Effect of sintering temperature on microstructure and mechanical properties of Ti(C,N)-HfN/Ti(C,N)-WC laminated ceramics
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摘要:
以Ti(C,N)为基体相，HfN和WC为不同层的增强相，金属Ni和Mo为粘结相，采用交替铺层法制备素坯，并利用真空热压烧结技术制备Ti(C,N)-HfN/Ti(C,N)-WC层状陶瓷，研究了烧结温度对层状陶瓷微观组织和力学性能的影响。结果表明：随着烧结温度的升高，材料中的晶粒逐渐长大，在烧结温度为1350 ℃和1400 ℃时，材料的晶粒较小但分布不均匀，且存在较多的微缺陷；在烧结温度为1450 ℃和1500 ℃时，材料中的晶粒相对均匀（粒径～1 μm），微缺陷较少；在烧结温度达到1550 ℃时，材料中出现了大量粗大晶粒（粒径～2 μm）。随着烧结温度的升高，层状陶瓷的抗弯强度、维氏硬度和断裂韧度均先增大后减小。在1450 ℃下所制备的Ti(C,N)-HfN/Ti(C,N)-WC层状陶瓷具有较好的综合力学性能，其抗弯强度、维氏硬度和断裂韧度分别为(1263.6±17.1)MPa、(18.5±0.3)GPa和(8.2±0.1)MPa·m1/2。此外，Ti(C,N)-HfN/Ti(C,N)-WC层状陶瓷在断裂时表现为穿晶与沿晶并存的断裂模式。
Abstract:Ti(C,N)-HfN/Ti(C,N)-WC laminated ceramics were prepared by alternately making layer method and vacuum hot pressing sintering technology, using Ti(C,N) as the matrix phase, HfN and WC as the reinforced phases for the different layers, and metal Ni and Mo as the binder phases. The effects of sintering temperature on the microstructure and mechanical properties of the laminated ceramics were investigated. The results show that with the increase of sintering temperature, the grains grow up gradually. When the sintering temperature is 1350 ℃ and 1400 ℃, the grains are small but unevenly distributed with many micro-defects. At the sintering temperature of 1450 ℃ and 1500 ℃, the grains are uniform (~1 μm) and there are fewer micro-defects. However, when the sintering temperature reaches 1550 ℃, a large number of coarse grains (~2 μm) appear. Moreover, with the increase of the sintering temperature, the flexural strength, Vickers hardness, and fracture toughness of the laminated ceramics increase first and then decrease. The laminated ceramic sintered at 1450 ℃ shows the better comprehensive mechanical properties, the flexural strength, Vickers hardness, and fracture toughness are (1263.6±17.1) MPa, (18.5±0.3) GPa, and (8.2±0.1) MPa·m1/2, respectively. In addition, the Ti(C,N)-HfN/Ti(C,N)-WC laminated ceramics exhibit the co-existence model of intergranular fracture and transgranular fracture.
