硕士学位论文
(TiC +TiB)增强高温钛合金基复合材料
组织性能的研究
RESEARCH ON KEY TECHNOLOGIES OF PARTIAL POROUS EXTERNALLY PRESSURIZED
GAS BEARING
吴芳
哈尔滨工业大学
2011年6月
国内图书分类号：××××学校代码：10213 国际图书分类号：××××密级：公开
工学硕士学位论文
(TiC +TiB)增强高温钛合金基复合材料
的组织性能研究
博士研究生：吴芳
导师：孔凡涛副教授
申请学位：工学硕士
学科：材料加工工程
所在单位：材料学院
答辩日期：2011年6月
授予学位单位：哈尔滨工业大学
Classified Index: ××××（Times New Roman 小4字）
U.D.C: ××××（Times New Roman 小4字）
Dissertation for the Master Degree in Engineering
RESEARCH ON KEY TECHNOLOGIES OF PARTIAL POROUS EXTERNALLY PRESSURIZED
GAS BEARING
Candidate：Wu Fang
Supervisor：Asso.Prof. Kong Fantao Academic Degree Applied for：Master of Engineering Speciality：Materials Processing Engineeing Affiliation：School of Material Science and
Engineering
Date of Defence：June, 2011
Degree-Conferring-Institution：Harbin Institute of Technology
摘要
采用原位熔铸法制备了不同体积分数的(TiC+TiB)增强高温钛合金基复合材料，通过优化体积分数，感应熔炼制备了 2.5vol.%复合材料铸锭，并对其进行锻造和锻后热处理。分析了不同状态下复合材料的相组成、基体及增强体的组织形态。系统研究了不同状态下复合材料室温压缩、室温抗弯、室温及高温拉伸性能。讨论了复合材料的强化和断裂机制。
采用非自耗电极电弧熔炼炉，通过B4C、C与高温钛合金原位反应成功制备了不同体积分数的(TiC+TiB)/Ti复合材料。基体为具有网篮特征的片层组织，TiC呈等轴状或枝晶状，TiB呈针状或短纤维状。室温压缩性能显示随着增强体含量的增加，强度增加而塑性降低。抗弯强度及塑性均随增强体含量的增加而降低。研究显示2.5vol.% (TiC+TiB)/Ti复合材料具有较好的综合性能。
通过感应熔炼制备了2.5vol.% (TiC+TiB)/Ti复合材料铸锭。增强体较为均匀的分布在基体上。研究了复合材料的室温和高温拉伸性能，结果表明增强体的加入，复合材料室温强度较传统高温钛合金有所提高，达到1034MPa，但塑性显剧降低。高温拉伸时保持较高的强度和塑性。复合材料的强化机制是载荷传递强化，固溶强化和细晶强化。
对2.5vol.% (TiC+TiB)/Ti复合材料铸锭进行锻造。发现在垂直与锻造方向上，增强体和基体都呈定向排列。研究了锻造后复合材料的室温和高温拉伸性能。结果表明复合材料的室温强度较铸态分别提高了约150MPa，延伸率由0.48%提高到4.95%。
对锻态复合材料热处理研究表明，α相区固溶低温时效后基体为等轴组织，α+β相区固溶低温时效后基体为双态组织，β相区固溶低温时效后基体为网篮组织。热处理没有改变TiC和TiB的形态。高温拉伸研究表明，双态组织塑性最好，等轴组织强度最高。
关键词：熔铸法；钛基复合材料；锻造；热处理；显微组织：力学性能；
哈尔滨工业大学工学硕士学位论文
Abstract
(TiC + TiB)/Ti composites with different fraction of TiC and TiB were fabricated by non-consumable arc melting furnace，2.5vol.% (TiC + TiB)/Ti composite were fabricated by induction casting, forging and heat treatment technology. The microstructure of composites and reinforcements were studied by SEM. Compression properties, bending properties at room temperature , tensile properties at room and high temperature were researched. The strengthening and fracture mechanism of the composite materials were discussed in this paper.
(TiC + TiB)/Ti composites were fabricated by the reaction of Ti , B4C and C. Matrix is a characteristic of lamellar. the shape of TiB is acicular or fibrous, the shap of TiC is equiaxial or dendritic. Compressive test at room temperature showed that the intensity increased but the plastic decreased with the fraction of reinforcement increased. Bending test showed that strength and ductility increased with the increasing of the content of reinforcement. Study showed that 2.5vol.% (TiC + TiB) / Ti composite have better properties.
