魏子超，韓遠飛，李劭鵬，黃光法，毛建偉，呂維潔

（上海交通大學金屬基復合材料國家重點實驗室，上海 200240）

隨著科學技術的迅猛發(fā)展，航空航天、海工等國防裝備對在極端服役環(huán)境條件下的結構材料性能提出了更加苛刻的要求[1]，不僅需要滿足輕量化要求，還必須同時具有更優(yōu)異的室/高溫綜合力學性能。在眾多結構材料中，非連續(xù)增強鈦基復合材料（Discontinuously reinforced titanium matrix composites，DRTMCs）引入高性能陶瓷增強體，既能保持輕量化鈦合金基體的優(yōu)良特性，又展現(xiàn)出更加優(yōu)異的比強度、比剛度和高溫性能等特性，已經成為國防裝備應用的重要金屬結構材料之一[2–7]。

深入研究發(fā)現(xiàn)，DRTMCs高性能的提高與增強體的引入密不可分，尤其是在鈦基體中引入TiB2、B4C、C、稀土化合物等反應劑，與基體原位自生合成TiB、TiC和Re2O3等增強體[8–10]。上述反應的Gibbs自由能ΔG在反應溫度范圍內均為負值，說明自發(fā)反應完全[11]。上海交通大學的肖旅[12]利用原位自生法成功制備了（TiB+La2O3） / IMI834復合材料，發(fā)現(xiàn)TiB和La2O3增強體與基體界面緊密結合，并且具有良好的相容性。同時，微納混雜的增強體也發(fā)揮了非常重要的強化作用，從而獲得了性 能 優(yōu) 異的DRTMCs[13–14]。相比于鋁基、銅基、鎂基等金屬基復合材料，DRTMCs突出的優(yōu)勢為高溫性能提高幅度較大，有望在高溫結構件中獲得實際應用[15]。但高強高模陶瓷增強體的加入會大大降低DRTMCs的熱加工性能，因此需要開發(fā)先進的成形技術來解決DRTMCs大尺寸復雜構件的成形問題，并滿足力學性能的要求[16]。

然而研究發(fā)現(xiàn)，金屬基復合材料力學性能的提升，斷裂過程中裂紋形成的傾向性都與增強體的尺度呈正相關[17]。傳統(tǒng)增強體尺寸通常在微米尺度范圍，其在提高金屬基體強度的同時，犧牲基體塑性以及斷裂韌性，材料成形加工能力弱[18]，制約了DRTMCs進一步發(fā)展。例如在通過粉末冶金技術制備的（TiB+TiC）/Ti復合材料中，TiB和TiC增強體的尺寸以微米尺寸為主，因此，容易在微區(qū)誘發(fā)顯著的應力集中進而萌生裂紋[19]。Gorsse等[20]也發(fā)現(xiàn)大尺寸的TiB晶須在相對較低的應變下發(fā)生了過早的斷裂，導致其復合材料的延伸率不超過0.5%。因此，進一步研究表明，為了延緩裂紋的萌生、開裂與擴展，實現(xiàn)增強體的納米化是提高材料強塑性的最佳途徑之一[21]。如果將納米尺度 （<100 nm）的增強體與金屬基體復合，增加增強體的比表面積，能夠進一步提高基體與增強體之間的載荷傳遞效率，例如納米TiC的加入可以使Al–Cu復合材料的抗拉強度和延伸率分別提高了11.08%和187.9%[22]。此外，小體積分數(shù)納米增強體就可以實現(xiàn)與微米增強體同樣的增強效果[23]。但是，由于納米增強體尺寸小、比表面能高，更容易發(fā)生團聚，在金屬基體中很難實現(xiàn)均勻分散[24]。因而，納米增強體的構型化設計和可控制備更加困難，如何在提升納米增強體的分散性和實現(xiàn)構型調控的同時，改善納米增強體與基體的界面，已經成為非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料 （Nano-reinforced titanium matrix composites，NRTMCs）研 究的重要內容之一。本文總結歸納了NRTMCs中常用納米增強體的類型，綜述了目前NRTMCs的制備與加工方法，進而分析了納米增強體與鈦之間的界面結合狀態(tài)以及構型設計對其力學性能的影響，展望了NRTMCs未來的發(fā)展趨勢以及潛在應用。

