Mikrostruktur und mechanische Eigenschaften von Graphenoxid-verstärkten Titanmatrix-Verbundwerkstoffen, die durch Heißpresssintern synthetisiert wurden

Einführung

Die steigende Nachfrage nach Leichtbau- und Hochleistungswerkstoffen für die Luft- und Raumfahrtindustrie in den letzten Jahren hat zur Entwicklung von Metallmatrix-Verbundwerkstoffen (MMCs) geführt. Als typische MMCs wurden Titan-Matrix-Composites (TMCs) aufgrund ihrer herausragenden spezifischen Festigkeit, Verschleißfestigkeit und Hochtemperaturbeständigkeit als potenzielle Kandidaten angesehen. Die feuerfesten Keramiken (TiC [1, 2], SiC [3] und TiB [4, 5]) sowie die SiC [6]-Faser mit hohem Schmelzpunkt, ausgezeichneter Oxidationsbeständigkeit und guter thermischer Stabilität wurden allgemein als ideale Verstärkung angesehen. Die Zähigkeit der Matrix kann jedoch aufgrund der inhärenten Sprödigkeit der keramischen Verstärkung herabgesetzt werden. Faserverstärkte TMCs werden auch durch die Anisotropie der Faser eingeschränkt, was zu einer instabilen Leistung führt.

Aufgrund ihrer geringen Dichte und hervorragenden Eigenschaften haben kohlenstoffhaltige Nanomaterialien, einschließlich Kohlenstoff-Nanoröhrchen und Graphen, als Verstärkung, um Anforderungen wie geringes Gewicht und hohe Festigkeit für TMCs zu erfüllen, erheblich mehr Aufmerksamkeit auf sich gezogen. Graphen, bestehend aus einer einatomigen Schicht von sp ² -hybridisierte Kohlenstoffatome haben eine große theoretische spezifische Oberfläche von 2630 m ² /g [7]. In den letzten Jahren wurde Graphen als Verstärkung aufgrund seiner außergewöhnlichen elektrischen, thermischen und mechanischen Eigenschaften häufig verwendet, um die Matrixleistung zu verbessern [8,9,10]. Yanet al. [11] stellten einen Aluminiumverbundstoff her, der durch isostatisches Heißpressen bei 1073 K mit 0,5 Gew.-% Graphen-Nanoflocken (GNFs) verstärkt war. Die Ergebnisse zeigten, dass die Zugfestigkeit von 214 MPa reinem Aluminium auf 319 MPa durch das Füllen von 0,5 Gew.-% GNFs anstieg. Liet al. [12] verwendeten 0,8 Vol.% Ni-Nanopartikel-dekorierte Graphen-Nanoplättchen als Verstärkungskomponenten zur Herstellung von Cu-Matrix-Kompositen durch Spark-Plasma-Sintern; diese Verbundwerkstoffe zeigten eine um 43% höhere Zugfestigkeit als reines Cu. Gaoet al. [13] berichteten, dass die höchste Zugfestigkeit, Vickers-Härte und Wärmeleitfähigkeit erreicht wurden, wenn 0,3 Gew.-% Graphen in die Kupfermatrix gegeben wurden. Die vorgenannten Eigenschaften konnten jedoch auch bei weiter steigendem Graphengehalt nicht weiter verbessert werden. Ein ähnliches Phänomen wurde von Song et al. [14], die darauf hindeuteten, dass die mechanischen Eigenschaften des Komposits das Maximum erreichten, wenn 0,5 Gew.-% mehrschichtiges Graphen in die Titanmatrix gegeben wurde. Die weitere Leistungssteigerung der Verbundwerkstoffe mit zusätzlicher Verstärkung war aufgrund der starken Agglomeration von Nano-Carbon-Materialien begrenzt. Verschiedene Versuche, einschließlich Ultraschallrühren [15], Hochenergie-Kugelmahlen [16] und Oberflächenaktivierungsbehandlung [17], wurden entwickelt, um die Dispergierbarkeit von Verstärkungen in der Matrix zu verbessern; es wurde jedoch keine offensichtliche Verbesserung beobachtet.