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Keywords:
- laminated ceramic /
- sintering temperature /
- microstructure /
- mechanical properties
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高强钛合金具有密度低、强度高、比强度高、弹性模量低、生物相容性良好等优异特性，同时具备良好的抗压能力和耐腐蚀能力以及出色的抗蠕变能力和抗疲劳扩展能力，被广泛应用于骨节替换、牙齿修复等医用领域[1‒2]。此外，它还具有一定的可焊接性能和优秀的耐海洋环境腐蚀能力，是优异的新型结构金属材料，被广泛应用于海洋工程领域[3‒4]。高强钛合金主要分为α+β型和β型两类，目前我国研制的高强韧钛合金有TB2合金、TB3合金、TiB10合金、Ti‒B19合金、Ti‒B20合金等[5]；国外也已经开发出如Ti‒15V‒3Cr‒3Al‒3Sn、Ti‒3Al‒8V‒6Cr‒4Mo‒4Zr和Ti‒10V‒2Fe‒3Al等新型β钛合金[6‒8]，且已应用于航空航天工业和海洋工程领域，特别是用于制造起落架和发动机零件[9‒13]。Ti‒3Al‒5Mo‒4Cr‒2Zr‒1Fe（Ti-
35421 ，质量分数）合金是一种新开发的低成本近β钛合金，以Ti‒3Al‒5Mo‒5V‒4Cr‒2Zr（Ti-B19，质量分数）为基准合金，以Fe取代V，并保持Mo当量不变，在强度和延展性之间取得更好的平衡，Fe作为一种常见的β稳定元素，价格比V、Nb和Mo便宜得多。Ding等[14]采用热膨胀法研究了低成本Ti-35421 钛合金在连续加热过程中的热膨胀行为、显微组织演变和相变动力学。结果表明，随着加热速率的增加，特征区间向更高的温度范围移动，α相含量和长径比在α相溶解过程中均有所下降。高桦[15]通过Gleeble热模拟研究了变形温度范围750～930 ℃、应变速率范围0.01～10.00 s‒1内Ti-35421 钛合金的热变形行为。Sun等[16]通过差式扫描量热法确定了Ti-35421 的相变点为803 ℃，并得到了合金在相变点上下固溶处理后组织的差异，即在相变点以下固溶处理，得到长条状的初生α相，且随温度升高而不断减少；在相变点以上固溶处理，初生α相全部消失，仅得到β相组成的等轴组织。针对小尺寸钛合金构件，传统的锻造成型或者机加工的方式存在材料利用率低和加工成本高的问题，采用粉末冶金技术可以更好地控制成本。热压烧结是一种同时进行加热和加压的工艺，有助于颗粒之间的接触扩散和流动传质过程。此外，热压烧结还能降低烧结温度并缩短烧结时间，从而制备出晶粒更细小、相对密度更高、力学性能更良好的产品。杨越等[17]采用热压烧结法制备了Ti‒22Al‒25Nb合金，并通过有限元模拟分析了温度和压力对Ti‒22Al‒25Nb合金致密化过程的影响，发现在
1050 ℃/35 MPa/1 h条件下烧结的合金具有最优的室温和650 ℃高温综合力学性能。王琪等[18]通过模压成型与真空烧结制备了TA15钛合金，发现热等静压后，晶粒趋于球化，抗拉强度提升不明显，但伸长率提升显著。在烧结压力700 MPa、烧结温度1300 ℃的烧结参数下，合金抗拉强度和伸长率达到1050 MPa和2.81%的最大值。邵泽宁[19]等通过正交试验法研究了放电等离子烧结工艺中烧结参数对显微组织与力学性能的影响，分析得出烧结温度850 ℃、烧结压力40 MPa以及保温时间8 min条件下，可获得相对密度95%、硬度HRC 42.3的烧结体。沈丹妮等[20]采用放电等离子烧结法制备了Ti原子数分数在15%～30%的钨钛合金，研究了不同Ti含量钨钛合金的相组成、微观结构和超细晶形成机制。吴小俊[21]通过添加石墨烯提高了放电等离子烧结制备发动机用耐高温TC11合金的力学性能，通过实验最终确定烧结时间5 min、温度900 ℃与压力50 MPa时制备的TC11合金具有最优力学性能。近β钛合金通常对加工参数敏感[22‒24]，为进一步优化工艺并控制加工过程中的微观组织演变，需要进一步了解工艺参数对近β钛合金变形特性的影响。研究人员对近β钛合金的热变形行为、显微组织演变、动态回复（DRV）和动态再结晶（DRX）进行了研究。