2.5vol.% (TiC + TiB)/ Ti composite were prepared by ISM. The reinforcement distribute well in the matrix. The tensile tests at room and high temperature showed that the strength of composite materials were better than traditional high temperature titanium alloy, the strength reach to 1034 MPa, but the elongation decreased rapidly.
Composite materials have good strength and elongation in high temperature. The strengthening mechanism of composite materials is the load transfer strengthening, solid solution strengthening and grain refinement.
The reinforcements and matrix align after forge, The tensile test at room temperature show that the composites is stronger than cast about 150MPa respectively, elongation increase from 0.48% to 4.95%.
Equiaxed microstructure is obtained after solution in α phase region and aging in low-temperature , bimodal microstructur is obtained after solution in α+β phase region and aging low-temperature, Basket organization is obtained after solution in β phase region and aging in low-temperature. Heat treatment did not change the shap of TiC and TiB. Tensile test in high temperature shows that bimodal microstructur offered better ductility, Equiaxed microstructure have highest strength.
Keywords:melting-casting process, titanium matrix composites, microstructure,Mechanical properties, heat treatment ……,
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目录
摘要 .......................................................................................................................... I ABSTRACT ................................................................................................................ II 第1章绪论 .. (1)
1.1课题背景 (1)
1.2基体和增强体的选择 (2)
1.2.1 基体的选择 (2)
1.2.2 增强体的选择 (3)
1.3钛基复合材料的制备方法 (4)
1.3.1 固-液反应法 (4)
1.3.1 固-固反应法 (5)
1.4热变形对钛基复合材料组织性能的影响 (6)
1.5热处理对钛基复合材料组织性能的影响 (7)
1.6颗粒增强钛基复合材料的力学性能 (9)
1.6.1 拉伸强度及延伸率 (9)
1.6.2 弹性模量 (10)
1.6.3 蠕变性能 (10)
1.7颗粒增强钛基复合材料的应用 (11)
1.8本文主要研究内容 (11)
第2章实验材料与研究方法 (13)
2.1研究方案 (13)
2.2实验用原材料 (13)
