通过热等静压处理制备的原位TiC增强近α钛合金在高温下的力学性能和失效行为

《Journal of Alloys and Compounds》：Mechanical properties and failure behavior at elevated temperatures of in-situ TiC reinforced near-α titanium alloys via hot isostatic pressing

TiC/TA15复合材料通过热等静压工艺制备，成功形成双尺度微观结构，包括晶界处连续的微米级TiC网络和晶内纳米级TiC强化相。室温下材料抗拉强度达1150.1 MPa，延伸率16.5%；600℃和650℃时强度分别提升22.6%和14.6%，同时保持良好塑性。研究揭示了协同强化机制：TiC网络通过Orowan机制提升强度，纳米级TiC细化晶粒并促进均匀变形，抑制裂纹扩展。

　　

Jingchao Xu|Zhiyu Sun|Bin Liu|Jinyi Duan|Wenkang Long|Yuankui Cao|Guozheng Liu|Ao Fu|Hai Nan|Xiaofei Mo|Yong Liu

中南大学粉末冶金国家重点实验室，中国长沙410083

摘要

本研究采用预合金化复合粉末（其中碳含量过饱和）通过热等静压（HIP）技术制备了TiC/TA15复合材料，并对其微观结构特征和力学性能进行了全面分析。成功合成了具有双尺度微观结构的复合材料：沿晶界形成准连续的TiC增强体网络，同时在晶粒内部形成纳米级的增强体。在室温下，该复合材料的抗拉强度达到1150.1 MPa，延伸率为16.5%，表现出优异的强度与延展性协同效应。在600°C和650°C的高温下，其抗拉强度分别比未增强的TA15合金高出22.6%和14.6%，同时延展性也有所提高。这种力学性能的提升主要归因于均匀分散的TiC颗粒所赋予的有效载荷传递效应和Orowan强化机制。此外，随着测试温度的升高，复合材料的断裂模式从TiC颗粒断裂转变为TiC/TA15界面脱粘。

引言

钛基复合材料（TMCs）因其低密度、高强度、优异的耐磨性和耐腐蚀性而受到众多研究人员的关注[1]。基于这些特性，TMCs已广泛应用于航空航天、军事和汽车领域[2][3]。根据增强体的形式，TMCs可分为连续增强型钛基复合材料（CRTMCs）和非连续增强型钛基复合材料（DRTMCs）[4]。与CRTMCs相比，DRTMCs具有更好的热成形性和更均匀的微观结构，能够满足更复杂应用场景的需求。多种颗粒材料被选作TMCs的增强体，如TiB₂、TiN、B₄C、ZrC、SiC、TiC和Al₂O₃[5]。增强体相的选择主要取决于其与基体的热力学稳定性、界面结合强度、热膨胀系数的匹配性以及增强体本身的性质（包括尺寸、形态和空间分布）[6]。TiC作为一种常用的增强体相，因其高模量、高硬度和与钛的热膨胀系数匹配性而受到广泛关注[7]。TiC增强型TMCs的制备方法主要分为原位制备和异位制备两种类型。与异位制备方法相比，原位形成的TiC颗粒由于与钛基体具有强界面结合和在基体中的均匀分布，能够显著提升材料的力学性能[8]。复合材料的变形均匀性是指其能够进行连续且协调的塑性变形，并增强应变硬化能力，从而有效抑制局部应变集中和提前失效[9]。然而，引入陶瓷增强体往往会导致TMCs的抗拉延展性降低，限制了其均匀变形能力[10]。由于制备和加工过程高度依赖材料的均匀变形，这成为TMCs进一步发展的主要限制因素[11]。

增强体的尺寸和分布对复合材料的力学性能有显著影响。通常，微米级颗粒会阻碍位错的运动和界面迁移，而纳米级颗粒则主要通过Orowan机制增强基体强度。Huang等人[12]提出了具有准连续增强体网络结构的TMCs设计概念。这种网络结构的TiB/TMCs在室温下表现出优异的延展性，并在高温下仍保持高强度。具体而言，通过在晶界或相界引入增强体相，准连续网络结构的TMCs进一步提升了材料的高温力学性能[4][13]。最近的研究表明，引入晶内纳米级增强体可以有效改善复合材料的延展性[14][15]。晶内纳米级增强体通过促进几何上必要的位错储存，进而引发背应力强化和应变重分布，显著提高了材料的加工硬化能力[14]。Li等人[15]发现，晶内TiB的引入通过阻碍位错运动，提高了TiB/TMCs的强度和延展性。因此，在晶界或相界引入准连续增强体网络，并在晶粒内部添加纳米级增强体，可以同时提升复合材料在室温和高温下的延展性和强度。