Lu等[25]研究了Ti-35421 合金在单相区与两相区热变形过程中的变形行为和组织演变，揭示热加工工艺参数与固溶处理对合金中α相的形成与再结晶机制及其对织构演变的影响规律。Lü等[26]揭示了较低的应变速率有利于加速Ti-55531 合金内部针状α相的破碎。Zhao等[27]发现不连续动态再结晶（DDRX）和连续动态再结晶（CDRX）分别是粉末冶金和铸锭冶金制备的Ti-5553 合金的主要组织演化机制，计算了合金在两种速率下的表观活化能和活化能图，粉末冶金合金的表观活化能为368.17 kJ·mol‒1，铸锭冶金合金的表观活化能为447.16 kJ·mol‒1。Lin等[28]分析了球化α相含量和β晶粒动态再结晶对Ti-55511 钛合金热成形参数的依赖性。结果表明，α相阻止了位错缠结，随着变形温度的降低或应变速率的提高，β晶粒的动态再结晶逐渐增加。目前，多采用等温锻造和模锻制备近β钛合金，通过粉末冶金法制备Ti-
35421 钛合金的研究仍然处于空白，烧结参数对合金组织和力学性能的影响尚不明确。本文通过正交实验设置不同的烧结参数，探究了烧结压力、烧结温度、保温时间对Ti-35421 微观组织与力学性能的影响规律，经过组织分析和力学性能测试确定了最佳烧结参数。1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
实验原料包括高纯海绵Ti（纯度＞99.8%）、高纯Al（纯度99.9%）、高纯Cr（纯度99.9%）、高纯Zr（纯度99.9%）、高纯Fe和Al‒80Mo中间合金。首先，将原料混合后压制成消耗电极，通过真空电弧重熔（vacuum arc remelting，VAR）工艺生产出420 mm铸锭。为确保铸锭成分一致，自耗电极反复熔炼三次。随后，在β相区对铸锭进行热锻，在α+β相区进行等温锻造，生产出直径为120 mm锻棒。最后，利用等离子旋转电极加工工艺得到Ti‒3Al‒5Mo‒4Cr‒2Zr‒1Fe（Ti-
35421 ，质量分数）预合金粉末，过筛备用，粉末粒度为53～150 μm（D10=98.54 μm，D50=131.7 μm，D90=173.9 μm）。采用扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察预合金粉末，其形貌如图1所示，预合金粉末是等直径的球状颗粒，粒度分布均匀。表1所列为Ti35421钛合金化学成分，其中预合金粉末的实际化学成分与名义成分相一致。表 1 Ti35421合金粉末的化学成分（质量分数）Table 1. Chemical composition of the Ti3542 alloy samples% 试样状态 Al Fe Cr Mo Zr C H O N Ti 粉末 3.240 1.140 4.000 4.940 2.060 0.034 0.005 0.098 0.007 余量 烧结态 2.780 0.980 3.890 4.560 2.110 0.051 0.009 0.192 0.005 余量 1.2 实验方法
在RYL1200型热压炉（南京博蕴通仪器科技有限公司，中国）上进行烧结实验，调整烧结温度、压力和保温时间。采用阿基米德排水法测定Ti35421钛合金烧结合金的密度。使用ZEISS AxioCam A1m光学显微镜（蔡司，德国）观察烧结后的Ti35421钛合金金相组织，通过ZEISS Untra 55型场发射扫描电子显微镜（蔡司，德国）观察Ti35421钛合金显微组织。利用Nano measurer软件测量样品次生α相的平均长度和宽度。通过显微维氏硬度仪（HV-
1000 型，迈格仪器，中国）测试样品硬度，施加载荷为200 gf，保压10 s，每个样品测试15个点，取平均值。使用万能拉伸试验机（ETM205D型，深圳万测试验设备有限公司，中国）测试样品的压缩性能。1.3 正交试验设计
为了系统探究Ti35421的最佳烧结参数，采用正交实验法对烧结温度、烧结压力及烧结时间三个关键工艺因素进行多目标优化。设计了三因素三水平的L9(33)正交烧结试验，每个因素分别选取具有工程意义的3个梯度水平，如表2所示。通过正交表自动生成的9组参数组合，如表3所示，可显著降低传统单因素法的实验次数并保持参数交互作用解析能力。