2.3(T I B+TiC)/Ti复合材料的成分设计与制备 (14)
2.3.1 成分设计 (14)
2.3.2 钮扣锭的制备 (14)
2.3.3 铸锭的制备 (15)
2.3.4 均匀化热处理及锻造 (15)
2.4(TiB+TiC)/Ti复合材料的热处理 (16)
2.5材料的组织结构分析 (16)
2.5.1 X射线衍射分析 (16)
2.5.2 显微组织分析 (16)
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2.6测试方法 (16)
2.6.1 拉伸性能实验 (16)
2.6.2 抗弯强度实验 (17)
2.6.3 压缩实验 (17)
第3章铸态(TiC +TiB)增强高温钛合金基复合材料组织性能的研究 (18)
3.1引言 (18)
3.2原位反应体系 (18)
3.3非自耗电极电弧熔炼制备钛基复合材料组织性能的研究 (19)
3.3.1 复合材料的相组成分析 (19)
3.3.2 复合材料的显微组织 (20)
3.3.3 凝固过程与增强体的形成机制 (23)
3.3.4 压缩性能 (24)
3.3.5 抗弯性能 (27)
3.4感应熔炼钛基复合材料组织性能的研究 (29)
3.4.1 (TiC +TiB)增强高温钛合金基复合材料的感应熔炼制备 (29)
3.4.2 复合材料的相组成分析 (30)
3.4.3 复合材料的显微组织 (31)
3.4.3 复合材料的抗弯性能 (32)
3.4.4 复合材料的拉伸性能 (33)
3.4.5 复合材料的拉伸断口分析及强化机制 (35)
3.5本章小结 (39)
第4章锻态(TiC +TiB)增强高温钛合金基复合材料组织性能的研究 (41)
4.1引言 (41)
4.2锻造工艺 (41)
4.3锻态(TiC+TiB)增强高温钛合金基复合材料组织 (42)
4.2.1 复合材料的相组成分析 (42)
4.2.2 复合材料的显微组织分析 (43)
4.4锻态(TiC+TiB)增强高温钛合金基复合材料力学性能 (46)
4.4.1 复合材料的抗弯性能 (46)
4.4.2 复合材料的拉伸性能 (47)
4.4.3 复合材料的拉伸断口形貌 (49)
4.4.4 锻造对复合材料拉伸强度的影响机制 (53)
4.5本章小结 (54)
第5章热处理对(TiC+TiB)增强高温钛合金基复合材料组织性能的影响 (55)
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5.1引言 (55)
5.2相区分析与热处理工艺 (55)
5.3热处理对复合材料组织的影响 (57)
5.3.1 热处理对复合材料的相组成的影响 (57)
5.3.2 热处理对复合材料的显微组织的影响 (58)
5.4热处理对复合材料力学性能的影响 (60)
5.5本章小结 (61)
结论 (63)
参考文献 (64)
哈尔滨工业大学学位论文原创性声明及使用授权说明 (69)
致谢 (70)
第1章绪论
1.1 课题背景
近年来，金属基复合材料(MMCs: Metal Matrix Composites)以其高的比强度和比模量，优良的耐热性和耐蚀性等性能而倍受青睐。金属基复合材料可以根据某些特殊的性能要求进行设计，从而扩大了材料的应用范围，广泛地应用到航空航天、汽车电子、生物医学等重要领域[1]。
金属基复合材料的基体材料主要有镁、铝、钛、镍、高温合金、金属间化合物等。根据不同的应用环境和要求选取基体，低温基体以铝或镁合金等为主，铝合金和镁合金密度小，可以有效的降低复合材料的比重；中温时选用钛合金为宜；高温环境则选用镍或铌合金，但其推重比较大，应用时成本高[2]。
钛合金具有很高的比强度和比刚度，耐热性高，耐蚀性好，作为航空工业常规结构材料之一，为航空航天的发展做出了贡献。但在600℃以上的高温时，钛合金存在易氧化、抗蠕变性能不佳等缺点。为此材料科学工作者们试图寻找一种新型高强度，耐高温，轻量化的结构材料。钛基复合材料应时而生，并得到了广泛的研究发展。
钛基复合材料增强体的形态主要分为颗粒状的、晶须状的、纤维状的等种类。但是由于纤维价格贵、成本高，且纤维增强钛基复合材料制备方法难，不易成形，从而限制了连续纤维增强钛基复合材料的发展和应用[3]。陶瓷颗粒具有强度好和刚度高等特点，且颗粒增强的钛基复合材料制备工艺简单成本较低，因此陶瓷颗粒增强钛基复合材料则得到了广泛的研究[4]。
研究显示钛合金基体中加入强度高、刚度好的陶瓷颗粒增强体，可以得到更好的比强度、比刚度以及优异的抵抗高温蠕变的能力，并显著提高了钛合金的弹性模量，避免了它不耐磨及阻燃性差的缺点，使用温度可以达600~800℃[5]。TiB和TiC的密度、泊松比都与钛及钛合金相差不多，弹性模量为钛及钛合金的4~5倍，比较适合用于钛基复合材料的增强体。为了提高复合材料的综合性能，多种增强体混合增强的钛基复合材料受到了广泛的研究。
