黃陸軍， 耿 林

(哈爾濱工業(yè)大學 材料科學與工程學院，哈爾濱150001)

非連續(xù)增強鈦基復合材料(discontinuously reinforced titanium matrix composites，簡稱DRTMCs)與傳統(tǒng)鈦合金相比具有更高的強度、模量、耐磨性、耐熱性及服役溫度，使用溫度較相應基體鈦合金提高100 ～200℃;與傳統(tǒng)的耐熱鋼、鎳基高溫合金相比具有更低的密度、優(yōu)異的耐腐蝕性，服役溫度較耐熱鋼高，較鎳基高溫合金低，有望在500 ～850℃應用環(huán)境中替代鋼或鎳基高溫合金，減重約40%;與連續(xù)纖維增強鈦基復合材料相比，具有各向同性、制備簡單、可變形加工的優(yōu)勢;與TiAl 金屬間化合物相比，具有更高的室溫塑性及可塑性加工優(yōu)勢，理論服役溫度稍低［1～4］。因此，DRTMCs 作為“輕質、耐熱、高強、可變形加工”材料的代表在航空航天領域具有廣泛的應用前景。

改善DRTMCs 力學性能的主要方法包括:優(yōu)化制備方法與工藝參數、選擇優(yōu)異增強相與基體、優(yōu)化增強相分布狀態(tài)、后續(xù)變形與熱處理［1，2，5］。近年來，采用熔鑄法或粉末冶金法通過原位反應自生技術制備DRTMCs，被認為是最佳的制備方法而廣泛使用。原位自生的TiB 晶須(TiBw)與/或TiC 顆粒(TiCp)，被認為是DRTMCs 的最佳增強相［1，2，6］。為了避免其他因素的影響，研究之初總是首選純鈦作為基體制備鈦基復合材料，以優(yōu)化其他參數及評價其強韌化效果。近年來，隨著研究的進一步深入，已經轉向以鈦合金，特別是高溫鈦合金與高強鈦合金為基體制備鈦基復合材料［7，8］。一方面，鈦合金本身具有較高的強度水平;另一方面，鈦合金作為基體的DRTMCs，還可以實現(xiàn)后續(xù)熱處理與熱變形強化。然而，由于受傳統(tǒng)思維的束縛，即使采用不同制備方法、不同增強相、不同基體，大部分研究者總是追求增強相在基體中呈均勻分布［1～3，7，8］。大量研究結果顯示，增強相均勻分布的鈦基復合材料僅表現(xiàn)出有限的增強效果及較差的塑性水平，特別是粉末冶金法制備的鈦合金基復合材料表現(xiàn)出極大的室溫脆性［1～3］，嚴重制約了DRTMCs 的發(fā)展與應用。近期研究表明，改變增強相分布狀態(tài)，不僅可解決粉末冶金法制備DRTMCs 塑性差的瓶頸溫度，還可以進一步提高DRTMCs 的增強效果［9～11］。后續(xù)變形與熱處理可以進一步改善DRTMCs 力學性能［12，13］。特別是增強相均勻分布的DRTMCs 必須通過后續(xù)變形以獲得一定的力學性能，而熱處理是有效提高鈦合金基復合材料強度的有效手段。因此，本工作將從制備方法、增強相與基體選擇、增強相分布狀態(tài)、后續(xù)變形與熱處理、力學性能方面對DRTMCs 最新進展進行綜述，并揭示出目前研究中存在的問題與提出將來可能的研究方向。

1 制備方法

DRTMCs 制備方法分為外加法(ex-situ)與原位反應自生法(in-situ)［1，2］。由于外加法存在增強相與基體結合較差、界面反應等問題，已逐漸不再使用。原位反應自生技術制備DRTMCs 逐漸受到人們的關注。DRTMCs 原位反應自生制備方法可以分為:氣-固反應法、固-液反應法、固-固反應法。

(1)氣-固反應法，是由韓國Kim 等人于1998年提出［14，15］的，即通過可控的C—H 化合物氣體(如CH4)，與鈦合金粉末在高溫環(huán)境中發(fā)生反應，然后進行真空熱壓燒結得到TiCp 增強的鈦基復合材料。氣-固反應法具有成本低、可以省去混粉過程、組織可控等優(yōu)勢，但只能制備TiCp 增強的鈦基復合材料，且研究較少，工藝尚不完善。

(2)固-液反應法，主要指以金屬合金熔煉技術為基礎的復合材料熔鑄法。通過固態(tài)反應物(如B源或C 源)與熔融狀態(tài)下Ti 之間的原位反應生成增強相(TiB 或TiC)制備鈦基復合材料的方法。此方法簡單、經濟、靈活，可以實現(xiàn)DRTMCs 的批量生產及獲得大尺寸DRTMCs 坯料，具有較大的應用前景［4，8］。另外，人們開發(fā)的快速凝固法［16］也屬于固-液反應法范疇。除傳統(tǒng)電爐加熱外，近年來，通過激光熔覆的方法制備鈦基復合材料［17］，也表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能，但成本較高，有望在鈦基復合材料焊接與鈦材表面制備耐磨涂層方面發(fā)揮重要作用。