Graphenoxid (GO) ist ein wichtiges Derivat von Graphen und enthält verschiedene funktionelle Sauerstoffgruppen (Hydroxyl, Carbonsäure und Epoxid) auf der Oberfläche und den Blattkanten, wodurch die Dispergierbarkeit in Lösungsmitteln verbessert wird [18,19,20]. Kwon et al. [21] pulvermetallurgisch hergestellte AlMg5-1 Vol.% GO-Komposite; die Zugfestigkeit und Makrohärte waren unter ähnlichen Bedingungen etwa doppelt so hoch wie bei AlMg5-Legierungen. Linet al. [22] stellten durch Lasererhitzung Fe-Matrix-Komposite mit einschichtigem Graphenoxid her; die Ergebnisse zeigten, dass die Oberflächenmikrohärte von Fe-2 Gew.-% GO-Verbundwerkstoffen um 93,5 % im Vergleich zu reinem Eisen zunahm. Allerdings haben nur wenige Studien über die Verwendung von GO als Verstärkung zur Verstärkung der Titanmatrix berichtet. In der vorliegenden Studie wurden die mit GO verstärkten TMCs mit unterschiedlichen Gehalten durch Heißpresssintern hergestellt. Der Einfluss der Sintertemperatur auf die Mikrostrukturen und mechanischen Eigenschaften des Verbundwerkstoffs wurde ebenfalls im Detail bewertet.

Methoden/Experimental

Synthese von GO

GO wurde nach der modifizierten Hummers-Methode [23] mit Graphit als Rohstoff hergestellt. Graphitpulver wurde zuerst durch Interkalationsexpansion bei Raumtemperatur vor der Oxidation expandiert [24]. Die mit dem oben genannten Ansatz erhaltene spezifische Oberfläche war um eine Größenordnung höher als die, die mit dem herkömmlichen thermisch expandierten Verfahren erhalten wurde. Insbesondere 1,0 g Graphitpulver (+ 325 mesh, Reinheit> 99,95%, Aladdin) und ein Interkalant mit 12,75 g CrO₃ (Chuandong Chemical Industry, China) wurden in 10,5 ml Salzsäure (37 Gew.-%, Chuandong Chemical Industry, China) gegeben. Die Mischung wurde 2 h bei Raumtemperatur gerührt, um CrO₃ . zu erhalten -basierte Graphiteinlagerungsverbindung (GIC) Flocken. Die GIC-Flocken wurden dann mit entionisiertem Wasser gewaschen, um den überschüssigen Reaktanten zu entfernen, und dann in 60 ml H₂ . der reaktiven Spezies eingetaucht O₂ (30%, Chuandong Chemical Industry, China) für 12 h. Der chemisch expandierte Graphit (CEG) wurde schließlich mit entionisiertem Wasser gewaschen, um das restliche H₂ . zu entfernen O₂ und Chromsalz. Die chemischen Reaktionen während der Interkalation und Expansion werden wie folgt beschrieben:

Die Expansion wurde durch das generierte O₂ . vorangetrieben Gas in der Zwischenschicht der GIC-Flocken. Das so hergestellte CEG wurde mit einer 9:1-Mischung von konzentriertem H₂ . eingearbeitet SO₄ /H₃ PO₄ (153,3 mL) und KMnO₄ (6 µg) in ein Eiswasserbad gegeben und dann 4 Stunden bei 323 °K gerührt. Nachdem die oben genannte Mischung auf Raumtemperatur abgekühlt war, wurden 200 ml Eiswasser und 15 ml H₂ O₂ wurden zugegeben, um unlösliche Verunreinigungen aufzulösen. Anschließend wurde GO nach Zugabe von 30 ml Salzsäure abgeschieden. Nach 12 Stunden wurde die konzentrierte GO-Lösung hergestellt, indem das abgeschiedene GO durch Zentrifugation gewaschen wurde, bis der pH-Wert der überstehenden Flüssigkeit 5 überstieg

Herstellung der Ti/GO-Verbundpulver

Als Ausgangsmaterialien wurden handelsübliche reine Ti-Pulver (Quanxing Titanium Industry, China) verwendet. Die chemische Analyse von reinem Ti ist in Tabelle 1 dargestellt. Um die optimale Verteilung von GO-Schichten in der Ti-Matrix zu erhalten, wurde die so hergestellte GO-Konzentratlösung mit Ethylalkohol (95%, Chuandong Chemical Industry, China) verdünnt. Ti-Pulver wurden in die verdünnte GO-Lösung gegeben und 10 min mit Ultraschall dispergiert, um eine gleichförmige Mischung zu erhalten. Die Lösung wurde dann in einem halbgetrockneten Zustand in einem Wasserbad bei 333 °K zu einer Aufschlämmung gerührt, um die Trennung von Ti und GO aufgrund des Dichteunterschieds zu verhindern. Die Aufschlämmung wurde in einem Vakuumofen bei 333 °K mehr als 12 Stunden lang vollständig getrocknet, und die getrocknete Mischung wurde 10 Minuten lang gemahlen, um einen gleichförmigen Verbundstoff zu erhalten