钛基复合材料的制备工艺有外加法和原位法，原位法制备的复合材料中增强体与基体间界面处无其它产物生成，干净，结合强度高。其中原位熔铸法直接用钛合金熔炼设备和工艺，工艺简单且成本低。研究指出采用熔铸法制备的复合材料中增强体的形态不易控制且较粗大。如TiC增强钛基复合材料中，
TiC凝固析出时，通常长成发达的树枝晶状，严重影响了复合材料的综合性能尤其是塑性，可以通过锻造的方法将枝晶破碎，从而优化性能[6]。
钛基复合材料的高温变形工艺不仅可以改变复合材料的组织性能，而且还可以实现近净成型，降低生产成本。因此，研究颗粒增强钛基复合材料的高温变形工艺及其变形后的组织性能，不仅有着重要的理论价值，更有着巨大的实际意义，为钛基复合材料的广泛应用做好铺垫。
1.2 基体和增强体的选择
1.2.1 基体的选择
颗粒增强钛基复合材料中基体的体积分数一般高于80%，因此基体对钛基复合材料的性能影响占主导地位，合理的选择钛基体材料对复合材料的综合性能起着不可忽视的作用。
钛基复合材料的起步较晚，至今不过40年左右，目前并没有开发出专门用于制备钛基复合材料的基体合金，所以钛基复合材料的基体材料一般选用现有的钛合金成分。常用钛合金基体材料有：α型钛合金，近α型钛合金，(α+β)型钛合金，β型钛合金以及TiAl，Ti3Al金属间化合物等。表1-1列出了常用钛合金的种类和一些性能特点[7]。
目前钛基复合材料研究的主要目的是提高其使用温度，因此具有优良的室温和高温性能的近α钛合金基体备受青睐。Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系近α钛合金目前研究的比较广泛。如Ti-5.5Al-4Sn-4Zr-0.3Mo-1Nb-0.5Si (IMI834)，Ti-6Al-2.7Sn-4Zr-0.4Mo -0.45Si(Ti-1100)。上海交通大学孙拴利[8]等以Ti-1100为基体原位合成(TiC+TiB) /Ti-1100复合材料，其室温拉伸强度达到996~1103Mpa，高温550℃拉伸强度724~777 Mpa，延伸率超过20%。
本文选用的钛基体为Ti-6Al-3Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si-0.3Y，其名义成分与Ti-1100相似，并添加了微量的稀土元素Y，研究显示，稀土元素Y具有好的抗氧化性，Y的加入可细化组织，，提高材料的高温强度。
表1-1 典型钛合金及其性能特点[7]
类别典型合金性能特点
α或近α
Ti-5Al-2.5Sn
Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo
优良的焊接性，抗高温蠕变能力好，
抗氧化，韧性低，加工性能不好
α+βTi-6Al-4V 焊接性好，可以通过热处理强化，较好的强韧性，疲劳性能好
Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si
βTi-5Mo-5V-2Cr-3Al
Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn
强度很高，热处理强化效果好，
优良的冷热加工性能，耐热性差
TiAl Ti-48Al-2Mn-2Nb
Ti-45V-5Cr
良好的高温强度和抗氧化性能，
塑性及断裂韧性较低
Ti3Al
Ti-24Al-11Nb
Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo
高温性能良好，室温塑性差
1.2.2 增强体的选择
增强体的作用主要是提高材料的高温强度及抗蠕变性能，颗粒增强钛基复合材料的增强体通常一般都表现出强度高、硬度高、耐热性好和刚度高的特点；高温固化和室温时有很好的热力学稳定性；增强体中所含的元素基本不溶于基体；与基体的热膨胀系数较相近，界面处结合稳定。增强体通常选择碳的化合物、硼的化合物，氧化物、氮的化合物以及金属间化合物，如TiC、TiB、TiN、Al2O3、ReO 、Ti3Al、TiAl等。表1-2列出了一些常用的钛基复合材料的增强体的物理和力学性能特性[9]。
研究显示[10]TiB、TiC比较适合用于钛基复合材料的增强体，因为TiB和TiC的密度、泊松比都与钛相近，弹性模量分别为钛的4~5倍。为了提高复合材料的综合性能，多种增强体混合增强的钛基复合材料受到了广泛的研究。