上海交通大學金屬基復合材料國家重點實驗室張荻課題組、哈工大國家級熱加工重點實驗室陳玉勇課題組與魏尊杰課題組、西北有色金屬研究院、美國Tamirisakandala 課題組等長期以來一直致力于熔鑄法制備鈦基復合材料研究與探索，制備出了TiBw，TiCp 單一增強與混雜增強，以及添加稀土元素增強的各種DRTMCs，取得豐碩的研究成果［1，2，4，8，18］。

(3)固-固反應法，即基于原位反應自生技術結合粉末冶金制備鈦基復合材料的方法，是制備DRTMCs 使用最多的方法。此方法的特點是制備的復合材料中增強相的含量和分布易于精確控制，力學性能較高，且易于一次性近凈成形，原料浪費少，經濟環(huán)保。因此，固-固反應法是高性能鈦基復合材料重要的制備方法之一［1，2，6］。包括反應熱壓法、放電等離子燒結法、機械合金化法、自蔓延高溫合成法［19］。反應熱壓法(reactive hot pressing，RHP)是將原位反應自生與致密化壓制相結合的方法，即基體中的Ti 與增強相原料之間在燒結過程中發(fā)生反應生成增強相，同時進行致密化壓制。與其他固-固反應法相比，具有工藝簡單，易于操作等優(yōu)點［6，9，19］。

中國科學院金屬研究所、中南大學、哈工大、北京理工大學、香港城市大學、美國部分研究機構都采用反應熱壓法制備各種DRTMCs，在制備工藝以及復合材料組織與性能演變規(guī)律方面取得大量的研究成果［1，2，6，20～22］。

然而傳統(tǒng)反應熱壓技術，由于追求增強相在基體中的均勻分布，總是力求將原料粉末球磨得非常細小，這增加了增強相對基體的割裂作用，還不可避免的引入大量雜質，大大降低鈦基復合材料的塑性。近期研究結果表明［6，9～12］，通過采用大顆粒球形鈦粉原料以及低能球磨混粉技術，一方面通過改變增強相在鈦基復合材料中的分布狀態(tài)，以實現(xiàn)基體單元的完整性和相鄰基體單元之間的連通性;另一方面大大降低制粉或球磨過程中雜質的引入，制備的燒結態(tài)網狀結構DRTMCs 即表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能。

2 增強相與基體的選擇

2.1 增強相的選擇

大量研究結果顯示，原位合成的TiBw 與TiCp被廣泛認為是鈦基復合材料最優(yōu)的增強相［1，2］。不僅因為其高彈性模量、高硬度、以及與鈦之間好的相容性或穩(wěn)定性;還因為其與基體鈦之間非常相近的熱膨脹系數和密度，降低復合材料中殘余應力［2，6］。因此，DRTMCs 近幾年的研究中，已經鮮有使用其他陶瓷增強相的報道。值得一提的是，近期研究表明，使用價格低廉的SiCp 作為添加物，使其與Ti 在高溫下充分反應，通過Si 的固溶與原位反應自生TiC和Ti5S3增強相的形成，使得制備的DRTMCs 表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能［10］。

作為原位合成增強相TiBw 的原料被稱為B源，根據文獻報道，最常作為B 源的原料有B，TiB2，B4C 和LaB6等［1，2，23］。單質B 作為鈦基復合材料的B 源是最直接也是最先使用的，并已通過多種方法及在不同基體中得到TiBw 增強相。然而單質B超高的價格不利于其工業(yè)化應用。近些年來，TiB2與B4C 作為B 源以低廉的價格，較低的反應條件被越來越多的研究者使用。B4C 作為B 源還可以同時生成TiCp，形成TiBw 與TiCp 混雜增強效果。并且Ti-B4C 原位自生的TiBw 與TiCp 之間存在共生現(xiàn)象，TiCp 易于在{110}TiB晶面上生長，理論上，這種共生結構可以帶來更優(yōu)異的增強效果［24］。然而，在粉末冶金法制備鈦基復合材料中，B4C 作為原料更容易形成增強相的團聚現(xiàn)象［25］，必須使用非常細小的B4C 原料。LaB6的使用同樣容易出現(xiàn)團聚現(xiàn)象，但LaB6可以通過原位自生反應形成La2O3，吸附雜質元素氧，從而降低在制備過程中鈦基體吸氧對復合材料力學性能的不利影響。使用TiB2原料作為B 源，不僅易于避免團聚現(xiàn)象的發(fā)生，還可以避免TiCp 的影響，從而更好地優(yōu)化其他因素。當局部增強相含量較高時，容易形成各種形式的樹枝狀TiBw結構，這可能是由于第一優(yōu)先生長方向受到阻礙后，激發(fā)其他優(yōu)先方向生長;或者相互接觸的TiBw 晶須生長前端具有相似的位相關系，繼續(xù)生長以自焊接形式生長成樹枝狀［26～28］。理論上，這種樹枝狀TiBw 增強相具有更好的強韌化效果。

