譚啟明 隋楠

1 概述

由于新一代航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)、火箭、導(dǎo)彈、空天飛機(jī)等武器裝備的快速發(fā)展，對(duì)輕質(zhì)化、耐高溫材料提出了更高的要求，鈦基復(fù)合材料（TMCs）在原有鈦合金基體耐磨、耐腐蝕的基礎(chǔ)上，擁有更加優(yōu)異的比強(qiáng)度、比剛度以及耐高溫性能，已成為材料科學(xué)中的前沿領(lǐng)域之一。顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料（PTMCs）合成方式多，基體選擇廣，對(duì)比纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料（FTMCs），具有材料各項(xiàng)同性，加工工藝容易與相對(duì)較低的成本等特點(diǎn)[1-4]。本文綜述了顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的發(fā)展現(xiàn)狀，包括鈦合金基體，增強(qiáng)相顆粒，合成工藝，后續(xù)變形加工以及發(fā)展趨勢(shì)。

2 鈦合金基體

按照退火后相組成分類，常用于顆粒增強(qiáng)的鈦合金基體可分為α、近α、α+β合金和鈦鋁金屬間化合物系。其中使用最為廣泛的是α+β合金中的Ti-6Al-4V，該合金由于其優(yōu)異的綜合性能，成熟的工業(yè)化生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)成為研究PTMCs中最理想的基體材料[5-7]。α鈦合金主要包括各純度的工業(yè)純鈦，在顆粒增強(qiáng)工藝探索的早期階段，常使用該類材料作為基體，成本低、易加工，相變機(jī)理相對(duì)簡(jiǎn)單為早期工作提供了有利條件[8-9]。近α合金中以T A15和TA19為基體的PTMCs由于其良好的抗蠕變和高溫性能也引起了一些關(guān)注[10，11]。鈦鋁金屬間化合物系主要為α2相Ti3Al合金，O相Ti2AlNb合金和γ相TiAl合金，該類合金有效填補(bǔ)了高溫鈦合金難以在600～800℃高溫環(huán)境長(zhǎng)期使用的空白，其中Ti3Al合金起步早，1980年美國(guó)已對(duì)其開展了系統(tǒng)的研究，目前已應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)和航天器部分零件，其最高長(zhǎng)時(shí)間使用溫度（約650℃），雖低于Ti2AlNb（約700℃）和TiAl（約800℃），但塑性相對(duì)較好，在國(guó)內(nèi)已成功實(shí)現(xiàn)3t錠級(jí)的制備，可滿足大批量生產(chǎn)要求。針對(duì)其復(fù)合材料的研究也從未停歇[12]，近年來(lái)以Ti3Al基復(fù)合材料作為鈦合金涂層的研究成為一個(gè)新的研究熱點(diǎn)[13，14]。

3 增強(qiáng)相顆粒

區(qū)別于擴(kuò)散與固溶強(qiáng)化，顆粒增強(qiáng)的增強(qiáng)相顆粒尺寸通常在1μm以上，前者則一般小于0.1μm，其強(qiáng)化機(jī)制也有所不同，前者主要通過阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)強(qiáng)化基體，而金屬基復(fù)合材料是通過基體傳遞應(yīng)力，顆粒承受應(yīng)力來(lái)起到強(qiáng)化作用。為起到強(qiáng)化作用，增強(qiáng)相的選擇需要高強(qiáng)度、高熔點(diǎn)與高硬度，通常以金屬和非金屬化合物陶瓷以及金屬間化合物為主。候選的增強(qiáng)相還應(yīng)與基體具有相匹配的熱膨脹系數(shù)以降低其合成后較高的熱殘余應(yīng)力，其化學(xué)性質(zhì)也應(yīng)當(dāng)保持穩(wěn)定，不與基體產(chǎn)生界面反應(yīng)，否則將破壞結(jié)合面，不利于材料性能。

常用的增強(qiáng)相顆粒如表1所示，其中SiC在高溫下會(huì)與鈦合金基體產(chǎn)生界面反應(yīng)，Al2O3與Si3N4也在不同條件下與基體反應(yīng)，屬于不穩(wěn)定增強(qiáng)相[15-17]。B4C、ZrB2在原位自生反應(yīng)中容易反應(yīng)生成更為穩(wěn)定的TiC與TiB，其化學(xué)反應(yīng)式如下：

