黃陸軍，耿 林，彭華新

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點實驗室，黑龍江 哈爾濱 150001)(2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江 哈爾濱 150001)(3.浙江大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 功能復(fù)合材料與結(jié)構(gòu)研究所，浙江 杭州310027)

1 前 言

鈦合金在金屬結(jié)構(gòu)材料中，具有比強(qiáng)度最高、抗腐蝕性最優(yōu)兩大突出優(yōu)點，還具有生物相容性好、無磁性等諸多優(yōu)點[1, 2]。自20世紀(jì)50年代以來，在航空、航天、國防、航海、電子、交通運輸、醫(yī)療等諸多領(lǐng)域應(yīng)用量快速增長[3]。然而，鈦合金的應(yīng)用量還遠(yuǎn)沒有達(dá)到它應(yīng)該達(dá)到的應(yīng)用量，特別是在鈦儲量最為豐富的中國，主要歸結(jié)為以下幾個方面：鈦合金本身價格高，鈦合金冷熱成形與加工成本高，鈦合金性能仍需要進(jìn)一步提高，鈦合金牌號多但組織與性能數(shù)據(jù)不完善。鈦合金性能不足主要體現(xiàn)在以下幾個方面：① 與高溫合金比耐熱性不高，由于晶界軟化、相變、抗氧化能力下降使得鈦合金最高使用溫度難以逾越600 ℃“熱障”；② 與表面滲碳滲氮鋼相比其硬度和耐磨性不高，20CrMnTi等表面碳氮共滲后硬度能達(dá)到HRC 60～65，摩擦系數(shù)約0.1，而鈦合金硬度只有HRC 30～35，摩擦系數(shù)約0.5[4]；③ 與高溫合金和合金鋼比彈性模量不高，鈦合金彈性模量只有110 GPa，在尺寸精度要求高、減震等構(gòu)件上難以勝任。當(dāng)然如果作為骨植入材料，鈦合金彈性模量顯得過高而容易產(chǎn)生“應(yīng)力屏蔽”，不利于骨組織生長；④ 強(qiáng)度有待進(jìn)一步提高，現(xiàn)有常規(guī)鈦合金強(qiáng)度為900～1200 MPa，高強(qiáng)鈦合金現(xiàn)有報道最高只有1500～1800 MPa，而高強(qiáng)鋼的強(qiáng)度已經(jīng)達(dá)到3500～4000 MPa。

為了進(jìn)一步提高鈦合金使用溫度、彈性模量、強(qiáng)度、硬度與降低摩擦系數(shù)，最直接、最有效的辦法就是采用合金化或者復(fù)合化的方法引入第二相進(jìn)行強(qiáng)化[5, 6]。作為結(jié)構(gòu)材料，強(qiáng)度的提高必須配合優(yōu)異的塑韌性才能表現(xiàn)出高強(qiáng)度，也才具有廣泛的應(yīng)用前景，因此，在鈦合金內(nèi)部引入第二相以提高強(qiáng)度的同時，如何使其保持優(yōu)異的室溫塑韌性是非常關(guān)鍵的。從金屬材料強(qiáng)韌化的本質(zhì)出發(fā)，強(qiáng)度、塑性與韌性都包含塑性變形，在金屬材料中塑性變形主要是位錯滑移。因此，要同時提高金屬材料的強(qiáng)度與塑韌性，要保證足夠多的位錯可開動、足夠大的空間供位錯運動、且充分發(fā)揮出位錯運動的阻礙作用，才能獲得優(yōu)異的強(qiáng)度與塑韌性配合。

2 鈦合金與鈦基復(fù)合材料強(qiáng)韌化設(shè)計基礎(chǔ)

1954年美國研制出Ti6Al4V(TC4)以來，因其具有優(yōu)異的室溫強(qiáng)韌性與耐熱性，成為了最為成功的鈦合金，直至現(xiàn)在，其用量仍占所有鈦材用量的80%以上[3]。其強(qiáng)韌化主要來源于以下幾個方面：合適的α相和β相含量配比，Al元素和V元素的固溶強(qiáng)化，納米TiAl/Ti3Al/TiAl3第二相強(qiáng)化及其帶來的細(xì)化組織強(qiáng)韌化[7, 8]。對于后續(xù)開發(fā)的耐高溫鈦合金，也是類似的強(qiáng)韌化機(jī)制，只是固溶元素種類與含量不同帶來的強(qiáng)化效果不同，以及納米第二相種類不同，如Ti-Zr-Si體系的Ti60合金中，第二相主要是S1((TiZr)5Si3)和S2((TiZr)6Si3)相[9]。另外，還有一些合金中存在孿晶強(qiáng)化。對于變形態(tài)鈦合金，還存在變形強(qiáng)化/位錯強(qiáng)化。

