Microstructure and high-temperature tensile properties of Ti2AlNb/TA15 laminated composites prepared by vacuum hot pressing
-
摘要: 为改善Ti2AlNb合金的本征脆性且不牺牲其高温性能，将其与高温钛合金TA15进行复合，采用真空热压法制备了Ti2AlNb/TA15叠层复合材料，研究了不同热压温度对其微观组织及其拉伸性能的影响。研究结果表明：界面层的孔洞缺陷随热压温度的升高逐渐减少，热压温度在
1050 ℃及以上时可以获得无缺陷冶金结合界面。界面反应层厚度随热压温度的升高而增加，且在1050 ℃及以上的扩散温度条件下，反应区和Ti2AlNb层间形成了一定宽度的过渡层，提升了界面结合性能。拉伸实验结果表明，相较于Ti2AlNb合金，Ti2AlNb/TA15叠层复合材料的室温和高温拉伸性能均有显著的提升。其中1050 ℃热压温度条件下的叠层复合材料具有较好的综合性能，650℃高温抗拉强度和应变分别为667.85 MPa和16.2%。Abstract: In order to improve the intrinsic brittleness of Ti2AlNb alloy without sacrificing its high-temperature performance, a composite material was prepared by combining it with high-temperature titanium alloy TA15 using vacuum hot pressing. The effects of different hot pressing temperatures on the microstructure and tensile properties of Ti2AlNb/TA15 laminated composite materials were investigated. The results show that the pore defects in the interface layer gradually decrease with the increase of the hot pressing temperature. A defect-free metallurgical bonding interface can be achieved at temperatures of1050 ℃ and above. The thickness of the interface reaction layer increases with the rise of the hot pressing temperature. Under the diffusion conditions at1050 ℃ and above, a transition layer of certain width formed between the reaction zone and the Ti2AlNb layers, which improve the properties of the interface bonding. Tensile tests indicate that the room and high-temperature tensile properties of the Ti2AlNb/TA15 laminated composite material are significantly improved compared with Ti2AlNb alloy. The laminated composite material under the hot pressing temperature condition of1050 ℃ exhibits excellent comprehensive performance, with a high-temperature tensile strength and strain of 667.85 MPa and 16.2%, respectively. -
航空航天、装甲防护及特种设备领域对金属材料的各项性能要求也越来越高，传统金属的单一性能已经无法满足设计和性能需求[1-2]。将不同性能的金属材料交替结合，获得更高的比刚度、比强度、断裂韧性等特性的金属基叠层复合材料，有效弥补了单一金属材料在塑性和韧性等方面的不足，大幅提升了材料的整体性能[3-5]。 Ti2AlNb由于具有高比强度、断裂韧性、高温强度和抗蠕变性等性能[6]，且能够在600~850℃服役，成为极具潜力的新型航空航天用轻质高温结构材料[7]。但Ti2AlNb密度较大，且在室温下存在本征脆性，制约了其制备、加工及应用。因此，研究以Ti2AlNb合金为基体的叠层复合材料具有重要的工程价值。
叠层复合材料的制备方法分为3种，即固-固相复合法、液-固复合法和液-液复合法。固-固相复合法常用的有爆炸焊接法[8-9]、轧制法[10-11]、热压法[12-15]。真空热压法(VHP)具备制备工艺简单、成本较低、应用范围广等优势。宋志恒[16]采用真空热压法制备出了界面结合良好、致密度高的Ti-43Al-9V-0.3Y/Ti和Ti-43Al-9V-0.3Y/Ti-6Al-4V叠层复合材料；Fan等[17]利用真空热压法制备了Ti/Al层压板复合材料，研究了复合材料的界面和力学性能，通过实验确定了最佳层厚比。采用热压法制备Ti2AlNb叠层复合材料的研究相对较少，且主要集中在扩散连接领域。杨蕊鸿等[18]制备了TC4/Ti2AlNb扩散接头，发现随温度的升高，原子扩散更加充分，扩散层厚度增加，接头质量更好。Li等[19]通过热压法成功制备了具有优异力学性能的Ti2AlNb/TiAl复合材料，该复合材料在高温下具有良好的协同变形能力。Li等[20]为了实现材料的轻量化，将Ti2AlNb与TA15进行扩散连接，研究了热压温度和时间对组织和力学性能的影响，结果表明，适宜的热压温度和时间是实现两种材料高质量结合的关键。另外，通过扩散连接可以实现Ti2AlNb与TA15中空结构材料的制备，通过组织优化和促进扩散，提高了界面的强度和塑性[21]。Liu等[22]采用激光增材制造技术制备了Ti2AlNb/TA15双金属结构复合材料，其平均室温抗拉强度为
1025 MPa，拉伸率为7.3%，说明Ti2AlNb/TA15复合材料可以大幅提高Ti2AlNb的室温塑性。该研究未对材料的高温强度进行表征。TA15是一种近α钛合金，同时具有α和α+β钛合金的优点，如较高的中高温强度、良好的热稳定性、接近α+β合金的良好可加工性及类似于α钛合金的良好焊接性[23-24]，能够在500℃持续工作，广泛应用于航空航天领域[25]。采用Ti2AlNb和TA15为基体进行叠层复合材料热压工艺探索，有望制备兼具韧塑性和高温性能的复合材料。同时，该研究能够为这两种材料在宇航部件的异种材料连接、多层中空结构制备等方面提供借鉴。
本文以Ti2AlNb和TA15为原材料，依据Ti2AlNb的相变温度区间[26]设计了4种热压工艺，通过真空热压法进行Ti2AlNb/TA15叠层复合材料制备，对叠层复合材料的基体和界面微观组织进行分析，系统研究了热压工艺对基体组织和界面组织演化规律的影响，并对叠层复合材料的高温拉伸性能进行了测试和表征。
1. 实验方法
实验使用的材料为Ti2AlNb合金铸锭(名义成分：Ti-22Al-25Nb(at%))和TA15合金铸锭，两种材料的化学成分见表1。Ti2AlNb基合金由B2/β、α2 和O这3种相构成[27]。其中B2/β相是Ti2AlNb基合金的基体相，为体心立方晶格(bcc)结构。α2相化学成分为Ti3Al，晶体结构为密排六方(hcp)DO19结构。O相化学成分为Ti2AlNb，晶体结构为正交结构。