圖1 原位自生TiBw 與TiCp 共生現(xiàn)象TEM 觀察［24］Fig.1 TEM micrographs of the symbiosis phenomenon of in situ TiCp and TiBw［24］

由于TiB 晶須增強相尺寸較小，無法直接測量，彈性模量只能通過間接方法得到，差異較大。文獻報道的TiBw 彈 性 模 量 有371GPa［29］，425GPa［30］，427GPa［31］，443GPa［32］，450GPa［33］，480GPa［21］和550GPa［34］。這主要也是由于測量的理論和測量方法不同所致。然而Atri 等［29］得到的TiBw 彈性模量371GPa，同時剪切模量為140GPa，并通過彈性模量計算公式E=2G(1 +v)，得出TiB 的泊松比為0.33，與金屬合金相同，是完全不合理的，另外也與其實驗中得出的泊松比0. 16 完全不符，存在謬誤。Fan等［34］用TiB2的彈性模量(550GPa)代替TiBw 的彈性模量，也是不合理的。姚強等［32］基于密度函數理論的贗勢平面波方法和廣義梯度近似對TiB2和TiB 化合物的彈性性質和電子結構進行理論計算，并用Voigt-Reuss-Hill 方法計算得到多晶體的彈性模量和切變模量。結果表明:TiB2和TiBw 的彈性模量分別為599GPa 和443GPa，切變模量分別為268.5GPa 和193.5GPa。以此計算出的TiBw 泊松比為0.145。這與Fan 等［34］以Zr2B 結構為原型得到的TiBw 泊松比0.14 非常吻合。且與Atri 等［29］得到的TiBw 泊松比0.16 是吻合的。因此，TiBw 合理的彈性模量應該為425 ～480GPa，相應的剪切模量應為180 ～200GPa，泊松比為0.14 ～0.16［31］。另外，其維氏硬度值一般認為是20 ～30GPa［35］，理論強度約為8GPa［36］。

作為原位合成TiCp 增強相的原料被稱為C 源，除上述B4C 之外，最常作為C 源的是石墨粉，在固-固反應法制備的鈦基復合材料中，TiC 增強相普遍以細小等軸狀的顆粒形式存在，而在液-固反應法制備的鈦基復合材料中，TiC 增強相容易形成樹枝狀，添加Al 等合金元素可以抑制樹枝狀TiC 相的形成［37，38］。近幾年隨著碳納米管(CNT)的興起，其較高的理論強度，促使研究者展開CNT 增強的鈦基復合材料的研究［39～41］。然而，即使采用SPS 快速燒結的方法也難以抑制Ti 與CNT 之間的界面反應［42，43］，無法獲得純粹的CNT 增強鈦基復合材料。最近兩年，日本大阪大學、上海交通大學有研究者則把CNT 作為C 源，在制備鈦基復合材料過程中使CNT 與Ti 徹底反應生成TiCp 增強相，大變形量變形后的復合材料，獲得優(yōu)異的增強效果［42，44］。然而如果CNT 僅作為C 源，較之石墨粉，則成本太高，且不易分散。因此，石墨粉仍然是C 源的最佳選材。TiCp 性能的報告較少，一般認為其彈性模量為440GPa。

2.2 基體的選擇

一般而言，為了避免其他因素的影響，鈦基復合材料研究之初通常選用純Ti 作為基體。近幾年，隨著制備方法與制備工藝的成熟，以及增強相的確定，更多研究重點逐漸轉向鈦合金基體的選擇上，以期進一步提高TMCs 的綜合性能，如以TC4［6，18，21］，Ti6242［7，45］，Ti1100［46］，TA15［47］及其他鈦合金［48，49］作為基體的鈦基復合材料。

選擇純Ti 作為基體，一方面可以避免其他因素的影響［50］，另一方面可以利用其高塑性制備具有較高增強相含量的鈦基復合材料，獲得高的彈性模量及耐磨性能［9，11］。然而純鈦本身較低的強度水平，使純鈦基復合材料強度水平只能達到相同狀態(tài)的TC4 鈦合金的水平。由于TC4 鈦合金具有優(yōu)異的綜合性能，且應用最為廣泛，所以TC4 鈦合金無疑成為純鈦之后作為基體制備鈦合金基復合材料的廣泛選擇，以獲得更加優(yōu)異的綜合性能［1，6，18，21］。開發(fā)鈦基復合材料的主要目的之一，是在鈦合金基礎上進一步提高其使用溫度及高溫力學性能，解決鈦合金使用溫度有限的瓶頸問題?；诖?，在成功制備出具有優(yōu)異性能的TC4 鈦合金基復合材料后，人們更多的選擇近α 型高溫鈦合金作為基體，制備耐高溫的鈦合金基復合材料［7，45～48，51］。而β 型鈦合金作為基體的使用，要么是利用其較高的塑性水平以克服增強相的割裂作用［52］，要么是利用其在中低溫度下最高的強度水平［53］。

值得指出的是，由于鈦合金具有熱處理及熱變形改性的特性，可以針對性能要求，對鈦合金基復合材料進行合適的熱處理或熱變形以進一步改善其力學性能［12，21，48，53，54］。