Konsolidierung von Verbundwerkstoffen

Die erhaltenen Ti/GO-Mischpulver wurden in eine Graphitdüse mit einem Innendurchmesser von 15 mm gefüllt und dann in einen Heißpressofen (JVPF-150, Shenyang Jinyan New Material Preparation Technology Co. Ltd.) mit einer strömenden Argonatmosphäre gegeben . Der Preßling wurde bei 1073 und 1473 K mit einer Heizrate von 15 K/min für 30 min unter 50 MPa Druck gesintert. Die heißgepressten Proben wurden im Ofen mit einer Abkühlrate von weniger als 20 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt. Das Schema des Herstellungsprozesses des Ti/GO-Verbundmaterials ist in Abb. 1 gezeigt. Die gesinterten Proben wurden in mechanische Prüfkörper geschnitten und die Oberflächen wurden auf 1 µm poliert.

Schema der Ti/GO-Kompositpräparation

Charakterisierung

Die chemische Struktur von GO wurde durch Raman-Spektroskopie (LabRAM HR Evolution, HORIBA Jobin Yvon SAS), Röntgen-Photoelektronen-Spektroskopie (XPS, ESCALAB250Xi, Thermo Fisher Scientific) und Fourier-Transform-Infrarotspektroskopie (FT-IR, Nicolet iN10, Thermo Fisher Scientific). Die Phasenzusammensetzung der gesinterten Proben wurde durch Röntgenbeugung (XRD, D2 PHASER, BRUKER) gemessen. Die thermische Stabilität von GO wurde durch thermogravimetrische Analyse (TGA, TG, 209 F3 Tarsus, NETSCH) gemessen. Die morphologische und elementare Analyse des gemischten Pulvers und der gesinterten Komposite wurden durch Rasterelektronenmikroskopie (REM), Transmissionselektronenmikroskopie (TEM, FEI Talos F200S G2, Thermo Fisher Scientific Inc.) und energiedispersive Spektrometrie (EDS, TESCAN VEGA 3 .) durchgeführt LMH, TESCAN). Die Dicke von GO wurde durch Rasterkraftmikroskopie (AFM, Asylum Research MFP-3D-BIO, Oxford Instruments Co) gemessen. Die Vickers-Härte, Druckfestigkeit und Wärmeleitfähigkeit der Proben wurden mit einem Mikrohärtetester (HX-1000TM/LCD, Shanghai Taiming Optical Instrument Co. Ltd.), einer Materialprüfmaschine (MTS 858, MTS) und einem Laser gemessen Wärmeleitfähigkeitsprüfgerät (LFA457, Netzsch, Ltd.) bzw..

Ergebnisse und Diskussion

Charakterisierung von GO

Die strukturelle Charakterisierung des so hergestellten GO ist in Abb. 2 dargestellt. Wie die Raman-Spektren in Abb. 2a zeigen, weist GO zwei unterschiedliche Peaks bei 1347 cm ⁻¹ . auf (D-Band) und 1582 cm ⁻¹ (G-Band), die Defekten in der Struktur bzw. dem Graphitisierungsgrad entsprechen. Das Ich _D /Ich _G Verhältnis stellt die Defektdichte für Graphenmaterial dar. In dieser Studie ist das Ich _D /Ich _G Das Verhältnis beträgt 1,460, was darauf hinweist, dass viele der ursprünglichen sp ² Bindungen im Graphit werden durch die bei der Oxidation induzierte Sauerstoffgruppe ersetzt. Um die chemische Struktur von GO weiter aufzuzeigen, wurde eine XPS-Analyse durchgeführt, und die Ergebnisse sind in Abb. 2b gezeigt. Das C1s-XPS-Spektrum zeigt deutlich einen erheblichen Oxidationsgrad von Kohlenstoffatomen mit verschiedenen funktionellen Gruppen:dem nicht-oxygenierten Ring C (CC/C=C, ~284.6 eV), den CO-Einfachbindungen (COH, COC ~286.8 eV), das Carbonyl (C=O, ~287,8 eV) und Carboxyl (OC=O, ~289.0 eV). Die Bindungsenergie verschiedener funktioneller Gruppen ist in Abb. 2b markiert. Die oben genannten Ergebnisse werden auch im FT-IR-Ergebnis gezeigt, das in Fig. 2c gezeigt ist. Ein Band bei 3400 cm ⁻¹ ist mit der Streckschwingung der O-H-Bindung verbunden. Der Peak bei 1000 cm ⁻¹ entspricht der Streckschwingung der C-O-C-Bindung. Außerdem erscheinen die Schwingungen von C-O und C=O im Band mit 1230 und 1730 cm ⁻¹ Bandbreiten bzw. Die TGA-Kurven von GO sind in Fig. 2d beschrieben. Es wird ein scheinbarer Gewichtsverlust von etwa 433 bis 493  K beobachtet, der der Zersetzung dieser instabilen sauerstoffhaltigen funktionellen Gruppen zugeschrieben wird. Außerdem kann GO beim Sintern teilweise reduziert werden.