TiC为对称的面心立方结构，随制备方法、体积分数和基体合金的不同，TiC形态也有所不同，有颗粒状、枝晶状、短棒状和羽毛状等形态。张二林等[11]用熔铸法制备了TiC/Ti复合材料，研究了C含量变化对TiC形貌的影响。指出随着碳含量在一定范围内增加时，TiC形态由颗粒状或短棒状变为发达的树枝晶状。TiB为B27结构，优先在[010]方向生长并形成晶须状、针状、片状和管状的形态。Li D.X.[12]用反应热压法制备出了TiB/Ti复合材料，并研究了其组织形态，增强体TiB呈细长的针状，断面处可以看出呈为六边形状。TiB晶须和钛合金基体结合牢固，没有反应物质在界面处生成，界面洁净。
上海交通大学通过原位合成（TiB+TiC+Y2O3）多元增强钛复合材料[13]。并深入的研究了增强体与基体的界面关系，认为增强体TiB、TiC与基体Ti，为半共格关系，表现出较小的晶格错配度，TiB、TiC与基体Ti间的界面干净，界面结合良好；而增强体TiB与TiC的界面结合则为共格的关系，错配度满足在界面处晶格的畸变能最低的原则，界面清洁，结合牢固。
表1-2颗粒增强钛基复合材料常用增强体物理和力学性能[9]
增强体密度
g/cm3
熔点
K
努氏硬度
(GPa)
热膨胀系数
10-6℃-1
弹性模量
GPa
界面结合
稳定性
TiC 4.93 3433 25-35 7.74 440 结合良好
B4C 2.51 2720 27 4.5 449 不稳定
SiC 3.21 2970 25 4.63 430 结合较差
TiB 4.57 2473 28 8.6 550 结合良好
TiB2 4.53 3253 15-45 6.4 529 不稳定
ZrB2 6.09 3373 — 5.69 503 不稳定
Si3N4 3.20 2246 15-20 2.5 385 结合较差
AlN 3.3 3073 14 5.64 343 不稳定
Al2O3 4.00 2323 18-25 8.3 420 不稳定
1.3 钛基复合材料的制备方法
钛基复合材料制备技术发展迅速，其中颗粒增强钛基复合材料按颗粒生成方式可分为外加法和原位反应法。原位法应其制备工艺简单，可用传统的钛合金制备和加工工艺，降低生成成本，得到了广泛的应用。原位法制备的钛基复合材料基体与增强体结合牢固，界面洁净，具有很好的热力学稳定性和优良的机械性能。颗粒增强钛基复合材料原位制备方法可分为：固-液反应法和固-固反应法。
1.3.1 固-液反应法
固-液反应法目前已被广泛采用，它包括熔铸法(Ingot Metallurgy，IM)、放热扩散法(Exothermic Dispersion，XD)、燃烧辅助铸造法(Combustion Assisted Cast，CAC)及快速凝固法(Rapid Solidification Processing，RSP)等。
熔铸法工艺简单，将钛合金基体与增强体生成物加热熔化，反应后生成钛基复合材料。近年来，较多人用熔铸法制备钛基复合材料。Soboyejo W.O.，Dubey S.[14-17]等采用熔铸法，制备出了TiB增强的钛基复合材料，研究了其断裂行为，并对复合材料进行挤压成型和热处理，加工后得到强度、塑性和抗蠕变性良好的钛基复合材料。
哈尔滨工业大学魏尊杰等对熔铸法制备钛基复合材料工艺做了大量的研
究[18-21]，制备了TiB、TiC单一或混合增强的钛基复合材料，主要是详细的分析了TiC/Ti复合材料中增强体的形态发生的变化及其原理，探索改善和控制TiC形态的方法，并研究了不同的热处理工艺对基体及增强体形态及复合材料性能的影响，考察了复合材料的力学性能及原位拉伸时裂纹扩展断裂方式。上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室一直致力于熔铸法制备钛基复合材料的研究[22-24]。制备出了TiB、TiC、稀土氧化物一种或多种增强体混合增强的钛基复合材料。详细研究了复合材料中的界面结合情况，超塑性，蠕变行为和高温力学性能，并对其进行锻造处理，研究不同锻造工艺对钛基复合材料组织及性能的影响。
放热扩散法是先将基体与所需元素的粉末混合，加热到基体熔点与增强体熔点之间的一定温度，此时所加的增强体生成元素的粉末间反应，原位生成增强体，然后将熔体进行下一步的加热处理，即可制得增强体细小的钛基复合材料。XD TM技术有很多优越性，如可用于作为增强体的物质多，且增强体的大小和体积百分比可以自己控制。因此XD TM将是一种比较有前景的钛基复合材料的制备方法。Larsen[25]等用XD TM法制备出了TiAl基复合材料，Vanmeter M L[26]等用XD TM法制备出了高体积分数的TiB2增强钛铝基复合材料，并研究了其组织性能。Zhang E L [27-29]等用放热扩散法法制备了TiC颗粒增强钛基复合材料，并研究了增强体TiC形貌的变化。