3 增強相分布

在金屬基復合材料傳統(tǒng)制備過程中，通常追求增強相在基體中均勻分布。然而，越來越多的研究表明［5，52，56～58］，增強相均勻分布的非連續(xù)金屬基復合材料雖然較基體本身的性能優(yōu)異，然而卻很難達到理想效果，且塑性水平急劇下降。20 世紀60年代，Hashin 與Shtrikman 通過計算(H-S 理論)，指出增強相均勻分布只對應于理論彈性性能的下限，只有增強相包圍在基體周圍形成膠囊狀結構時才能達到理論彈性性能的上限［12，59，60］，如圖2 所示。盧柯的觀點指出，通過可控的方法改變強化相分布結構，可以進一步提高金屬材料的力學性能［61］。

自20 世紀90年代開始，研究者通過設計，有意識地制備增強相呈微觀不均勻但宏觀有規(guī)律分布的組織結構。美國、英國、德國、澳大利亞、加拿大、新加坡等［52，56，57］國家及國內的上海交通大學［58］、哈爾濱工業(yè)大學［6，10］、西安交通大學［62］、中科院金屬研究所［63］、南昌大學［64］等單位相繼開展了大量的研究。在鋁基、鈦基、銅基、鎂基、鐵基、鈦鋁基復合材料體系中成功設計并制備出“內連通”、“雙連通”、“網狀”、“層狀”、“柱狀”、“環(huán)狀”等金屬基復合 材 料 組 織 結 構［65］。 大 量 測 試 結 果 顯示［9，10，52，56，58，62～64］，通過調控增強相的空間分布，制備的增強相微觀非均勻分布的金屬基復合材料較傳統(tǒng)增強相均勻分布的金屬基復合材料表現(xiàn)出更優(yōu)異的綜合性能。

圖2 復合材料H-S 理論上下限隨增強相體積分數變化(灰色區(qū)域為硬相，白色區(qū)域為軟相)［60］Fig.2 Variations of H-S upper and lower bounds as a function of reinforcement volume fraction (Grey area and white area represent the reinforcing phase and matrix phase，respectively.)［60］

根據Yin［60］的總結，非均勻復合材料中，增強相分布可分為如圖3 所示的四種情況:增強相團聚區(qū)在基體中被基體分開，形成離散分布(圖3a);增強相團聚區(qū)域是連續(xù)的，可以棒狀或片狀形式存在，形成一維或二維連通(圖3b)。增強相團聚區(qū)形成三維連通，而增強相貧化區(qū)為離散分布(圖3c);在三維方向上，增強相貧化區(qū)與增強相團聚區(qū)都形成了內連通結構(圖3d)。圖3a，c 和d 所示的三種情況，雖然微觀上是非均勻的，但宏觀上屬于均勻的。而圖3b 所對應的組織，宏觀與微觀都屬非均勻結構。值得指出的是圖3c 的結構與H-S 模型上限結構類似，即增強相包圍軟相基體形成膠囊狀結構。

圖3 具有顆粒團聚現(xiàn)象的微觀非均勻組織結構四種形式示意圖［60］ (a)形式A:增強相團聚區(qū)離散分布;(b)形式B:增強相團聚區(qū)以棒狀/層狀/環(huán)狀分布;(c)形式C:增強相團聚區(qū)以網狀分布而增強相貧化區(qū)離散分布;(d)形式D:增強相團聚區(qū)與貧化區(qū)均以雙連通網狀分布Fig.3 Schematic illustrations of microstructural inhomogeneity with four different patterns of particle clustering［60］ (a)pattern A:isolated cluster;(b)pattern B:rod/laminated/ring-like cluster;(c)pattern C:network cluster with isolated particlelean regions;(d)pattern D:network cluster with interconnected/interpenetrating particle-lean regions

結合上述研究，設計增強相呈非均勻狀態(tài)分布的鈦基復合材料，以改善目前鈦基復合材料性能缺陷是非常必要的。事實上，在21 世紀初，鈦基復合材料中就出現(xiàn)非均勻分布的組織結構［52，57］。如圖4 為Panda 等［52］針對粉末冶金DRTMCs 塑性低的問題，使用大尺寸高塑性β-Ti 作為基體制備的20%TiBw/β-21S(體積分數)復合材料組織照片。由于增強相含量較高，加上非均勻分布，致使β-21S 基體顆粒周圍形成網狀的類陶瓷層，以及大尺寸的陶瓷聚集區(qū)，致使裂紋極易形核與擴展，以致β-21S 基體的高塑性難以發(fā)揮。事實上，這一工作只是希望利用β-Ti 的高塑性，并沒有考慮設計增強相的分布狀態(tài)，最終沒能解決粉末冶金DRTMCs 塑性低的瓶頸問題。

圖4 使用大尺寸β-Ti 粉原料制備的20vol.%TiBw/β-21S 復合材料組織照片［52］(a)低倍背散射照片;(b)高倍二次電子照片F(xiàn)ig.4 Micrographs of 20vol.%TiBw/β-21S composites fabricated using β-Ti powders with large size［52］(a)BEI pictures at a low magnification;(b)SEI picture at a high magnification

