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西安交大&南洋理工《Acta materialia》：鈦基復合材料強度-塑性-韌性的同時提高！

2023-05-26 11:55:11 作者：材料學網來源：材料學網分享至：

導讀：在鈦基復合材料（TMC）中，增強相的添加通常會提高強度和比剛度，但會降低延展性和斷裂韌性。這主要是由于增強相顆粒常位于晶界（GB）處。本研究中，當微米級增強相主要存在于晶粒內時，實現了強度-塑性-斷裂起始韌性的同時提高。本文采用粉末冶金技術制備了TMC（其中大部分一硼化鈦（TiB）顆粒存在于晶粒內），并對其微觀組織、室溫拉伸性能、I型斷裂韌性和疲勞裂紋擴展行為進行了研究。間斷拉伸試驗表明，晶粒內的TiB顆粒通過抵抗平面滑移來提高應變硬化率，而位于晶界處的TiB顆粒會過早破裂并損害材料的延展性和韌性。晶間和晶內TiB在對于TMC整體力學性能方面所起的作用顯著不同，突出了微觀結構設計的重要性，尤其是在增強相顆粒相對于晶界的位置。

鈦及鈦合金因其高比強度、優異的耐腐蝕性能和抗氧化性能等，被廣泛地應用于航空航天、化工、海洋及生物醫用領域等。為進一步提高其比強度和剛度，以陶瓷相為增強體的鈦基復合材料得到了廣泛關注。其中，TiB因其高彈性模量（~450–550 GPa）、優異的熱穩定性，以及與Ti有相似的熱膨脹系數和良好的界面等，是鈦基復合材料中采用最廣的增強相之一。由于B在鈦中固溶度極低（<0.02 wt.%），微量B的添加便會在鈦中生成TiB增強相。在鈦合金的制備過程中，添加微量的B（~0.1 wt.%）不僅可以提高強度等性能，還能通過顯著細化晶粒來實現降低產品成本的效果。但由于TiB在塑性變形過程中容易開裂，TiB的引入往往會導致復合材料塑性和斷裂韌性的大幅降低。盡管已有大量的研究針對鈦基復合材料的塑性進行改善，例如調控TiB的分布或是降低TiB尺寸等，絕大部分鈦基復合材料的塑性仍低于無TiB添加的基體合金。

在本研究中，通過粉末冶金法制備了絕大部分微米級TiB（~80%）均位于鈦晶粒內部的鈦基復合材料。在TiB體積分數為1%的鈦基復合材料中，實現了強度、塑性和斷裂起始韌性（K_Q）的同時增強。相對于無TiB添加的純鈦試樣，1 vol.%TiB/Ti復合材料的屈服強度（σ_y）、斷裂延伸率（e_f）和斷裂起始韌性（K_Q）分別提高了93.9%、35.0%和67.0%。討論了TiB位置的重要性，例如位于晶內的IG-TiB在以平面滑移為主的α-Ti基體中，提高基體的加工硬化能力等。此外，對鈦基復合材料的疲勞裂紋擴展行為進行了研究。

西安交通大學高義民教授團隊的這項成果以題為Simultaneous Enhancements of Strength, Ductility, and Toughness in a TiB Reinforced Titanium Matrix Composite發表在期刊Acta Materialia上。第一作者為西安交大的李強博士生，通訊作者為南洋理工大學的黃升博士，論文共同作者還包括南洋理工大學的趙亞凱博士和Upadrasta Ramamurty教授。

鏈接為：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2023.118995

表1. TMCs的化學成分、理論TiB體積分數以及用于制備的AlB₂添加量

圖2. 有代表性的光鏡照片：（a）C0試樣，（b）C1試樣，（c）C2試樣，（d）C4試樣。（e）隨總TiB體積分數變化的GB-TiB和IG-TiB體積分數。（位于晶界的GB-TiB和位于晶內的IG-TiB分別用藍色和紅色突出顯示）

圖3. C0-C4試樣的室溫拉伸行為：（a）工程應力應變曲線，（b）Kocks-Mecking曲線。

表3. 室溫拉伸性能總結

為了深入了解在本研究的TMC（尤其是C1樣品）中通過實驗觀察到的強度和塑性同時增強的微觀機制，進行了間斷單軸拉伸試驗。圖9顯示了當應變至頸縮附近(ε~8.5%)時，C1樣品中的GB-TiB和IG-TiB存在顯著差異。一些GB-TiB在此階段發生破碎（如圖 9(b) 所示），表明它們在限制塑性方面的作用。相比之下，所有可觀察到的IG-TiB都保持完好，并改變了局部的滑移跡線，如圖 9 (c) 和 9(d) 所示。

已有大量的文獻報道，平面滑移主導了CP-Ti的變形行為，導致晶界處的應變集中，進而導致可忽略的應變硬化 [59-61]。在C1中，如圖9所示，位錯無法切過晶內的IG-TiB，加劇了顆粒附近的位錯塞積。此外，在IG-TiB顆粒附近發現波浪狀滑移跡線，造成與其他滑移跡線的相互作用；這個過程促進了位錯間的相互作用，并提高了塑性。

圖9. C1 樣品表面（自由表面）在拉伸測試至約 8.5% 應變（接近頸縮）后的掃描電子顯微照片：(a)低倍SEM， (b) 高倍SEM照片顯示GB-TiB ， (c–d)高倍SEM照片顯示 IG-TiB。

圖10. C1 樣品表面（自由表面）在各種應變下進行間斷拉伸試驗時的 SEM 分析：(a) ~7.5%、(b) ~8.5%、(c) ~15% 和 (d) 斷裂后。(e) C1 的代表性間斷拉伸曲線。

總而言之，GB-TiB的斷裂主要發生在拉伸試樣頸縮之前，而IG-TiB和GB-TiB的共同斷裂導致樣品的斷裂。圖 11 為TMC中的頸縮和失效機制的示意圖。

圖11. 表明TiB的斷裂主導試樣的（a）頸縮和（c）斷裂開始的示意圖。（b）e_u隨GB-TiB體積分數變化，（d）e_f隨總TiB體積分數的變化。

在 SEM 和 EBSD 分析（圖 12）的幫助下，對 IG-TiB 對塑性變形行為進行了進一步研究。結果表明，IG-TiBs通過增強加工硬化率改善了均勻延伸率、斷裂延伸率和加工硬化能力。對兩個相似晶粒（大小、方向和位置均相似）進行分析，Grain 2包含大量IG-TiB（圖12(b-d))，而Grain 1中則沒有（圖12(e-g)）。由Grain 1的SEM圖可知，滑移跡線顯示出單系滑移特征，與通常報道的α-Ti相同 [60]。KAM圖顯示Grain 1中的應變主要集中于晶界（圖12(d)）。相反，在Grain 2的SEM圖中，觀察到雙系/多系滑移痕跡。此外，由KAM可知，除了晶界處的應變集中，Grain 2中可見明顯更多的應變積累，分布于整個Grain 2。IG-TiB可作為位錯沿滑移面滑動的阻礙，更有利于顆粒附近的二次滑移系開動。IG-TiB附近的局部應變集中也促進了局部位錯間的相互作用，利于提高應變硬化 [27]。