1 納米增強體類型

1.1 納米陶瓷增強體

與微米陶瓷顆粒增強體相比，納米增強體在提升復合材料強度的同時，材料的塑性下降相對較小[25]。已有研究表明，原位自生的TiB和TiC增強體被認為是TMCs中較為理想的增強相[26]，如果能將上述兩種陶瓷相的尺寸控制在納米尺度，有望成為提高TMCs性能的有效方法之一。眾所周知，TiB具有高彈性模量，密度與鈦合金相近，熱力學上相容，而且兩者泊松比差異小[27]。根據(jù)密度泛函理論，TiB相沿[010]方向生長成短纖維或晶須狀[28]。因此，基于TiB的形核與生長理論，具有大長徑比的TiB納米晶須/線可以提供更優(yōu)異的承載強化效率，達到更佳的強塑性匹配[29–30]。Huang等[31]制備了TiB/TC4復合材料 （圖1（a）），TiB呈納米纖維狀并分布在鈦基體周圍形成網(wǎng)狀結構，強韌化效果得到改善 （圖1（b））。但是當燒結溫度過高時[32]，TiB納米晶須為降低表面能，優(yōu)先沿著（100）晶面堆垛并粗化成微米尺度的晶須 （圖1（c））。Li等[33]通過對內嵌超細網(wǎng)狀TiB納米晶須的高溫鈦合金粉末進行不同溫度的保溫，發(fā)現(xiàn)當溫度提高到1000 ℃及以上時，TiB納米晶須逐漸粗化并合并長大，網(wǎng)狀分布形貌也被破壞?？梢?，TiB納米增強體對溫度較為敏感，易在高溫下粗化從而破壞其初始尺度及分布。因此，如何能夠在制備及加工過程中合理調控溫度，避免TiB的粗化是其面臨的主要挑戰(zhàn)。

圖1 粉末冶金制備體積分數(shù)5%的（TiB+TiC）/TC4基復合材料Fig.1 Preparation of (TiB+TiC)/TC4 matrix composites with volume fraction of 5% by powder metallurgy

TiC增強體在熱力學上與鈦基體相容性較好，密度和膨脹系數(shù)相差不大，且力學性能優(yōu)異，特別是抗氧化、高溫抗蠕變等性能優(yōu)于TiB晶須[34–37]。為得到納米尺度的TiC，許多研究人員采用石墨烯、碳納米管等材料來制備TiC納米陶瓷相[38–41]。Zhang等[42]利用石墨烯與鈦之間的反應形成了微納雙尺度的TiC等軸顆粒。此外，Wei等[43]采用激光增材制造技術，以甲烷為碳源與TC4基體原位合成了彌散分布的納米TiC顆粒 （圖2（a）），TiC與Ti之間具有很強的界面結合力 （圖2（b）），顯示出很好的承載能力，因此提高了材料的力學性能。也有研究表明，不同于TiC納米顆粒，TiC納米片也可顯著提高TMCs的強塑性[44–46]。例如，Luo等[47]通過化學沉積法制備具有核殼結構酚醛樹脂納米球包覆鈦的復合粉體，采用模壓真空燒結技術原位合成了TiC納米片增強TMCs，TiC呈現(xiàn)厚度為28～130 nm納米片形貌，均勻地嵌入鈦基體中，通過釘扎晶界提高材料的力學性能 （圖2（c） ～（d）），展現(xiàn)出非常優(yōu)異的室溫壓縮性能，屈服強度為1.52 GPa，抗壓強度高達2.54 GPa，斷裂應變?yōu)?4.4 %。

圖2 不同形貌的TiC增強TMCsFig.2 TMCs reinforced by TiC with various morphologies

除了上述常用的兩種增強體之外，通過熱處理得到的細小且彌散分布的硅化物 （Ti5Si3）也可以明顯提高TMCs的高溫性能[48–50]，外加的納米SiC顆?；蚣{米線、TiN和ZrO2亦可以提高其耐磨性和硬度[51–56]。但是燒結溫度和時間等因素同樣會使納米陶瓷增強體會產生粗化現(xiàn)象，更會與鈦基體發(fā)生嚴重的界面反應，形成脆性化合物。因此，精準控制增強體的尺寸是制備納米陶瓷相增強TMCs的主要問題和挑戰(zhàn)。

1.2 納米碳材料增強體

近年來，NRTMCs的研究主要集中在兩種碳納米材料 （Carbon nanomaterials，CNs），即石墨烯（Graphene，Gr）和碳納米管（Carbon nanotubes，CNTs）[57–58]，為NRTMCs的研制提供了一條新途徑。與納米陶瓷相不同，CNs具有作為復合材料理想增強體的潛質。在幾何特征方面，這兩種增強體具有大的長徑比或面厚比，比表面能大，有利于與基體實現(xiàn)充分接觸。另外，低密度（0.8～2 g/cm3）的CNTs和Gr都具備遠超過傳統(tǒng)陶瓷增強體的力學性能（如高彈性模量 （1 TPa）、高抗拉強度（130 GPa）、高延伸率 （>10%）），兼具超高導電、導熱性等功能特性，有望大幅度提高金屬基體的綜合性能[59–61]，CNTs與Gr的部分性能對比如表1所示[62]。前期已有研究學者開展了CNs增強TMCs的研究，取得了較好的研究結果[63–68]。如質量分數(shù)為0.3%的Gr增強TMCs的抗拉強度可達1206 MPa，并且保持良好的室溫塑性（斷面收縮率為48%）[69]。CNTs增強TMCs最開始被Kuzumaki等[70]所報道，發(fā)現(xiàn)其楊氏模量和硬度分別為純鈦的1.7倍和5.5倍。此外，東南大學的Zhang[71]和Shang[72]等將納米金剛石作為增強體，也獲得了強塑性優(yōu)異匹配的NRTMCs，但是納米金剛石成本較高，推廣應用存在較大的難度。