如圖1所示，鈦合金中，在原子尺度下存在固溶強(qiáng)化和位錯強(qiáng)化，在納米尺度下，存在位錯切過與位錯繞過的第二相強(qiáng)化。這幾種強(qiáng)化機(jī)制對位錯的阻礙作用逐漸增加，也就是說強(qiáng)化效果增加，另外，都是隨含量的增加強(qiáng)化效果增加。但是當(dāng)含量增加到過高水平時，則由于晶格畸變、應(yīng)力場等作用，使得材料內(nèi)部位錯開動變得困難，位錯不能開動也不能運動，也就沒有強(qiáng)化可言。因此，固溶強(qiáng)化、位錯強(qiáng)化、納米第二相強(qiáng)化都有一定的上限。

圖1 鈦合金中原子尺度、納米尺度、微米尺度強(qiáng)化機(jī)理示意圖[3, 11]Fig.1 Illustrations of strengthening mechanisms at atom-scale, nano-scale and micro-scale in titanium alloys[3, 11]

為了進(jìn)一步提高強(qiáng)度與耐熱溫度，人們開始考慮向鈦合金內(nèi)引入微米第二相，制備鈦基復(fù)合材料。鈦基復(fù)合材料分為連續(xù)纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(continuously reinforced titanium matrix composites, 簡稱CRTMCs)和非連續(xù)晶須或顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(discontinuously reinforced titanium matrix composites, 簡稱DRTMCs)[3]。CRTMCs最大的難點就是纖維與鈦基體的界面反應(yīng)問題，國內(nèi)中國科學(xué)院金屬研究所、中國航空材料研究院(621所)、西北工業(yè)大學(xué)開展了一定的研究[11]。

DRTMCs經(jīng)過30多年的研究，雖然碳納米管、石墨烯、納米金剛石等作為新的增強(qiáng)相被追捧[12, 13]，但原位自生反應(yīng)形成的TiB晶須(TiBw)和TiC顆粒(TiCp)始終被認(rèn)為是鈦基復(fù)合材料最佳增強(qiáng)相[2, 6, 14]。如圖1所示，因為其尺寸大多是微米尺度，所以，對位錯很容易產(chǎn)生塞積作用，位錯無法繞過也無法切過。另外，晶界、相界、增強(qiáng)相富集區(qū)對位錯也都是起到塞積作用。增強(qiáng)相塞積很容易產(chǎn)生微裂紋，如果微裂紋之間間隙小，微裂紋就容易聚集長大直至擴(kuò)展斷裂。因此，鈦基復(fù)合材料中，除了增強(qiáng)相種類、含量、尺寸對其力學(xué)性能具有重要影響之外，增強(qiáng)相的分布方式對位錯的開動、運動、塞積都會產(chǎn)生較大影響，進(jìn)而影響力學(xué)性能。增強(qiáng)相分布方式按照增強(qiáng)相富集區(qū)與貧化區(qū)的特征可以總結(jié)為以下4種形式[2]: ① 增強(qiáng)相富集區(qū)呈離散分布(圖2a)；② 增強(qiáng)相富集區(qū)呈棒狀、層狀分布(圖2b)；③ 增強(qiáng)相富集區(qū)分布在增強(qiáng)相貧化區(qū)周圍，形成類似晶界一樣的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，增強(qiáng)相貧化區(qū)呈離散分布，如圖2c所示；④ 增強(qiáng)相富集區(qū)與增強(qiáng)相貧化區(qū)以內(nèi)連通三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)形式形成雙連通結(jié)構(gòu)，如圖2d所示。

圖2 增強(qiáng)相分布方式[2]：(a)團(tuán)聚狀，(b)層狀/棒狀，(c)網(wǎng)狀，(d)雙連通Fig.2 Different distribution patterns of reinforcement[2]：(a) clustering, (b) laminated/bar, (c) network, (d) bi-continuous