最廣泛使用的增強(qiáng)相顆粒為 TiC、TiB與TiB2，這得益于它們較高的熔點(diǎn)以及在鈦基體中的化學(xué)穩(wěn)定性，其中TiCx和TiBx中的x不是一個(gè)固定的值，取決于C和B晶體間隙中Ti的數(shù)量。此外TiC和TiB的彈性模量遠(yuǎn)高于鈦合金基體，對(duì)提高PTMCs的整體模量效果顯著，是增強(qiáng)相的理想材料。

4 合成工藝

根據(jù)增強(qiáng)相的加入方式，PTMCs的合成方式可分為外加法（ex-situ）與原位自生法（in-situ），其中原位自生法由于其基體與增強(qiáng)相間界面干凈，通常無(wú)反應(yīng)層而逐漸成為現(xiàn)今主流的制備方法[18-20]。種類繁多的原位自生合成方法又可根據(jù)反應(yīng)狀態(tài)分為氣-固、液-固和固-固反應(yīng)法。

4.1 氣-固反應(yīng)法

氣-固反應(yīng)法主要是通過CH4等化合物氣體在高溫環(huán)境中與鈦合金基體粉末發(fā)生反應(yīng)得到TiCx增強(qiáng)顆粒，隨后對(duì)其進(jìn)行真空熱壓燒結(jié)得到PTMCs[21，22]。通過氣-固反應(yīng)法制備PTMCs可以免去混合粉末的過程，顯著降低了制備成本，在可控的氣體條件下，對(duì)組織的控制更為有利，但目前的研究還僅停留在單一的TiCx增強(qiáng)顆粒，尚未能成功制備其他增強(qiáng)顆粒組成的PTMCs，整體技術(shù)還不夠成熟，工藝還需進(jìn)一步完善。

4.2 液-固反應(yīng)法

4.1.1 熔鑄法

熔鑄法主要是將金屬熔煉過程加入復(fù)合材料固態(tài)粉（如C、B等），在熔融過程中與固態(tài)粉料反應(yīng)得到所需的增強(qiáng)相顆粒。利用該方法制備PTMCs成本低，工藝流程短，設(shè)備要求簡(jiǎn)單，可大批量生產(chǎn)大尺寸PTMCs，對(duì)于生產(chǎn)復(fù)雜結(jié)構(gòu)的構(gòu)件有著顯著的優(yōu)點(diǎn)[23]。此外，通過其他途徑（SHS，XD等）得到的中間產(chǎn)物也可后續(xù)通過熔鑄法最終得到PTMCs，工藝靈活性較高。

4.2.2 自蔓延高溫合成法（SHS）

SHS法由前蘇聯(lián)科學(xué)家Merzhanov發(fā)明[24]，主要原理是通過將包含兩種組元的粉末按照需要的比例混合均勻并壓制成型，然后在通過熱源點(diǎn)燃，在真空中使其發(fā)生熱化學(xué)反應(yīng)，反應(yīng)由熱源一點(diǎn)開始，產(chǎn)生出的熱量逐步蔓延至未發(fā)生反應(yīng)的區(qū)域繼續(xù)產(chǎn)生燃燒反應(yīng)，最終擴(kuò)散至全部完成反應(yīng)。在PTMCs應(yīng)用中，較為成熟的SHS工藝方案是通過Ti，C，Al粉末制備出以Al為基體的TiC顆粒增強(qiáng)中間產(chǎn)物，后續(xù)通過熔鑄法將中間產(chǎn)物與海綿鈦和其他中間合金熔煉為PTMCs。西北有色院張小民等人利用SHS法制備TiC顆粒為增強(qiáng)相的PTMCs，基體與增強(qiáng)顆粒間反應(yīng)層厚度薄，結(jié)合牢固，具有較好的熱穩(wěn)定性，有效提高了材料高溫性能，但塑性有所降低[25]。