表1 CNTs與Gr的部分性能對比[62]Table 1 Comparisons of partial properties of CNTs and Gr[62]

影響CNs在金屬基體中發(fā)揮自身優(yōu)異特性的前提主要是界面反應和團聚傾向性[73]。鈦基體與CNs的化學相容性較差，很容易在CNs缺陷較多處反應產生TiC，其反應的標準吉布斯自由能變化 （ΔG）為[74]

式中，T是反應溫度。適量碳化物的形成有利于界面的結合和載荷的傳遞，而過量碳化物的生成則會削弱CNs的強化效果，而且碳化物的脆性會惡化材料力學性能[75–76]。此外，由于CNs之間強大的范德華力或表面張力而導致的強烈團聚傾向性，很難在基體中分散均勻。因此，在保持其納米結構的同時，實現(xiàn)均勻彌散分布、改善界面結合，是未來CNs增強TMCs的重點研究內容。

1.3 復合增強

為充分發(fā)揮多元多相或微納雙尺度增強的優(yōu)勢，諸多學者在復合增強方面開展了廣泛研究，通過設計增強體與金屬基體的分布實現(xiàn)構型化增強，進一步提升復合材料的強塑性，取得了富有成效的成果。

北京理工大學的Liu等[77–80]基于仿生學思想，巧妙地利用Gr和TiB晶須的特點，設計并構筑類蒼耳形界面 （圖3（a）），該研究通過精確控制熱處理制度，原位合成具有陣列形式的TiB晶須，其有效地強化了Gr–TiC–Ti的界面結合 （圖3（b）），從拉伸斷口可以看出，TiB橋接了Gr–TiC–Ti的多重界面，減緩了TiC層的斷裂速度，同時抑制了Gr與周圍基體的界面脫黏，從而促進Gr更好地發(fā)揮其強化作用 （圖3（c）～（d））。這種三維界面結構設計的引入，使其抗拉強度提高了200 MPa，并保持優(yōu)異的室溫塑性 （23.2%）。Zhang等[81]使用外加TiC納米顆粒制備了Gr/TiC混雜增強TMCs，發(fā)現(xiàn)少量納米TiC（質量分數(shù)0.05%）的加入可以有效保留Gr的完整性，混雜增強體增加了微裂紋擴展和偏轉所需要的能量，有效提高了力學性能。

圖3 基于蒼耳形設計的NRTMCsFig.3 NRTMCs with cocklebur-inspired design

綜上分析，設計跨尺度或者不同形態(tài)等微結構的混雜增強復合材料時，通過優(yōu)化增強體含量比例，調控不同形貌增強體的分布，能夠最大限度地發(fā)揮各組元的增強優(yōu)勢?？梢灶A期的是，將CNs與納米陶瓷增強體的優(yōu)勢相結合，更有希望制備出更高性能的NRTMCs。

2 非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料的制備方法

2.1 粉體預處理

納米增強體由于自身超高比表面積，具有很強的范德華力，易于相互吸引形成團聚，這將導致與基體的界面無法形成良好的冶金結合，降低其在基體中的均勻性，并伴隨出現(xiàn)界面結合力弱和孔洞等問題，嚴重影響力學性能。目前，NRTMCs的制備首要問題就集中在粉體的分散性方面，為改善納米增強體的分散性，需要對粉體進行前期預處理。常用的預處理方法主要有球磨法、化學吸附法預處理和原位生長法等[40，82–83]。

2.1.1 球磨法

球磨工藝是解決納米增強體分散的主流方法之一，利用高能球磨中粉體與研磨球之間的高速撞擊、粉體之間的對流，可以有效降低納米增強體之間的團聚[84]。但對于CNs來說，較長的球磨時間和較高的球磨轉速，都會導致CNs產生大量的未定型碳等缺陷[85]。這些缺陷化學活性較強，容易在高溫下與鈦基體優(yōu)先發(fā)生反應生成TiC。以CNTs為例，高能球磨會導致其產生開邊 （Open edges）或者空位等缺陷 （圖4[86]），這些缺陷易于成為界面碳化物優(yōu)先形核的位點。此外，高能球磨過程存在較大的熱量積累，因散熱較差使溫度上升，碳與鈦也會發(fā)生機械合金化，原位生成TiC[87–88]。

