原位自生Ti2AlN/TiAl基复合材料组织演变及强韧化机制

• 作 者: 刘懿文
• 出 处: 西北工业大学
• 发表日期: 2004年期
• 关键词: 钛铝基复合材料 Ti2AlN 原位自生 组织演变 强韧化机制 力学性能 析出相

三元纳米层状化合物MAX相因其独特的微观结构,兼具了金属和陶瓷的优异性能而受到人们大量的关注。通过原位自生方法将MAX相引入γ-TiAl合金基体被认为是可改善和提高TiAl基合金性能的有效方式之一。开展原位自生MAX相增强的TiAl基复合材料的合成机理、组织演变以及力学性能研究,对促进高性能TiAl基复合材料的开发、设计以及TiAl基复合材料的应用具有重要的意义。鉴于此,本文以MAX相中的Ti₂AlN为增强相,通过反应电弧熔炼方法制备Ti₂AlN/TiAl基复合材料,考察了复合材料的原位自生机制以及Ti₂AlN的合成对TiAl基体凝固过程的影响,研究Ti₂AlN形态分布规律和生长机制,探讨了Ti₂AlN/TiAl基复合材料的组织细化机制。通过室温和高温力学性能测试,考察了Ti₂AlN/TiAl基复合材料的强韧化机制和断裂机制。研究TiAl基复合材料在固溶处理和热暴露后的显微组织变化,分析不同类型的二次氮化物沉淀析出特点及其对TiAl基体组织和性能的影响。获得的主要结论如下:对Ti-Al-TiN反应体系的热力学分析结果表明该体系可发生原位反应形成Ti₂AlN,并且Ti₂AlN在体系中最稳定。Ti₂AlN相的引入使得Ti-48Al-2Cr-2Nb基体合金的初生相发生改变,凝固冷却过程由3vol.%Ti₂AlN/TiAl基复合材料的L→L+?+Ti₂AlN→L+?+?+Ti₂AlN→?+Ti₂AlN→?+?+Ti₂AlN→?₂+?+Ti₂AlN转变为4vol.%Ti₂AlN/TiAl基复合材料的L→L+?+Ti₂AlN→?+Ti₂AlN→?+?+Ti₂AlN→?₂+?+Ti₂AlN和5vol.%Ti₂AlN/TiAl基复合材料的L→L+?+Ti₂AlN→L+?+?+Ti₂AlN→?+?+Ti₂AlN→?₂+?+Ti₂AlN。Ti₂AlN预先从Ti-Al熔体中析出,作为初生相的非均匀形核质点而促进了形核。原位自生Ti₂AlN/TiAl基复合材料的组织由细小的?₂+?片层团和少量分布在片层团边界处的块状?相以及弥散分布于片层团内的棒状Ti₂AlN颗粒构成。相比TiAl基体合金,TiAl基复合材料的组织显著细化,枝晶内的Al元素偏析程度降低。Ti₂AlN颗粒在基体中以层状生长的方式长大,并受到相邻?相的限制呈现出棒状形貌。随着增强相含量的增加,Ti₂AlN颗粒的长径比增大。Ti₂AlN相与?相之间存在共格关系以及Ti₂AlN颗粒表面的台阶结构为Ti₂AlN相作为TiAl基体熔体的异质形核核心提供条件,提高?相的形核率从而细化TiAl基体片层团。Ti₂AlN的引入使得TiAl基复合材料的室温和高温力学性能均显著高于Ti-48Al-2Cr-2Nb基体合金。随着增强相含量的增加,复合材料的压缩屈服强度持续增加,同时抗压强度、拉伸断裂强度、压缩断裂应变和拉伸断裂应变均呈现出先增加后降低的趋势。4vol.%Ti₂AlN/TiAl基复合材料具有最高的抗压强度（2555.75MPa）和压缩断裂应变（25.19%）以及最高的拉伸断裂强度（670.68 MPa）和断裂应变（0.39%）,显示出较好的强度和塑性匹配。