4.2.3 放熱彌散法（XDTM）

X DT M法于1 9 8 3年由Brupvacher等人提出并申請(qǐng)專利。該方法與SHS類似，都是先將不同組分的原材料粉末按照所需的比例混合均勻，經(jīng)過壓制成型得到理論密度50%～60%的坯料。與SHS不同的是，為使組分間產(chǎn)生熱化學(xué)反應(yīng)，XDTM法通過加熱而非點(diǎn)燃的方式進(jìn)行，通常根據(jù)組分材料選擇加熱溫度（一般是高于基體熔點(diǎn)且低于增強(qiáng)相熔點(diǎn)）和加熱速率，各組分間通過加熱產(chǎn)生的放熱化學(xué)反應(yīng)得到增強(qiáng)相產(chǎn)物。該方法的優(yōu)點(diǎn)在于，通過控制組分間的物料比例和加熱溫度，使得增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)和顆粒大小相對(duì)可控[26]。

XDTM法最初應(yīng)用于鋁基復(fù)合材料，隨后逐漸應(yīng)用于鈦基復(fù)合材料，該方法的一個(gè)優(yōu)勢(shì)在于，利用Al粉與Ti粉在較低溫度下產(chǎn)生的熱反應(yīng)放熱制備TiC顆粒，得到TiC/TiAl系基復(fù)合材料[27]，該合金基體具有極佳的高溫性能且密度僅為鎳基高溫合金的一半，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域具有極佳的應(yīng)用前景。

4.3 固-固反應(yīng)法

4.3.1 粉末冶金法（P/M）

粉末冶金法（P/M）在復(fù)合材料領(lǐng)域已經(jīng)是相對(duì)成熟的合成方式，其基本原理在于將基體與增強(qiáng)相制成粉末并混合均勻，加壓加熱燒制得到復(fù)合材料。與傳統(tǒng)的外加法粉末冶金不同，原位自生粉末冶金法（in-situ P/M）制備TMCs是將用于發(fā)生熱化學(xué)反應(yīng)的原材料制成粉末并進(jìn)行冷壓后真空燒結(jié)或直接熱等靜壓成型。通過該方法得到的復(fù)合材料避免了外加法易引入污染以及基體與增強(qiáng)相界面反應(yīng)的問題，可得到熱力學(xué)穩(wěn)定的TMCs。Bvr Bhat等人對(duì)原位自生粉末冶金制備PTMCs進(jìn)行了系統(tǒng)研究，利用B粉與Ti粉以及其他中間合金粉末制成TiB/Ti-6Al-4Sn-4Zr-1Nb-1Mo-0.2Si，該材料在高溫狀態(tài)下拉伸、疲勞及抗蠕變性能優(yōu)異，并于1988年應(yīng)用于豐田保持系列發(fā)動(dòng)機(jī)閥門，其工藝流程圖如圖1所示[28]。

4.3.2 機(jī)械合金化（MA）

機(jī)械合金化法的原理在于通過高能球磨將粉末破碎至納米級(jí)別的尺寸，由于尺寸減小帶來(lái)的比表面積增加使得表面能提高，從而大大增加粉末的表面活性，隨后在該尺寸下由于球磨碰撞產(chǎn)生的熱量即可提供粉末間相互反應(yīng)所需的能量，進(jìn)而使粉末間產(chǎn)生合金化反應(yīng)[29]。MA法利用納米粉末不同于常規(guī)尺度下合金化熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)性質(zhì)，可制備出許多常規(guī)方法無(wú)法得到的合金，采用該方法已成功制備出TiB/Ti，TiC/TiAl等材料[30，31]。但顯而易見的是該方法對(duì)設(shè)備要求高，制備效率低，難以大批量大尺寸制備出PTMCs，其工業(yè)應(yīng)用任有待設(shè)備的進(jìn)一步發(fā)展。

5 后續(xù)變形加工

PTMCs合成后，往往無(wú)法同時(shí)達(dá)到應(yīng)用所需的性能與尺寸要求，有賴于后續(xù)進(jìn)一步的變形加工。由于增強(qiáng)相顆粒的高硬度，低塑性和對(duì)基體產(chǎn)生的位錯(cuò)阻礙作用，PTMCs材料的塑性往往較低，如何選擇其變形方式和工藝參數(shù)是提高其材料利用率，降低生產(chǎn)成本，優(yōu)化組織性能的重要因素[4]。