表 2 正交试验因素和水平表Table 2. Factor and level table of the orthogonal experiments水平 因素 烧结温度 / ℃ 烧结压力 / MPa 烧结时间 / h 1 800 30 2 2 900 40 3 3 1000 45 4 表 3 正交试验方案与结果Table 3. Scheme and results of the orthogonal experiments试验方案 温度 / ℃ 压力 / MPa 时间 / h 密度/ (g·cm−3) 维式硬度, HV 屈服强度 / MPa 断裂应变 / % 次生α相长宽比 1 800 30 2 3.94 357.61 1063.28 28.98 6.30 2 800 40 3 4.27 365.34 1058.50 30.99 4.32 3 800 45 4 4.46 368.60 1086.00 26.61 6.88 4 900 30 3 4.50 377.47 1116.50 24.14 6.01 5 900 40 4 4.56 403.21 1209.00 21.30 7.88 6 900 45 2 4.59 380.63 1248.00 23.74 5.33 7 1000 30 4 4.56 378.54 1173.50 23.51 8.03 8 1000 40 2 4.58 397.39 1151.00 23.03 5.78 9 1000 45 3 4.60 373.99 1202.50 22.74 5.72 2. 结果与讨论
2.1 烧结相对密度
图2显示了不同烧结参数下烧结体的密度变化。从图中可以看出，当烧结温度为800 ℃，烧结压力为30 MPa，烧结时间为2 h时，烧结体的密度最低，为3.94 g/cm3。随着烧结温度的增加，烧结体的密度逐渐提高。这是因为在较低的烧结温度下，烧结体存在许多气孔没有闭合，影响了整体相对密度。随着烧结温度的增加，晶界之间的物质传输速度加快，颗粒之间的间隙闭合更加明显，晶粒之间的气孔减少，烧结体的密度提高[29]。需要注意的是，当烧结温度超过900 ℃时，烧结体相对密度的提高趋势随温度的升高变得平缓。当烧结温度为900 ℃，烧结压力为45 MPa，烧结时间为2 h时，烧结体的密度达到4.59 g/cm3；当烧结温度升高到
1000 ℃，烧结压力为45 MPa，烧结时间为3 h时，烧结体的密度达到4.60 g/cm3，仅增加了0.21%。这说明烧结体已接近致密状态，进一步提高烧结温度对密度的提升效果有限。因此，选择烧结温度为900 ℃是合适的。![]()
图 2 不同烧结参数下Ti35421合金样品的密度Figure 2. Density of the Ti35421 alloy samples at different sintering parameters从图2同样可以看出，随着烧结压力的增大，烧结体的密度不断提升。这是因为烧结压力增大有利于增加粉末颗粒的接触表面，提高原子的扩散速率，增强粉体的塑形流动，并且有利于烧结样品气孔的封闭，有助于合金的致密化[30]。需要注意的是，当压力超过40 MPa时，烧结体密度提升幅度减缓，尤其是在
1000 ℃的高温高压下更为显著。这是因为在1000 ℃的烧结温度下，烧结体已接近致密状态，烧结压力对烧结过程中强化晶粒间物质扩散动力的作用有限。因此，继续提升烧结压力无法提高烧结体的密度。分析表4中密度极差数据发现，烧结参数对烧结体相对密度的影响程度为烧结温度（0.357）＞烧结压力（0.216）＞烧结时间（0.083）。这说明改变烧结温度和烧结压力对烧结体相对密度的影响更大，而改变烧结时间的影响较小。
表 4 Ti35421合金样品密度的极差分析Table 4. Range analysis of the Ti35421 alloy density因子水平 温度 压力 时间 k1 4.224 4.333 4.370 k2 4.547 4.470 4.454 k3 4.581 4.549 4.528 R 0.357 0.216 0.083 2.2 显微组织形貌
图3展示了Ti35421合金样品的金相组织。随着烧结时间和烧结温度的增加，原始β晶粒也随之变大，特别是当温度达到
