TiB增强相对钛基复合材料氢脆行为的影响：TiB–基体界面氢捕获与TiB颗粒断裂的竞争机制

《Journal of Materials Research and Technology》：Role of TiB reinforcement in the hydrogen embrittlement behavior of titanium matrix composites

　　

本研究考察TiB增强相在氢脆（hydrogen embrittlement, HE）中的作用，重点聚焦钛基复合材料（titanium matrix composites, TMCs）中的氢辅助开裂（hydrogen-assisted cracking, HAC）。研究人员采用原位充氢拉伸试验、Ag装饰和微观结构分析，研究了含0、1和4 vol.% TiB的TMCs。屈服强度随TiB含量增加而提高，而HE抗力呈非单调变化，其中1 vol.% TiB增强TMC表现出最高抗力。所有充氢试样均形成表面TiH₂层，HAC优先从该层萌生。截面观察表明，1 vol.% TiB增强TMC中穿透基体的HAC较少，而4 vol.% TiB增强TMC中裂纹常与断裂的TiB颗粒相关。Ag装饰揭示氢优先在TiB–基体界面处捕获，从而降低裂纹尖端前方的可扩散氢并抑制HAC扩展。然而，TiB过早断裂可形成TiB断裂相关裂纹，这些裂纹可与氢化物起源的HAC合并并促进其向基体扩展。因此，TMCs的HE抗力由TiB–基体界面的有益氢捕获效应与TiB颗粒断裂的有害效应之间的竞争所主导。这些发现强调，在设计面向含氢环境的TMCs时，需考虑TiB含量对HE抗力的非单调影响以优化其含量。

研究背景与问题提出。钛及钛合金因高比强度和耐蚀性广泛用于航空、海洋和化工等苛刻环境；通过引入陶瓷颗粒形成钛基复合材料（TMCs，以钛或钛合金为基体并引入陶瓷增强相的复合材料）可进一步提高强度与刚度。已有研究表明，将TiB等陶瓷颗粒主要分布于Ti晶粒内可同时提高强度、塑性和断裂韧性，因为晶内颗粒可打断平面滑移并分散塑性变形。然而，面向燃气轮机和发电等含氢环境，需明确陶瓷增强相对钛环境退化敏感性的影响。氢脆（HE，氢导致材料塑性或韧性下降的环境致裂）因HAC（氢辅助开裂，氢作用下裂纹萌生与扩展）和氢化物形成会显著降低钛合金塑性与损伤容限而备受关注。TMCs中增强相引入额外界面，可能影响氢辅助损伤；已有关于石墨烯增强Ti-6Al-4V复合材料充氢后拉伸性能下降、B改性改善高温充氢后性能，以及Ti-6Al-4V基复合材料加工中加氢的研究，但TiB在α-Ti基体原位充氢条件下如何影响HAC尚不清楚。为此，研究人员研究不同TiB含量对HAC萌生扩展及HE抗力的作用。研究以含0、1和4 vol.% TiB的TiB/TMCs（C0、C1、C4）为对象，选择工业纯钛（CP-Ti）基体以避免β相附加复杂性，采用原位充氢慢应变速率拉伸结合微观表征、断口和Ag装饰（Ag decoration），揭示TiB–基体界面氢捕获与TiB颗粒断裂的竞争。结论表明，1 vol.% TiB提高HE抗力，而进一步提高至4 vol.%时HE抗力下降。

方法概述：以CP-Ti grade 2球形粉末和AlB₂前驱体粉末为原料，经球磨热压制备；AlB₂含量0、0.43和1.70 wt.%对应名义TiB含量0、1和4 vol.%（C0、C1、C4）。采用光学显微镜（OM）、场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）和电子背散射衍射（EBSD）表征组织；开展预充氢24 h并在拉伸中持续原位电化学充氢的慢应变速率拉伸试验（初始应变速率约2×10^–5 s^–1），由延伸率下降计算HE敏感性指数（I_HE）；用Ag装饰结合FE-SEM/EDS显示优先氢捕获位点；对断口及充氢拉伸后截面进行背散射电子（BSE）/EBSD分析。