表 1 Ti2AlNb和TA15的化学成分Table 1. Chemical compositions of Ti2AlNb and TA15Material Chemical composition TA15/wt% Al: 6.78, Mo: 1.7, V: 2.31, Zr: 2.00, Fe<0.05, Si<0.017, O<0.11, N<0.011, Ti: Balance Ti2AlNb/at% Al: 22.3, Nb: 25.2, Ti: Balance 使用线切割将Ti-22Al-25Nb铸锭和TA15铸锭分别切成96 mm×30 mm×1 mm、96 mm×30 mm×0.5 mm的长方体层板。将Ti-22Al-25Nb和TA15层板砂纸打磨，并浸入10vol% HF溶液(2 min)以去除材料表面的氧化皮，随后放入10vol% C2H5OH溶液浸泡(3 min)，并进行超声波清洗(5 min)，干燥处理后制备叠层复合材料预制体，其结构如图1所示。
将置入预制体的模具放入真空热压炉(ZM-44-12Y，上海晨华)中，进行Ti2AlNb/TA15叠层复合材料的制备。在Ti2AlNb的不同相变温度区间(图2)[26]设计了4种热压温度，具体热压工艺参数见图3和表2。制备工艺主要分为3个阶段：第一阶段为固结阶段，以10℃/min的升温速率将预制体从室温加热至预置热压温度并保温2 h；第二阶段为固-固反应阶段，在预设温度条件下加压40 MPa并保持2 h，使Ti2AlNb和TA15叠层充分扩散反应；第三阶段为退火阶段，撤下压力，以2℃/min的降温速率降至600℃并保温1 h，随后随炉冷却至室温。
![]()
图 2 依据Ti-22Al-xNb合金相图设计的热压工艺Figure 2. Hot pressing process designed based on the phase diagram of Ti-22Al-xNb alloy表 2 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料制备工艺参数Table 2. Preparation process parameters of Ti2AlNb/TA15 laminated compositesExperiment Phase 1 Phase 2 Phase 3 T1/℃ t1/h P1/MPa T2/℃ t2/h P2/MPa T3/℃ t3/h P3/MPa 1 850 2 10 850 2 40 600 1 10 2 980 2 10 980 2 40 600 1 10 3 1050 2 10 1050 2 40 600 1 10 4 1100 2 10 1100 2 40 600 1 10 Notes：T1, T2 and T3 are the hot-pressing temperature in the first, second and third stage; t1, t2 and t3 are the holding time in the first, second and third stage; P1, P2 and P3 are the hot-pressing pressure in the first, second and third stage. 将制备好的试样取出，采用线切割机对试样进行金相试样、拉伸试样制备。经过机械打磨和抛光之后，采用HF∶HNO3∶H2O (体积比1∶2∶5)腐蚀液对试样进行10 s~1 min的腐蚀。采用X射线衍射(XRD，D8ADVANCE-A25，Bruker)、扫描电子显微镜(SEM，Nova Nano SEM450，FEI)、扫描电子显微镜能谱仪(EDS，Nova Nano SEM450，FEI)等对试样的物相及其微观组织进行测试分析。
采用万能电子拉伸机(Zwick Z100)对Ti2AlNb/TA15叠层复合材料进行室温和650℃高温拉伸实验，应变速率为
0.0005 mm/s。试样尺寸如图4所示。![]()
图 4 高温拉伸试样示意图ϕ—Diameter; R—RadiusFigure 4. Schematic diagram of high-temperature tensile specimen2. 实验结果
2.1 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面组织
图5为不同热压温度条件下制备的Ti2AlNb/TA15叠层复合材料光镜图。从图5(a)可以看出，850℃热压温度下制备的Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面处存在大量未焊合(Lack of fusion)区域。当热压温度为980℃时，界面层呈现冶金结合，出现一定厚度的界面反应层，但仍存在部分未结合界面；TA15层的片层组织发生粗化，Ti2AlNb层出现大量细片层组织，如图5(b)所示。图5(c)为热压温度提高至
1050 ℃时的光镜组织，TA15的片层组织进一步粗化，且有等轴化趋势，难以分辨晶界和片层集束；界面层呈良好的冶金结合，界面层厚度增加。当热压温度为1100 ℃时，界面充分结合；TA15基体α片层呈现集束形貌。![]()
图 5 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料光镜图：(a) 850℃；(b) 980℃；(c)1050 ℃；(d)1100 ℃Figure 5. Light microscope diagrams of Ti2AlNb/TA15 laminated composites: (a) 850℃; (b) 980℃; (c)1050 ℃; (d)1100 ℃图6为不同热压温度下叠层复合材料界面结合处的微观组织图。从图中可以看出，界面结合区域和基体的组织具有明显差异。可以将界面处的微观组织划分为3个部分：TA15基体、反应区(Reaction zone)和Ti2AlNb基体。两种基体材料界面处存在不同厚度的界面层(Interface region)。
![]()
图 6 不同热压温度叠层复合材料的SEM图像(二次电子)：((a), (e)) 850℃；((b), (f)) 980℃；((c), (g))1050 ℃；((d), (h))1100 ℃Figure 6. SEM images of laminated composites with different hot pressing temperatures: ((a), (e)) 850℃; ((b), (f)) 980℃; ((c), (g))1050 ℃; ((d), (h))1100 ℃热压温度为850℃时，两种基体的界面处存在大量未焊合区域，如图6(a)、6(e)所示。TA15基体呈细片层组织，其中颜色较暗呈深灰色的为α相，分布在α相间的亮色组织为β相。两种基体的界面处的反应区厚度约20 μm。
热压温度为980℃时，反应区范围明显增大(图6(b))，基体界面呈冶金结合，界面层厚度明显增加(图6(f))，界面层有部分微孔(Micro void)存在。因热压温度的提高，TA15基体中α片层组织发生粗化。图7为不同热压温度下叠层复合材料界面结合处的能谱分析(EDS)结果。可以看出，元素Nb、Ti、Al发生了从高浓度向低浓度的扩散，即TA15基体中的Ti元素向Ti2AlNb基体扩散，Ti2AlNb中Nb、Al元素向TA15基体扩散。作为α稳定元素，铝原子可以降低合金的熔点，提高β转变温度，增加β稳定元素在α相中的溶解度，增强室温和高温下的强化效果。当铝含量超过α相的溶解度极限时(通常认为超过7%)，将形成基于Ti3Al的有序α2相固溶体[28]。由图6(b)、6(f)可以看出，在界面反应区Ti2AlNb基体附近形成了α2+O相片层组织，厚度约30 μm。
![]()
图 7 不同热压温度下叠层界面显微组织SEM(二次电子)图像及扫描能谱图：(a) 850℃；(b) 980℃；(c)1050 ℃；(d)1100 ℃Figure 7. SEM images of microstructures and scanning energy spectra of the laminated interface under different hot pressing temperatures: (a) 850℃; (b) 980℃; (c)1050 ℃; (d)1100 ℃TA15钛合金的β组织转变温度为(990±20)℃[29]。当热压温度