Strukturelle Charakterisierung von frisch zubereitetem GO. a Raman-Spektren. b XPS C1s-Spektrum. c FT-IR-Spektren. d TGA-Plot

Die Mikrostruktur der GO-Platten ist in Abb. 3 dargestellt, die eine deutliche flache Struktur erkennen lässt. Die maximale Größe der GO-Platten beträgt etwa Dutzende von Mikrometern und die Dicke beträgt etwa 1 nm, wie aus dem AFM-Bild ersichtlich. Diese morphologischen Ergebnisse zeigen, dass eine einzelne Schicht einer polyzyklischen aromatischen Kohlenwasserstoffstruktur erfolgreich vom Graphit abgeblättert wurde.

Mikrostruktur von GO-Platten, hergestellt nach der modifizierten Hummers-Methode. a REM-Bild. b AFM-Bild

Mikrostruktur- und Phasenanalyse

Die Morphologien des gemischten Kompositpulvers mit unterschiedlichen GO-Gehalten sind in Abb. 4 dargestellt. Kleine GO-Stücke sind durch rote Kreise markiert. Es wird gefunden, dass der GO gleichmäßig über die Matrix verteilt ist. Die meisten GO-Teile werden gekräuselt und auf der unregelmäßigen Oberfläche von Ti-Pulvern absorbiert. Es tritt jedoch auch eine beträchtliche Aggregation auf, wenn der GO-Gehalt auf 5 Gew.-% erhöht wird.

REM-Aufnahmen von gemischtem Pulver von a reines Ti, b Ti-1 wt% GO, c Ti-2,5 wt% GO und d Ti-5 wt% GO

Fig. 5 zeigt die Oberflächenmikrographien von bei 1073 K gesinterten Verbundwerkstoffen mit Variation des GO-Gehalts. Die Bindung zwischen den Ti-Partikeln verbessert die Verdichtung der Komposite bei hohen Temperaturen. Das GO ist gleichmäßig mit einer Streifenmorphologie in der Ti-Matrix verteilt. Außerdem werden aufgrund der geringen Diffusionsaktivierungsenergie, die durch die Zersetzung der sauerstoffhaltigen funktionellen Gruppe von GO verursacht wird, deutliche Lücken und Poren zwischen der GO- und der Ti-Matrix beobachtet. Die Anzahl der Lücken nimmt mit steigendem GO-Inhalt zu. EDS-Ergebnisse zeigen, dass TiC-Partikel durch die chemische Reaktion zwischen GO und Ti-Matrix während des Sinterns gebildet und an den Spalträndern verteilt werden, wie in Abb. 6 gezeigt. Das in situ gebildete TiC kann nicht nur die Grenzflächenbindung zwischen der Ti-Matrix verbessern und GO, sondern verbessern auch die mechanischen Eigenschaften des Verbundwerkstoffs.

REM-Aufnahme von Kompositen, die bei 1073 K gesintert wurden, mit Variationen im GO-Gehalt. a Reines Ti. b Ti-1 Gew.-% GO. c Ti-2,5 Gew.-% GO. d Ti-5 wt% GO

EDS-Analyse von Verbundwerkstoffen, die bei 1073 K gesintert wurden

Die Morphologien der bei 1473 K gesinterten Ti/GO-Verbundwerkstoffe sind in Abb. 7 dargestellt Diffusionseffizienz von Ti. GO ist auch gleichmäßig in der Matrix verteilt und die Menge an Dispersoid nimmt mit mehr GO zu.

