沈瑩瑩1,2,張國興1,賈清,1,王玉敏1,崔玉友1,楊銳,1

隨著現代航空、航天技術的發展,對材料的要求也越來越嚴苛。輕質、高強、耐熱、抗疲勞、抗蠕變以及耐腐蝕等綜合性能較好的材料逐漸成為航空材料的研究重點和熱點。然而,傳統的單一材料因各自固有的局限性而無法滿足這些綜合要求,具有優異綜合性能的鈦基復合材料(TMC)應運而生。自20世紀80年代起,技術發達國家都在致力于研究該類復合材料,且已成功制備出滿足要求的航空航天部件[1,2]。例如,普惠公司(P&W)用鈦基復合材料制備的航空發動機活塞,成功減重40%,且已在F119發動機上進行了試車[2]；英國羅羅公司用鈦基復合材料制備的發動機葉環成功減重30%[3]。遺憾的是,TMC受其基體合金的影響,其使用溫度均在600℃以下[4]。與鈦合金相比,Ti-Al系金屬間化合物密度更低,高溫力學性能更好,使用溫度也更高。于是在TMC發展成熟的基礎上人們開始了金屬間化合物基復合材料(IMC)的研究,希望用Ti-Al金屬間化合物代替鈦合金基體制備新型復合材料以滿足更高溫度下使用航空部件的要求。Ti-Al二元系金屬間化合物主要有3種：Ti3Al、TiAl和TiAl3[5]。其中TiAl因具有高比強度、高比模量以及優異的高溫抗蠕變性能而成為最具有潛力的輕質高溫材料[6~8],在航空航天、汽車制造等領域均已得到應用[9,10]。SiC纖維是一種高性能的陶瓷纖維,具有較高的比強度、比剛度,耐腐蝕等優點,同時高溫下具有良好的抗氧化以及高熱穩定性[11,12],且與金屬之間有較好的相容性,是Ti-Al金屬間化合物較理想的增強體材料。

復合材料在制備以及高溫服役過程中,纖維與基體之間會發生化學反應和元素擴散,并隨溫度和時間的變化形成一定厚度的界面反應層,界面反應層中包含一種或多種反應產物,在SiC纖維增強TiAl金屬基復合材料中,反應產物多為脆性相。如果復合材料的界面反應層較厚,在外力作用下,裂紋易在此處萌生,嚴重影響復合材料的力學性能[2,13,14]。另外,基體合金成分、纖維外部涂層成分以及制備工藝等均影響元素擴散路徑,進而導致界面反應產物種類和分布狀態存在差異[15~20]。因此,掌握界面反應層的長大規律對復合材料的應用具有重要意義。為了更好地設計和控制界面反應,研究復合材料復雜界面的形成和長大過程尤為重要。本工作采用真空吸鑄法制備SiCf/TiAl復合材料,同時,為了避免纖維與基體合金液直接接觸而使纖維受損,在所選用的SiC纖維表面用磁控濺射法濺射一層鈦合金涂層。研究了SiCf/TiAl復合材料制備態及800℃熱暴露態下界面元素擴散行為及界面反應產物的生成長大規律,同時對熱暴露態復合材料的界面反應層長大速率及熱穩定性進行了分析。

1實驗方法

本實驗中所選取的TiAl基體合金成分為Ti-48Al-2Nb-2Cr (原子分數,%,下同)。基體合金采用真空電弧爐熔煉,每個錠子熔煉6次以保證合金成分均勻。采用化學氣相沉積法(CVD)自主生產研制的SiC纖維,直徑為100 μm,芯部鎢芯直徑約13 μm,外部碳層厚度約為2.3 μm。為防止液態合金與纖維之間發生嚴重的化學反應,用磁控濺射方法在纖維表面濺射約22 μm厚的鈦合金涂層,靶材成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Cr-4Mo (TC17)。圖1為纖維橫截面示意圖。