圖4 球磨過程中CNTs的缺陷演化過程[86]Fig.4 Defect evolution of CNTs during ball milling[86]

研究表明，當CNs作為增強體時，其添加的質量分數(shù)一般不超過2%[89]。超過此含量，則難以通過球磨均勻分散。因此，利用有機溶劑輔助進行CNs的分散是解決團聚問題的另一個重要途徑。已有研究學者采用溶液輔助球磨法來解決CNs的團聚問題。該方法將少量的Gr或CNTs均勻分散在去離子水或有機溶劑 （如酒精、異丙醇等） 中[90–91]，配合溶液攪拌、超聲分散等方法將CNs均勻分散至粉體表面，最后將混合溶液和粉體加入球磨罐中進行濕磨。Munir等[92]對比研究了有無預先超聲分散處理的CNTs/Ti粉體在相同球磨工藝條件下的均勻性，結果表明，超聲分散后球磨的復合粉末中CNTs的缺陷明顯低于未經超聲分散的粉末，且CNTs在鈦粉中的分散性也得到明顯提高。同時，Munir等[93]還研究了過程控制劑（Process control agent，PCA）對復合粉末分散性的影響，結果表明，PCA能夠有效降低球磨過程中金屬粉體表面的自由能，抑制冷焊和機械合金化等過程，在一定程度上減少CNs的結構缺陷。常用的PCA主要包括酒精、異丙醇、氯化鈉和硬脂酸等，但是當球磨能量過高時，硬脂酸會受熱分解成為碳源與鈦基體發(fā)生反應，導致CNTs的缺陷和TiC含量都發(fā)生了明顯上升[93–94]。

2.1.2 化學吸附法預處理

為了更好地保留CNs的結構，Zhao等[95]利用其自身含有官能團（羥基、羧基、羰基等）的特點，提出化學吸附的方法，其基本原理是分別對金屬粉體和CNs進行一定的化學修飾，利用兩者在混合過程中產生的相互吸引力，而獲得均勻包覆的復合粉末。如圖5所示[96，101]，Zhang等[96]對TC4粉體進行化學修飾，引入了聚乙烯醇 （Polyvinyl alcohol，PVA）薄膜，得到表面修飾PVA的TC4粉末 （PVA@TC4），然后將羧基化的石墨烯（Gr–COOH）溶液逐滴加入PVA@TC4溶液中，同時進行磁力攪拌，Gr中的羧基會與PVA中的羥基發(fā)生氫鍵交互作用，Gr–COOH會吸附到TC4表面。最后對粉末進行真空干燥，得到Gr均勻包覆TC4的粉末，制備工藝流程和粉末的微觀形貌如圖5（a）和（b）所示。Feng等[97]基于異性電荷相吸的原理進行化學包覆，對CNTs進行酸化使其帶上負電荷，將鈦粉分散在陽離子表面活性劑十六烷基三甲基溴化銨（Cetrl trimethyl ammonium bromide，CTAB）溶液中，使其帶上正電荷，將兩種溶液混合攪拌得到CNTs包覆的鈦粉。

2.1.3 原位生長法

以上兩種方法都是對外加法引入的增強體進行粉體均勻化處理，然而，這種方式的劣勢在于對CNs的破壞以及可能引入不必要的化學殘留。采用原位生長增強體的方法，可以從源頭上解決CNs與金屬基體界面結合較弱的問題。之所以如此，相比于外加法，原位生長的碳/金屬復合材料界面屬于共格或半共格關系，因此，界面結合強度可得到顯著 提 升[98–99]。Li[100]和Liu[101]等 使用Kroll試劑對TC4粉末進行化學刻蝕，目的是為了暴露和活化粉末中的Fe，利用Fe自身的催化特性，通過化學氣相沉積 （Chemical vapor deposition，CVD）技術以C2H2為碳源，在TC4粉末上原位生長CNTs（圖5（c）），TC4粉末經化學處理后，表面雖出現(xiàn)了一些溝壑，但仍然能保持球形輪廓，此外，大量原位生長的CNTs均勻分布在TC4粉末上，具有良好的界面結合強度，如圖5（d）所示。不僅如此，還有研究學者提出了在金屬粉末內部原位自生增強體的制備方法[102–103]。上海交通大學的Fang等[104]將海綿鈦和TiB2粉末混合均勻并壓制成自耗電極，在真空自耗熔煉爐中熔煉3次確保原位反應完全進行，制備了體積分數(shù)2.5%的TiB/Ti復合鑄錠，然后對鑄錠進行鍛造加工，最后通過氣霧化法獲得復合粉末，整個工藝流程如圖6（a）所示，從圖6（b）可以看出，復合粉末的球形度良好且伴有少量的行星球，值得注意的是，由于硼的含量遠低于共晶成分，Ti與B之間的反應完全，全部生成TiB，并且粉體內部存在由納米TiB晶須所組成的超細網(wǎng)狀結構，網(wǎng)狀尺寸約為2～10 μm（圖6（c）～（e））。這種制備復合粉體的方法可以有效地避免因球磨引入較多雜質元素和對粉末流動性的損害，這對增材制造技術是十分有利的。

