【摘 要】
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钛及其合金所具有的优异力学性能使其在航空航天以及武器装备领域得到了广泛应用,但是随着其应用范围的扩展,钛及其合金在满足力学性能的基础上还要兼具导电性、导热性等热物理性能。本文通过钛+前驱体、钛+增强体、钛直接氮化三种方法制备具有核壳结构Ti-TiB2、Ti-B4C、Ti-TiN、Ti-钛的氮化物体系的钛基复合材料,通过增强体的引入和调控增强体空间分布类型,探索该结构下不同体系钛基复合材料满足多元性
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钛及其合金所具有的优异力学性能使其在航空航天以及武器装备领域得到了广泛应用,但是随着其应用范围的扩展,钛及其合金在满足力学性能的基础上还要兼具导电性、导热性等热物理性能。本文通过钛+前驱体、钛+增强体、钛直接氮化三种方法制备具有核壳结构Ti-TiB2、Ti-B4C、Ti-TiN、Ti-钛的氮化物体系的钛基复合材料,通过增强体的引入和调控增强体空间分布类型,探索该结构下不同体系钛基复合材料满足多元性能要求的可能性,此外还对钛直接氮化过程进行了动力学分析。球磨制备了 Ti-TiB2、Ti-B4C、Ti-TiN体系核壳结构,SEM与XRD结果表明,Ti-TiB2核壳结构均匀性较好,Ti-B4C与Ti-TiN核壳结构表面均匀性差,B4C与TiN颗粒分别产生了团聚,球磨过程中Ti-B4C体系中发生相转变生成了 TiB和TiC。SPS烧结制备了三种核壳结构体系复合材料,SEM与XRD结果表明,Ti-TiB2体系复合材料中增强体TiB呈连续性分布,壳层较薄,材料微观组织致密,界面结合良好;Ti-B4C体系复合材料中存在连续性的增强体分布,并且有TiB晶须和TiC薄片交错分布于核壳结构单元内部,使得该体系复合材料显微硬度水平较高,约为697HV,其压缩强度较高,约为1529MPa,其导电导热性能为各体系核壳结构复合材料当中的最高水平,其热导率和电阻率分别为12.97 W/m·K和0.64Ω·mm2/m;Ti-TiN体系复合材料中出现大面积孔洞和缺陷,增强体没有形成连续型分布,使得其显微硬度和压缩强度均处于较低水平,分别为528 HV和415 MPa,该复合材料电导率和热导率为各体系核壳结构复合材料当中的最低水平,热导率和电阻率分别为7.37 W/m·K和1.96 Ω·mm2/m。各体系复合材料断口呈现明显的脆性断裂特征。高温氮化制备了 Ti-钛的氮化物核壳结构,SEM与XRD结果表明,氮化物相组成为具有明显脆性的TiN和Ti2N,在氮化物壳层形成的过程中同时形成了 Ti-Ti（N）固溶体富氮区,壳层厚度和富氮区厚度随氮化时间的延长而增长,分别从氮化 30 min 组的 2.09 μm 和 4.51 μm 增长到氮化240 min 组的 9.69 μm 和 17.41μm。SPS烧结氮化1小时、2小时、3小时、4小时形成的Ti-钛氮化物核壳结构制备了钛基复合材料,力学性能研究表明氮化时间的延长降低了复合材料的力学性能,材料压缩强度和抗弯强度分别从氮化一小时组923 MPa和113 MPa降至氮化四小时组232MPa和44MPa,力学性能的下降由烧结过程中过厚的硬相壳层与软相芯层的弱协调变形作用引起。在直接烧结Ti-钛的氮化物核壳结构的基础上混合入细粒径钛粉烧结制备了 Ti-Ti（N）-Ti复合材料,微观组织观察结果表明细粒径钛粉的引入弥补了弱协调变形作用的不足,其力学性能有明显的提升。另外,细粒径钛粉体积分数对材料力学性能有明显影响,但是对材料导电、导热性能无较大影响。研究了钛粉氮化反应过程,SEM与XRD结果表明,氮化过程中氮原子固溶浓度随氮化时间增长,在达到33 at%和37 at%时分别形成Ti2N和TiN相,富氮区形成于氮元素在钛粉颗粒内部持续扩散过程中。对壳层与富氮层转化率a与氮化时间t的动力学拟合关系进行求解,壳层形成与化学反应控制模型相匹配,富氮层形成与扩散控制模型中三维球形对称扩散模型相匹配,动力学拟合结果与实验结果相符。
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