由于粉末冶金DRTMCs 研究工作的停滯，直到2008年，Patel 等［57］利用純Ti 與TiB2粉在球磨過程中的冷焊效應獲得較大尺寸的Ti-TiB2顆粒，然后與等體積的純Ti 再進行低能球磨混粉，制備雙基體TiBw/Ti-Ti 復合材料，呈現(xiàn)與傳統(tǒng)非均勻分布不同的分布狀態(tài)，如圖5 所示。這一工作雖然考慮到設計增強相的分布狀態(tài)，但沒能避免傳統(tǒng)粉末冶金過程中的高能球磨過程，并且增強相聚集區(qū)呈離散分布被純Ti基體包圍，這種結構仍然與H-S 理論下限模型對應。因此，也沒有解決粉末冶金DRTMCs 的瓶頸問題。

圖5 雙基體TiBw/Ti-Ti 復合材料示意圖［57］Fig.5 Conceptual schematic diagram showing dual matrix TiBw/Ti-Ti composites［57］

經過對大量金屬基復合材料研究工作總結，基于H-S 理論與晶界強化理論，兼顧室溫塑性要求，黃陸軍以反其道而行之的思路，采用大尺寸球形鈦粉為原料，低能球磨結合原位反應自生技術，于2008年首次設計并成功制備出一種增強相呈準連續(xù)網狀分布的鈦基復合材料，其組織結構特征如圖6 所示。這種結構的優(yōu)點如下:(1)在這種網狀結構中，TiBw 增強相均勻地分布在基體顆粒周圍形成硬相包圍軟相的膠囊狀結構，且TiBw 增強相聚集區(qū)具有宏觀連續(xù)性，保證優(yōu)異的增強效果;(2)因TiBw 具有較大的長徑比可像銷釘一樣很好地連接相鄰鈦基體顆粒;(3)具有優(yōu)異綜合性能的大尺寸TC4 鈦合金顆粒可有效地阻礙裂紋擴展、承載應變與吸收能量，與傳統(tǒng)增強相均勻分布相比，大大降低增強相對基體的割裂作用;(4)網狀界面處TiBw 增強相并沒有形成完全連通，保證相鄰基體顆粒之間連通及網狀界面的塑性;(5)增強相的網狀分布，保證基體晶粒尺寸必須小于網狀結構尺寸，不僅可以細化晶粒尺寸，還可調控晶粒尺寸，并且還可有效抑制在熱處理過程中晶粒長大;(6)在冷卻過程中，增強相的網狀結構對內部基體收縮具有各向同性的限制作用，促進基體形成細小等軸組織，進一步細化組織;(7)增強相網狀分布結構類似于在晶界處定向引入增強相，從而有效提高其室溫與高溫增強效果。因此，網狀結構TiBw/Ti 復合材料表現(xiàn)出更高的塑性，以及更高的室溫與高溫增強效果，解決了粉末冶金法制備鈦基復合材料室溫脆性大、增強效果低的瓶頸問題［6，9］。調控網狀結構參數(局部與整體增強相含量、網狀尺寸)可獲得不同性能特點(高強度、高塑性、高強韌性、高耐熱性)［9，10，11，26，51，66］。

圖6 增強相呈準連續(xù)網狀分布TiBw/TC4 復合材料SEM 組織形貌［26］ (a)網狀結構;(b)銷釘狀與自焊接結構;(c)多級樹枝狀結構;(d)機械鎖、自焊接與爪子狀結構Fig.6 SEM micrographs of TiBw/TC4 composites with a network microstructure［26］(a)network microstructure;(b)dowel structure and self-joining structure of TiBw;(c)multi-branched structure;(d)mechanical locking，self-joining and claw-like structure

初步分析表明，增強相呈準連續(xù)網狀分布鈦基復合材料的優(yōu)異綜合性能主要來源于以下幾個方面:(1)復合材料中存在較大尺寸的無增強相區(qū)域(基體單元)，這些區(qū)域可以鈍化裂紋、阻礙裂紋擴展、承載應變等，并實現(xiàn)較大程度的塑性變形，避免在增強相均勻分布的鈦基復合材料中基體合金被嚴重割裂導致的金屬塑性難以充分發(fā)揮的問題;(2)增強相在網狀區(qū)域(如圖6a 所示)不連續(xù)分布，一方面可以實現(xiàn)相鄰基體單元之間的連通性，另一方面可以保證網狀區(qū)域具有一定的塑性變形能力，協(xié)調純基體區(qū)域的塑性變形，實現(xiàn)復合材料整體的大塑性變形，同時避免連續(xù)網狀分布可能帶來的材料脆性問題;(3)網狀結構中的很多TiBw 向兩側的基體合金中生長，實現(xiàn)相鄰基體單元之間的高強度連接，有效提高復合材料的整體連接強度;(4)實現(xiàn)H-S 理論所提出的增強相包圍在基體顆粒周圍的膠囊狀結構，從理論上可以實現(xiàn)復合材料的理論強度上限;(5)原位反應自生的陶瓷增強相呈三維網狀分布于各基體單元的界面處，起到類似金屬材料中通過晶界強化提高其高溫性能的作用，有效提高鈦基復合材料高溫蠕變和持久性能。