圖1

圖1帶有鈦合金涂層的SiC纖維橫截面示意圖

Fig.1Schematic of the cross section of the SiC fiber coated with titanium alloy

SiCf/TiAl復合材料用真空吸鑄法制備。制備流程為,首先將纖維提前在模具中排布并固定,合金錠置于熔煉室坩堝中。啟動機械泵和分子泵進行抽真空。當真空抽至0.1 Pa以下,關閉熔煉室與吸鑄室之間的連通閥,向熔煉室充入50 Pa高純Ar氣。關閉真空系統,并開啟熔煉吸鑄系統。電弧熔煉合金錠至完全熔透狀態,打開兩室之間的連通閥,合金液在兩室之間壓差及自身重力作用下快速流入模具中,與SiC纖維復合凝固成型。在該過程中,合金液充填溫度約1500℃,合金液流入金屬模具后迅速冷卻凝固,待模具冷卻10 min后將樣品取出。制備好的復合材料尺寸(直徑 ×$\mathrm{長}\mathrm{度}$)為10 mm × 85 mm,纖維在復合材料試樣中心沿平行于徑向方向分布。

為探究該制備方法下復合材料界面反應層的長大規律以及熱穩定性,對制備態的復合材料進行800℃高溫熱暴露實驗。熱暴露總時間為200 h,分別在熱暴露25、50、100、150和200 h時取樣分析。復合材料界面反應層厚度和纖維中碳層厚度在掃描電鏡(SEM)下測量。具體測量方法為每個樣品隨機選取5根纖維,對于厚度較均勻的界面每根纖維隨機測量10個點,然后取平均值作為測量結果；對于厚度不均勻的界面,根據凹面與凸起面大致所占整根纖維的比例,按比例隨機測量每種界面的點數,測量總數也為10,最后求平均值。

采用Apreo熱場發射SEM對制備態和熱暴露態復合材料界面反應層形貌和周圍組織進行觀察和分析,并用其附帶的能譜儀(EDS)對界面處元素分布進行分析。金相試樣沿垂直于纖維方向切取,經機械研磨拋光后在5%HF + 10%HNO3+ 85%H2O (體積分數)的腐蝕液中進行腐蝕。采用Tecnai G220透射電子顯微鏡(TEM)觀察制備態和熱暴露態復合材料界面反應產物形貌,并根據選區電子衍射(SAED)花樣測定反應產物的種類。制備態復合材料TEM樣品制備方法為離子減薄法,具體制備流程為：用線切割沿垂直于纖維方向切取厚約0.4 mm的薄片,機械研磨至厚度0.05 mm以下,然后在凹坑儀上進行凹坑,凹至中心厚度約10 μm時,在離子減薄儀上對樣品進行減薄。熱暴露態的復合材料由于界面反應產物較多且較脆,在用上述方法制備過程中界面反應層很容易脫落,故采用聚焦離子束切割方法制備。切割方向同樣沿垂直于纖維方向,切割范圍包括部分SiC纖維、整個界面反應層和部分鈦合金涂層。

2實驗結果

2.1制備態SiCf/TiAl復合材料界面反應層形貌及元素擴散

圖2所示是制備態SiCf/TiAl復合材料中纖維橫截面形貌的SEM像。可以看出,纖維保持完整,與基體合金結合較好。纖維周圍灰白色層為界面反應層,其厚度約為1.21 μm。黑色層為剩余碳層,經測量其厚度約為2.12 μm,說明與原始纖維中的2.3 μm的厚度相比,僅有0.18 μm厚的碳層參與界面反應。反應層周圍無顯微裂紋。鈦合金涂層中可以觀察到許多細小的針狀α相。

圖2

圖2真空吸鑄法制備的SiCf/TiAl復合材料橫截面形貌的SEM像

Fig.2Cross-section SEM image of SiCf/TiAl composite prepared by vacuum suction casting

