接为：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2023.118995

表1. TMCs的化学成分、理论TiB体积分数以及用于制备的AlB₂添加量

图2. 有代表性的光镜照片：（a）C0试样，（b）C1试样，（c）C2试样，（d）C4试样。（e）随总TiB体积分数变化的GB-TiB和IG-TiB体积分数。（位于晶界的GB-TiB和位于晶内的IG-TiB分别用蓝色和红色突出显示）

图3. C0-C4试样的室温拉伸行为：（a）工程应力应变曲线，（b）Kocks-Mecking曲线。

表3. 室温拉伸性能总结

为了深入了解在本研究的TMC（尤其是C1样品）中通过实验观察到的强度和塑性同时增强的微观机制，进行了间断单轴拉伸试验。图9显示了当应变至颈缩附近(ε~8.5%)时，C1样品中的GB-TiB和IG-TiB存在显著差异。一些GB-TiB在此阶段发生破碎（如图 9(b) 所示），表明它们在限制塑性方面的作用。相比之下，所有可观察到的IG-TiB都保持完好，并改变了局部的滑移迹线，如图 9 (c) 和 9(d) 所示。

已有大量的文献报道，平面滑移主导了CP-Ti的变形行为，导致晶界处的应变集中，进而导致可忽略的应变硬化 [59-61]。在C1中，如图9所示，位错无法切过晶内的IG-TiB，加剧了颗粒附近的位错塞积。此外，在IG-TiB颗粒附近发现波浪状滑移迹线，造成与其他滑移迹线的相互作用；这个过程促进了位错间的相互作用，并提高了塑性。

图9. C1 样品表面（自由表面）在拉伸测试至约 8.5% 应变（接近颈缩）后的扫描电子显微照片：(a)低倍SEM， (b) 高倍SEM照片显示GB-TiB ， (c–d)高倍SEM照片显示 IG-TiB。

图10. C1 样品表面（自由表面）在各种应变下进行间断拉伸试验时的 SEM 分析：(a) ~7.5%、(b) ~8.5%、(c) ~15% 和 (d) 断裂后。(e) C1 的代表性间断拉伸曲线。

总而言之，GB-TiB的断裂主要发生在拉伸试样颈缩之前，而IG-TiB和GB-TiB的共同断裂导致样品的断裂。图 11 为TMC中的颈缩和失效机制的示意图。

图11. 表明TiB的断裂主导试样的（a）颈缩和（c）断裂开始的示意图。（b）e_u随GB-TiB体积分数变化，（d）e_f随总TiB体积分数的变化。

在 SEM 和 EBSD 分析（图 12）的帮助下，对 IG-TiB 对塑性变形行为进行了进一步研究。结果表明，IG-TiBs通过增强加工硬化率改善了均匀延伸率、断裂延伸率和加工硬化能力。对两个相似晶粒（大小、方向和位置均相似）进行分析，Grain 2包含大量IG-TiB（图12(b-d))，而Grain 1中则没有（图12(e-g)）。由Grain 1的SEM图可知，滑移迹线显示出单系滑移特征，与通常报道的α-Ti相同 [60]。KAM图显示Grain 1中的应变主要集中于晶界（图12(d)）。相反，在Grain 2的SEM图中，观察到双系/多系滑移痕迹。此外，由KAM可知，除了晶界处的应变集中，Grain 2中可见明显更多的应变积累，分布于整个Grain 2。IG-TiB可作为位错沿滑移面滑动的阻碍，更有利于颗粒附近的二次滑移系开动。IG-TiB附近的局部应变集中也促进了局部位错间的相互作用，利于提高应变硬化 [27]。