如上所述，鈦合金與鈦基復(fù)合材料中存在著多尺度第二相以及不同的強(qiáng)化相分布結(jié)構(gòu)，事實上，自然界中的高性能物體大多是因為具有多級多尺度組織結(jié)構(gòu)才表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能，如貝殼結(jié)構(gòu)(圖3)[15, 16]，從宏觀看貝殼呈層狀組織結(jié)構(gòu)，而在更微觀的組織觀察發(fā)現(xiàn)，貝殼內(nèi)部存在著多級的組織和結(jié)構(gòu)。另外，每一個層級的結(jié)構(gòu)，包括層狀結(jié)構(gòu)，其性能比和含量比都是有嚴(yán)格限制的，這是大自然優(yōu)化出來的最理想結(jié)構(gòu)。

圖3 貝殼的多級多尺度組織結(jié)構(gòu)[15, 16]Fig.3 The structure of nacre over several length scales[15, 16]

基于以上分析，鈦合金與鈦基復(fù)合材料強(qiáng)韌化設(shè)計需要朝著多尺度強(qiáng)化相與多級結(jié)構(gòu)方向進(jìn)行努力，目前較為成功的包括單一級準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)、兩級網(wǎng)狀-網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)與兩級層狀-網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

3 鈦合金與鈦基復(fù)合材料組織結(jié)構(gòu)

如前所述，鈦合金強(qiáng)韌化機(jī)制主要包括固溶強(qiáng)化、納米第二相彌散強(qiáng)化、位錯強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)韌化等。這幾種強(qiáng)韌化機(jī)制在鈦合金中都是越均勻越好，這主要是由于其與位錯的交互作用有關(guān)，位錯雖然受到阻礙，但都能通過。然而在鈦基復(fù)合材料中，位錯難以通過微米級增強(qiáng)相，只能發(fā)生位錯塞積，直至增強(qiáng)相斷裂出現(xiàn)微裂紋。另外，微米增強(qiáng)相在基體中均勻分布，會帶來極大的割裂作用，造成在基體內(nèi)部位錯難以開動也難以運動，因此增強(qiáng)效果不佳且塑性大幅降低。因此，鈦合金的納米第二相彌散強(qiáng)化與鈦基復(fù)合材料的微米增強(qiáng)相強(qiáng)化的本質(zhì)存在區(qū)別，所以鈦基復(fù)合材料中增強(qiáng)相的分布方式按照鈦合金中納米第二相均勻分布的方式設(shè)計不是最佳方案。事實證明，增強(qiáng)相均勻分布的鈦基復(fù)合材料總是體現(xiàn)出增強(qiáng)效果不佳、塑性大幅降低，特別是粉末冶金法制備的鈦基復(fù)合材料，室溫脆性特別大。

如圖4所示，Huang等[2, 17, 18]基于組織結(jié)構(gòu)設(shè)計思想、Hashin-Shtrikman(H-S)理論(圖4a)與調(diào)控增強(qiáng)相空間分布新思路，圍繞傳統(tǒng)增強(qiáng)相均勻分布DRTMCs塑韌性低的問題，打破傳統(tǒng)思維束縛，采用大尺寸鈦粉為原料、低能球磨、固相燒結(jié)、原位自生技術(shù)，成功設(shè)計并制備出三維準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs(圖4b)。較傳統(tǒng)增強(qiáng)相均勻分布DRTMCs塑性提高約5倍[19]，較鈦基體強(qiáng)度最高提高88%、使用溫度提高約200 ℃[17]、彈性模量和耐磨性更高[20]，且密度、成形性、可焊性與鈦合金相近。準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)、銷釘狀增強(qiáng)相與梯度界面的設(shè)計，突破了第二相網(wǎng)狀分布致脆的挑戰(zhàn)。等軸網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)與梯度界面提高整體協(xié)調(diào)變形能力、增強(qiáng)相貧化區(qū)承載應(yīng)變、鈍化裂紋、阻礙裂紋擴(kuò)展、降低增強(qiáng)相割裂作用，從而保證了優(yōu)異的塑韌性，增強(qiáng)相富集區(qū)與梯度界面“提高界面室溫強(qiáng)化、抑制界面高溫弱化與滑移”實現(xiàn)了強(qiáng)度與耐熱溫度的大幅提升[21]。