1050 ℃时，Ti2AlNb处于α2+B2两相区，TA15处于相变温度以上的β单相区。TA15基体从单相区缓慢冷却，析出的α相粗化，且呈等轴化趋势(图6(c))。α片层的粗化驱动力为界面区域的减少及伴随溶质原子扩散的能量从小的颗粒转移到大的颗粒[30]。溶质原子从析出的α片层尖端向平坦界面上迁移，导致尖端部分溶解，使临近的片层厚度增加。Stefansso等[31]认为，在变形或铸造过程中形成的片层尖端、边界等位置的缺陷，微观组织的稳定性降低，在足够高的热能条件下，这些缺陷最终导致片层的分解，出现等轴化形貌。由图7(c)的EDS图谱可以看出，Ti元素由TA15基体向Ti2AlNb基体充分扩散，因此α2相在靠近界面层的α2+O相片层组织处形核，并向Ti2AlNb基体方向生长。可以将界面层至Ti2AlNb基体生成的针状组 织区域称为过渡层(Transition zone)，见图6(g)。当热压温度提高至
1100 ℃时，反应区进一步扩大(图6(d))。TA15充分进入β单相区后缓慢冷却，形成粗大的魏氏组织。Ti2AlNb在1100 ℃时进入B2单相区，随后连续冷却，O相析出，获得了层片组织。从图6(d)和图6(h)可以看出，与热压温度1050 ℃类似，在反应区内靠近Ti2AlNb基体的一侧形成了过渡层。与热压温度1050 ℃条件下形成的过渡层相比，在热压温度为1100 ℃时过渡层变宽。由于Ti2AlNb和TA15组织和性能差异较大，且具有不同的热膨胀系数，因此界面组织和性能的突变会影响叠层复合材料的整体性能。He等[32]采用不同的Ti2AlNb和TA15粉末，采用增材制造方法制备了Ti2AlNb/TA15梯度材料。在热压工艺条件下，过渡层的形成有利于类似梯度材料的界面层，有利于叠层复合材料整体性能的提升。从叠层界面扫描能谱图分析结果可知，随热压温度的提高，Nb、Ti、Al等元素的扩散更充分，反应区的宽度依次增加。经测量，4种不同工艺参数下(850℃、980℃、
1050 ℃、1100 ℃)的反应区厚度分别为30.6 μm、61.2 μm、104.5 μm和117 μm。界面反应区厚度与时间的关系可描述为下式[33]：w2=kt (1) k=k0exp(−QRT) (2) 其中：w为扩散层厚度；k为生长速率；k0为生长速率常数；t为反应时间；Q为生长活化能；R为理想气体常数；T为扩散温度。在本文中，t为 60 min，T是可变量。通过对式(1)和式(2)进行组合推导出扩散层厚度与温度关系式：
lnw=12lnk0−QRT (3) 由式(3)可得，时间与厚度成正比关系，这表明在相同热压时间下，随着热压温度的升高，反应区的厚度逐渐增加；在压力和时间相同的情况下，温度对于反应层的厚度有着显著的影响。
2.2 Ti2AlNb层微观组织
图8分别为原始状态和不同热压温度条件下Ti2AlNb组织及对应的X射线衍射图谱。Ti2AlNb原始铸态组织主要包含片层O相和β/B2相基体及少量的等轴α2相(深灰色或黑色)，如图8(a)所示。片层O相组织可以分为粗片层O相(Lamellar O)和细片层O相(Acicular O)。从对应的XRD图谱中可以看出，显微组织中B2相和O相的含量较多，α2相的含量较少。
![]()
图 8 原始状态及不同热压温度下Ti2AlNb微观组织背散图及对应的X射线衍射图谱：(a)原模铸造；(b) 980℃；(c)1050 ℃；(d)1100 ℃Figure 8. Backscattered electron (BSE) of Ti2AlNb microstructures and corresponding X-ray diffraction patterns under original state and different hot pressing temperatures: (a) As cast; (b) 980℃; (c)1050 ℃; (d)1100 ℃图8(b)为热压温度980℃工艺下的Ti2AlNb基体组织和对应的XRD图谱。Ti2AlNb在该温度条件下处于α2+β/B2+O三相区(图2)。在热压过程中，组织发生奥瓦尔德熟化(Ostwald ripening)，即通过减少相界面降低界面能[34]，因此O相发生粗化。图中深灰色的等轴α2相，片层O相周围的白色区域为β/B2相。
当热压温度为
1050 ℃时，Ti2AlNb处于α2+B2两相区。随后降温至600℃并进行保温处理过程中，得到了典型的双尺寸O相片层组织，即双片层组织(图8(c))。双片层组织包含B2相基体、粗片层O相、细片层O相及少量等轴α2相(黑色)。XRD图谱中可以看到，基体B2相和α2相衍射峰增强，O相衍射峰减弱。图8(d)为热压温度
1100 ℃处理后的Ti2AlNb的显微组织图片及XRD图谱。该温度处于Ti2AlNb的单相区(B2相)。O相以细片层状形式析出，且存在少量的等轴α2相。XRD图谱中可以看出B2衍射峰的强度增加，α2相衍射峰的强度降低。2.3 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料电子背散射衍射结果
图9为不同热压工艺下(980℃、
1050 ℃和1100 ℃) Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面区晶粒取向图、倒极点图(IPF)和相分布图。其中图9(a)、9(d)和9(g)分别为980℃、1050 ℃和1100 ℃热压温度条件下叠层界面相分布。位于反应区TA15基体(上部)物相为α相和存在于α相界的β相；反应区Ti2AlNb侧物相为α2相，分布在α2相间的为β/B2相及少量的O相。由界面组织和界面扫描能谱图可知，随热压温度的升高，界面反应区厚度显著增加。与1050 ℃热压温度相比，在热压温度为1100 ℃时，β/B2相体积分数显著提升(图9(d)和图9(g))。图9(b)、9(e)和9(h)为不同热压温度条件下界面区晶粒取向图。红色细线代表小角度晶界(<5°，Low angle grain boundaries，LAGBs)，绿色细线代表中等角度晶界(5°~15°，Medium angle grain boundaries，MAGBs)，蓝色细线代表大角度晶界(>15°，High angle grain boundaries，HAGBs)。再结晶后相邻晶粒之间的取向差增大，变为大角度晶界(HAGBs)，因此可以定性分析再结晶和回复程度。在热压温度980℃和1050 ℃条件下，LAGBs主要分布在TA15基体的α相中；而在1100 ℃时，TA15基体中的LAGBs基本消失，说明在该温度下热压处理，使TA15充分完成了再结晶过程，晶界层处均为大角度晶界。热压压力使接合面微区变形，有利于动态再结晶晶粒的形成[35]。在再结晶的过程中，静态回复产生的LAGBs由于位错的攀移和滑移，逐渐转移到周围其他亚晶界上，从而导致了亚晶的合并。合并后的亚晶，由于尺寸增大及亚晶界上位错密度的增加，使相邻晶界位相差相应增大，并转化为了大角度晶界。其中亚晶界(<15°，包括LAGBs和MAGBs)的占比约为44.3%，HAGBs占比约为55.7%。在热压温度1050 ℃条件下，界面层TA15侧α相碎断球化。这些球化α相内部包含着大量亚晶界，且亚晶界密度显著上升，这是由于再结晶的过程中，位错在晶界处发生了位错增殖和位错塞积，而退火回复阶段并没有完全消除储存能。相较于980℃热压温度时，亚晶界含量有所升高，占比约为47.2%，HAGBs占比约为52.8%，含量减少。当热压温度进一步升高到1100 ℃时，再结晶使LAGBs进一步再转化为HAGBs，HAGBs含量显著升高，为69.7%，亚晶界显著降低至30.3%。![]()
图 9 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面区相分布图、晶粒取向图和反极图：((a)~(c)) 980℃；((d)~(f))1050 ℃；((g)~(i))1100 ℃Figure 9. Ti2AlNb/TA15 laminated composites interface zone phase distributions, grain orientations and inverse pole figure diagrams: ((a)-(c)) 980℃; ((d)-(f))1050 ℃; ((g)-(i))1100 ℃图9(c)、9(f)和9(i)分别为980℃、
1050 ℃和1100 ℃热压温度条件下反极图，反映了界面的晶向分布。在热压温度为1050 ℃时，随热压时间的增加，组织发生粗化现象，见图9(f)；而在热压温度为1100 ℃时，TA15和Ti2AlNb充分进入单相区，在随后的冷却过程中生成新相，获得较细小的片层组织(图9(i))。2.4 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料拉伸性能及断口分析