為探究SiCf/TiAl復合材料在復合成型過程中纖維、涂層以及基體之間的元素擴散規律,用SEM附帶的EDS進行元素線掃描分析,掃描區域從纖維一側到基體合金一側,結果如圖3所示。其中I區為界面反應層,II區為鈦合金涂層,III區為鈦合金涂層與基體合金的過渡層,IV區為TiAl基體合金。可以看出,纖維中的C元素和Si元素已擴散到II區鈦合金涂層中,但擴散距離有限,僅在靠近I區附近有所分布。由于鈦合金涂層的存在,基體合金與纖維間隔較遠,基體合金中的元素僅與鈦合金涂層之間有互擴散,產生了過渡層III。從圖中也能看出鈦合金涂層中的元素均有向纖維一側擴散的趨勢,但僅有Ti、Al、Sn、Zr 4種元素擴散至界面反應層中。其中Sn元素已明顯地穿過界面反應層和碳層擴散至SiC中。

圖3

圖3制備態SiCf/TiAl復合材料SEM像及纖維到基體端元素線掃描結果

Fig.3SEM image and EDS line scanning results of as-processed SiCf/TiAl composites from the fiber to the matrix (Area I is the interfacial reaction layer, area II is the titanium alloy coating, area III is the transition layer between the titanium alloy coating and the matrix alloy, and area IV is the TiAl matrix alloy)

2.2制備態SiCf/TiAl復合材料界面反應產物

圖4為制備態SiCf/TiAl復合材料界面反應產物組織的TEM像和SAED花樣。可見,界面反應產物由2層組成,靠近碳層的等軸細晶層(I)和靠近鈦合金涂層的等軸粗晶層(II)。細晶層厚約100 nm,包含許多細小的等軸晶粒。粗晶層厚約1000 nm,且僅由一層晶粒組成。根據SAED花樣確定這2層中的反應產物均為TiC。

圖4

圖4制備態SiCf/TiAl復合材料界面反應產物組織的TEM像及選區電子衍射(SAED)花樣

Fig.4TEM images of the reaction products and the corresponding selected area electron diffraction (SAED) patterns of as-prepared SiCf/TiAl composite

(a) TEM image of SiC fiber and interfacial reaction layer and corresponding SAED patterns

((b) local enlarged view of the interfacial reaction products and corresponding SAED patterns

2.3 800℃熱暴露SiCf/TiAl復合材料界面反應層長大規律及周圍組織變化

圖5為800℃不同熱暴露時間之后復合材料界面反應層形貌。表1為所測量的界面反應層厚度和碳層厚度。從圖5及表1中都可以看出,隨熱暴露時間延長界面反應層厚度增加,碳層厚度則逐漸減小,但界面反應層厚度的增加量明顯小于碳層的消耗量,故而說明反應層主要是向鈦合金涂層一側長大。由于在熱暴露過程中界面反應主要受原子擴散控制,故其界面反應層的生長遵循生長動力學規律,其反應層厚度可以用公式x=kt1/2+x0來表示,其中,x為界面反應層厚度,x0為初始界面反應層厚度,t為熱暴露時間,k為界面反應長大速率常數。由前文可知x0= 1.21 μm,將所有數據帶入到公式中,得到圖6所示的界面反應層長大動力學曲線。擬合之后得到擬合直線斜率k= 5.02 × 10-10m/s1/2,即為反應長大速率常數。這與文獻[21,22]中報道的相同溫度下的其他SiCf/Ti基復合材料熱暴露界面反應長大速率常數的數量級相同。

圖5

圖5800℃熱暴露不同時間后SiCf/TiAl復合材料界面反應層及周圍組織形貌的SEM像

Fig.5SEM images of interfacial reaction layer and matrix of SiCf/TiAl composite after thermal exposure at 800oC for 25 h

(a), 50 h (b), 100 h (c), 150 h (d), and 200 h (e)

表1800℃熱暴露不同時間后SiCf/TiAl復合材料界面反應層厚度和碳層厚度

Table 1Thicknesses of interfacial reaction layer and carbon layer of SiCf/TiAl composite after thermal exposure at 800oC for different time