快速凝固的方法是在熔铸工艺的基础上采用快速凝固的原理制备钛基复合材料。Rangarajan S[30-32]等用RSP工艺制备出了Ti-8.5Al-1B-1Si，并研究了其微观组织与断裂行为。研究指出在在室温时材料的强度631MPa，但塑性很低，在700℃拉伸时强度达到610MPa，塑性显著提高。
1.3.1 固-固反应法
固-固反应法主要的制备方法有自蔓延高温合成法(Self-propagating High temperature Synthesis, SHS)，粉末冶金工艺（Powder Metallurgy，PM），机械合金化法(Mechanical Alloying, MA)。
自蔓延高温合成法是利用高温下基体和增强体间的放热反应生成复合材料。SHS法制得的复合材料致密度低，一般要进行动态压实或热等静压处理。此方法已制备出钛基、钛铝基复合材料[33,34]。Song[35]等用SHS和动态压实工艺相结合，制备出了(TiC+TiB2)/Ti复合材料，并显著提高了材料的致密度。哈尔滨工业大学张幸红[36,37]等用SHS法和HIP工艺结合制备了TiB增强钛基复合材料，使复合材料的致密度和硬度都有所提高。并研究了增强体TiB的形态，
主要有棒状和块状两种。
粉末冶金工艺直接将基体粉末和所需的增强体粉末均匀混合，再进行压型、烧结和冷热等静压等制成钛基复合材料。PM法适用范围广，可通过后序加工提高材料的综合性能。美国Dynamet 公司用粉末冶金方法制备的Cerme Ti系列复合材料已得到应用。Kawabata等[38,39]用此方法制备了5vol.%、15vol.%、20vol.%TiB增强钛基复合材料，并对其进行锻造加工，研究了复合材料在923~1123K温度下的蠕变性能，发现TiB/Ti复合材料高温蠕变性能显著提高。中南大学陈丽芳[40,41]等用粉末冶金方法原位生成TiC/Ti复合材料，并对其相组成和显微组织进行了研究，XRD结果显示只有TiC和β-Ti两相。研究了TiC的尺寸和大小变化。
机械合金化法是将粉末反复进行变形、冷焊、破碎，将粉末细化到纳米级粒度，通过原位反应生成增强体细小的钛基复合材料。用MA法已经制备出TiB/Ti[42]、TiC/TiAl[43,44]等复合材料。Gorsse等人[45]利用MA法和PM法制备了增强体含量为20%和40%的TiB增强钛基复合材料，并对其进行挤压和热处理态，研究了复合材料的基体组织及TiB尺寸及形貌的变化。研究指出，将纯钛粉和细碳粉经机械合金化和热等静压制成TiC/Ti复合材料的块材，并测试其拉伸性能，发现复合材料的强度和延伸率随TiC尺寸的减小而显著越高。
1.4 热变形对钛基复合材料组织性能的影响
原位反应制备的钛基复合材料组织都不是很致密，因此在制备后都要进行热变形工艺均匀组织，提高致密度和强度。钛基复合材料的常用热变形有：相变点一下40°C左右的常规变形，相变点以上β相区变形以及形变热处理等[46,47]。常规变形得到等轴组织；β相区变形得到魏氏组织，它可提高断裂韧性和抗蠕变性能，但显著降低塑性；形变热处理后强度提高的效果明显，但热稳定性不是很好。
马凤仓、吕维洁等人[48]研究了TiC/Ti-1100和(TiC+TiB) /Ti-1100在(α+β)、β相区锻造工艺及其组织性能。研究显示在(α+β)相区锻造后基体得到双态组织，在β相区锻造后基体得到魏氏组织，在β相区开始变形，在两相区结束变形时，锻造量大时得到双态组织，锻造量小时组织均匀性不佳。并对其进行力学性能测试，不同锻造工艺获得钛基复合材料的力学性能存在很大的差异。β锻钛基复合材料的强度和延伸率都比较低，α+β锻则可获得中等的强度和最好的延伸率，高温α区锻则可获得最高的强度和中等的延伸率。锻造后室温和高温拉伸强度和塑性较铸态都有了显著的提高。复合材料的断裂机制也发生了变
化，复合材料锻造前室温拉伸为基体的脆断，而锻态断口处有呈现出部分韧性断裂现象。
哈尔滨工业大学黄陆军[49]对连续网状结构的5vol.%和8.5vol. %TiB W/TC4钛基复合材料进行挤压和轧制变形，并研究了其组织和力学性能的变化。经挤压变形后原先具有等轴特征的网状结构沿挤压方向被拉长了。同时基体的形态也发生了变化，出现了β转变组织。并对挤压前后复合材料室温拉伸性能测试，抗拉强度较挤压前提高了近150MPa，延伸率也提高了一倍多，可见塑性显著提高。轧制变形后，等轴组织沿轧制方向被显著拉长，在材料表面被压缩。经过40%变形后，材料的强度和塑性都有所提高。但经过80%变形时复合材料的强度和塑性却明显降低，这是因为在轧制过程中产生了很多的微孔和裂纹。