事實上，不僅通過選用大尺寸鈦粉及低能球磨技術可以獲得網狀結構，在熔鑄法制備的鈦基復合材料中，由于在冷卻過程中基體組織形核長大對增強相具有推擠效應［67］，也容易形成網狀結構［8，18，68］，如圖7 所示。但這種網狀結構的形成受冷卻速率及增強相含量的控制，只有當冷卻速率較慢，增強相含量較低時才容易形成。而且，隨增強相含量增高，形成的網狀尺寸降低，直到呈均勻分布［45］。另外，這種網狀結構中，由于TiBw 的分布是由基體的推擠效應形成，而不是原位自生決定，因此，TiBw 往往平行于網狀界面分布，而不像圖6 所示的銷釘狀TiBw 來有效連接相鄰基體顆粒。

圖7 固-液反應法制備的TiBw/Ti 復合材料形成的網狀組織結構［18］(a)高倍;(b)低倍Fig.7 Network microstructure of TiBw/Ti composites fabricated by solid-liquid reactive technology［18］(a)at a high magnification;(b)at a low magnification

基于上述粉末冶金網狀結構鈦基復合材料優(yōu)異的綜合性能及可調控性與可設計性，采用反應熱壓法與疊層熱壓法設計并制備系列層狀Ti-TiBw/Ti 復合材料，該層狀復合材料中包含網狀結構TiBw/Ti復合材料層與純Ti 層。研究表明，反應熱壓法制備的層狀Ti-TiBw/Ti 復合材料存在界面及層厚不易精確控制的問題，而疊層熱壓法通過預先制備TiBw/Ti 復合材料坯料的方法，可以精確調控層狀復合材料的界面、層厚及增強相含量。并通過調整網狀結構TiBw/Ti 復合材料與純Ti 層厚度、力學性能與增強相含量，實現(xiàn)整體層狀鈦基復合材料力學性能的可調控性［69～71］。設計與制備的層狀Ti-TiBw/Ti 復合材料不僅表現(xiàn)出了較高的增強效果，而且部分層狀Ti-TiBw/Ti 復合材料表現(xiàn)出較純Ti 更高塑性水平。對理論研究與實際應用都具有較大的指導意義。

圖8 反應熱壓法與疊層熱壓法制備的Ti-TiBw/Ti 復合材料SEM 與OM 組織照片［71］ (a)反應熱壓法制備的層狀復合材料;(b，c)分別是疊層熱壓法制備的層厚均為200μm 層狀復合材料的SEM 與OM 組織照片;(d)疊層熱壓法制備的純Ti 層厚度為400μm 層狀復合材料的SEM 組織照片F(xiàn)ig.8 SEM and OM micrographs of laminated Ti-TiBw/Ti composites by reaction hot pressing and diffusion welding［71］(a)the laminated composites fabricated by reaction hot pressing;(b)SEM and (c)OM micrographs of the laminated composites with 200μm Ti layer and 200μm TiBw/Ti composite layer by diffusion welding;(d)SEM microstructure of the laminated composites with 400μm Ti layer and 200μm TiBw/Ti composite layer by diffusion welding

綜合以上分析，增強相呈宏觀或微觀非均勻分 布的金屬基復合材料組織結構可以分為增強相聚集區(qū)與增強相貧化區(qū)。保證增強相聚集區(qū)連通，相當于提高增強相的連通度，可有效提高增強相的增強效果;同時大尺寸增強相貧化區(qū)的存在以及保證它們之間的連通度，可以有效提高復合材料的塑性/韌性水平。在固定增強相種類、尺寸、形貌、含量的情況下，可以通過調整增強相聚集區(qū)的形狀和尺寸以及增強相聚集區(qū)中增強相含量、增強相貧化區(qū)的尺寸等來實現(xiàn)復合材料力學性能和物理性能的進一步優(yōu)化。

4 后續(xù)熱變形與熱處理

4.1 后續(xù)熱變形

后續(xù)高溫塑性變形主要包括擠壓、軋制、鍛造等［1，7，8，12，13，21，48，54，72］工藝，以改 善DRTMCs 組 織和力學性能以及簡單成形。采用氣-固反應法制備的鈦基復合材料疏松多孔，必須經后續(xù)致密化及熱變形來進一步提高性能。固-固反應法制備的鈦基復合材料，容易存在致密度不高與增強相團聚等現(xiàn)象。而液-固反應法制備的鈦基復合材料，由于增強相的引入增加了熔融金屬的黏度，一般熔鑄缺陷較多。因此，要獲得優(yōu)異的綜合性能，必須進行后續(xù)熱變形，如鍛造、擠壓或軋制。通常認為后續(xù)變形有以下幾個方面的作用:(1)提高致密度，(2)使增強相分布更加均勻，(3)基體發(fā)生熱形變強化，(4)細化基體組織，(5)增強相定向分布，(6)晶須或短纖維增強相破碎。事實上，通過后續(xù)變形，陶瓷增強相與基體界面處殘余應力大幅增加，且狀態(tài)可能發(fā)生變化，陶瓷增強相受力可能從受壓狀態(tài)變成受拉狀態(tài)，應力大小與狀態(tài)的改變對DRTMCs 復合材料力學性能影響很大，但難以進行定量分析與表征。另外，對于氣-固反應法與固-固反應法制備的鈦基復合材料熱變形還有一重要作用是打碎惰性層。由于Ti本身的活性較大，Ti 粉表面不可避免地存在一層氧化物惰性層，使其在燒結過程中類似于陶瓷顆粒燒結。氧化惰性層一方面不易燒結致密，另一方面基體顆粒之間的連接強度較低。通過后續(xù)熱變形可以徹底破壞惰性層，從而有效提高鈦基體顆粒的連接強度，從而提高DRTMCs 的綜合性能。

