碳化硅納米線增強鈦基復合材料的制備與性能研究

張瑞剛，楊慶浩，劉 躍，王玉鵬，趙鵬飛，張于勝

(1.西安科技大學 材料科學與工程學院，陜西 西安 710054) (2.西安稀有金屬材料研究院有限公司，陜西 西安 710016)(3.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

鈦合金具有比強度高、耐腐蝕、耐高溫等優異性能，廣泛應用于航空航天、化工、海洋工程等領域。隨著航空工業的發展，飛機發動機及機體零部件亟需更高性能的鈦合金[1]。為了進一步提高鈦合金的力學性能，國內外材料研究學者在鈦合金中引入了石墨烯[2,3]、TiB[4-6]、TiC[7-8]等不同的增強相，從而制備出性能優異的鈦基復合材料。蘇穎等[2]通過粉末冶金法，利用等離子電火花燒結在850 ℃制備出石墨烯增強鈦基復合材料，研究了復合材料的室溫和高溫壓縮變形行為。結果表明，石墨烯均勻分散在鈦基體中，顯著細化了鈦基體的微觀組織，提高了其室溫和高溫壓縮強度。但石墨烯容易與鈦基體發生反應，無法保持其納米增強特性，因而在鈦基復合材料中的應用受限。

碳化硅(SiC)具有高強度、高硬度、高模量、低熱膨脹系數等優異性能，是一種重要的復合材料增強相[9,10]。而碳化硅納米線(SiCnw)作為一維納米材料，具有比SiC塊體材料更優異的力學性能,是一種理想的復合材料增強相[11]。Kim等[12]采用分子動力學模擬β-SiC納米線在拉伸條件下的力學行為，發現SiCnw在[111]方向的楊氏模量高于[001]方向，[111]方向的拉伸斷裂模式為塑性斷裂，[001]方向的拉伸斷裂模式則隨溫度變化，100 K時為脆性斷裂，300 K時為塑性斷裂。Yang等[13-15]研究發現，SiCnw對復合材料的微觀結構和力學性能具有顯著影響，其增強作用優于傳統的微米材料。

Ti60合金是我國自主研發的一種新型高溫鈦合金。該合金以Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金為基礎，通過添加稀土元素并對其他合金元素含量進行微調，使其使用溫度可達600 ℃，并具有優異的蠕變形能[16-18]。本研究采用行星球磨工藝將Ti60合金粉末和SiCnw混合，利用放電等離子活化燒結制備SiCnw/Ti60復合材料，以期進一步提高Ti60合金的力學性能。

1 實 驗

實驗所用基體材料為Ti60合金粉末，粒度為40～100 μm，形貌如圖1a所示。增強相選用SiCnw，形貌如圖1b所示，特征參數如表1所示。

圖1 Ti60合金粉末與SiCnw的微觀形貌Fig.1 Morphologies of Ti60 alloy powder (a) and SiCnw (b)

表1 SiCnw的特征參數

稱取適量的Ti60合金粉末和SiCnw裝入球磨罐，然后置于QM-3SP4型行星球磨機中進行球磨。球磨罐和磨球材質均為不銹鋼，球料比為3∶1。球磨機轉速為300 r/min，球磨時間為4～6 h。混合后的粉末放入直徑為60 mm的石墨模具中，使用放電等離子活化燒結爐進行燒結，燒結溫度為1000 ℃，壓力為45 MPa，保溫時間為5 min，最終得到規格為φ60 mm×16 mm的SiCnw/Ti60復合材料。通過改變原料配比，制備出SiCnw質量分數分別為0.1%、0.3%、0.5%的SiCnw/Ti60復合材料。為了比較，采用相同工藝燒結制備出未添加SiCnw的Ti60合金。

采用UTM5105X型萬能力學試驗機對燒結樣品進行拉伸性能測試，拉伸速率為0.5 mm/min。每種樣品至少測試3支試樣，取平均值作為實驗結果。采用Axio Vert.A1型金相顯微鏡觀察樣品的微觀組織，并利用Nano Measure軟件對晶粒尺寸分布及平均尺寸進行統計。采用HVS-1000Z型數顯顯微硬度計測量樣品的顯微硬度，壓頭材質為金剛石，載荷為3.14 N，保壓時間為15 s。每組樣品測試10個點，取平均值作為測量結果。采用 Bruker D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)對混合粉末以及燒結樣品進行物相分析，使用Cu靶Kα射線，掃描速率為5°/min，掃描角度為15°～90°。采用JSF-7500F型場發射掃描電鏡(SEM)對拉伸試樣的斷口形貌進行觀察。

2 結果與討論

2.1 混合粉末的形貌及微觀結構

圖2為不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60混合粉末球磨后的SEM照片。從圖2可以看出，經過球磨后，Ti60合金粉末表面變得凹凸不平。SiCnw經球磨撞擊后發生斷裂，線性結構遭到破壞，并隨著球磨不斷嵌入Ti60合金粉末表面的坑洞中(圖2b)。隨著SiCnw添加量的增加，更多的SiCnw嵌入Ti60合金粉末表面(圖2d)。當SiCnw添加量為0.5%時，Ti60合金粉末表面有部分SiCnw出現團聚現象(圖2f)。

圖2 不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60混合粉末球磨后的SEM照片Fig.2 SEM images of SiCnw/Ti60 powders with different SiCnw content after ball milling：(a,b) 0.1%; (c,d) 0.3%; (e,f) 0.5%