图10为铸态Ti2AlNb及不同热压温度下Ti2AlNb/TA15叠层复合材料室温拉伸应力-应变曲线。可以看到，铸态Ti2AlNb合金室温拉伸强度及塑性均较低，抗拉强度为660.09 MPa。相较于铸态Ti2AlNb合金，Ti2AlNb/TA15叠层复合材料的抗拉强度和拉伸应变均有不同程度的提升，说明TA15片层的引入提高了复合材料的强度。其中980℃热压温度条件下叠层复合材料抗拉强度最高；拉伸应变随热压温度的增加而提高，在
1100 ℃条件下达到10.35%，但抗拉强度有所降低。具体力学性能见表3。![]()
图 10 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料室温拉伸应力-应变曲线Figure 10. Stress-strain curves of Ti2AlNb/TA15 laminated composites at room temperature表 3 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料室温拉伸强度和应变Table 3. Room temperature tensile strength and strain of Ti2AlNb/TA15 laminated compositesSpecimen Hot pressing temperature/℃ Tensile strength/MPa Tensile strain/% TA15/Ti2AlNb 850 726.22 6.42 980 873.21 7.28 1050 817.44 9.37 1100 775.79 10.35 Ti2AlNb (as cast) — 660.09 3.10 图11为Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面处的硬度测试结果。随热压温度的提高，TA15基体的硬度呈逐渐降低的趋势，与复合材料抗拉强度的趋势吻合，这也说明TA15的引入是复合材料抗拉强度提升的关键因素。而对于Ti2AlNb基体，在热压温度为980℃和
1050 ℃时，硬度值有所提高。在热压温度为1100 ℃时，两种基体材料和界面处的硬度值均最低。这与该热压温度条件下复合材料抗拉强度最低，具有较好的抗拉应变结果一致。![]()
图 11 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面处硬度Figure 11. Hardness of Ti2AlNb/TA15 laminated composites near the interfaces图12为铸态Ti2AlNb及Ti2AlNb/TA15叠层复合材料650℃高温拉伸应力-应变曲线。对比室温拉伸性能(图10)，高温拉伸强度整体有所降低，拉伸应变有明显的提高；不同热压温度条件下，高温拉伸和室温拉伸性能的变化趋势相似。其中，在980℃热压温度条件下的试样高温拉伸强度最高，为711.58 MPa；随热压温度继续提升，试样的拉伸应变持续提高，但强度有所降低；在热压温度为
1100 ℃时拉伸应变达到17.7%。另外，Ti2AlNb/TA15叠层复合材料的抗拉强度均高于铸态Ti2AlNb试样，拉伸应变也显著提升。具体力学性能见表4。![]()
图 12 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料650℃高温拉伸应力-应变曲线Figure 12. Stress-strain curves of Ti2AlNb/TA15 laminated composites at 650℃表 4 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料650℃高温拉伸强度和应变Table 4. 650℃ high temperature tensile strength and strain of Ti2AlNb/TA15 laminated compositesSpecimen Hot pressing temperature/℃ Tensile strength/MPa Tensile strain/% Ti2AlNb/TA15 850 607.71 11.1 980 711.58 12.5 1050 667.85 16.2 1100 632.76 17.7 Ti2AlNb (as cast) — 555.08 10.5 叠层复合材料试样650℃高温拉伸试验的断口形貌见图13。在热压温度850℃条件下存在未焊合的界面，且靠近界面层的Ti2AlNb基体出现大量的微裂纹(图13(a))，说明界面没有起到很好的强化效果。图13(b)和图13(c)分别为Ti2AlNb基体和TA15基体的断口放大图。Ti2AlNb断口形貌表现为解理断裂，存在撕裂棱(Tearing ridge)和较浅的韧窝(图13(b))，呈明显解理性断裂特征；TA15断口处存在韧窝，为韧性断裂(图13(c))。热压温度为980℃时，界面总体呈现冶金结合，但仍有部分未焊合区域；拉伸断口存在河流花样和解理面形貌(图13(d))。与850℃条件下的形貌相比，断口较平齐。
![]()
图 13 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面区、Ti2AlNb基体和TA15基体断口SEM图像：((a)~(c)) 850℃；((d)~(f)) 980℃；((g)~(i))1050 ℃；((j)~(l))1100 ℃Figure 13. SEM images of Ti2AlNb/TA15 stacked composite interfacial region, Ti2AlNb matrix and TA15 matrix fracture: ((a)-(c)) 850℃; ((d)-(f)) 980℃; ((g)-(i))1050 ℃; ((j)-(l))1100 ℃热压温度
1050 ℃条件下，界面层处高温拉伸断口结合较好，未发现分层现象(图13(g))。Ti2AlNb基体断口呈阶梯状(Step-shaped)形貌，为准解理断裂，且存在大量的二次裂纹(图13(h))。可以推测，阶梯状断口形貌和二次裂纹的出现，增加了Ti2AlNb基体的裂纹扩展能力，提高韧塑性。TA15基体的断口处可以清晰分辨晶界(图13(i))，表现为明显的沿晶断裂；另外，TA15断面上密布大量较深的韧窝。这也解释了该工艺条件下试样拉伸应变明显升高的原因。图13(j)为热压温度为
1100 ℃下的拉伸断口形貌。界面层同样呈良好的冶金结合。值得注意的是Ti2AlNb层出现了大量韧窝(图13(k))，断裂方式由解理断裂、准解理断裂向沿晶断裂转变；从高温拉伸性能结果可以看出，拉伸应变得到了进一步的提升，达到17.7%。3. 分析讨论
由室温拉伸和650℃高温拉伸试验结果可知，Ti2AlNb/TA15叠层复合材料的拉伸强度和拉伸应变均比单一的Ti2AlNb合金有明显的提升。随着热压温度的升高，Ti2AlNb/TA15叠层复合材料抗拉强度呈先上升后下降的趋势，拉伸应变持续上升。其中，在热压温度
1050 ℃条件下，其室温拉伸强度和650℃高温拉伸强度均为最高，同时也具有优异的塑性。根据前文分析，可以推断基体和界面反应区的组织形貌对性能起着决定性作用。3.1 基体组织对高温拉伸性能的影响
根据复合材料界面处的硬度分析结果可知，抗拉强度与TA15的硬度存在正相关关系。TA15合金在(990±20)℃以上时进入β单相区。在热压温度为
1050 ℃时，TA15的α片层经粗化、碎断后，呈等轴组织，塑性有所提高，具有较良好的综合力学性能；在1100 ℃条件下，充分进入单相区，在随后的冷却过程中析出α片层，呈典型的魏氏体组织，性能下降。除TA15基体外，Ti2AlNb基体、复合材料界面也对其力学性能有着重要的影响作用。实验设计的热压温度为850℃、980℃、