將網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)單元近似為H-S理論上限的球形單元，建立了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)界面(寬度約20 μm)處局部增強(qiáng)相含量(VL)與復(fù)合材料平均增強(qiáng)相含量(VC)和網(wǎng)狀單元尺寸(D)之間定量關(guān)系(式(1))，實現(xiàn)了局部增強(qiáng)相含量與網(wǎng)狀尺寸精確定量調(diào)控[22]；進(jìn)一步結(jié)合網(wǎng)狀界面占整體復(fù)合材料體積分?jǐn)?shù)(VN)與H-S理論，建立了網(wǎng)狀界面相

的彈性模量(EL)與局部增強(qiáng)相含量之間的定量關(guān)系(式(2))；演繹出網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料整體彈性模量與網(wǎng)狀界面含量和網(wǎng)狀界面相彈性模量之間的定量關(guān)系(式(3))，解決了復(fù)合材料理論只考慮增強(qiáng)相均勻分布和平均含量的不足。

(1)

(2)

(3)

圖4 H-S理論(a)與網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti 復(fù)合材料組織照片(b)(插圖分別顯示等軸網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)、增強(qiáng)相非連續(xù)特征、銷釘狀與樹枝狀晶須) [2, 17]Fig.4 H-S theory (a) and the microstructure of network structured TiBw/Ti composites (b) [2, 17]

基于自然界多級多尺度結(jié)構(gòu)的認(rèn)識，Jiao和Huang等[23, 24]提出了利用鈦合金高溫α/β相變、固溶與脫溶相結(jié)合引入納米增強(qiáng)相的方法，實現(xiàn)了在不破壞鈦顆粒的情況下，在鈦顆粒內(nèi)部的α/β相界處靶向引入納米增強(qiáng)相，在一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)內(nèi)部成功構(gòu)建了微小二級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，共同構(gòu)成了兩級網(wǎng)狀-網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖5所示。較一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs表現(xiàn)出更高的強(qiáng)塑性、特別優(yōu)異的高溫抗蠕變與抗氧化能力，較鈦合金基體蠕變持久斷裂時間最長提高約20倍(550 ℃/300 MPa)，是現(xiàn)有報道最高水平。闡明了熱壓燒結(jié)條件下固溶與脫溶析出納米針狀Ti5Si3，及其分布在近等軸α相周圍形成二級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的機(jī)理。揭示了通過提高協(xié)調(diào)變形能力進(jìn)一步提高塑韌性的機(jī)理，以及一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)抑制“晶界”滑動而二級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)抑制相界滑移實現(xiàn)大幅提高蠕變抗力的機(jī)理，發(fā)現(xiàn)了Si與Al元素共同形成SiO2+Al2O3致密氧化層被網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)釘扎不脫落而提高高溫抗氧化能力的機(jī)理[25]。

圖5 設(shè)計的兩級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料組織結(jié)構(gòu)示意圖(a)與組織照片(b)[23, 25]Fig.5 Illustration (a) and microstructure (b) of the designed titanium matrix composites with two-scale network microstructure[23, 25]

為進(jìn)一步提高綜合性能，Liu和Huang等[26, 27]提出了將具有優(yōu)異強(qiáng)韌性的仿貝殼層狀結(jié)構(gòu)引入網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs的思路，構(gòu)建了以純Ti/鈦合金和網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs為層狀單元的兩級層狀-網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs，其宏觀呈層狀結(jié)構(gòu)，微觀呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖6所示。與網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs相比，當(dāng)強(qiáng)度相當(dāng)時，塑韌性提高約1倍，抗沖擊性能提高約5倍[28]，實現(xiàn)了力學(xué)性能更大范圍可調(diào)控。揭示了純Ti層和梯度界面抑制DRTMCs層裂紋萌生與擴(kuò)展，宏觀層狀結(jié)構(gòu)和微觀網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)抑制頸縮的作用機(jī)理，并通過隧道裂紋、裂紋偏轉(zhuǎn)和壓應(yīng)力增韌等方式，降低裂紋尖端應(yīng)力因子和三向應(yīng)力集中水平，從而大幅提高韌性和抗沖擊性能的強(qiáng)韌化機(jī)理[27, 29]。