1000 ℃时，晶粒组织明显长大，而压力对其的影响程度较小。这是因为β晶粒生长主要受两种因素控制：热力学因素和动力学因素。动力学因素是指温度越高，原子扩散速度越快，有利于晶粒生长。热力学因素是指总界面能的减少，即大晶粒生长、小晶粒减小[31]。在金相组织中并未观察到明显的孔洞缺陷。Ti-35421 合金的相变点在803 ℃左右，在烧结过程发生了再结晶。由于初生α相的钉扎作用阻碍了β晶粒长大的趋势，使得再结晶后的β晶粒尺寸得到控制，从而改善了合金的力学性能。另外，随着烧结温度的升高，得到的β相晶粒尺寸增加，从而导致性能下降[32]。![]()
图 3 各实验参数下Ti35421合金样品的金相组织：（a）实验方案1；（b）实验方案2；（c）实验方案3；（d）实验方案4；（e）实验方案5；（f）实验方案6；（g）实验方案7；（h）实验方案8；（i）实验方案9Figure 3. Metallographic images of the Ti35421 alloy samples under the various experimental parameters: (a) Scheme 1; (b) Scheme 2; (c) Scheme 3; (d) Scheme 4; (e) Scheme 5; (f) Scheme 6; (g) Scheme 7; (h) Scheme 8; (i) Scheme 9图4所示为Ti35421合金的显微组织形貌，主要以层状的次生α相为主，并未出现长条状的初生α相。这是因为烧结温度在合金相变点以上，烧结过程发生了由α相到β相的转变，合金中的初生α相转变成了β相，在随炉冷却的过程中，从β相中析出细小的次生α相。大量细小的次生α相弥散分布在β基体中，晶界较为清晰。由图5可知，次生α相的平均长度小于0.7 μm，部分平均长度只有0.3 μm。而次生α相长度和宽度的比值平均值均大于4.0、小于8.0，在800 ℃-45 MPa-4 h、900 ℃-40 MPa-4 h和
1000 ℃-30 MPa-4 h三个保温时间最长的工艺参数下有最大的长宽比，分别约为6.9、7.9和8.0。这是因为加热保温时间越长，原子的扩散或运动越充分，越有利于次生α相的形核与长大。对近β钛合金而言，初生α相“软”，有一定的协调变形能力。随着烧结温度的升高，次生α相逐渐长大，但长宽比减小。由于两相的吉布斯自由能差异，在保温过程中，β相转变为α相。烧结温度越低，相变的驱动力越强[33‒34]。合金在低温烧结时（800 ℃），β/α相变驱动力较大，容易形成次生α相。然而，合金中元素扩散困难，意味着二次α相难以生长。结果，较小的次生α相在β相基体中析出。当合金在较高温度时（1000 ℃），β/α相变驱动力较小，次生α相形核困难。但温度越高，合金元素越容易扩散，次生α相有长大的趋势，容易形成粗大的次生α相。![]()
图 4 不同烧结参数下Ti35421合金样品显微形貌：（a）实验方案1；（b）实验方案2；（c）实验方案3；（d）实验方案4；（e）实验方案5；（f）实验方案6；（g）实验方案7；（h）实验方案8；（i）实验方案9Figure 4. SEM images of the Ti35421 alloy samples under the different sintering parameters: (a) Scheme 1; (b) Scheme 2; (c) Scheme 3; (d) Scheme 4; (e) Scheme 5; (f) Scheme 6; (g) Scheme 7; (h) Scheme 8; (i) Scheme 9![]()
图 5 不同烧结参数下次生α相的微观组织尺寸：（a）长度；（b）长宽比；（c）宽度Figure 5. Dimensions of the secondary α phase under the different sintering parameters: (a) length; (b) aspect ratio of length and width; (c) width2.3 力学性能
2.3.1 烧结参数对硬度的影响
分析表5中的数据发现，烧结参数对烧结体硬度的影响程度为烧结温度（23.157）＞烧结压力（17.442）＞烧结时间（11.280），烧结温度对合金硬度的影响最大。通过正交试验可以得出最优烧结参数为烧结温度900 ℃，烧结压力30 Pa，烧结时间3 h，该工艺下得到的烧结体硬度达到HV0.2 403.21。