1050 ℃和1100 ℃，分别对应Ti2AlNb的B2+O、α2+B2+O、α2+B2和B2相区(图2)。有序正交晶体结构的O相析出是Ti2AlNb的主要增强相[36]。热压温度处于α2+B2+O相区时，O相组织发生粗化，O相片层体积分数增加，Ti2AlNb基体具有较高的抗拉强度。在热压温度处于α2+B2相区，即1050 ℃条件下，形成了典型的双尺寸O相片层组织。而粗片层O相和针状O相的出现是拉伸过程中加工硬化的主要原因[37]。对Ti2AlNb基体而言，继续提高热压温度，尤其是进入单相区后，β/B2晶粒会发生粗化，降低合金性能。从单相区冷却，大量针状O相从基体析出(图8(d))，形成大量相界，阻碍位错的运动。研究表明，Ti2AlNb合金的抗拉强度和针状O相的体积分数呈正相关关系[38]。从拉伸断口形貌可以看出，TA15合金基体则随热压温度的提高，韧窝更明显，表明其断裂方式为塑性断裂。在热压温度为
1100 ℃时，韧窝较大，组织也较粗大，可以推测该条件下的复合材料具有优异的塑性，但抗拉强度有所降低。在热压温度为1050 ℃时，Ti2AlNb基体具有明显不同特征。比较而言，其撕裂棱更明显，呈阶梯状断口形貌，且出现了大量二次裂纹(图13(h))。这些特征的出现强化了Ti2AlNb基体的裂纹扩展能力，提高了抗拉强度和塑韧性。3.2 热压温度条件下反应区组织演变
除基体材料外，良好的界面及界面层的厚度对复合材料的性能也起着决定性作用。实验结果表明，随热压温度的升高，界面缺陷逐渐减少。在热压温度大于
1050 ℃条件下，界面区呈良好的冶金结合。反应区厚度随热压温度的升高呈线性增加关系。由于基体材料成分差异，Ti2AlNb基体的Al元素和Nb元素向TA15基体扩散，TA15中的Ti元素向Ti2AlNb基体扩散。在TA15基体侧的界面处，片层组织发生细化(图7(c)、图7(d))。在Ti2AlNb基体的一侧，靠近界面处由于Ti的扩散，形成了较粗大的片层集束组织；而远离界面的Ti2AlNb基体处形成了细针状的过渡层组织(图6(g)、图6(h))。根据Al含量的不同，形成了Ti3Al和Ti2Al相。从650℃高温拉伸断口形貌可以发现，热压温度
1050 ℃条件下制备的复合材料，其界面层区域存在大量的细小韧窝(图13(g))，说明该界面层起到了强化效果。4. 结 论
使用真空热压法制备了Ti2AlNb/TA15叠层复合材料，研究了不同热压工艺条件下Ti2AlNb/TA15叠层复合材料的组织演变规律，分析了复合材料室温及650℃高温拉伸性能，得到了如下结论：
(1)采用真空热压法制备的Ti2AlNb/TA15叠层复合材料可以显著改善Ti2AlNb合金的室温和650℃高温抗拉强度和塑性；随热压温度的升高，抗拉强度有所降低，但塑性显著提高；
(2)当热压温度大于
1050 ℃时，可以实现Ti2AlNb和TA15合金的冶金界面结合，且在热压温度为1050 ℃时复合材料的综合性能较优异，其中室温抗拉强度和应变为817.44 MPa和9.37%，650℃高温抗拉强度和应变分别为667.85 MPa和16.2%；(3)基体界面反应区厚度随热压温度的升高而增加，热压温度在
1050 ℃以上时，在Ti2AlNb一侧形成了针状组织形貌的过渡区。该过渡区的生成有利于减小两种基体材料组织和性能的差异，有利于提升材料的整体性能。 -
![]()
图 2 依据Ti-22Al-xNb合金相图设计的热压工艺
Figure 2. Hot pressing process designed based on the phase diagram of Ti-22Al-xNb alloy
![]()
图 4 高温拉伸试样示意图
ϕ—Diameter; R—Radius
Figure 4. Schematic diagram of high-temperature tensile specimen
![]()
图 5 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料光镜图：(a) 850℃；(b) 980℃；(c)
1050 ℃；(d)1100 ℃Figure 5. Light microscope diagrams of Ti2AlNb/TA15 laminated composites: (a) 850℃; (b) 980℃; (c)
1050 ℃; (d)1100 ℃![]()
图 6 不同热压温度叠层复合材料的SEM图像(二次电子)：((a), (e)) 850℃；((b), (f)) 980℃；((c), (g))
1050 ℃；((d), (h))1100 ℃Figure 6. SEM images of laminated composites with different hot pressing temperatures: ((a), (e)) 850℃; ((b), (f)) 980℃; ((c), (g))
1050 ℃; ((d), (h))1100 ℃![]()
图 7 不同热压温度下叠层界面显微组织SEM(二次电子)图像及扫描能谱图：(a) 850℃；(b) 980℃；(c)
1050 ℃；(d)1100 ℃Figure 7. SEM images of microstructures and scanning energy spectra of the laminated interface under different hot pressing temperatures: (a) 850℃; (b) 980℃; (c)
1050 ℃; (d)1100 ℃![]()
图 8 原始状态及不同热压温度下Ti2AlNb微观组织背散图及对应的X射线衍射图谱：(a)原模铸造；(b) 980℃；(c)
1050 ℃；(d)1100 ℃Figure 8. Backscattered electron (BSE) of Ti2AlNb microstructures and corresponding X-ray diffraction patterns under original state and different hot pressing temperatures: (a) As cast; (b) 980℃; (c)
1050 ℃; (d)1100 ℃![]()
图 9 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面区相分布图、晶粒取向图和反极图：((a)~(c)) 980℃；((d)~(f))
1050 ℃；((g)~(i))1100 ℃Figure 9. Ti2AlNb/TA15 laminated composites interface zone phase distributions, grain orientations and inverse pole figure diagrams: ((a)-(c)) 980℃; ((d)-(f))
1050 ℃; ((g)-(i))1100 ℃![]()
图 10 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料室温拉伸应力-应变曲线
Figure 10. Stress-strain curves of Ti2AlNb/TA15 laminated composites at room temperature
![]()
图 11 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面处硬度
Figure 11. Hardness of Ti2AlNb/TA15 laminated composites near the interfaces
![]()
图 12 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料650℃高温拉伸应力-应变曲线
Figure 12. Stress-strain curves of Ti2AlNb/TA15 laminated composites at 650℃
![]()
图 13 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料界面区、Ti2AlNb基体和TA15基体断口SEM图像：((a)~(c)) 850℃；((d)~(f)) 980℃；((g)~(i))
1050 ℃；((j)~(l))1100 ℃Figure 13. SEM images of Ti2AlNb/TA15 stacked composite interfacial region, Ti2AlNb matrix and TA15 matrix fracture: ((a)-(c)) 850℃; ((d)-(f)) 980℃; ((g)-(i))