圖5 化學法制備CNs/Ti復合粉末Fig.5 Chemical preparation of CNs/Ti composite powder

綜上，如何解決納米增強體的團聚問題是粉體預處理工藝過程中的核心。通過外加法可以在一定程度上解決聚集問題，但是不可避免地會引入一些Fe、O以及殘留的有機物等雜質，而原位自生法可以消除雜質的污染并且均勻分散納米增強體，但制備工藝復雜、成本高，仍停留在實驗室研究階段。上述方法目前還只適用于低含量納米增強體的分散，關于高體積分數(shù)增強體的預處理的報道較少，有待進一步的深入研究。

2.2 制備工藝

2.2.1 粉末冶金技術

制備工藝是對經過預處理后的粉末進行高溫成形的過程。近年來，制備NRTMCs的工藝主要有粉末冶金和增材制造兩種技術途徑。粉末冶金技術根據(jù)加熱方式的不同又可以分為熱壓燒結 （Hot press sintering，HPS）和放電等離子燒結（Spark plasma sintering，SPS）等[105]。HPS是制備TMCs的主要方法 （圖7（a）[106]），將球磨后的粉體置于石墨模具或者鋼模具中，并利用石墨紙相隔防止粘模，而后將模具置于真空或者氬氣氛圍的環(huán)境中通過固相擴散加熱并同時加壓燒結，經爐冷得到復合材料。然而，HPS需要較高的燒結溫度和較長時間，會造成CNs與鈦基體之間的不良界面反應，根據(jù)Montealegre等[107]的研究發(fā)現(xiàn)，當燒結溫度高于900 ℃時，CNs完全轉化為TiC，并且TiC的含量隨著燒結溫度的提高而增加。為了有效阻礙這樣嚴重界面反應，西北工業(yè)大學研究學者Yan等[108]在Gr和Ti之間引入了高熔點的納米SiC顆粒，然后將復合粉末在1193 K下燒結3 h，發(fā)現(xiàn)經過長時間的高溫燒結后，少量的Gr仍可以保留在基體中。

SPS依靠粉末顆粒間直接通入脈沖電流進行加熱燒結，綜合利用等離子活化、熱壓、電阻加熱等特點，具有升溫速度快 （50～100 ℃/min）、燒結溫度低、燒結時間短、組織均勻細小等工藝優(yōu)勢，在復合材料的應用中表現(xiàn)出極大的優(yōu)越性，其工作原理如圖7（b）所示[109]。因此，對SPS燒結參數(shù)優(yōu)化，可以間接控制CNs與基體反應的程度[110]。北京理工大學的Wang等[111]采用低溫高壓的SPS技術 （550 ℃，300 MPa），有效地保證了CNTs在TMCs中的結構，并且Ti與CNTs保持良好的界面結合，無任何反應產物 （圖8），使得NRTMCs能夠充分利用CNTs的優(yōu)異力學性能。隨后Wu等[112]又在溫度為450℃，壓力為400 MPa的工藝下燒結并進行適當?shù)臒崽幚?，制備Gr增強TMCs，Gr的固有結構被很好地保留下來。雖然通過優(yōu)化SPS工藝，可以有效地保留CNs[113]，但是低溫高壓的SPS用模具一般為硬質合金鋼，成本高且使用次數(shù)有限。因此，對實際生產來說，也需要研制比目前使用的模具材料強度更高、重復使用率更好的新型模具材料，以提高模具的承載能力和降低模具費用。

圖7 兩種粉末冶金的示意圖Fig.7 Schematic illustration of two kinds of powder metallurgy

圖8 SPS制備質量分數(shù)1.0% CNTs/Ti復合材料的TEM和HRTEM圖[111]Fig.8 TEM and HRTEM images of CNTs/Ti composites with mass fraction of 1.0%synthesized by SPS process[111]