REM-Aufnahme von Verbundwerkstoffen, die bei 1473 K gesintert wurden, mit Variation des GO-Gehalts. a Reines Ti. b Ti-1 Gew.-% GO. c Ti-2,5 Gew.-% GO. d Ti-5 wt% GO

Die TEM-Muster des bei 1473 K gesinterten Ti-2,5 wt% GO-Verbundwerkstoffs sind in Abb. 8 dargestellt in Abb. 8a gezeigt. Die einschichtige Flockenstruktur vieler GO-Blätter wird teilweise durch das Dunkelfeld-TEM-Bild beibehalten, wie in Fig. 8b gezeigt. Auf den GO-Blättern erscheinen einige Partikel und Poren in Nanogröße. Abb. 8c zeigt die Analyse der Mikrostruktur und der chemischen Komponenten von TiC-Partikeln mit Größen von 20 bis 200 nm, die in situ zwischen Ti und GO gebildet werden. Der große Bereich der TiC-Partikelgröße wird auf die Größenvariation der GO-Blätter als einziger Kohlenstoffquelle zurückgeführt. Dieses Phänomen wird auch in anderen Studien berichtet. Zhanget al. [25] zeigten, dass Ti/Graphen-Komposite TiC-Partikel mit einer Größe von 100 nm bis 5 μm bilden. Karthiselva und Bakshi [26] zeigten, dass TiC-Stäbe mit einem Durchmesser von 30 bis 100 nm in Kohlenstoffnanoröhren-verstärkten Titandiborid-Matrix-Kompositen gebildet werden. Lücken, die durch die Zersetzung inhomogener sauerstoffhaltiger funktioneller Gruppen in GO entstehen, sind ebenfalls Faktoren, die eine weitere Reaktion zwischen der Ti-Matrix und GO verhindern. Außerdem werden zahlreiche Versetzungen sowohl in den Korngrenzen als auch im Korn erzeugt, wie in Fig. 8d gezeigt. Dieses Auftreten wird durch die Variation des Wärmeausdehnungskoeffizienten (CTE) zwischen den TiC-Partikeln, GO-Schichten und der Ti-Matrix verursacht. Dieser Unterschied führt zu stark lokalisierten Eigenspannungen in der Nähe von Nanofüllstoffen, die Versetzungen erzeugen. Weitere Versetzungen werden in Korngrenzen fixiert, wo GO-Schichten gesammelt werden. Eine hohe Versetzungsdichte führt zu Versetzungsknoten, wodurch die Festigkeit der Verbundwerkstoffe erhöht wird.

TEM-Aufnahmen des bei 1473 K gesinterten Ti-2,5 wt% GO-Verbundwerkstoffs. a Schnittstelle zwischen GO-Blättern und Ti-Matrix. b Struktur von GO in Verbundwerkstoffen beibehalten. c In situ gebildetes TiC in Komposit. d Versetzungsbildung an der Korngrenze

Die XRD-Analyse von bei verschiedenen Temperaturen gesinterten Verbundwerkstoffen ist in Abb. 9 dargestellt. Alle Proben haben Ti-Hauptpeaks bei 2θ . =35,09° (1 0 0), 38,42° (0 0 2) und 40,17° (1 0 1). Mit der Zugabe von GO erscheinen allmählich die schwachen Beugungspeaks von Titanoxid und TiC, was das Auftreten einer chemischen Reaktion zwischen Ti und GO anzeigt. Die Bildung von Titanoxid wird den sauerstoffhaltigen funktionellen Gruppen von GO zugeschrieben. Die standardmäßige freie Energie (ΔG ) der TiC-Bildung bei 1073 K beträgt − 178,87 KJ/mol, und die bei 1473 K beträgt − 177,26 KJ/mol, berechnet auf der Grundlage der Beziehung zwischen ΔG und T [27]. Somit wird TiC in situ durch die Reaktion zwischen Ti und C während des Sinterns gebildet, was mit den oben erwähnten REM- und TEM-Ergebnissen übereinstimmt. Ein ähnliches Ereignis wurde von Dong et al. [28]. Die Intensität von TiC nimmt mit steigendem GO-Gehalt zu. Bemerkenswerterweise trat eine signifikante Verbreiterung der Ti-Peaks auf und bewegte sich deutlich zu den hohen 2θ Winkel mit einer Zunahme des GO-Gehalts, was die allmähliche Abnahme der Korngröße des Pulvers nach der Zugabe von GO anzeigt.