1050 ℃; ((j)-(l))1100 ℃表 1 Ti2AlNb和TA15的化学成分
Table 1 Chemical compositions of Ti2AlNb and TA15
Material Chemical composition TA15/wt% Al: 6.78, Mo: 1.7, V: 2.31, Zr: 2.00, Fe<0.05, Si<0.017, O<0.11, N<0.011, Ti: Balance Ti2AlNb/at% Al: 22.3, Nb: 25.2, Ti: Balance 
下载: 导出CSV
表 2 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料制备工艺参数
Table 2 Preparation process parameters of Ti2AlNb/TA15 laminated composites
Experiment Phase 1 Phase 2 Phase 3 T1/℃ t1/h P1/MPa T2/℃ t2/h P2/MPa T3/℃ t3/h P3/MPa 1 850 2 10 850 2 40 600 1 10 2 980 2 10 980 2 40 600 1 10 3 1050 2 10 1050 2 40 600 1 10 4 1100 2 10 1100 2 40 600 1 10 Notes：T1, T2 and T3 are the hot-pressing temperature in the first, second and third stage; t1, t2 and t3 are the holding time in the first, second and third stage; P1, P2 and P3 are the hot-pressing pressure in the first, second and third stage.
下载: 导出CSV
表 3 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料室温拉伸强度和应变
Table 3 Room temperature tensile strength and strain of Ti2AlNb/TA15 laminated composites
Specimen Hot pressing temperature/℃ Tensile strength/MPa Tensile strain/% TA15/Ti2AlNb 850 726.22 6.42 980 873.21 7.28 1050 817.44 9.37 1100 775.79 10.35 Ti2AlNb (as cast) — 660.09 3.10
下载: 导出CSV
表 4 Ti2AlNb/TA15叠层复合材料650℃高温拉伸强度和应变
Table 4 650℃ high temperature tensile strength and strain of Ti2AlNb/TA15 laminated composites
Specimen Hot pressing temperature/℃ Tensile strength/MPa Tensile strain/% Ti2AlNb/TA15 850 607.71 11.1 980 711.58 12.5 1050 667.85 16.2 1100 632.76 17.7 Ti2AlNb (as cast) — 555.08 10.5
下载: 导出CSV
-
[1] 王兴杰. “爆炸焊接+热处理”制备Ti/Al3Ti叠层复合材料及其性能研究 [D]. 太原: 中北大学, 2022. WANG Xingjie. Research on the preparation and properties of Ti/Al3Ti laminated composites by explosive welding and heat treatment [D]. Taiyuan: North University of China, 2022 (in Chinese).
[2] 赵赫威, 郭林. 仿贝壳珍珠母层状复合材料的制备及应用[J]. 科学通报, 2017, 62(6): 576-589. DOI: 10.1360/N972016-00754 ZHAO Hewei, GUO Lin. Synthesis and applications of layered structural composites inspired by nacre[J]. Chinese Science Bulletin, 2017, 62(6): 576-589(in Chinese). DOI: 10.1360/N972016-00754
[3] 尹楚藩. 基于爆炸焊接法的Ti/TiAl3叠层复合材料制备技术研究 [D]. 太原: 中北大学, 2020. YIN Chufan. Research on the preparation technology of Ti/TiAl3 laminated composites based on explosion welding method [D]. Taiyuan: North University of China, 2020(in Chinese).
[4] 曹阳, 朱世范, 果春焕, 等. 新型金属间化合物基层状装甲防护复合材料[J]. 兵器材料科学与工程, 2014, 37(6): 122-128. DOI: 10.3969/j.issn.1004-244X.2014.06.039 CAO Yang, ZHU Shifan, GUO Chunhuan, et al. Novel metal-intermetallic laminate composite for armor material[J]. Ordnance Material Science and Engineering, 2014, 37(6): 122-128(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.1004-244X.2014.06.039
[5] TRESA M, POLLOCK. Alloy design for aircraft engines[J]. Nature Materials, 2016, 15: 809-815. DOI: 10.1038/nmat4709
[6] HAGIWARA M, EMURA S, ARAOKA A, et al. Enhanced mechanical properties of orthorhombic Ti2AlNb-based intermetallic alloy[J]. Metals Materials International, 2003, 9: 265-272. DOI: 10.1007/BF03027045
[7] 冯艾寒, 李渤渤, 沈军. Ti2AlNb基合金的研究进展[J]. 材料与冶金学报, 2011, 10(1): 30-38. DOI: 10.3969/j.issn.1671-6620.2011.01.007 FENG Aihan, LI Bobo, SHEN Jun. Recent advances on Ti2AlNb-based alloys[J]. Journal of Materials and Metallurgy, 2011, 10(1): 30-38(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.1671-6620.2011.01.007
[8] FRONCZEK D M, WOJEWODA-BUDKA J, CHULIST R, et al. Structural properties of Ti/Al clads manufactured by explosive welding and annealing[J]. Materials & Design, 2016, 91: 80-89.