表 5 Ti35421合金样品硬度的极差分析Table 5. Range analysis of the Ti35421 alloy fracture strain因子水平 温度 压力 时间 k1 363.944 371.206 378.545 k2 387.102 388.648 372.264 k3 383.306 374.497 383.544 R 23.157 17.442 11.280 图6（a）展示了不同烧结参数下烧结体的硬度变化情况。随着烧结温度的升高，样品硬度呈现出先增大后稍微减小的趋势。在800 ℃的三组烧结参数下，烧结体硬度分别只有HV0.2 357.611、HV0.2 365.341、HV0.2 368.601；在900 ℃-30 MPa-3 h烧结参数时硬度最大，达到HV0.2 403.211。这是因为钛合金的硬度是其密度、显微组织与晶粒大小共同影响的结果。当温度较低时，合金密度较低，硬度较小；升高温度，可以使密度增大，使组织更加均匀，因此硬度也显著增大。随着烧结温度进一步提升至
1000 ℃时，密度增大不明显，但此时β晶粒明显粗化，次生α相尺寸也增大，导致合金的硬度降低。![]()
图 6 不同工艺参数下Ti35421合金样品力学性能：（a）硬度；（b）屈服强度；（c）断裂应变Figure 6. Mechanical properties of the Ti35421 alloy samples under different process parameters: (a) hardness; (b) yield strength; (c) fracture strain2.3.2 烧结参数对压缩性能的影响
通过分析表6的数据发现，烧结参数对烧结体屈服强度的影响程度为烧结温度（121.905）＞烧结压力（61.072）＞烧结时间（30.333）。可见，烧结温度对屈服强度的影响最大，烧结压力和烧结时间次之。利用正交试验确定了合金屈服强度的最佳烧结工艺参数：烧结温度为900 ℃，烧结压力为45 MPa，保温时间为2 h。
表 6 Ti35421合金样品屈服强度的极差分析Table 6. Range analysis of the Ti35421 alloy yield strength因子水平 温度 压力 保温时间 k1 1069.261 1117.761 1154.095 k2 1191.167 1139.500 1125.833 k3 1175.667 1178.833 1156.167 R 121.905 61.072 30.333 图6（b）展示了不同烧结参数下的屈服强度。在相对较低的800 ℃烧结温度下，烧结体的屈服强度分别为
1063.28 MPa、1058.50 MPa、1086.00 MPa。在烧结温度900 ℃、烧结压力45 MPa、烧结时间2 h的工艺参数下，烧结体有最大的屈服强度，达到1248 MPa。随着温度的升高，合金的屈服强度先增大后减小。观察900 ℃的三组烧结参数发现，随着压力增大，屈服强度也增大。这是因为烧结压力的增加导致烧结体密度增加，同时β晶粒的尺寸较小，晶间结合力增强，从而提高了材料的屈服强度。分析表7的数据发现，烧结参数对烧结体断裂应变的影响程度为：烧结温度（5.803）＞保温时间（2.153）＞烧结压力（1.181）。可以看出，烧结温度对断裂应变的影响最大，其次是烧结时间和烧结压力。通过正交试验得出了合金断裂应变的最佳烧结工艺参数：烧结温度为800 ℃，烧结压力为30 MPa，保温时间为3 h。
表 7 Ti35421合金样品断裂应变的极差分析Table 7. Range analysis of the Ti35421 alloy fracture strain因子水平 温度 压力 保温时间 k1 28.861 25.542 25.253 k2 23.058 25.109 25.957 k3 23.095 24.362 23.804 R 5.803 1.181 2.153 图6（c）显示了不同烧结参数下的断裂应变。在800 ℃的相对低温烧结参数下，烧结体的断裂应变最大，分别是28.98%、30.99%、26.61%，而900 ℃和