1.5 热处理对钛基复合材料组织性能的影响
颗粒增强钛基复合材料可通过热处理改变其基体与增强体的组织形态和力学性能，钛合金及钛基复合材料应用最多的是退火和固溶时效的工艺。钛合金经不同温度的热处理后，得到四种不同形态的组织：等轴组织，双态组织，网篮组织，魏氏组织。组织新貌如图1-1 所示[50]。魏氏组织断裂韧性、抗蠕变性、持久强度高，但塑性低。网篮组织具有较好的塑性、抗蠕变性及高温持久性的综合性能。等轴和双态组织具有优良的塑性和疲劳强度。
图1-1 钛合金典型显微组织[50]
a) 魏氏组织b) 网篮组织c) 双态组织d) 等轴组织
曹磊等[51]采用不同的热处理温度不同的保温时间对5%、10%和15%体积分数的TiC/Ti-6Al-4V复合材料进行热处理，研究了热处理对TiC形态的影响。在低温950℃下热处理，枝晶TiC的粒化效果不是很显著。1050℃时，TiC 发生了显著的粒化现象，而1200℃时TiC的粒化效果并没有提高，可能是C 在β相区的溶解度比α相区要小。对10%.volTiC/Ti-6Al-4V在1050℃保温不同时间研究显示，保温4小时后，枝晶状TiC和条状的共晶TiC都开始熔断；保温8小时后，具有长条条状的共晶TiC溶解成小的等轴状的颗粒，枝晶形状的TiC也可看出明显的熔断现象；保温24小时后，TiC熔断粒化效果更显剧；再提高保温时间到100小时，TiC粒化效果与24小时基本相同。
a) b)
图1-2 条状共晶TiC熔断粒化过程中的形态变化[51]
a)枝晶TiC的溶解和熔断b）共晶TiC溶解和溶断
李九霄[52]等研究了热处理对原位TiB和La2O3增强IMI834基复合材料组织和性能的影响。采用α+β两相区热处理：(990℃/2 h/AC)+(590℃/4 h/AC)时，得到等轴α相和β转变成片状组织，即为双态组织。经过β热处理：(1060℃/1 h/AC)+(650℃/2 h/AC)，可以看到，α相清晰的分布在粗大的原始β晶界处，α相的层片间为β相，即得到片状组织。三重式β热处理：(1060℃/1 h/AC)+(980℃/1.5 h/AC)+ (480℃/4 h/AC)，组织依然是片状得结构，但是α层片间的宽度比β相区热处理后的要大一些。热处理后室温拉伸性能显示，在α+β两相区热处理时，表现出良好的室温拉伸强度和塑性，β热处理后强度虽有所提高，但塑性下降明显。高温拉伸时，随着拉伸温度的升高，材料的强度逐渐下降，α+β相区的热处理再高温拉伸时表现出优良的综合性能。通过观察拉伸断口侧面的显微组织，发现TiB 在拉伸后沿拉伸方向发生了断裂，有效的承载了拉伸应力。
1.6 颗粒增强钛基复合材料的力学性能
1.6.1 拉伸强度及延伸率
由于在钛合金基体上加入强硬度高的颗粒增强体，钛基复合材料的强度会明显提高，但延伸率也会发生下降。钛基复合材料的室温拉伸性能如表1-3 所示[51]。从表1-3中可以看出，增强体的加入可以显著提高复合材料的强度，但延伸率也有所降低。在相同的增强体体积含量，不同的制备工艺下，钛基复合材料的力学性能差别很大，熔铸法制备的钛基复合材料具有较好的综合性能。在一定范围内，随着增强体含量的增加，材料的强度升高，延伸率下降，但超过一定量时，强度延伸率均下降。
表1-3 钛基复合材料的室温拉伸性能[51]
材料增强体含量
vol.%
制备工艺
抗拉强度
(MPa)
屈服强度
(MPa)
延伸率
%
Ti 0 熔铸法474 367 8.3 TiC/Ti 37 熔铸法573 444 1.9 Ti-6Al-4V 0 熔铸法895 825 6.0 Ti-6Al-4V 0 热等静压950 868 9.4 Ti-6Al-4V 0 快速凝固986 930 11 TiC/Ti-6Al-4V 10 冷热等静压1000 945 2.0
TiC/Ti-6Al-4V 9 真空烧结+
热等静压
1110 1078 2.0
TiC/Ti-6Al-4V 13.6 真空烧结+
热等静压
1140 1090 1.1
TiC /TP-650 10 熔铸法1300 1280 5.0
TiB/Ti-6Al-4V 3.1 快速凝固1107 1000 7.0
TiB/Ti-6Al-4V 10 粉末冶金1124 1004 2.0 (TiB+TiC)/Ti6264 8 熔铸法1330 1243 2.8 (TiB+TiC)/Ti 22.5 熔铸法635 471 1.2
马凤仓[48]对常规锻造后的不同体积分数的TiC和(TiC+TiB)增强的钛基复合材料的高温拉伸性能进行了系统的研究，其高温拉伸性能如表1-4所示。不同体积分数的复合材料都显示了很好的高温强度和塑性，拉伸强度比基体提高了近200~300MPa，延伸率虽有所降低，但下降幅度很小。