圖3為不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60混合粉末球磨后的XRD圖譜。從圖3可以看出，球磨后混合粉末的衍射峰位置與原始Ti60合金粉末的衍射峰位置相同,所檢測出的衍射峰與α-Ti(對應的PDF卡片為No.01-1198)的衍射峰重合，3個最強峰角度為35.3°、38.4°、40.4°，分別對應α-Ti的(100)、(002)、(101)晶面，因此確定基體為α-Ti。在XRD圖譜中未發現SiC的衍射峰，這可能是由于SiCnw的添加量較少，未被檢測出。

圖3 不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60混合粉末球磨后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of SiCnw/Ti60 powder with different SiCnw content after ball milling

2.2 微觀組織

圖4為不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的金相照片和粒徑分布曲線。未添加SiCnw的Ti60合金，其顯微組織中大部分為大尺寸晶間β相，在原始β晶粒內部存在彼此平行的板條狀α相，并有少量的晶界等軸α相，魏氏組織和網籃組織組合存在，如圖4a所示。研究表明，魏氏組織和網籃組織會導致材料塑性降低[19]。添加SiCnw后，晶間β相細化，數量增多，板條狀α相和晶界等軸α相也明顯增加，但依然存在大量魏氏組織，如圖4b所示。隨著SiCnw添加量的增加，晶間β相繼續細化，晶界α相隨之增加，如圖4d所示。Ti60合金晶粒粗大，平均晶粒尺寸為514.2 μm。添加0.1%、0.3%、0.5%SiCnw后，SiCnw/Ti60復合材料的晶粒尺寸分別為193.9、116.4、93.2 μm。可見添加SiCnw能夠顯著細化晶粒，并且晶粒尺寸隨著SiCnw含量的增加而減小。這是因為SiCnw在球磨后分散在Ti60合金粉末晶界處，在燒結過程中產生了釘扎效應[20]，阻礙了基體晶粒的生長，從而細化了晶粒。

圖4 不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的金相照片和粒徑分布曲線Fig.4 Metallographs and grain size distribution curves of SiCnw/Ti60 composites with different SiCnw content：(a) 0%; (b) 0.1%; (c) 0.3%; (d) 0.5%

2.3 力學性能

圖5為不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的維氏硬度。從圖5可以看出，添加0.1%的SiCnw后，SiCnw/Ti60復合材料的維氏硬度顯著提升，達到4116.98 MPa，相比Ti60合金提升了26.2%。SiCnw添加量增加到0.3%、0.5%時，SiCnw/Ti60復合材料的維氏硬度繼續增加，但增幅不大，分別為4279.66、4361.98 MPa。由此可見，SiCnw能夠顯著提升SiCnw/Ti60復合材料的維氏硬度，但其含量在0.1%～0.5%區間內變化，對復合材料維氏硬度的影響不大。

圖5 不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的維氏硬度Fig.5 Vickers hardness of SiCnw/Ti60 composites with different SiCnw content

圖6為不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的拉伸性能。從圖6可以看出，當SiCnw含量為0.1%時，復合材料的屈服強度和抗拉強度分別為1031 MPa和1037 MPa，強度相比Ti60合金分別上升了13.6%和2.7%，延伸率為0.94%，相比Ti60合金下降了76%。在拉伸過程中，SiCnw承擔了基體間的載荷傳遞，提高了SiCnw/Ti60復合材料的拉伸強度。隨著SiCnw含量的增加，SiCnw/Ti60復合材料的屈服強度和抗拉強度略有降低，延伸率下降明顯。這與SiCnw/Ti60復合材料的微觀組織特征相對應，即隨著SiCnw含量的增加，晶界處的α相增加，從而影響了復合材料的性能，而SiCnw的引入降低了復合材料的塑性。

圖6 不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的拉伸性能Fig.6 Tensile properties of SiCnw/Ti60 composites with different SiCnw content

2.4 斷口形貌

圖7為不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的拉伸斷口形貌。Ti60合金的拉伸斷口中韌窩和撕裂棱同時存在(圖7a)，斷裂模式介于韌性斷裂與脆性斷裂之間。SiCnw含量為0.1%時，SiCnw/Ti60復合材料的拉伸斷口由撕裂棱組成，韌窩幾乎消失(圖7b)，斷裂模式為典型的脆性斷裂。隨著SiCnw含量的提升，拉伸斷口形貌變化不明顯，仍由撕裂棱組成，如圖7c、7d所示。結合顯微形貌可以得出結論，晶界α相的增加，在一定程度上抵消了復合材料增強體的增強效果。而增強相的引入，細化了基體材料的晶粒尺寸，提高了復合材料的拉伸強度，但降低了復合材料的延伸率，導致拉伸過程發生脆性斷裂。

圖7 不同SiCnw含量的SiCnw/Ti60復合材料的斷口形貌Fig.7 Fracture morphologies of SiCnw/Ti60 composites with different SiCnw content：(a) 0%; (b) 0.1%; (c) 0.3%; (d) 0.5%

3 結 論

(1) Ti60合金粉末與SiCnw混合球磨后，SiCnw嵌入Ti60合金粉末表面，在燒結過程中均勻分布在晶界處，有效細化了晶粒。

(2) 添加SiCnw后，SiCnw/Ti60復合材料的晶間β相得到細化，數量增多，板條狀α相和晶界等軸α相也顯著增加。

(3)添加0.1%的SiCnw后，SiCnw/Ti60復合材料的硬度顯著提升，抗拉強度為1037 MPa，較Ti60合金提高了2.7%。

(4) SiCnw在晶界處均勻分布，起到了釘扎效應，在拉伸過程中SiCnw承擔了基體間的載荷傳遞，提高了SiCnw/Ti60復合材料的拉伸強度。