5.1 常規(guī)熱加工方法

PTMCs的鈦合金基體存在相轉(zhuǎn)變溫度Tβ，在常溫下呈密排六方的α相結(jié)構(gòu)，僅有3個(gè)穩(wěn)定的滑移系，塑性變形難度大。升溫至Tβ以上，基體材料相轉(zhuǎn)變?yōu)榛葡递^多的體心立方β相結(jié)構(gòu)，有利于塑性變形加工的進(jìn)行，同理，PTMCs的變形工藝一般在β相區(qū)或α+β兩相區(qū)進(jìn)行[32]。通過鍛造、軋制、擠壓、焊接等常規(guī)熱加工方式可調(diào)節(jié)PTMCs的最終尺寸與組織狀態(tài)，此外，此類常規(guī)加工手段設(shè)備較為成熟，可應(yīng)用于工業(yè)化大批量生產(chǎn)。

5.1.1 鍛造加工

鍛造加工對(duì)PTMCs的影響可以分為2部分，對(duì)鈦合金基體的影響以及對(duì)增強(qiáng)相顆粒的影響。對(duì)基體而言，通過各類方式，尤其是熔鑄法得到的PTMCs基體組織通常呈現(xiàn)出粗大的原始β晶粒且伴隨著晶界析出的連續(xù)α相組織，對(duì)材料的強(qiáng)度、疲勞和塑性均產(chǎn)生不利影響。經(jīng)過鍛造熱變形后，基體組織經(jīng)歷原始晶粒的破碎與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶可細(xì)化晶粒，改善第二相均勻性。針對(duì)增強(qiáng)相，顆粒帶有一定取向的情況下，如圖2所示的TiB晶須[33]，通過鍛造變形加工，原始取向的增強(qiáng)相顆粒為協(xié)調(diào)基體變形會(huì)呈現(xiàn)更為有利的取向方向。

由于PTMCs中的陶瓷基增強(qiáng)相顆粒存在，鍛造加工對(duì)溫度、變形量和變形速率非常敏感，極易產(chǎn)生鑄錠開裂，優(yōu)化等溫鍛造和熱模鍛尋求不同材料狀態(tài)下的工藝參數(shù)并通過數(shù)值模擬驗(yàn)證推廣應(yīng)用是其理想的發(fā)展方向。

5.1.2 擠壓加工

相比于鍛造加工狹窄的加工窗口，擠壓加工時(shí)坯料處于三向壓應(yīng)力狀態(tài)，變形條件較為良好。擠壓變形同樣能夠?yàn)榛w組織帶來(lái)變形強(qiáng)化效應(yīng)，同時(shí)將促進(jìn)增強(qiáng)相顆粒長(zhǎng)軸方向與擠壓軸向方向保持一致，由此得到的擠壓棒材或管材在其軸向方向上的抗拉強(qiáng)度將會(huì)顯著提高。于洋等利用熱靜壓擠壓成功制備出小直徑PTMCs管材[34]（圖3）。

5.1.3 軋制加工

軋制加工是制備鈦基復(fù)合材料板材的主要手段，坯料變形時(shí)受多向壓應(yīng)力作用，熱軋時(shí)基體晶粒沿軋制方向變形拉長(zhǎng)同時(shí)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，得到細(xì)化晶粒的集體組織。長(zhǎng)徑比較大的增強(qiáng)相顆粒在變形中發(fā)生折斷，變形后長(zhǎng)軸方向與軋制方向保持一致[35]。由于增強(qiáng)相顆粒的對(duì)基體變形的阻礙，軋制變形量過大將導(dǎo)致材料整體變脆，以及PTMCs對(duì)軋制溫度的要求，制備PTMCs薄板的加工難度較大，在工藝參數(shù)優(yōu)化與設(shè)備改造上還有待進(jìn)一步研究。