3 结果与讨论。微观组织观察表明，C0不含TiB，C1和C4中存在晶内TiB（IG-TiB）和晶界TiB（GB-TiB）。由C1至C4，IG-TiB体积分数由0.8 vol.%增至2.89 vol.%（约4倍），GB-TiB由0.20 vol.%增至1.11 vol.%（约6倍）；颗粒最小Feret直径约4.1–4.7 μm、长径比约2.6–3.7，二者相近。α-Ti平均晶粒尺寸由C0约80 μm降至C1约45 μm、C4约36 μm。拉伸试验显示，未充氢时C1屈服强度约560 MPa，较C0约253 MPa提高约121%，延伸率由18%增至22%；C4屈服强度约688 MPa，较C1提高128 MPa（+23%），延伸率回到18%。充氢后各试样延伸率下降而屈服强度与未充氢时无显著差异；I_HE由C0约33%降至C1约14%，C4约33%，说明少量TiB显著提高HE抗力，4 vol.% TiB过量后HE抗力与C0相当。断口分析表明，未充氢C0为含韧窝和明显fluting特征的混合韧性断裂，C1韧窝区更普遍、fluting减弱且部分TiB开裂，C4fluting更少、TiB裂纹更频繁并伴局部解理/准解理；充氢后近表面形成含微裂纹的脆性层（后鉴定为氢化物层），其下出现准解理，C1底层仍可见韧窝和fluting，C4TiB内裂纹较多。

氢化物与HAC观察显示，充氢试样近氢入口表面裂纹显著增多并称为HACs；BSE与EBSD识别出体心四方TiH₂氢化物，表面为连续层、内部为离散氢化物，三者氢化物层相当，故表面氢化物形成本身不能解释HE差异。HACs多自表面氢化物层萌生；C0中多数HACs易由氢化物层扩展进入α-Ti基体，C1中多数HACs被限制在氢化物层内或附近，仅少数经邻近断裂TiB进入基体，C4中多数HACs穿过氢化物层进入基体且常伴TiB断裂。Ag装饰显示，C0中Ag颗粒主要沿晶界分布，C1和C4中晶界Ag颗粒密度降低，高倍下Ag颗粒优先沿TiB–基体界面分布，表明TiB引入使优先氢捕获位点由晶界转向TiB–基体界面，并可能与晶界竞争氢而降低晶界氢积累。截面BSE观察发现，远离氢影响区的试样中心亦见断裂TiB，说明TiB断裂可在塑性变形中发生而并非必然由氢诱发；近断口处可见氢化物层及沿裂纹路径的多个断裂TiB，且裂纹可由断裂TiB扩展进入周围α-Ti基体。

讨论部分总结。原文提出，C0中HACs在表面氢化物层萌生后，裂尖应力集中促进氢向裂尖扩散和局部富集，超过临界后经氢增强脱聚（HEDE）弱化原子键，叠加CP-Ti平面滑移主导的局部塑性、裂尖钝化有限和固有裂纹扩展抗力低，使HACs易进入α-Ti基体并导致严重HE。C1中TiB–基体界面作为有效氢陷阱降低裂尖前方可扩散氢，IG-TiB增强应变硬化和裂纹扩展抗力，使多数HACs在氢化物层内或附近止裂，获得最高HE抗力。C4中TiB颗粒在塑性变形中较早断裂形成微裂纹，界面氢积累可经HEDE促进其向α-Ti扩展形成TiB断裂相关裂纹；这些裂纹可与氢化物起源HACs交互合并，促进HAC向基体扩展，且C4中GB-TiB比例更高，易发生位错塞积和应变局部化而更易过早断裂。因此，C4中有害的TiB断裂效应超过TiB–基体界面的有益氢捕获效应。总体而言，TiB/TMCs的HE抗力由TiB–基体界面氢捕获的有益作用与TiB颗粒断裂的有害作用竞争决定；设计含氢环境用颗粒增强金属基复合材料时，需优化增强体分数以兼顾强化和氢耐受性，本体系中约1 vol.% TiB达到平衡，该设计原则可能推广至其他金属基复合材料。

4 结论（研究结论部分翻译）。(1) TiB添加使α-Ti平均晶粒尺寸由C0约80 μm细化至C1约45 μm，并进一步降至C4约36 μm；C1和C4中多数TiB颗粒仍为晶内TiB，但GB-TiB比例随TiB含量增加而更快速增加。(2) 未充氢条件下，屈服强度由C0约253 MPa提高至C1约560 MPa和C4约688 MPa；充氢降低所有试样延伸率，但C1的HE指数最低（约14%，C0和C4约33%）。(3) 所有试样中HACs均自表面TiH₂层萌生；C0中HACs易扩展进入α-Ti基体，C1中多数被阻止在氢化物层内或附近，这可能与TiB–基体界面处氢再分布及IG-TiB增强应变硬化有关；C4中更频繁的TiB断裂产生额外微裂纹，这些微裂纹可与氢化物起源HACs合并并促进其向基体扩展。