Huang等[30, 31]在前述熱壓燒結(jié)方法制備網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的基礎(chǔ)上，采用放電等離子燒結(jié)(SPS)技術(shù)，通過顆粒之間放電局部快速升溫熔化、降低燒結(jié)溫度、縮短燒結(jié)時間，成功制備出TiB增強(qiáng)相呈納米纖維狀并分布在鈦顆粒周圍形成的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖7所示。有效提高了TiB增強(qiáng)相的強(qiáng)韌化效果。細(xì)小的納米纖維狀TiB增強(qiáng)相，可能和SPS燒結(jié)時局部出現(xiàn)液相有關(guān)，但是也可能是受燒結(jié)溫度控制，因為SPS燒結(jié)溫度達(dá)到1200 ℃時其不再是細(xì)長的納米針狀，而是短棒狀[31]。然而采用熱壓燒結(jié)的方法，當(dāng)溫度為1000～1100 ℃時，也能獲得細(xì)長的納米針狀TiB相，這可能是由于燒結(jié)溫度控制著TiB增強(qiáng)相沿不同方向的生長速度比[32]。

圖7 SPS燒結(jié)制備的體積分?jǐn)?shù)為5%(TiB+TiC)/TC4復(fù)合材料組織：(a)組合金相照片3D圖，(b)深腐蝕后網(wǎng)狀單元SEM組織[30]Fig.7 Microstructures of a deep-etched as-sintered 5vol%(TiB + TiC)/TC4 composites: (a) a pseudo-3D presentation of the as-sintered microstructure, (b) a focused view containing a typical cell[30]

隨著3D打印制備鈦合金組織粗大塑韌性差的問題逐漸清晰，以及鈦基復(fù)合材料表現(xiàn)出的優(yōu)異的綜合性能，人們開始考慮使用復(fù)合材料的思維，希望在3D打印的鈦合金中引入第二相，不僅提高增強(qiáng)效果，而且降低鈦合金基體顆粒尺寸。Hu等[33, 34]采用激光3D打印，以TiB2-Ti混合粉末為原料，成功制備了基體組織細(xì)小、TiB呈細(xì)小晶須狀且網(wǎng)狀分布的TiB/Ti復(fù)合材料，如圖8所示。其中細(xì)小的TiB相是由共晶析出，而其網(wǎng)狀分布的主要原因是，B原子含量較低呈亞共晶狀態(tài)，在凝固時鈦基體優(yōu)先形核并長大，在形核長大的過程，B原子/TiB相受到鈦基體晶核長大的推擠效應(yīng)(pushing effect)，直至鈦凝固結(jié)束或者推擠效應(yīng)不足以推動TiB運動為止，因此形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。這種情況下，網(wǎng)的大小必然隨增強(qiáng)相含量的增加而減小，直至呈均勻分布。熔化焊接[35]或者鈦基復(fù)合材料重熔[36]之后的組織也是類似，都屬于熔化后快速凝固組織。

圖8 激光3D打印制備的TiBw/Ti復(fù)合材料網(wǎng)狀組織[33]Fig.8 Network microstructure of TiBw/Ti composites fabricated by 3D laser adding manufacturing process[33]

4 鈦合金與鈦基復(fù)合材料第二相強(qiáng)韌化

圖9a為采用增強(qiáng)相分布調(diào)控技術(shù)，以Ti-SiC為原料體系制備的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(Ti5Si3+Ti2C)/Ti復(fù)合材料與純鈦的應(yīng)力-應(yīng)變曲線[37]。通過在網(wǎng)狀界面處引入體積分?jǐn)?shù)為1%, 3%與5%的混雜增強(qiáng)相(Ti5Si3+Ti2C)，制備的相應(yīng)的復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度從純鈦的436 MPa分別提高到了668, 789 與846 MPa，相當(dāng)于分別提高了53.2%, 81.0%與94.0%。抗拉強(qiáng)度分別提高到852, 868與858 MPa，相對于純鈦的530 MPa，相當(dāng)于分別提高了60.8%, 63.8%與61.9%。如此優(yōu)異的增強(qiáng)效果可以歸結(jié)于以下幾個方面[2, 3, 37]，即網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的形成、基體晶粒的細(xì)化和原位反應(yīng)合成的混雜增強(qiáng)相，另外，SiC原料釋放的Si和C原子可能發(fā)揮了固溶強(qiáng)化作用。增強(qiáng)相在網(wǎng)狀界