1000 ℃的六组烧结工艺下，样品的断裂应变集中在21.30%～24.20%，相较于低温条件有明显降低。断裂韧性的高低与裂纹的扩展路径以及裂纹尖端的塑性区有关系[35]。当显微组织中α相含量较高且形状细长时，裂纹的扩展方向容易发生改变，生成二次微裂纹，使得实际裂纹长度增加，断裂韧性增加；当显微组织中各相变形协调性能较好时，由于裂纹尖端塑性区的钝化效应，使得材料在断裂过程中消耗更多的能量，断裂韧性也增加。这是由于相对细小的次生α相起到了阻塞位错运动的作用，温度升高促进了次生α相的生长，次生α相的尺寸越大，晶界之间更容易成为裂纹的萌源，从而使烧结体的断裂应变减小，当α相较多时，容易改变裂纹的扩展路径，形成二次微裂纹，裂纹长度增加，消耗的能量也就增加，所以合金的断裂韧性就会较高。当α相含量较低且尺寸较小时，显微裂纹扩展路径较短，阻碍微裂纹扩展效果不好。所以次生α相数量越多，抑制裂纹扩展的能力就越强。800 ℃下的显微组织以细小且多的次生α相为主，在温度升高时发生扩散，导致次生α相粗化，断裂韧性下降。在800 ℃的三组烧结条件下，烧结压力的增加导致断裂应变先增大后减小。这是因为在相对较低的温度下，烧结压力增大，促进了合金粉末之间的扩散和结合，从而增强材料的塑性。然而，当压力进一步增大，会导致合金不均匀变形以及内部开裂等问题，引起断裂应变下降。2.4 微观组织形貌与力学性能的关系
图7反映了不同工艺参数下样品次生α相长度与宽度之比和力学性能之间的关系。可以看出，具有较小长宽比的合金样品大都具有较大的屈服强度和断裂应变。因为烧结温度直接影响组织中β晶粒的大小、次生α相的含量和尺寸，其中初生α相较“软”，协调变形能力强，直接影响合金的塑性，次生α相的含量和尺寸决定了钛合金的强度。
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图 7 次生α相长宽比与压缩性能之间的关系：（a）屈服强度；（b）断裂应变Figure 7. Relationship between the secondary α phase length-width ratio and the compression properties: (a) yield strength; (b) fracture strain根据Fores推算出的钛合金强度与次生α相间距的关系（式（1））可知[36]，钛合金中次生α相的形貌直接影响钛合金的屈服强度。次生α相的尺寸越小，分散的越弥散，合金的强效果就越明显。因此，具有较小尺寸次生α相的合金样品的压缩性能要明显高于有较大尺寸次生α相的合金。
$$ \mathrm{YS=850+70} \mathit{d} ^{ \mathrm{-1/2}} $$ (1) 式中：YS为屈服强度，MPa；d表示次生α相间距，μm。
当烧结温度增加时，组织中的初生α相含量下降，β晶粒长大，引起滑移距离增加，使得合金的强度下降；随着次生α相含量的降低，溶质原子溶入母体中，使得β基体中溶质原子浓度增加，导致合金强度升高。Ti-
35421 合金的强度随着烧结温度增加而增加，这是因为生成了大量细小的针状次生α相，晶界较多，使得位错在相界面处运动受阻，位错以切过的方式经过次生α相。当Ti-35421 合金在较高温度烧结时，生成的次生α相尺寸增大，数量下降，导致晶界减少，位错被阻滞的地方变少，位错以绕过的方式经过位错，使得Ti-35421 合金的强度下降，塑性增加。此外，从溶质元素的固溶强化机理来看，温度越高，次生α相析出越充分，那么β基体中溶质元素含量变多，使得合金中点缺陷数量减少，造成的晶格畸变强化效应减弱，降低了合金元素的固溶强化作用。Ti-35421 合金在相变点以上烧结时，由于初生α相的消失，β基体的尺寸增加，滑移距离变大，当温度增加时，合金强度稍有下降，塑性稍有增加。所以，合理的烧结参数不仅可以获得良好的强度、塑性、韧性匹配，还可以降低工业生产的能耗。综合相对密度、硬度、塑形和断裂韧性，在烧结温度900 ℃、烧结压力45 MPa和烧结时间2 h参数下，Ti-35421 合金展现出最佳的综合性能，此工艺可以作为最佳烧结参数。3. 结论
（1）在烧结温度900 ℃、烧结压力45 MPa和烧结时间2 h条件下，Ti-
35421 合金展现出最佳的综合性能，屈服强度为1248 MPa和断裂应变为23.03%。（2）热压烧结得到的Ti-
