【摘 要】
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针对航空航天用钛基复合材料（Titanium matrix composites,简称TMCs）的强度-塑（韧）性倒置瓶颈问题,本文以亚稳β型TB8钛合金粉末和单质B粉为原料,采用低能球磨、低温放电等离子体烧结（SPS）结合热挤压技术成功制备出准连续层状分布的TiB纳米晶须增强TB8钛合金（TiBnw/TB8）基复合材料,随后通过优化热处理制度来调控TiB纳米晶须的空间分布状态以及β晶内α析出相尺
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针对航空航天用钛基复合材料（Titanium matrix composites,简称TMCs）的强度-塑（韧）性倒置瓶颈问题,本文以亚稳β型TB8钛合金粉末和单质B粉为原料,采用低能球磨、低温放电等离子体烧结（SPS）结合热挤压技术成功制备出准连续层状分布的TiB纳米晶须增强TB8钛合金（TiBnw/TB8）基复合材料,随后通过优化热处理制度来调控TiB纳米晶须的空间分布状态以及β晶内α析出相尺寸,进而实现TiBnw/TB8基复合材料的强度-塑（韧）性匹配。采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）配合电子背散射衍射技术（EBSD）对复合材料烧结组织、挤压组织以及室温拉伸断口进行分析,并利用透射电子显微镜（TEM）对复合材料微区进行分析。采用室温拉伸以及维氏硬度测试对所制备材料的强度、塑性和显微硬度进行评价,并利用数字图像相关技术（DIC）原位研究复合材料塑性变形过程局域应变演化规律,结合微观组织分析,阐明了TiBnw/TB8复合材料的强韧化机制。SPS烧结态TiBnw/TB8复合材料微观组织表征表明:复合材料由基体β相、α析出相以及TiB增强相组成,β晶粒尺寸46μm,α析出相尺寸在500nm以上,TiB主要分布在原始TB8颗粒边界且向两侧颗粒内部生长,随烧结温度增加直径由～100nm增加至微米晶须。烧结过程关键参数可以归结为烧结温度、保温时间、升温速率、脉冲电流参数四个方面,对复合材料的影响主要表现在致密度、TiB晶须长径比、TiB纳米晶须扩散距离以及分布均匀性四个方面,最佳烧结工艺为:温度950℃-1000℃,保温时间10min,升温速率60℃/min,脉冲电流通断比24:2。烧结态复合材料室温拉伸强度在940-1000MPa,延伸率7%-9%,拉伸断口随着温度的上升由明显的沿晶断裂向塑性断裂转变,并发现随炉冷却的粗大柱状α相开裂,导致复合材料塑性有限。对SPS烧结态复合材料进行热挤压,目的是在保证TiB晶须仍为纳米尺度的同时,使材料完全致密化并显著细化其晶粒,进而提升材料的强塑性匹配。950℃烧结结合热挤压（1000℃保温0.5h）获得的TiBnw/TB8复合材料,其微观组织是由分布密度极高且准连续分布的TiB纳米晶须层包裹的TB8基体构成的,沿挤压方向被拉长且具有明显的{110}＜001＞挤压织构,且由于TiB层的限制,基体晶粒尺寸约等于TiB层间距,平均晶粒尺寸约为6.8μm,室温拉伸强度较烧结态提升约50MPa达到1000-1050MPa,而其塑性与烧结态复合材料基本相同,挤压态TiBnw/TB8复合材料室温断口呈现明显的层间开裂痕迹,裂纹在TiB纳米晶须富集区与TB8基体界面处萌生并拓展失效,可见大量韧窝以及部分拔断的TiB纳米晶须和部分撕裂棱,随TiB含量增加断口表现出更明显的层间开裂特征。TiB富集层以及细晶区的存在提高了复合材料的强度,DIC分析表明挤压态复合材料塑性变形过程中局域应变分布不均匀,塑性变形首先在较“软”的再结晶区域进行,随着变形量的增加,硬相区域（TiB富集区）协调发生塑性变形,软、硬两相协调变形为复合材料带来了良好的强塑性匹配。最后,对TiBnw/TB8复合材料进行固溶时效处理以调控β晶内α相析出特征。研究表明:固溶温度会强烈影响TiB纳米晶须的分布状态和尺寸,当高于900℃固溶时,TiB纳米晶须会粗化长大,低于900℃时固溶效果不佳,故最佳固溶工艺为900℃保温4h;对固溶后复合材料进行单级、双级时效工艺探索来调控α相尺寸和分布密度,发现双级时效工艺得到的α析出相尺寸更小,析出密度更高,同时在（300℃-350℃）第一级时效降低时效温度延长时效时间可以获得纳米级α析出相,因此文中采用的时效工艺为350℃-50h-AC+500-8h-AC。TiB含量为3.5%,采用950℃烧结并经过1000℃热挤压变形以及900℃-4h-WQ+350℃-50h-AC+500-8h-AC热处理后复合材料室温拉伸强度可以达到1713MPa,同时塑性保持在3.1%,而以1000℃烧结并经过相同工艺处理后室温拉伸强度为1650MPa,相较于前者只降低了50MPa,塑性却能达到5.9%,保持了良好的强塑性匹配。
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