5.2 特殊加工方法

由于PTMCs陶瓷基顆粒對(duì)塑性變形的阻礙作用，常規(guī)的熱加工方式普遍存在加工窗口狹窄，成型效率低下等問題。為實(shí)現(xiàn)PTMCs大尺寸、大批量和復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的高效率低成本加工，探索新的加工方式成為一項(xiàng)重要工作。

5.2.1 劇烈塑性變形（SPD）法

從原理上講，SPD法是通過對(duì)材料進(jìn)行劇烈的塑性變形，從而導(dǎo)致微觀組織位錯(cuò)的增殖、運(yùn)動(dòng)、重排及泯滅，達(dá)到晶粒細(xì)化、改善組織的目的[36]。等徑彎曲通道變形（ECAP）、多向鍛（MF）、累計(jì)疊軋（ARB）、高壓扭轉(zhuǎn)（HPT）、循環(huán)擠壓壓縮（CEC）和其相互組合構(gòu)成了目前常見的SPD方法[37]。

SPD方法可生產(chǎn)出超細(xì)晶結(jié)構(gòu)的PTMCs，但目前已報(bào)道的加工尺寸較小，生產(chǎn)成本較高，如何改善其工藝條件，改進(jìn)工藝方案，建立起組織結(jié)構(gòu)與數(shù)值模擬間的關(guān)系需要進(jìn)一步的研究探索。

5.2.2 增材制造法

增材制造技術(shù)是近年來(lái)材料領(lǐng)域的熱點(diǎn)之一。航空航天領(lǐng)域所需求的大尺寸復(fù)雜結(jié)構(gòu)件常規(guī)熱變形往往需要萬(wàn)噸級(jí)別的設(shè)備進(jìn)行加工，外加大量的機(jī)加工工序，材料成材率低且難以控制局部組織的均勻性，利用激光增材制造PTMCs有著制造復(fù)雜結(jié)構(gòu)成材率高，大尺寸組織均勻等優(yōu)點(diǎn)，具有很大的應(yīng)用前景[38]。PTMCs薄壁件由于其單一尺度較小，一直以來(lái)是TMCs成型的難點(diǎn)，利用激光增材制造可制備出小尺寸，細(xì)晶粒，高性能的TiC+TiB/Ti-6Al-4V材料[39]。

增材制造法為制造復(fù)雜結(jié)構(gòu)件提出了一個(gè)新的發(fā)展方向，但其制備過程中的復(fù)雜的激光、基體、移動(dòng)熔池間的交互作用帶來(lái)的熱應(yīng)力問題以及條件波動(dòng)易帶來(lái)各種冶金缺陷仍有待解決，需進(jìn)行深入的機(jī)理研究。

5.3 其他方法

除上述方法外，還有相當(dāng)多的PTMCs制備技術(shù)，包括置氫加工、攪拌摩擦焊等離子切割加工等[40]。但其中很多方法尚不成熟，或是由于自身技術(shù)原因，與PTMCs匹配度較低?？傊琍TMCs的加工由于材料自身的特性，還尚未實(shí)現(xiàn)技術(shù)突破，仍有待材料工作者的進(jìn)一步探索研究。

6 結(jié)語(yǔ)

綜上所述，筆者提出如下觀點(diǎn)：PTMCs在基體上可做更豐富的選擇，尤其對(duì)于較為新穎的鈦鋁系金屬間化合物材料可做深入研究，以得到成熟的600～850℃結(jié)構(gòu)材料代替鎳基鐵基高溫合金，應(yīng)用于包括航空發(fā)動(dòng)機(jī)在內(nèi)的對(duì)減重耐高溫具有雙重需求的領(lǐng)域；對(duì)包括增材制造技術(shù)在內(nèi)的新一代加工方法針對(duì)PTMCs做進(jìn)一步的工藝優(yōu)化與數(shù)值模擬，完善數(shù)據(jù)積累以支持對(duì)大尺寸、大批量復(fù)雜結(jié)構(gòu)件生產(chǎn)的需求。深入開展理論研究，探索增強(qiáng)相與基體界面的相互作用，從結(jié)構(gòu)層面搭建理論支撐以指導(dǎo)制備工藝。

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