面處分布可以有效提高晶界強(qiáng)化效果，使位錯塞積開動晶界變得更加困難，從而提高拉伸強(qiáng)度。混雜的增強(qiáng)相可以激發(fā)出優(yōu)異的混雜增強(qiáng)效應(yīng)[38]。

1% (Ti5Si3+Ti2C)/Ti復(fù)合材料的延伸率明顯高于純鈦材料的延伸率，相對于純鈦材料的延伸率17.2%，復(fù)合材料的延伸率達(dá)到了28.9%，相當(dāng)于提高了68%。在低含量TiBw/Ti與TiBw/TC4兩個復(fù)合材料體系中也都得到了相同的效果，并且TiBw/Ti復(fù)合材料拉伸斷裂延伸率最高達(dá)到39%。這一點與傳統(tǒng)復(fù)合材料延伸率總是低于純基體材料的延伸率是不同的。對于低體積分?jǐn)?shù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料表現(xiàn)出優(yōu)異拉伸塑性的原因可以歸結(jié)為如下幾個方面[2, 3, 21]：① 變形機(jī)理發(fā)生變化；② 原位自生反應(yīng)改善基體/增強(qiáng)相界面；③ 混雜增強(qiáng)；④ 網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)帶來晶粒細(xì)化；⑤ 增強(qiáng)相貧化區(qū)承擔(dān)大的應(yīng)變及降低裂紋擴(kuò)展速度而提高復(fù)合材料塑性[37]。

圖9b所示為兩級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)與單一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料體系拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線對比[23, 24]，從圖中可以看出，在3.5%TiBw/TC4復(fù)合材料的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步引入Ti5Si3納米強(qiáng)化相，可以將抗拉強(qiáng)度從1035 MPa提高到1200 MPa，但塑性降低不多，保持在5%以上。而與7.5%TiBw/TC4復(fù)合材料相比，當(dāng)增強(qiáng)相總的含量相當(dāng)時，形成兩級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)可以獲得更優(yōu)異的塑性，從1%提高到5%以上。而對于只有Ti5Si3強(qiáng)化相的4% Ti5Si3/TC4復(fù)合材料，因為沒有形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，組織呈粗大的魏氏組織，因此綜合性能不佳。這些充分說明了多級多尺度結(jié)構(gòu)設(shè)計對提高強(qiáng)塑性綜合性能的重要性。

圖9 單一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(Ti5Si3+Ti2C)/Ti復(fù)合材料(a)與兩級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(Ti5Si3+TiBw)/TC4復(fù)合材料(b)的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[23, 37]Fig.9 Stress-strain curves of (Ti5Si3+Ti2C)/Ti composites with single network microstructure (a) and (Ti5Si3+TiBw)/TC4 composites with two-scale network microstructure (b) [23, 37]

為了更快地實現(xiàn)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的優(yōu)化與可預(yù)測，采用有限元數(shù)值模擬，基于試驗結(jié)果，建立了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)多級模型，如圖10所示[39]。從整體看，將網(wǎng)狀界面看作是連續(xù)的硬質(zhì)相(增強(qiáng)相富集區(qū))與離散的基體區(qū)構(gòu)成的復(fù)合材料，為了獲得硬質(zhì)相的性能，再將增強(qiáng)相富集區(qū)從微觀上看作是增強(qiáng)相含量較高的TiB增強(qiáng)相與鈦基體構(gòu)成的復(fù)合材料。通過模擬參數(shù)的優(yōu)化，可以實現(xiàn)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料數(shù)值模擬結(jié)果與試驗結(jié)果一致(圖10d)，并揭示了該類材料體系的強(qiáng)化機(jī)理，初步實現(xiàn)了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料力學(xué)性能的可設(shè)計、可調(diào)控與可預(yù)測，并為其它體系復(fù)合材料設(shè)計提供了理論支撐。

圖10 網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料多尺度模型(a～c)與應(yīng)力-應(yīng)變曲線模擬和實測數(shù)據(jù)對比(d) (V為增強(qiáng)相含量，D為網(wǎng)狀尺寸) [39]Fig.10 Multi-scale modes of network structured composites (a～c) and stress-strain curves comparison between experiment and numerical simulation (d)[39]