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圖6

圖6SiCf/TiAl復合材料800℃界面反應層長大動力學曲線

Fig.6Interfacial reaction kinetic curves of SiCf/TiAl composites at 800oC (t—thermal exposure time)

從圖5還能觀察到,隨著熱暴露時間的延長,界面反應層以及周圍組織均發生了變化。熱暴露后期,界面反應層中出現了分層現象,且隨著熱暴露時間的延長,分層現象越明顯,而在其他SiCf/TiAl復合材料的熱暴露過程中并沒有觀察到這種分層現象。同時隨著熱處理時間的延長,界面周圍鈦合金涂層中α相和β相逐漸長大,且越靠近界面反應層長大越明顯。表2是熱暴露200 h后靠近碳層一側(A)和靠近鈦合金涂層一側(B)界面反應層的EDS分析結果。可以看出,2層反應層中的元素含量相差較大。靠近碳涂層的內層A點處主要含有Ti、C以及少量的Si、Al元素。而外層B點Ti為主要的元素,C和Si元素含量顯著降低,Al元素含量大幅增加。除此之外微量元素Sn含量增加較明顯。

表2圖5e中點A、B處的EDS分析結果 (%)

Table 2EDS analysis results of points A and B in Fig.5e

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2.4 800℃熱暴露態SiCf/TiAl復合材料界面反應產物

圖7為800℃熱暴露200 h后SiCf/TiAl復合材料界面反應產物組織的TEM像及SAED花樣。對反應產物的SAED花樣進行標定,鑒別界面反應產物的種類。按反應產物的位置、形貌和種類將其分為4層(圖中I~IV)。第I層為靠近碳層的細晶TiC層,由于晶粒較細小,對應圖中A的SAED花樣為多晶衍射環。與制備態不同的是,該細晶TiC層厚度明顯較制備態厚,約200 nm。第II層為等軸粗晶TiC層,該層厚約1 μm,包含有2層TiC晶粒,分別如圖中B、C所示。第III層則由等軸的(Ti, Zr)5Si4相組成,如圖中D所示。第IV層包含2種反應產物,長條狀的Ti3Sn相(圖中E所示)和Ti2AlC相(圖中F所示)。

圖7

圖7800℃熱暴露200 h后SiCf/TiAl復合材料界面反應產物組織TEM像及SAED花樣

Fig.7TEM image of the reaction products and the corresponding SAED patterns after thermal exposure at 800oC for 200 h

(I—fine-grained TiC layer, II—coarse-grained TiC layer, III—(Ti, Zr)5Si4layer, IV—Ti3Sn + Ti2AlC layer)