2.2.2 熱加工工藝

然而，在SPS過程中降低燒結溫度和減少高溫持續(xù)時間，容易導致復合材料出現(xiàn)成形性差、致密度低等問題，有可能造成樣品中會存在大量裂紋、孔洞等缺陷。因此，需要進行熱擠壓、熱軋制等二次加工改變納米增強體的取向及分布狀態(tài)，同時基體內部也存在大量的亞結構和織構，使復合材料在多種耦合強化機制下獲得力學性能的提升[114–115]。Kondoh等[116–117]對燒結后的CNTs/Ti復合材料進行了熱擠壓工藝，結果發(fā)現(xiàn)經熱擠壓后CNTs和原位自生的TiC顆粒在基體中的分散性得到提高，TiC顆粒沿著熱擠壓方向延長，充分發(fā)揮彌散強化的作用，并且增強體有利于細化組織，進而提高材料力學性能。Mu等[118]對Gr增強TMCs進行了變形量為50%的熱軋工藝 （圖9（a）），軋制后的微觀組織呈現(xiàn)明顯的流線狀，Gr在軋制后的取向也趨于一致；在軋輥擠壓力和摩擦力的共同作用下，原本存在的輕微團聚現(xiàn)象也因沿軋制方向的拉應力作用下被分散開 （圖9（b））；此外，Gr能夠阻礙熱軋造成的基面滑移，使得基體產生壓縮孿晶，以適應軋制造成的變形 （圖9（c）），顯著提高了力學性能，主要歸因于細晶強化、Gr的承載強化和熱軋造成的織構強化。因此，熱變形能夠十分有效地分散CNs，并隨著復合材料變形的方向重新分布，且熱變形程度不僅會影響基體組織的演變，而且會極大地影響CNs的分散與取向[95，119]。

2.2.3 增材制造技術

與傳統(tǒng)加工制造技術 （如鑄造、鍛造和機械加工）不同，增材制造技術是一種近凈成形的制造過程，可以大幅度提高設計的自由度和縮短生產時間，因此，增材制造為即將到來的“工業(yè)4.0”時代的智能制造提供了巨大的機遇[120–121]。增材制造技術主要有鋪粉和送粉兩種方式，因此，該技術分為粉末床熔融 （Powder bed fusion，PBF）技術和定向能量沉積（Directed energy deposition，DED）技術，如圖10所示，PBF利用激光或者電子束在預先鋪好的粉末層中逐層熔合和燒結金屬粉末，該技術包括選區(qū)激光熔化 （Selective laser melting，SLM）和電子束熔化（Electron beam melting，EBM）兩種主要方法；在DED中，金屬粉末或金屬絲被同軸地送入高能光束 （激光或電?。?，在基材上連續(xù)地形成熔化層，激光近凈成形（Laser engineered net shaping，LENS）和電弧增材制造 （Wire arc additive manufacturing，WAAM）是兩種典型的DED方法[122]。

在增材制造工藝過程中，通常涉及金屬粉末與光束之間復雜的多物理和非平衡過程，其主要取決于粉末的吸收率、大小、形狀和物理性質[123]。對于NRTMCs來說，由于熔池具有足夠高的溫度，即使是高熔點的陶瓷粉末也可以完全熔化，并且由于超高的溫度梯度和超快的凝固速率（約為103～108K/s），更加有利于高密度原位納米增強體的均勻彌散。Gu等[124–125]研究了SLM中能量密度對納米TiC形貌形成機理的影響。隨著能量密度的減少，TiC的形貌從初始的粗化枝晶，逐漸演化為均勻分散的納米片層，如圖11（a）～（c）所示。在不同的能量密度下，TiC形貌由不同晶面的生長速率決定，其能量變化的示意圖如圖11（d）所示，當能量密度較低時，非平衡激光照射會導致熔池具有獨特的冶金行為，造成TiC沿[111]方向上的{110}側面的生長速率受到限制，防止{110}側面的增厚從而保持理想的納米結構。此外，熔池內部對流誘發(fā)的液相毛細管力為TiC在熔體中的遷移和重排提供了驅動力，有利于納米TiC均勻分散。然而能量密度提高，導致加工溫度顯著增加，從而增強了馬朗格尼效應 （Marangoni flow）并導致熔體中產生湍流，會引起固液界面不穩(wěn)定，TiC析出相傾向于樹枝狀生長。同時，由于激光能量較高，會在生長的枝晶尖端周圍聚集了大量的熱量，這為最終納米TiC的粗化甚至消失提供了驅動力。上述研究表明，能量密度在SLM過程中起著十分重要的作用，被廣泛應用于SLM過程的優(yōu)化[126]：一方面，全部熔化的熔池形成對于制造完全致密的零件是非常關鍵的，所以需要足夠高的能量密度；另一方面，熔池黏度也是一個關鍵因素。在一般情況下，黏度應當維持在一個恰當?shù)乃?，以使熔體可以有效地擴散到先前沉積的材料上，防止孔隙、未熔合等缺陷的發(fā)生，這可以通過優(yōu)化SLM中的工藝參數(shù)實現(xiàn)，以此獲得最佳的制備溫度。然而，TMCs中高熔點陶瓷相的存在會顯著增加熔體的黏度，因此SLM加工可能更加困難[127]。另外，Hu等[128–129]通過LENs設計了納米TiB增強TMCs。LENs的快速凝固特性會使基體形核具有極高的過冷度，增加形核率，使基體組織得到顯著細化，因此，基體周圍原位自生TiB增強體呈現(xiàn)小尺寸 （3～5 μm）的三維準連續(xù)網(wǎng)狀分布[130]。通過共晶凝固得到的TiB為納米尺度，經研究表明，細小的共晶TiB的斷裂敏感程度要低于粗大的初生TiB[131]。綜上，TiB的納米化和網(wǎng)狀尺寸的減小有利于強度和韌性的提高。