為了進(jìn)一步分析具有優(yōu)異綜合性能的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)組織的強(qiáng)韌化機(jī)理，將TiBw/Ti復(fù)合材料網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)簡化為等軸組織，分別包括網(wǎng)狀分布的增強(qiáng)相富集區(qū)(I相/phase I)與離散分布的增強(qiáng)相貧化區(qū)(II相/Phase II)，如圖11所示[3]。不難發(fā)現(xiàn)，強(qiáng)度及彈性模量較高的I相屬于三維連通的，對整體復(fù)合材料變形行為起主導(dǎo)作用，因此網(wǎng)狀分布可以更充分地發(fā)揮其增強(qiáng)效果。斷裂過程中裂紋的擴(kuò)展一般都要經(jīng)歷3個臨界點：① 在增強(qiáng)相內(nèi)部裂紋形核；② 裂紋穿過增強(qiáng)相與基體相界面發(fā)生增強(qiáng)相斷裂；③ 裂紋擴(kuò)展穿過下一個阻礙點。在這種結(jié)構(gòu)中可能出現(xiàn)A與B兩種裂紋。然而無論是A裂紋還是B裂紋，都伴有明顯的界面處塑性變形。這種裂紋的形成阻力或者說I相的強(qiáng)度可以用史密斯方程式(4)表示[3]：

(4)

式中σF為臨界斷裂應(yīng)力；E為彈性模量；G為臨界應(yīng)變能釋放速率；υ為泊松比；d為裂紋方向增強(qiáng)相尺寸。比較形成裂紋A與B的阻力，可以發(fā)現(xiàn)，形成裂紋A所需要的應(yīng)力較大。然而真正形成裂紋A與B所需要的能量與橫截面積有較大關(guān)系，可以用公式(5)表示：

(5)

式中S為裂紋處橫截面積；A為裂紋長度與面積之間系數(shù)；L為裂紋張開距離。即形成裂紋的難易程度是與增強(qiáng)相的尺寸成正比的，當(dāng)然還與II相的力學(xué)性能及尺寸有關(guān)。裂紋B處的尺寸大致等同于I相網(wǎng)狀單元邊長a，且主要由基體顆粒尺寸決定，因此，降低基體顆粒尺寸，必定降低B裂紋尺寸。因此基體顆粒尺寸越大形成B裂紋的難度越大，越容易出現(xiàn)A裂紋，因此微孔縮聚成分越多，越有利于塑性的提高，因此說保證I相中增強(qiáng)相含量不變的情況下，基體顆粒尺寸越大，復(fù)合材料塑性越高。另外，如果把II相的力學(xué)性能考慮進(jìn)來，降低其強(qiáng)度，則更容易形成裂紋A，甚至發(fā)生“穿晶”斷裂(基體顆粒被撕裂)，TiBw/TC4與TiBw/Ti復(fù)合材料對比可以說明這一點：增加基體相強(qiáng)度，則更容易形成裂紋B，而降低形成裂紋A的傾向，熱處理強(qiáng)化就起到了這個效果。

圖11 網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti復(fù)合材料宏觀與微觀強(qiáng)韌化機(jī)理模型[2, 3, 11]Fig.11 Strengthening and toughening mechanism models of network structured TiBw/Ti composites[2, 3, 11]

在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)中，裂紋形成后如何擴(kuò)展，要根據(jù)形成裂紋所消耗的能量來考慮。如圖11所示，將裂紋可能的擴(kuò)展路徑定義成路徑I與路徑II，由于以上A與B裂紋以穿晶方式擴(kuò)展路徑基本相同，都是沿路徑II的穿晶斷裂，相比較而言形成裂紋A較形成裂紋B所需的能量小。因此A裂紋沿路徑II形成穿晶斷裂的傾向更小。因此裂紋A的進(jìn)一步擴(kuò)展只能與后續(xù)形成的類似裂紋發(fā)生聚結(jié)，從而起到了較好的增強(qiáng)效果。甚至裂紋B沿路徑II擴(kuò)展的幾率仍較小，因此不必分析裂紋A沿路徑II擴(kuò)展的情況，重點分析裂紋B沿路徑I與路徑II擴(kuò)展的傾向。根據(jù)以上分析，裂紋沿路徑I與路徑II擴(kuò)展所需要能量分別可以表示為式(6)與式(7)：

(6)

(7)