[9] FINDIK F. Recent developments in explosive welding[J]. Materials & Design, 2011, 32(3): 1081-1093.
[10] SUN W, FAN H Y, YOU F H, et al. Prediction of interfacial phase formation and mechanical properties of Ti6Al4V-Ti43Al9V laminate composites[J]. Materials Science and Engineering, 2020, 782: 139173.
[11] SUN W, YOU F H, KONG F T, et al. Effect of residual stresses on the mechanical properties of Ti-TiAl laminate composites fabricated by hot-pack rolling[J]. Materials Characterization, 2020, 166: 110394. DOI: 10.1016/j.matchar.2020.110394
[12] LYU S Y, SUN Y B, LI G D, et al. Effect of layer sequence on the mechanical properties of Ti/TiAl laminates[J]. Materials & Design, 2018, 143: 160-168.
[13] SUN W, YOU F H, KONG F T, et al. Enhanced tensile strength and fracture toughness of a Ti-TiAl metal-intermetallic laminate (MIL) composite[J]. Intermetallics, 2020, 118: 106684. DOI: 10.1016/j.intermet.2019.106684
[14] ZHU H F, SUN W, KONG F T, et al. Interfacial characteristics and mechanical properties of TiAl/Ti6Al4V laminate composite (LMC) fabricated by vacuum hot pressing[J]. Materials Science and Engineering: A, 2019, 742: 704-711. DOI: 10.1016/j.msea.2018.07.086
[15] 孔凡涛, 陈玉勇. γ-TiA1/TC4复合板材的制备及组织性能研究[J]. 稀有金属材料与工程, 2009, 38(8): 1484-1486. DOI: 10.3321/j.issn:1002-185X.2009.08.040 KONG Fantao, CHEN Yuyong. Preparation of γ-TiAl/TC4 composite sheet and its microstructure and properties[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(8): 1484-1486(in Chinese). DOI: 10.3321/j.issn:1002-185X.2009.08.040
[16] 宋志恒. TiAl/Ti合金层状复合材料的制备及组织性能研究[D]. 哈尔滨: 哈尔滨工业大学, 2017. SONG Zhiheng. Fabrication and microstructure and mechanical properties of TiAl/Ti laminated composities[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2017(in Chinese).
[17] FAN M Y, DOMBLESKY J, JIN K, et al. Effect of original layer thicknesses on the interface bonding and mechanical properties of TiAl laminate composites[J]. Materials & Design, 2016, 99: 535-542.
[18] 杨蕊鸿, 林飞, 朱岩, 等. TC4/Ti2AlNb异种合金扩散连接接头组织与性能研究[J]. 热加工工艺, 2020, 49(5): 20-24. YANG Ruihong, LIN Fei, ZHU Yan, et al. Microstructure and mechanical properties of diffusion bonded joints of TC4/Ti2AlNb dissimilar alloys[J]. Hot Working Technology, 2020, 49(5): 20-24(in Chinese).
[19] LI D H, WANG B B, LUO L S, et al. The interface structure and its impact on the mechanical behavior of TiAl/Ti2AlNb laminated composites[J]. Materials Science and Engineering, 2021, 827: 142095.
[20] LI P, JI X H, XUE K M. Diffusion bonding of TA15 and Ti2AlNb alloys: Interfacial microstructure and mechanical properties[J]. Materials Engineering and Performance, 2017, 26(4): 1839-1846. DOI: 10.1007/s11665-017-2555-4
[21] LI P, WANG L S, WANG B, et al. Diffusion and mechanical properties of Ti2AlNb and TA15 interface: From experiments to molecular dynamics[J]. Vacuum, 2022, 195: 110637. DOI: 10.1016/j.vacuum.2021.110637
[22] LIU Y T, ZHANG Y Z. Microstructure and mechanical properties of TA15-Ti2AlNb bimetallic structures by laser additive manufacturing[J]. Materials Science and Engineering: A, 2020, 795: 140019. DOI: 10.1016/j.msea.2020.140019
[23] SUN Z C, YANG H. Microstructure and mechanical properties of TA15 titanium alloy under multi-step local loading forming[J]. Materials Science and Engineering: A, 2009, 523(1-2): 184-192. DOI: 10.1016/j.msea.2009.05.058
[24] WEI M, CHEN S, LIANG J, et al. Effect of atomization pressure on the breakup of TA15 titanium alloy powder prepared by EIGA method for laser 3D printing[J]. Vacuum, 2017, 143: 185-194. DOI: 10.1016/j.vacuum.2017.06.014
[25] ZHANG K, LEI Z, CHEN Y, et al. Microstructure characteristics and mechanical properties of laser-TIG hybrid welded dissimilar joints of Ti-22Al-27Nb and TA15[J]. Optics & Laser Technology, 2015, 73: 139-145.
[26] BOEHLERT C J. The phase evolution and microstructural stability of an orthorhombic Ti-23Al-27Nb alloy[J]. Journal of Phase Equilibria, 1999, 20(2): 101-108. DOI: 10.1007/s11669-999-0007-z
[27] ZHANG Y, CAI Q, MA Z, et al. Solution treatment for enhanced hardness in Mo-modified Ti2AlNb-based alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 805(15): 1184-1190.
[28] WANG J Y, GE Z M, ZHOU B Y. Aeronautical titanium alloy [M]. Shanghai: Shanghai Scientific and Technical Publishers, 1985: 120.
[29] 曹京霞, 方波, 黄旭, 等. 微观组织对TA15钛合金力学性能的影响[J]. 稀有金属, 2004(2): 362-364. DOI: 10.3969/j.issn.0258-7076.2004.02.018 CAO Jingxia, FANG Bo, HUANG Xu, et al. Effects of microstructure on properties of TA15 titanium alloy[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2004(2): 362-364(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.0258-7076.2004.02.018
[30] ARDELL A J. Microstructural stability at elevated temperatures [J]. Journal European Ceramic Society, 1999, 19: 2217-2231.
[31] STEFANSSO N, SEMIATIN S L. Mechanisms of globularization of Ti-6Al-4V during static heat treatment[J]. Metallurgical and Materials Transaction A, 2003, 34(3): 691-698. DOI: 10.1007/s11661-003-0103-3
[32] HE B, WU D, PAN J L, et al. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of laser deposited TA15/Ti2AlNb gradient composite structures[J]. Vacuum, 2021, 190: 110309. DOI: 10.1016/j.vacuum.2021.110309
[33] ZHAO Y Y, LI J Y, QIU R F, et al. Growth characterization of intermetallic compound at the Ti/Al solid state interface[J]. Materials, 2019, 12(3): 472.