XRD-Muster von Verbundwerkstoffen, die bei a . gesintert wurden 1073 K und b 1473 K

Mechanische Eigenschaften

Die Vickers-Härte der Ti/GO-Verbundwerkstoffe wurde mit einem Belastungsgewicht von 250 µg und einer Verweilzeit von 10 µs bewertet. Für jede Probe mit zufälligen Oberflächenorten wurden mindestens fünfmal Messungen durchgeführt und der Mittelwert bestimmt. Fig. 10 zeigt die Beziehung zwischen Härte und GO-Gehalt bei verschiedenen Sintertemperaturen; die Härte wird mit einer Erhöhung des GO-Gehalts verbessert. Verglichen mit der reinen Ti-Probe hat der mit 5  Gew.% GO verstärkte Verbund eine Härte von 347 HV, was 25,4 % höher ist als die der reinen Matrix mit 1073 K. Dieses Ergebnis weist darauf hin, dass die Zugabe von GO die Härte von . positiv beeinflusst die Verbundstoffe. Mit einer Erhöhung der Sintertemperatur auf 1473 K nahm die Härte bei allen Verbundwerkstoffen im Vergleich zu 1073 K signifikant zu, was darauf hindeutet, dass eine erhöhte Temperatur den Hohlraum verringern und die Dichte der Probe erhöhen kann. Eine erhöhte Temperatur kommt auch den dynamischen Bedingungen der TiC-Bildung zugute, wodurch die Härte des Verbundwerkstoffs erhöht wird. Wie in Fig. 10 gezeigt, erhöht sich die Härte des Ti-5 wt% GO-Verbundwerkstoffs von 344 auf 457 HV, wenn die Sintertemperatur von 1073 auf 1473 K ansteigt.

Vickers-Härte von Ti/GO-Verbundwerkstoffen

Die Druckspannungs-Dehnungs-Kurven des Ti/GO-Verbundmaterials sind in Fig. 11 aufgetragen, indem die zylindrischen Proben mit einem Durchmesser von 4 mm und einer Höhe von 10 mm mit einer Belastungsrate von 0,5 mm/min zusammengedrückt wurden. Die Drucktestergebnisse für reines Ti dienen dem Vergleich und der Veranschaulichung der deutlichen Festigkeitssteigerung. Wie in Tabelle 2 gezeigt, kann eine wesentliche Verbesserung der Festigkeit durch die Zugabe von GO bestätigt werden. Wenn der Gewichtsanteil von GO von 0 auf 5 Gew.-% ansteigt, steigt die Fließspannung der gesinterten Probe mit 1073 K allmählich an. Der bei 1073 K gesinterte Ti-5 Gew.-% GO-Verbundstoff weist eine Streckgrenze von 1173   MPa auf, die 40,6 % höher ist als die von reinem Ti, das unter identischen Bedingungen verarbeitet wurde. In ähnlicher Weise stieg die Fließspannung der bei 1473 °K gesinterten Proben mit einer Zunahme des Gewichtsanteils von GO von 0 auf 2,5 Gew.-%. Der bei 1473   K gesinterte Ti-2,5 Gew.-% GO-Verbundstoff weist eine Streckgrenze von 1294   MPa auf, was 62,7 % höher ist als die von reinem Ti. Eine weitere Erhöhung des GO-Gehalts auf 5 Gew.-% führt zu einer leichten Abnahme der Fließspannung aufgrund der GO-Agglomeration, was mit dem in Fig. 4(d) gezeigten Ergebnis übereinstimmt. Ebenso führt die Zugabe von GO zu einer Erhöhung der Bruchspannung beider temperaturgesinterter Proben. Die Bruchspannung des bei 1073 K und 1473  K gesinterten Ti-1 Gew.-% GO-Verbundwerkstoffs beträgt 1632 MPa und 977   MPa, was 12 % bzw. 27 % höher ist als die von reinem Ti. Außerdem deuten die Kurven darauf hin, dass die Temperatur die Festigkeit maßgeblich beeinflusst. Die Streckgrenze und die Bruchspannung des Verbundmaterials mit gleichem GO-Gehalt werden mit einer Erhöhung der Sintertemperatur erhöht. Die Bruchspannung und die Streckgrenze von Ti-2,5 Gew.-% GO betragen 1736 und 1294 MPa bei 1473 K, was einen Zuwachs von 10,2 % und 18,6 % relativ zu dem des Verbundwerkstoffs mit dem gleichen GO-Gehalt bei 1073 K widerspiegelt erhöhte Temperatur kann die Probenverdichtung und TiC-Bildung fördern, was zu einer erhöhten Festigkeit führt.