表1-4 钛基复合材料的高温拉伸性能[48]
Composites
550℃600℃650℃UTS
(MPa)
δ
(%)
UTS
(MPa)
δ
(%)
UTS
(MPa)
δ
(%
Ti-1100 635.7 18. 8 605.3 23.8 578.2 27.6 1%TiC/Ti-1100 813.4 16 785.2 19.2 757.3 24.5 5%TiC/Ti-1100 896.5 13 840.9 16.7 811.1 20.8 10%TiC/Ti-1100 951.8 8.2 920.3 9.5 889.01 10.8 3%(TiB+TiC)/Ti-1100 842.5 17.2 823.2 20.2 751.3 23.5 5%(TiB+TiC)/Ti-1100 923.53 15.8 895.2 17.2 827.3 19.5
1.6.2 弹性模量
钛合金的弹性模量约为110GPa，TiB、TiC增强体的弹性模量是钛基体的4~5倍，根据复合材料的混合率，其强度比基体有所提高。美国Dynamet 公司制备的颗粒增强钛基复合已得到实际应用，其弹性模量[52]如图1-3所示，随着增强体含量的增加，复合材料的弹性模量显著的提高。图1-4列出了Cerme Ti(Ti-6Al-4V)基复合材料弹性模量随温度的变化[23]
图1-3 基体及钛基复合材料的弹性模量[52]图1-4 Cerme Ti(Ti-6Al-4V)复合材料的弹性
模量随温度的变化曲线[23]
1.6.3 蠕变性能
钛基复合材料的高温蠕变性能是材料高温性能的一个重要标志，研究指出钛基复合材料与钛合金基体相比，表现出更好的蠕变性能[53]。Zhu S J [54-56]等研究了TiC/Ti-6A1-4V和TiB/Ti-6A1-4V复合材料，发现TiB和TiC增强钛基复合材料的蠕变速率比基体合金小，蠕变强度高于基体合金。复合材料在蠕变
失效主要是由于TiB、TiC增强体与基体间界面的结合不佳脱落及增强体的内部开裂。并认为钛基复合材料高温蠕变性能的提高与增强体对基体组织形态、微结构的改变有着很重要的关系。
王攀[57]等研究了TiB、TiC单一和混合增强7715D钛基复合材料的高温蠕变性能。发现在600~700°C温度范围内，应力在100MPa~350MPa条件下复合材料的蠕变速率均低于基体的蠕变速率，钛基体合金稳态蠕变速率大于TiB /Ti 复合材料，其次是(TiB+TiC)/Ti复合材料，TiC /Ti复合材料最小。可见增强体的加入使得复合材料的高温抗蠕变性能得到提高。观察复合材料高温蠕变后的组织，发现复合材料的蠕变失效主要是由于增强体与基体界面在长时间高温时发生脱落，而TiB较长，高温下易与基体脱粘而形成微孔等缺陷，伴随着应力集中，引起了材料的断裂，从而使得TiB的强化效果低于TiC。
1.7 颗粒增强钛基复合材料的应用
颗粒增强钛基复合材料制备成本低，工艺简单，在较高强度温下也能够表现出优异的综合性能，并且密度小，显著的减轻了部件的重量，使其在航空航天、军事及汽车领域有着广阔的应用发展前景。
钛基复合材料是应航空航天及军事领域对耐高温轻质材料的要求而发展起来的。90年代初，美国空军材料制备实验室就开始了以钛基复合材料在军事上应用的研究。美国Dynamet公司成功应用冷热等静压技术生产出的CermeTi系列复合材料，并且实现了应用。用其制备的导弹尾翼显著提高了导弹的动力学性能[58]。CermeTi系列复合材料可用于制造坦克履带的中心导向零件，并可用于运动器械领域，制造高尔夫球头和棒球杆等。
为推进汽车轻量化、节能化的进程，钛基复合材料在汽车领域的应用受到了广泛的关注。日本丰田汽车公司用粉末冶金法制得的TiB增强钛基复合材料，并成功应用于汽车发动机进气阀和排气阀，有效的提高了发动机的工作效率[59]。目前，用颗粒增强钛基复合材料制成的汽车部件有连杆、空心阀门、进排气、气门座等。欧美等汽车厂家也正在不断探索钛基复合材料在汽车领域更广泛的应用。
1.8 本文主要研究内容
（1）采用非自耗电弧熔炼制备不同体积分数的(TiC+TiB)/Ti复合材料，分析不同体积分数复合材料的组织与力学性能。优化复合材料的体积分数。
（2）感应熔炼制备2.5vol.% (TiC+TiB)/Ti复合材料铸锭，研究复合材料
的相组成和组织，研究复合材料的抗弯性能，室温和高温拉伸性能。分析复合材料的断裂机制及强化机制。
（3）研究锻造对2.5vol.% (TiC+TiB) /Ti复合材料组织的影响，分析研究复合材料的抗弯性能、室温及高温拉伸性能。
（4）根据相图制定复合材料热处理工艺，分析不同热处理工艺对复合材料基体组织和增强体形态的影响，并研究热处理后复合材料的高温拉伸性能。