3分析討論

3.1制備態SiCf/TiAl復合材料界面元素擴散規律及反應產物生成過程

從圖3的EDS結果可知,制備態下參與界面反應的主要是Ti、C、Si、Al 4種元素。熱力學上,根據Ti-C、Ti-Si二元相圖以及Ti-Al-C、Ti-Si-C三元相圖可知這4種元素可以形成多種相[23]。然而反應產物的生成不僅要看熱力學上是否可行,還要看在動力學上是否有利,即還需要考慮反應過程中元素的擴散速率、元素濃度分布等問題。在SiCf/TiAl復合材料制備的最初階段,纖維碳層中的C元素和鈦合金涂層中的Ti元素首先接觸,發生化學反應Ti + C$\to$TiC。此時界面反應主要受化學反應控制。大量的TiC晶核在此處形成,由于晶核密度較高,晶粒長大過程中彼此相互阻礙,故而形成晶粒細小的TiC顆粒(圖4中界面反應層I)。如圖4所示,第I層細晶TiC層形成后將碳層與鈦合金涂層分隔開,來自基體和纖維中的元素相互擴散需要穿過該細晶TiC層,界面反應開始轉變為受元素擴散控制。C原子半徑較小(rC= 0.077 nm),其擴散機制為間隙擴散。Si原子半徑為rSi= 0.134 nm,只能通過空位擴散機制擴散至界面反應層處,且Si在向反應層擴散的過程中需要穿過碳層,只有當碳層中有足夠多的空位時才有利于Si元素的擴散。Ti和Al原子半徑相差不大(rTi= 0.144 nm,rAl= 0.143 nm),均通過空位擴散機制向纖維一側擴散。文獻[24,25]顯示,C在TiC中的擴散系數DC(TiC) = 10-10~10-16m2/s,Ti在TiC中的擴散系數DTi(TiC) = 10-20~10-24m2/s,即在任意溫度下,C在TiC中的擴散系數均比Ti在TiC中擴散系數要大。所以C原子首先穿過細晶TiC層到達界面,在鈦合金涂層附近與涂層中的Ti反應生成TiC。此時TiC的形成主要受擴散控制,所以生成的TiC晶核較第I層受反應擴散控制生成的TiC晶核數量明顯減少,晶粒的長大不再相互約束,即形成第II層的粗晶等軸TiC層。由于真空吸鑄法制備復合材料的復合成型過程較短暫,其他元素由于含量較少且擴散不充分,僅在界面反應層中有少量的分布,但未參與界面反應。

3.2熱暴露態SiCf/TiAl復合材料界面元素擴散規律及反應產物生成過程

與制備態下相比,熱暴露態下界面反應層的形態以及反應產物均發生了較大的變化,這主要與元素的擴散反應有關。制備態下,由于復合材料的制備過程比較短,元素擴散時間不充分,使得參與界面反應的原子數較少,生成的界面產物種類和含量都比較少。而熱暴露態下,元素擴散的激活能大大提高,擴散的時間也充分延長,可結合熱暴露后界面反應產物形貌(圖7)及對應的界面反應層形貌(圖5e)來分析界面反應產物的形成過程及分層現象出現的原因。