Spannungs-Dehnungs-Kurve von Proben, die bei a . gesintert wurden 1073 K und b 1473 K

Frakturanalyse

Die Kompressionsbruchmorphologien der bei verschiedenen Temperaturen gesinterten Proben sind in Fig. 12 gezeigt. Bei reinen Ti-Proben sind bei beiden Sintertemperaturen zahlreiche Grübchen erkennbar, wie in den Fig. 12 und 13 gezeigt. 12a und e, die duktile Brucheigenschaften aufweisen. Die Bruchanalyse des mit GO verstärkten Komposits zeigt einen deutlichen Unterschied der Brucheigenschaften im Vergleich zur Ti-Matrix. In den Ti/GO-Verbundwerkstoffen treten mehrere Spaltungsebenen und Mikrorisse auf, die Quasi-Spaltungsbrucheigenschaften aufweisen. Außerdem werden diese Merkmale mit einer Erhöhung der Sintertemperatur deutlicher. Die Größe der Spaltebene nimmt mit steigender Sintertemperatur aufgrund der Verkleinerung von Spalten und Poren zu. Diese Poren und Lücken sind für die Bruch- und Rissbildung verantwortlich.

Frakturmorphologie von a reines Ti gesintert bei 1073 K, b Ti-1 wt% GO gesintert bei 1073 K, c Ti-2,5 wt% GO gesintert bei 1073 K, d Ti-5 wt% GO gesintert bei 1073 K, e reines Ti gesintert bei 1473 K, f Ti-1 wt % GO gesintert bei 1473 K, g Ti-2,5 wt% GO gesintert bei 1473 K und h Ti-5 wt% GO gesintert bei 1473 K

Thermische Analyse

Die Wärmeleitfähigkeit des Ti/GO-Verbundmaterials wurde mit 473 K, 673 K und 873 K unter Verwendung einer kleinen runden Schrötlings-Messprobe mit 8 mm Durchmesser und 1 mm Höhe bewertet, und die Ergebnisse sind in Abb. 13 dargestellt. Die Wärmeleitfähigkeit nimmt mit steigendem GO-Gehalt ab, was darauf hindeutet, dass die Zugabe von GO die Wärmeleitfähigkeit des Verbundwerkstoffs verschlechtern kann. Dieses Ergebnis wird der schlechten Wärmeleitfähigkeit von GO und der unvollständigen Reduktion von GO zugeschrieben. Außerdem wird die Wärmeleitfähigkeit durch die Lücken zwischen Matrix und GO, die durch die Zersetzung sauerstoffhaltiger funktioneller Gruppen entstehen, verhindert. Daher kann die Wärmeleitfähigkeit des Verbundmaterials durch die Zugabe von GO nicht verbessert werden. Abbildung 13 zeigt auch, dass die Wärmeleitfähigkeit des Ti/GO-Verbundwerkstoffs mit steigender Sintertemperatur deutlich zunimmt. Der Grund dafür ist, dass die Spalte mit steigender Sintertemperatur kleiner werden und die Kompaktheit der Probe erhöht wird. Eine größere Menge an GO wird bei einer hohen Temperatur zu Graphen reduziert, was zu einer höheren Wärmeleitfähigkeit führt als die bei 1073 K gesinterte vor dem Sintern chemisch zu Graphen reduziert.

Wärmeleitfähigkeit von Verbundwerkstoffen gesintert bei a 1073 K und b 1473 K

Stärkungsmechanismus

Kornverfeinerung, Lösungsverfestigung und Dispersionsverfestigung von TiC und GO werden in dieser Studie in Übereinstimmung mit den oben genannten Ergebnissen als die Hauptverstärkungsmechanismen betrachtet. Mit einer Erhöhung des GO-Gehalts wird die Korngröße verfeinert. Die Verfeinerung der Korngröße stellt intensivere Korngrenzen dar, die Versetzungsbewegungen verhindern und eine Erhöhung der Streckgrenze von Materialien bewirken. Dieser Beitrag zur Festigkeit wird durch die weithin bekannte Hall-Petch-Beziehung [29, 30] wie folgt beschrieben:

wo σ und σ ₀ sind die Fließspannung bzw. Reibungsspannung, wenn Versetzungen auf der Gleitebene gleiten. k ist der Spannungskonzentrationsfaktor, der sich nur auf das Material bezieht. D ist die durchschnittliche Korngröße. Der Wert von k ist mit der Nummer des Schlupfsystems verbunden. Dieser Wert ist für die hexagonal dichte Packung (HCP) Metalle höher als für kubisch-flächenzentrierte (FCC) und kubisch raumzentrierte (BCC) Metalle [31]. Ti weist eine HCP-Struktur auf; somit erhöht die Kornfeinung die Streckgrenze erheblich.

Die Festlösungsverstärkung wird auch als ein entscheidender Verstärkungsmechanismus angesehen. Aufgrund ihres erheblichen Unterschieds im Atomradius sind Kohlenstoff und Sauerstoff wirksame gelöste Atome für die Ti-Matrix. Die gelösten Atome können eine Gitterverzerrung und eine Stiftversetzungsbewegung verursachen, um die Fließspannung des Materials zu verbessern.

Das in situ gebildete GO und TiC sind gleichmäßig in der Ti-Matrix dispergiert. Diese dispersiven TiC-Nanopartikel können Verbundwerkstoffe effektiv stärken. Die hohe Versetzungsdichte wird durch unterschiedliche Wärmeausdehnung zwischen der Ti-Matrix und den Verstärkungen erzeugt. Die Orowan-Verstärkung [32] wird auch als wichtiger Stärkungsmechanismus angesehen; Die Versetzungsbewegung verbraucht viel mehr Energie, um GO-Platten mit hoher spezifischer Oberfläche zu umgehen.

Schlussfolgerungen

GO mit unterschiedlichem Gehalt – 1 Gew.-%, 2,5 Gew.-% und 5 Gew.-% – wurden in dieser Studie als Verstärkungen verwendet, um Titanmatrix-Verbundwerkstoffe durch Heißpresssintern bei verschiedenen Temperaturen herzustellen. Die folgenden Schlussfolgerungen werden gezogen:

1. (1)

   GO ist gleichmäßig in der Matrix verteilt, wenn der Gehalt weniger als 5 Gew.-% beträgt. TiC mit einer Größe von 20–200 nm wird in situ als Grenzflächenprodukt durch die Reaktion zwischen Ti und GO während des Sinterns gebildet. Mit Zunahme des GO-Gehalts und der Sintertemperatur nimmt die Menge an TiC-Nanopartikeln in situ zu. Außerdem bleibt GO teilweise erhalten, mit einer lamellaren Struktur nach dem Sintern.

2. (2)

   Härte, Streckgrenze und Endfestigkeit werden durch Zugabe von GO und Sintertemperatur deutlich verbessert. The Ti-5 wt% GO composite has a maximum hardness of 457 HV, which is 48.4% higher than that of pure Ti at 1473 K. The Ti-2.5 wt% GO composite sintered at 1473 K shows a peak yield stress of 1294 MPa, which is 62.7% higher than that of pure Ti because of GO agglomeration in the Ti-5 wt% GO composite.

3. (3)

   The Ti/GO composites exhibit a quasi-cleavage fracture instead of a ductile fracture for the pure Ti matrix. With a rising sintering temperature, the size of the cleavage plane increases. The thermal conductivity of the composite is deteriorated by the addition of GO but improved with an increase in sintering temperature.

4. (4)

   The grain refinement, solution strengthening, and dispersion strengthening of GO and TiC in situ are the main strengthening mechanisms of the Ti/GO composites in this study.

Abkürzungen

AFM:

Rasterkraftmikroskopie

BCC:

Body-centered cubic

CEG:

Chemically expanded graphite

CTE:

Coefficient of thermal expansion

EDS:

Energiedispersives Spektrometer

FCC:

Kubisch flächenzentriert

FT-IR:

Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie

GIC:

Graphite intercalation compound

GNFs:

Graphene nanoflakes

GO:

Graphenoxid

HCP:

Hexagonal close packing

MMCs:

Metal matrix composites

SEM:

Rasterelektronenmikroskop

TEM:

Transmissionselektronenmikroskopie

TGA:

Thermogravimetrische Analyse

TMCs:

Titanium matrix composites

XPS:

Röntgenphotoelektronenspektroskopie

XRD:

Röntgenbeugung