传统铸造是一种简单高效的TMCs制备方法，具有灵活性，适用于大规模生产。然而，铸造过程中产生的粗大微观结构、成分偏析和孔隙会导致材料力学性能较弱，这些限制使得铸造工艺难以满足高性能要求。作为一项新兴技术，基于增材制造的金属3D打印已广泛应用于各种TMCs的制备。该技术能够直接从粉末材料高效制备出接近净形的复杂部件，大大简化了制造过程。但由于增材制造过程的快速凝固特性，加工过程中仍不可避免地会产生孔隙、微观结构不均匀性和热应力引起的裂纹[16]。热等静压（HIP）不仅能够实现接近净形的成型，还能通过高温和等静压的结合消除孔隙，从而确保优异的力学性能和高效率的生产[17]。Cai等人[18]利用TiB?/TC4粉末通过热等静压成功制备了具有定制增强体结构的原位TiB增强型TMCs。Chen等人[19]通过热等静压和后续热处理制备了具有优异高温强度和韧性的石墨烯氧化物增强型TMCs。然而，现有研究对热等静压制备的原位增强钛基复合材料的室温及高温力学行为关注较少。

现有文献中关于将增强体（TiB、TiC）引入钛合金基体的方法相对简单，主要依赖于陶瓷相前驱体（如TiB₂、B₄C、C）与基体之间的原位反应[20][21]。最常见的制备方法是“球磨+烧结”，但这需要较长的研磨时间来确保前驱体在基体粉末上的均匀覆盖，导致加工效率较低[22]。此外，该方法制备的原位增强体容易团聚，从而导致延展性显著下降[23]。在本研究中，采用气体雾化法制备了含有过饱和碳的TA15复合粉末，有效避免了复杂的原材料制备过程。随后通过HIP工艺制备了具有网络状TiC颗粒分布的TA15复合材料。由于这种双尺度增强结构，复合材料表现出优异的力学性能，尤其是优异的延展性。系统研究了复合材料在室温和高温下的力学行为，重点探讨了其强化机制和失效机制。

材料与方法

预合金化复合粉末采用气体雾化法制备（中国航空工业集团马ite科技有限公司）。首先将含有4.5 wt% Cr₃C₂的Ti-6.5Al–2Zr–1Mo–1V（TA15）合金熔化并铸造成锭，然后用于气体雾化以获得预合金化粉末。预合金化粉末的化学成分见表1。图1展示了粉末的微观结构、粒径分布和元素分布。

微观结构

图2展示了原始粉末的差示扫描量热（DSC）曲线以及HIP处理样品和原始粉末的XRD图谱。如图2(a)所示，β转变温度（βtr）为943.7°C，对应于曲线中最强的放热峰，该转变是由于六方密排（HCP）Ti相向体心立方（BCC）Ti相的相变[24]。

结论

本研究通过HIP工艺制备了原位TiC/TA15复合材料，并系统研究了TiC颗粒特性对材料力学性能、变形行为和失效机制的影响。主要结论如下：

1.

在HIP过程中形成了双尺度微观结构的TiC颗粒。微米级TiC颗粒在高温保温过程中沉淀在原有的β相晶界上，形成了准连续的网络结构

作者贡献声明

Yong Liu：研究工作、概念构思。Xiaofei Mo：研究工作、数据分析。Guozheng Liu：研究工作、数据分析。Yuankui Cao：撰写、审稿与编辑、指导。Hai Nan：研究工作、数据管理。Ao Fu：研究工作、数据分析。Bin Liu：撰写、审稿与编辑、指导、资金争取。Zhiyu Sun：撰写、方法设计、研究工作。Wenkang Long：方法设计、研究工作。Jinyi Duan：方法设计、研究工作。Jingchao Xu：

利益冲突声明

作者声明不存在可能影响本文研究结果的已知财务利益冲突或个人关系。

致谢

本研究得到了湖南省科技创新计划（项目编号2024RC1009和2024RC3001）以及国家冲击与碰撞材料科学技术重点实验室（项目编号6142902230102）的支持。