[34] 郑友平, 曾卫东, 王伟, 等. Ti-22Al-25Nb合金等轴组织演变和拉伸性能[J]. 稀有金属材料与工程, 2017, 46(S1): 200-203. ZHENG Youping, ZENG Weidong, WANG Wei, et al. Equiaxed microstructure evolution and tensile properties of Ti-22Al-25Nb alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2017, 46(S1): 200-203(in Chinese).
[35] TANG B, XIAN S Q, KOU H C, et al. Recrystallization behavior at diffusion bonding interface of high Nb containing TiAl alloy[J]. Advanced Engineering Material, 2016, 18(4): 657-664. DOI: 10.1002/adem.201500457
[36] ZHANG H, YAN N, LIANG H, et al. Phase transformation and microstructure control of Ti2AlNb-based alloys: A review[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2021, 80(21): 203-216.
[37] ZHOU Y H, WANG D W, SONG L J, et al. Effect of heat treatments on themicrostructure and mechanical properties of Ti2AlNb intermetallic fabricated by selective laser melting[J]. Materials Science & Engineering, A. Structural Materials: Properties, Misrostructure and Processing, 2021, 817: 141352.
[38] LI N, ZHAO Z B, SUN H, et al. Effects of heat treatment on microstructure evolution and mechanical properties of Ti-22Al-24Nb-0.5Mo alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2022, 857: 144052. DOI: 10.1016/j.msea.2022.144052
-
期刊类型引用(1)
1. 裴会平，刘冬，姚利盼，邵天敏，刘巧沐，刘亮亮，陈乾明. Ti_2AlNb合金研究进展及在航空发动机上应用可行性分析. 材料工程. 2025(01): 28-44 . 
百度学术
其他类型引用(0)
-
目的
航空航天、装甲防护以及特种设备领域对金属材料的各项性能要求也越来越高，传统金属的单一性能已经无法满足设计和性能需求。将不同性能的金属材料交替结合，获得更高的比刚度、比强度、断裂韧性等特性的金属基叠层复合材料，有效弥补了单一金属材料在塑性和韧性等方面的不足，大幅提升了材料的整体性能。 TiAlNb由于具有高比强度、断裂韧性、高温强度和抗蠕变性等性能，且能够在600℃~850℃服役，成为具潜力的新型航空航天用轻质高温结构材料。但TiAlNb密度较大，且在室温下存在本征脆性，制约了其制备、加工及应用。因此，研究以TiAlNb合金为基体的叠层复合材料具有重要的工程价值。真空热压法(VHP)具备制备工艺简单，成本较低，应用范围广等优势。而采用热压法制备TiAlNb叠层复合材料的研究相对较少，且主要集中在扩散连接领域。TA15是一种近α钛合金，同时具有α和α+β钛合金的优点，如较高的中高温强度、良好的热稳定性、接近α+β合金的良好可加工性以及类似于α钛合金的良好焊接性，广泛应用于航空航天领域。采用TiAlNb和TA15为基体进行叠层复合材料热压工艺探索，有望制备兼具韧塑性和高温性能的复合材料。同时，该研究能够为这两种材料在宇航部件的异种材料连接、多层中空结构制备等方面提供借鉴。本文以TiAlNb和TA15为原材料，依据TiAlNb的相变温度区间设计了四种热压工艺，通过真空热压法进行TiAlNb/TA15叠层复合材料制备，对叠层复合材料的基体和界面微观组织进行分析，探究热压工艺对基体组织和界面组织演化规律的影响以及叠层复合材料的高温拉伸性能。
方法首先使用线切割将Ti-22Al-25Nb铸锭和TA15铸锭切成长方体层板并使用砂纸对其进行打磨，随后浸入10 vol.% HF溶液以去除材料表面的氧化皮，接着放入10 vol.% CHOH溶液浸泡，并进行超声波清洗，干燥处理后制备叠层复合材料预制体。接着，将置入预制体的模具放入真空热压炉中，进行TiAlNb/TA15叠层复合材料的制备。最后，取出制备好的试样，使用线切割机对试样进行金相试样、拉伸试样制备。经过机械打磨和剖光之后，采用HF: HNO: HO(1: 2: 5)腐蚀液对试样进行腐蚀。使用X射线衍射、扫描电子显微镜、扫描电子显微镜能谱仪等对试样的物相及其微观组织进行测试分析。使用万能电子拉伸机对TiAlNb/TA15叠层复合材料进行室温和650℃高温拉伸实验。
结果从真空热压法制备TiAlNb/TA15叠层复合材料实验结果分析可得以下几点：(1)采用真空热压法制备的TiAlNb/TA15叠层复合材料可以显著改善TiAlNb合金的室温和650℃高温抗拉强度和塑性；随热压温度的升高，抗拉强度有所降低，但塑性显著提高。(2)当热压温度大于1050℃时，可以实现Ti2AlNb和TA15合金的冶金界面结合，且在热压温度为1050℃时复合材料的综合性能较为优异，其中室温抗拉强度和应变为817.44MPa和9.37%，650℃高温抗拉强度和应变分别为667.85MPa和16.2%。(3)基体界面反应区厚度随热压温度的升高而增加，在热压温度在1050℃以上时，在Ti2AlNb一侧形成了针状组织形貌的过渡区。该过渡区的生成有利于减小两种基体材料组织和性能的差异，有利于提升材料的整体性能。
结论真空热压法制备的TiAlNb/TA15叠层复合材料可以显著改善TiAlNb合金的室温和650℃高温抗拉强度和塑性；随热压温度的升高，抗拉强度有所降低，但塑性显著提高；在热压温度为1050℃时复合材料的综合性能较为优异，其中室温抗拉强度和应变为817.44MPa和9.37%，650℃高温抗拉强度和应变分别为667.85MPa和16.2%；基体界面反应区厚度随热压温度的升高而增加。
-
Ti2AlNb具有高比强度、断裂韧性、高温强度和抗蠕变性等性能，但在室温下存在本征脆性，制约了其制备、加工及应用。金属基叠层复合材料可以有效弥补单一金属材料在塑性和韧性等方面的不足，提升材料的整体性能。本文创新性地选用高温钛合金TA15增韧，制备了Ti2AlNb/TA15叠层复合材料。
文中研究了热压温度对基体相和界面反应层组织的影响规律，获得了适宜的热压工艺参数；研究了基体与界面层组织与力学性能和断裂行为的关系。相较于Ti2AlNb合金，Ti2AlNb/TA15叠层复合材料室温和高温拉伸性能均有所提升，其中1050℃热压温度条件下的叠层复合材料具有较好的综合性能，650℃高温抗拉强度和应变分别为667.85MPa和16.2%。
不同热压温度叠层复合材料的SEM组织
计量
- 文章访问数: 402
- HTML全文浏览量: 208
- PDF下载量: 25
- 被引次数: 1