圖11 PBF技術制備NRTMCs[124]Fig.11 NRTMCs fabricated by PBF technology[124]

因此，無論是PBF還是DED技術，都具有各自的優(yōu)勢[132]。PBF技術的成形精度更高，而DED技術制造大尺寸構件速度更快，并可通過多臺送粉罐組合，有利于合理控制部件不同部位的成分和微觀結構。綜上所述，PBF和DED技術在納米復合材料零件生產應用中有望創(chuàng)造新的技術機遇，具有開發(fā)獨特力學性能的新型納米復合材料的潛力，這為制造具有定制結構的NRTMCs零件提供了具有前景的機會，吸引了越來越多研究者的關注與研究[127]。

3 非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料的界面調控與構型設計

3.1 界面結合

界面作為連接基體和增強體的橋梁，是應力傳遞等信息的重要媒介。在復合材料中，界面的微觀結構形態(tài)和強度直接影響載荷傳遞的效果和裂紋的擴展過程，并決定了金屬基復合材料的性能[133–134]。對于TMCs來說，TiB或TiC增強體一般是通過與鈦的原位反應自發(fā)生成的，與基體的界面干凈平整，保持著共格/半共格關系，具有優(yōu)異的界面強度，因此很少需要對其界面進行優(yōu)化設計[135–136]。但對于CNs增強TMCs，CNs起著直接承載的作用，界面主要承擔著CNs與基體之間的外力傳遞、裂紋阻斷等功能；同時，CNs與鈦基體之間具有強烈的化學反應活性，在界面區(qū)域很容易發(fā)生化學反應[137]。所以，CNs增強TMCs宏觀性能的優(yōu)劣很大程度上取決于CNs與基體的界面結合狀態(tài)。Yi等[138]利用原位電子顯微鏡單管拔出技術并結合離散傅里葉變換計算，對CNTs/Ti界面的承載能力和界面剪切強度進行表征和模擬計算，結果表明，相比于Al，CNTs對Ti具有更強的親和力，也證實了納米碳與鈦之間強烈的化學鍵合作用。Shin等[139]發(fā)現(xiàn)了Gr與鈦之間的界面是通過離子鍵與鈦緊密結合，可以顯著提高承載轉移的效率。

雖然鈦與碳之間的界面具有出色的化學鍵，但界面反應程度對復合材料的力學性能是一把雙刃劍。Bhuiyan等[140]表示較薄的反應層（<20 nm）有利于增強鍵合并提高力學性能，而較厚的反應層 （>100 nm）會產生不利影響。因此，如何通過優(yōu)化碳/鈦納米復合材料的界面結構，是CNs增強TMCs提高整體性能非常重要的研究內容，為了提高納米碳/鈦體系中的界面結合性能，有必要進行界面優(yōu)化設計。

3.1.1 表面金屬化

由于CNs和金屬之間的密度差異較大，使得CNs在碳/金屬復合材料的成形過程中容易發(fā)生二次團聚，降低其分散性，導致與金屬間的界面穩(wěn)定性較差。大量研究表明，通過對增強相的表面進行金屬化處理，利用表面金屬原子與金屬基體間的反應擴散生成金屬間化合物，可有效提高CNs在復合材料中的分散性，甚至增加增強相/金屬間的界面結合力，進而有效提高碳/金屬復合材料的綜合性能[141–146]。