4.2 后續(xù)熱處理

后續(xù)熱處理能調整DRTMCs 增強相和基體組織，獲得DRTMCs 的最終力學性能［21，53，73］。若加入的增強相原料在制備過程中未能與基體完全反應，在熱處理過程中可以繼續(xù)發(fā)生原位自生反應，改變增強相尺寸、形貌和含量。以強化為目的的熱處理，由于熱處理溫度較低，且原位反應生成的增強相相對穩(wěn)定，熱處理對復合材料中增強相尺寸及形貌幾乎沒有影響。鈦合金作為基體制備的鈦基復合材料最大優(yōu)勢是其可以通過后續(xù)熱處理獲得所需的強度。這里主要是轉變β 組織或馬氏體α'的形成、基體組織細化以及固溶與時效強化的作用［55］。另外，值得指出的是，增強相的存在，可以通過影響鈦合金基體相變點以及影響基體組織熱處理過程中的相變阻力［74］，從而影響基體鈦合金熱處理組織，進而影響其力學性能，但這方面還沒有深入細致的研究報道。

5 力學性能

大量研究表明，熔鑄態(tài)或燒結態(tài)DRTMCs 由于組織缺陷導致塑性水平非常低，2008年之前鮮有其室溫拉伸性能的報道。經過后續(xù)變形方可獲得不錯的力學性能［1，2］。特別是固-固反應法制備的鈦合金基復合材料，即使經過擠壓或軋制等塑性變形，也只是表現(xiàn)出稍高的強度水平，但其斷后伸長率難以超過2%。2008年Huang 等首次設計并制備的燒結態(tài)網狀結構DRTMCs，在不經過任何后續(xù)處理的情況下，即表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學性能［6，9～11］，從而解決了粉末冶金法制備DRTMCs 的瓶頸問題，并且調控網狀結構參數可以獲得不同性能特點。當TC4顆粒尺寸為80 ～120μm 時，僅引入8.5 vol.% TiBw增強相，屈服強度及抗拉強度分別從700MPa 和855MPa 提高到1143MPa 和1288MPa，相對燒結態(tài)TC4 鈦合金分別提高了78%與51%。降低增強相含量，燒結態(tài)室溫伸長率增高，當TiBw 含量為2 vol.%時，伸長率可以達9%以上，如圖9 所示。

圖9 具有不同網狀結構參數的TiBw/TC4 復合材料及TC4 鈦合金拉伸應力-應變曲線［11］Fig.9 Tensile stress-strain curves of the monolithic TC4 alloy and network structured TiBw/TC4 composites with different parameters fabricated using the same raw materials and sintering processes［11］

另外，制備網狀結構鈦基復合材料還可以實現(xiàn)DRTMCs 一步近凈熱壓燒結成形。DRTMCs 經過后續(xù)熱變形或/和熱處理，可以較大程度上提高其力學性能［12，56］。近些年來，隨著制備方法、工藝參數、增強相的優(yōu)化，DRTMCs 的力學性能得到大幅提升。目前，我國科研機構報道的DRTMCs 力學性能明顯高于國外的水平，說明我國DRTMCs 的力學性能水平達到國際領先水平。但必須指出的是，其穩(wěn)定性有待進一步提高，其較高的強韌化機理有待深入研究。

近年來的研究表明，要獲得優(yōu)異的力學性能，制備的DRTMCs 必須滿足以下三個條件:(1)增強相必須是原位反應自生獲得;(2)增強相含量不易過高;(3)必須進行后續(xù)熱變形或熱處理。然而，要進一步有效提高DRTMCs 的綜合力學性能，必須通過設計、控制和優(yōu)化鈦基復合材料中各個層次的微觀組織結構［5，6，9～11，61］，這也是促進鈦基復合材料快速發(fā)展與應用所需要解決的關鍵問題。通過優(yōu)化，TC4 基復合材料室溫抗拉強度已經從10年前的1200MPa 水平提高到1400MPa 的水平［73，72］。值得指出的是，當其強度降低到1200MPa 的水平，其室溫伸長率可以超過10%［75］。TB 類高強鈦合金基復合材料的室溫抗拉強度水平，已經達到1800MPa 的水平［53］。其他鈦合金基復合材料室溫抗拉強度也達到1500MPa 的水平。事實上，DRTMCs 強度水平的大幅提升是由于其塑性的有效改善，使其增強相增強效應及基體的變形強化效應得以充分發(fā)揮的結果。