而复合材料的高温拉伸屈服强度持续增加而高温抗拉强度呈现出先增加后降低的趋势,延伸率的变化趋势与屈服强度的相反。Ti₂AlN含量为5vol.%时复合材料具有最高的屈服强度,为4vol.%时具有最高的抗拉强度,相比TiAl基体合金分别提高了260.3 MPa和267.6 MPa。3vol.%Ti₂AlN/TiAl基复合材料具有比TiAl基体合金更高的延伸率。Ti₂AlN/TiAl基复合材料的室温变形和断裂机制与加载方式以及Ti₂AlN含量相关。随着Ti₂AlN含量的增加,TiAl基复合材料在压缩条件下的断裂模式由穿片层、沿片层和穿晶断裂组成的混合断裂（3vol.%和4vol.%Ti₂AlN）转变为脆性断裂（5vol.%Ti₂AlN）,在拉伸变形条件下由TiAl基体的穿片层断裂和Ti₂AlN颗粒断裂构成的脆性断裂特征更加显著。TiAl基复合材料在800°C下的拉伸断裂方式亦与Ti₂AlN含量相关。随着Ti₂AlN含量的增加,复合材料的断裂方式由穿片层、沿片层开裂和沿晶断裂以及韧窝构成的脆性解理和韧性断裂兼具的混合失效（3vol.%）转变为解理断裂（5vol.%）。Ti₂AlN/TiAl基复合材料的室温强化机制主要为TiAl基体细晶强化、Ti₂AlN颗粒载荷传递强化、间隙氮原子固溶强化、位错强化以及这多种强化机制协同作用产生的强化效果,而细晶强化起到了主要的作用。室温塑性提高主要是由于TiAl基体组织的显著细化以及弥散分布的Ti₂AlN颗粒对裂纹扩展的阻碍作用。在800°C下的强化作用与Ti₂AlN颗粒在高温拉伸条件下的载荷传递效应增强以及细晶TiAl基体中大量的?/?和?/?₂片层界面的存在为位错和形变孪晶的运动提供障碍有关。经过900°C长时间的热暴露,Ti₂AlN/TiAl基复合材料具有比Ti-48Al-2Cr-2Nb基体合金更高的?₂相含量和更稳定的片层结构。在热暴露过程中,通过?₂→?相转变,TiAl基体合金的?₂+?片层结构发生显著退化。?₂板条发生平行分解、?/?₂界面产生扭折和溶解。随着热暴露时间延长,?板条发生合并,并且在?基体内形成大量的位错网。Ti₂AlN/TiAl基复合材料则通过?₂→?和?₂→γ+Ti₂AlN相变,发生少量?₂板条的平行分解以及Ti₂AlN相沿着?/?₂片层界面沉淀析出。?₂+γ片层结构在长时间热暴露后仍没有发生明显的退化。在热暴露过程中TiAl基复合材料内形成了Ti₂AlN和Ti₃AlN二次沉淀相,其中Ti₂AlN相以棒状和纳米颗粒状分布在?/?₂片层界面上以及以颗粒状分布在片层团边界处,并且?/?₂界面上的纳米Ti₂AlN相与?相之间存在（111）_γ//（0001）_{Ti2 AlN}和[101]_γ//[1120]_{Ti2 AlN}的位向关系。Ti3AlN相以针状形貌分布于?基体内,并与?基体具有（001）_{Ti3 AlN}//（001）_γ和（27）100（29）_{Ti3 AlN}//（27）100（29）_γ的位向关系。氮元素分布、氮化物沉淀相与TiAl基体的晶体结构以及错配度决定了二次氮化物沉淀相的形貌和分布。片层界面上析出的Ti₂AlN相抑制了片层粗化,提高了片层结构的稳定性,而片层团边界处的氮化物沉淀相起到钉扎片层团边界的作用,阻碍其迁移从而抑制片层团的不连续粗化。热暴露过程中片层结构的退化使得TiAl基体合金的硬度持续降低,而大量的氮化物沉淀相析出对TiAl基复合材料起到强化作用,使得复合材料在热暴露100 h后的硬度增加并高于热暴露前的硬度。