式(6)中B為裂紋彎折難度系數(shù)。式中臨界應(yīng)變能釋放速率G與增強(qiáng)相含量有較大關(guān)系，增強(qiáng)相含量越多，GI與GII相差越大。另外，基體顆粒尺寸對裂紋沿路徑I與路徑II擴(kuò)展所需要的載荷有一定影響，即基體顆粒尺寸越大，越有利于縮小QI與QII之間的差距。

綜合以上分析，I相中增強(qiáng)相含量越高，裂紋沿路徑I擴(kuò)展的傾向越大，相反降低增強(qiáng)相含量將增加裂紋沿路徑II擴(kuò)展的傾向。保持I相局部增強(qiáng)相含量不變，降低基體顆粒尺寸，將降低裂紋沿路徑II擴(kuò)展的傾向。

如前所述，I相本身是一個復(fù)合材料相，承擔(dān)載荷時，其中的基體首先發(fā)生位錯滑移，并在晶須處形成位錯塞積(圖11)，直至晶須斷裂。晶須斷裂后，在裂紋尖端會存在一個較高的應(yīng)力場，對于增強(qiáng)相含量較低的復(fù)合材料，即d>2D，由于塑性區(qū)內(nèi)應(yīng)力重新分配，使得裂紋不易擴(kuò)展甚至被鈍化，進(jìn)而形成“缺口強(qiáng)化”效果提高強(qiáng)度。而斷裂后的晶須，繼續(xù)限制基體塑性變形，阻礙位錯運動，再次起強(qiáng)化作用，直到再次斷裂，因此形成了多次斷裂的晶須。

5 結(jié) 語

對于已經(jīng)成功研制的單一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)和兩級網(wǎng)狀-網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料，通過組織調(diào)控與優(yōu)化，已經(jīng)實現(xiàn)了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)DRTMCs輕質(zhì)、耐熱(600～800 ℃)、高強(qiáng)韌、可焊接與可加工性能突破，滿足了航天航空飛行器減重提速的迫切需求，研制出的某新型航天飛行器發(fā)動機(jī)鈦基復(fù)合材料氣動格柵(Φ580 mm × 10 mm)已成功通過了地面例試(圖12)，最高溫度為720 ℃，滿足使用需求，解決了無合適材料可選的瓶頸。在航天“克克計較”的情況下，單件實現(xiàn)減重5800 g(減重46.9%)。現(xiàn)在正在研制鈦基復(fù)合材料渦輪泵、中介機(jī)匣、葉片、整體葉盤、頭部殼體、陰陽球等，為航天飛行器減重設(shè)計形成重要支撐。

圖12 航天飛行器發(fā)動機(jī)用鈦基復(fù)合材料氣動格柵Fig.12 Component of aerospace fabricated using titanium matrix composites

為了快速優(yōu)化粉末冶金鈦合金與鈦基復(fù)合材料等材料的材料參數(shù)，以及快速響應(yīng)航天等領(lǐng)域?qū)Ψ勰┮苯鸶咝阅茆伜辖鹋c鈦基復(fù)合材料小批量、多功能需求，作者課題組提出了如圖13所示的高通量制備技術(shù)，層內(nèi)采用石墨紙作為軟格段，以保證所有試樣致密度一致。層間采用高強(qiáng)石墨墊隔開，以獲得高度一致、表面平整的試樣。經(jīng)過探索嘗試，已經(jīng)攻克了層內(nèi)軟格段、層間硬格段粉末冶金高通量制備技術(shù)，優(yōu)化了軟格段材質(zhì)、尺寸與分布，實現(xiàn)了單爐72件小尺寸試樣同爐制備(圖13)。經(jīng)過進(jìn)一步優(yōu)化，可以實現(xiàn)單爐100件以上試樣同爐制備，可以快速優(yōu)化材料的多個參數(shù)，并避免不同爐制備工藝差異帶來的組織和性能誤差。

綜合以上研究結(jié)果，鈦合金與鈦基復(fù)合材料中多級結(jié)構(gòu)與多尺度增強(qiáng)相設(shè)計，將是大幅提高其綜合性能的關(guān)鍵，然而，如何設(shè)計、設(shè)計成什么樣的多級多尺度結(jié)構(gòu)以及如何實現(xiàn)是實現(xiàn)突破的關(guān)鍵。與其相關(guān)的理論計算、數(shù)值模擬、高通量制備、強(qiáng)韌化機(jī)理、適用于多級多尺度結(jié)構(gòu)的新理論、成形技術(shù)與應(yīng)用將是研究重點。