需要指出的是，由于測試設備的局限，較多文獻中報道DRTMCs 具有較高的彈性模量，超過了H-S理論或Halpin and Tsai (H-T)理論的上限水平，甚至超過混合法則(ROM)的上限水平，這是不符合實際情況的。事實上，只有通過提高增強相含量才能有效提高DRTMCs 的彈性模量與耐磨性能，這就要求必須采用具有高塑性的純Ti 作為基體才能同時表現(xiàn)出一定的強韌性水平，才能克服高體積分數DRTMCs 脆性較大的瓶頸問題，從而表現(xiàn)出較大的應用前景。

DRTMCs 的高溫力學性能對其使用前景具有決定性作用，提高DRTMCs 高溫性能最常用的方法是，提高鈦基復合材料中陶瓷增強相含量與使用耐高溫的鈦合金作為基體［1，7，47］。提高增強相含量勢必降低鈦基復合材料室溫塑性以及塑性成形能力。使用耐高溫鈦合金作為基體可以有效提高鈦基復合材料的高溫強度與使用溫度。近期研究結果顯示，通過調控增強相分布狀態(tài)，可以獲得優(yōu)異的高溫強化效果。以相同強度為判據，網狀結構TiBw/TC4復合材料的高溫使用溫度較TC4 鈦合金使用溫度提高約200℃［26］，較增強相均勻分布的鈦基復合材料表現(xiàn)出更高的高溫增強效果。Huang 等近期選用Ti60 為基體，設計與制備具有一定網狀結構參數的網狀結構TiBw/Ti60 復合材料［51］，然后進行熱變形或熱處理，600℃與700℃的抗拉強度分別達到1000MPa 與800MPa 的水平，但由于基體軟化使其在800℃只能達到400MPa 的水平。因此，優(yōu)化的DRTMCs 在700℃以下具有絕對的優(yōu)勢，如果800℃能達到500MPa 以上的水平，將具有更大的應用前景。

6 結語

開發(fā)鈦基復合材料最主要目的是，進一步提高其強度、彈性模量、耐磨性能、高溫強度及高溫服役溫度。而DRTMCs 具有優(yōu)異的綜合性能，可以滿足航空航天、武器裝備、汽車等行業(yè)中對輕質、耐熱、高強、可變形加工、可熱處理及變形強化材料的需求。然而，經過30 多年的研究，仍然存在諸多問題，如:制備工藝不穩(wěn)定;增強相均勻分布難以獲得理想的強度與塑性指標;仍然停留在實驗室研究階段，應用開發(fā)空缺，亟待形成研發(fā)-應用-發(fā)展的良性循環(huán)。因此，針對DRTMCs 今后應做好以下幾個方面的工作。

(1)結合現(xiàn)有基礎，制備高彈、高耐磨、高強韌、耐高溫、高強等系列具有不同性能特點的DRTMCs。如，利用高塑性的純Ti 對增強相割裂作用不敏感的特點，制備增強相含量較高(＞20vol.%)的鈦基復合材料，以獲得高的彈性模量(＞160GPa)及耐磨性能。由于TC 系列α+β 型雙相鈦合金(如TC4)優(yōu)異的綜合性能，可以通過調控網狀結構參數及采用后續(xù)變形或熱處理，獲得具有優(yōu)異綜合性能的高強韌鈦基復合材料?？紤]到近α 型鈦合金優(yōu)異的高溫性能，可以采用如Ti60 合金作為基體，制備可以在550 ～850℃使用的耐高溫鈦基復合材料。采用高強鈦合金(TB 系列)作為基體，制備室溫抗拉強度達到1600 ～2000MPa，且性能穩(wěn)定的高強鈦基復合材料。

(2)針對具有優(yōu)異綜合性能的鈦合金基復合材料，采用激光熔覆、原位自生反應等技術在DRTMCs表面制備更耐磨、更抗氧化的涂層或梯度表面，以提高其使用壽命。

(3)在網狀結構、層狀結構及其參數優(yōu)化的基礎上，進一步優(yōu)化增強相分布狀態(tài)，實現(xiàn)DRTMCs綜合性能的大幅改善，完善組織-性能關系。

(4)采用3D 打印技術，開展DRTMCs 微小構件、形狀復雜構件的制備及后續(xù)處理研究，以及增強相空間分布狀態(tài)調控研究。

(5)結合鈦基復合材料性能特點，采用合理的焊接技術，優(yōu)化焊接工藝，制備具有優(yōu)異性能的DRTMCs 大尺寸或形狀復雜構件，以滿足其工業(yè)應用。結合不同性能特點的DRTMCs，通過高溫塑性加工、超塑性成形、激光成形、焊接等技術制備DRTMCs 構件，并進行使用性能的測試與評價，推動DRTMCs 在航空航天上的應用，從而推動DRTMCs長遠發(fā)展。

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