在800℃熱暴露下,制備態下界面反應層中未參加反應的C原子,繼續與擴散而來的Ti元素反應生成TiC。且隨著熱暴露時間的延長,TiC界面層持續長大。從圖5及表1中也可以看出,反應層主要是向鈦合金涂層一側長大。這主要是因為C原子的半徑較小,且在TiC中的擴散系數較大,所以相同時間內穿越TiC層到基體一側的C原子的數量遠遠大于擴散至纖維一側的Ti原子的數量。僅有少量的Ti原子穿過界面反應層到碳層附近與C元素反應生成細小的等軸TiC。然而當TiC反應層越來越厚時,元素擴散的阻力也越來越大,界面反應層中C元素濃度也越來越低。而此時,由于C元素的擴散,在纖維和碳層中留下了許多空位,這些空位為Si原子的擴散提供了通道。所以隨著TiC界面層的長大,越來越多的Si元素從纖維擴散至界面處,與界面反應層中的Ti元素反應生成Ti的硅化物。根據Ti-Si二元相圖可知,Ti的硅化物主要有TiSi、TiSi2、Ti3Si、Ti5Si3和Ti5Si4。從熱力學角度分析,反應生成Ti5Si4所需要的Gibbs自由能最小[26],故而生成Ti5Si4相最穩定,這與本工作中發現的Ti5Si4界面反應產物結果是一致的。然而在眾多的SiC纖維增強鈦合金、鈦鋁金屬間化合物基復合材料中,Ti與Si形成的Ti的硅化物主要是Ti5Si3[2,27,28]。這是因為界面產物的生成不僅受熱力學影響,還受原子濃度所對應相圖中區域相控制[23]。已報道的復合材料制備溫度都較低(< 1000℃),而本工作SiC纖維增強TiAl復合材料采用液態吸鑄法來制備,其制備溫度較高(TiAl合金液溫度約1500℃)。高溫為C—C鍵、Si—C鍵以及鈦合金涂層中其他金屬鍵的斷裂都提供了較高的能量,釋放出的原子數較傳統制備法下要多。然而該方法制備復合材料的復合成型過程較快,這些原子并沒有充分參與界面反應。熱暴露過程中重新激發了這些原子,所以在熱暴露過程中可擴散至界面反應層中的原子數量較多。當熱暴露時間足夠長時,充足的Si原子與Ti原子反應生成更穩定的Ti5Si4相。Zr元素在鈦合金中屬于中性元素,在熱暴露過程中伴隨著α相和β相的長大,被排擠進入到界面反應層中。但是由于其含量較少,在向界面反應層擴散的時候,Zr可部分取代Ti原子在Ti5Si4中的位置,即生成(Ti, Zr)5Si4相,對應于界面反應產物中的第III層界面反應產物(圖7)。隨著TiC和(Ti, Zr)5Si4界面反應產物的生成,界面附近鈦合金涂層中大量的Ti元素向纖維一側擴散,導致周圍Al濃度的升高。Al是α相穩定元素,所以使得靠近界面的鈦合金涂層組織中α相的含量和尺寸隨熱處理時間延長而增加。界面周圍Al濃度的升高迫使Al原子向濃度梯度減小的纖維一側擴散。當其擴散至界面反應層時,與界面反應層中未參加反應的Ti原子首先生成TiAl金屬間化合物,之后再與界面反應層中的TiC反應生成Ti2AlC：TiAl + TiC → Ti2AlC[29,30]。Ti2AlC的生成消耗了界面反應層中部分TiC層,即出現了圖5中界面反應分層現象。且隨著外層Ti2AlC層的生成,內層TiC層逐漸變薄。Ti2AlC相的生成消耗了界面周圍的Al元素,反而進一步促進了界面周圍β相的長大,正如圖5中所示,界面分層之后,界面周圍β相急劇長大。Sn元素的擴散在制備態下就已經開始了(圖3)。隨著熱暴露時間的延長,α相和β相逐漸長大,在長大的過程中爭奪對自身長大有利的元素,由于Sn在鈦合金中也屬于中性元素,既不參與α相的長大也不參與β相的長大,故而Sn也被排擠進入到界面反應層處。且Sn的熔點較低,可形成液態小熔池,加速其擴散。與界面反應層中未參與界面反應的Ti反應生成Ti3Sn相。

根據以上分析,熱暴露過程中界面反應產物的生成和長大示意圖如圖8所示。這些復雜界面產物的生成不僅與熱暴露溫度和時間有關,同時也與熱暴露過程中界面反應層周圍的組織變化有關。熱暴露過程中出現界面分層的主要原因是Ti2AlC新相的生成消耗了部分生成的TiC相。靠近碳層的界面反應層中界面反應產物是TiC和(Ti, Zr)5Si4,而外層中的界面反應產物是Ti3Sn + Ti2AlC。

圖8

圖8熱暴露過程中界面反應產物生成和長大的示意圖

Fig.8Schematic of the formation and growth of interfacial reaction products during thermal exposure

4結論

用真空吸鑄法所制備的SiCf/TiAl復合材料,復合成型過程較快,界面處元素擴散不充分,界面反應產物為單一的TiC相；800℃熱暴露下,隨著時間的延長,元素充分擴散,界面反應層逐漸長大,界面反應長大速率常數k= 5.02 × 10-10m/s1/2。800℃、200 h熱暴露后界面反應產物共有4層,從纖維一側到基體一側分別是細晶TiC層、粗晶TiC層、(Ti, Zr)5Si4層和Ti3Sn + Ti2AlC層。這些復雜界面產物的生成不僅與熱暴露溫度和時間有關,同時也與熱暴露過程中界面反應層周圍的組織變化有關。熱暴露過程中界面出現分層的主要原因是Ti2AlC新相的生成消耗了部分生成的TiC相。靠近碳層的內層界面反應產物是TiC和(Ti, Zr)5Si4,而外層中的界面產物是Ti3Sn + Ti2AlC。