35421 合金样品主要由β晶粒和次生α相组成，没有初生α相存在。这是因为烧结温度的较低时，β相到α相的相变驱动力较大，有利于次生α相形核，但次生α相长大困难；烧结温度升高，β晶粒在烧结体中的尺寸显著增大，次生α相更容易长大，次生α相的长宽比增大。（3）影响烧结体密度、硬度和压缩性能的主要因素依次是烧结温度、烧结压力和保温时间。随着烧结温度增加，合金密度先明显增大后增大趋势变小，硬度和屈服强度先增大后减小，断裂应变先减小后趋于稳定。随着烧结压力增大，合金密度、屈服强度随之增大，断裂应变先增大后减小。提高温度有助于合金的致密化，进而提高其密度和硬度。然而，升温也会导致晶粒的长大，从而降低合金的压缩性能。
（4）烧结体中次生α相的长宽比越小，烧结体的屈服强度和断裂应变越大。次生α相长宽比与压缩性能成反比关系。
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图 1 层状陶瓷硬度及断裂韧度测试方式
Figure 1. Indentation diagram for hardness and fracture toughness testing of the laminated ceramic
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图 2 不同烧结温度下所制备的Ti(C,N)基层状陶瓷X射线衍射图谱：（a）TH层；（b）TW层
Figure 2. XRD patterns of the Ti(C,N)-based laminated ceramics sintered at different temperatures: (a) TH layer; (b) TW layer
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图 3 Ti(C,N)基层状陶瓷层间结合处的抛光面形貌及能谱分析
Figure 3. Polished surface images and EDS of the Ti(C,N)-based laminated ceramics
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图 4 Ti(C,N)基层状陶瓷断口形貌：（a）1350 ℃；（b）1400 ℃；（c）1450 ℃；（d）1500 ℃；（e）1550 ℃
Figure 4. Fracture morphologies of the Ti(C,N)-based laminated ceramic sintered at different sintering temperatures: (a) 1350 ℃; (b) 1400 ℃; (c) 1450 ℃; (d) 1500 ℃; (e) 1550 ℃
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图 5 Ti(C,N)基层状陶瓷的力学性能：（a）抗弯强度；（b）维氏硬度；（c）断裂韧度
Figure 5. Mechanical properties of the Ti(C,N)-based laminated ceramics: (a) flexural strength; (b) Vickers hardness; (c) fracture toughness
表 1 原始粉末参数及生产商
Table 1 Parameters and manufacturer of the original powders
原始粉末 纯度 / % 平均粒度 / μm 生产商 TiC0.7N0.3 99.9 1.0 上海水田材料科技
有限公司HfN 99.9 0.8 WC 99.9 0.1 Mo 99.8 1.0 Ni 99.8 1.0 
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表 2 TiCN基层状金属陶瓷各层组分及含量（质量分数）
Table 2 Component and composition of the Ti(C,N)-HfN/Ti(C,N)-WC laminated ceramics
% 试样 Ti(C,N) HfN WC Ni Mo Ti(C,N)-HfN (TH) 72 20 0 4 4 Ti(C,N)-WC (TW) 72 0 20 4 4
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