鎳 （Ni）因為與碳和鈦都具有良好的潤濕性，通常作為界面修飾元素。此外，鎳同時作為鈦的快速擴散合金化元素，能夠促進燒結，提高致密度[147]。如圖12所示[148]，通過化學鍍法制備鍍鎳碳納米管來強化TC4合金 （MWCNTs@Ni/TC4）。結果發(fā)現(xiàn)，生成的Ti2Ni、TiC和基體之間呈現(xiàn)共格或半共格關系，具有良好的界面結合 （圖12（a）～（d）），由于界面處產生的位錯增殖與湮滅一直保持動態(tài)平衡關系，因此復合材料在保持高強度的同時獲得更持久的均勻應變 （圖12（e）～（f））。Mu等[149]也在石墨烯納米片（Graphene nanoflakes，GNFs）上修飾Ni納米顆粒，制備Ni–GNFs/Ti基復合材料。復合材料的界面組成為Ni–GNFs/TiCx/Ti2Ni/Ti，取向關系分別為GNF（001）//Ni（020）和Ti2Ni（331）//Ti（100），最終復合材料的抗拉強度為793 MPa，相比于基體提高了40 %。這主要是由于Ni–GNFs的均勻分散和TiCx/Ti2Ni界面的生成提高了載荷傳遞效率。在此研究基礎上，又深入研究了鍍鎳層對于Ni–GNFs/Ti復合材料的影響，通過控制GNFs表面納米缺陷的數(shù)量來調控鍍鎳的含量，得 到 兩 種Ni–GNFs（P–Ni@GNFs，含鎳質量分數(shù)87%；F–Ni@GNFs，含鎳質量分數(shù)93%），結果表明，由于在P–Ni@GNFs/Ti復合材料中形成了由TiC反應層、納米Ni和Ti2Ni相組成的不連續(xù)層界面，復合材料加載時可以獲得更有效的承載能力，實現(xiàn)了良好的強塑性匹配，而對于F–Ni@GNFs來說，力學性能的下降是由于殘留的鍍鎳層，降低載荷轉移效率而導致的[150–151]。Dong等[152]使用化學共還原法分別制備了被銅或銀修飾的氧化石墨烯粉末 （Cu@rGO和Ag@rGO），然后結合低能球磨、SPS和熱軋工藝制備復合材料，經過金屬顆粒修飾后的rGO在基體中的分散性得到提高，并且增加rGO和Ti之間的界面結合，rGO表面的Cu或Ag會與Ti生成Ti2Cu或Ti3Ag，有效地轉移載荷來強韌化基體。

圖12 MWCNTs@Ni/TC4復合材料中界面的TEM和HRTEM以及位錯分析[148]Fig.12 Detailed analysis of interface using TEM and HRTEM as well as dislocations in MWCNTs@Ni/TC4 composites[148]

綜上，由于CNs不可避免地在制備過程中與鈦基體發(fā)生反應，導致強度提高而塑性下降，因此，金屬顆粒的修飾不僅可以緩解CNs在基體中的團聚，而且有效地抑制界面反應，增加界面結合力以達到強塑性的良好匹配。然而，與界面反應生成的TiC類似，加入的金屬顆粒會與鈦基體生成脆性金屬間化合物，因此，控制金屬顆粒的負載量是進一步優(yōu)化力學性能的關鍵。

3.1.2 界面反應調控

如前文所述，界面原位生成的碳化物能夠增強界面結合和載荷轉移效應，但往往會犧牲增強體的結構完整性，不可避免地降低了強化效率，這主要取決于碳/鈦界面的反應程度。如果碳化物形成不足，會無法提供足夠的界面黏結力，而過量的碳化物由于自身的脆性，在加載時會增加碳化物斷裂的風險，惡化力學性能[153]。此外，界面載荷傳遞能力還與界面碳化物的數(shù)量有關。Shang等[154]發(fā)現(xiàn)界面處保留約為體積分數(shù)30%的Gr有利于界面結合，提供最高的強化效率 （65.5 %），因此,通過改變增強相與金屬基體成形過程中的工藝條件來控制界面反應產物的含量，可實現(xiàn)復合材料綜合性能的調控[155]。如圖13所示，Mu等[156]研究了GNFs增強TMCs在不同熱軋溫度下界面反應產物的形態(tài)演變，界面模型如13（a）所示；當熱軋溫度為823 K時，TiC會在GNFs的缺陷處形核，界面由稀疏的納米TiC顆粒所組成（圖13（b））；當溫度為1023 K時，TiC在界面處大量形核并伴隨一定的長大，組成不連續(xù)的TiC層 （圖13（c））；當溫度提高到1223 K時，鈦基體消耗了更多的GNFs變成連續(xù)的TiC過渡層，此時的界面由TiC/GNFs/TiC所組成，呈現(xiàn)“三明治”結構 （圖13（d））；隨著TiC層厚度的增加，GNFs與Ti的界面結合力更強，可大幅度提高強度 （圖13（e））。

圖13 不同溫度下熱軋后Gr/Ti復合材料的界面分析和力學性能[156]Fig.13 Interface analysis and mechanical properties of Gr/Ti composites treated by rolling at different temperatures[156]

從上述研究可以看出，優(yōu)化碳/鈦基復合材料的后處理工藝 （溫度或者時間），實現(xiàn)對界面反應的控制，獲得較為理想的界面反應層厚度，可有效提高復合材料的界面結合強度，從而使復合材料具有優(yōu)異的力學性能。

3.2 構型設計

納米增強體能夠顯著提高TMCs的強度，然而其強化效果往往以犧牲延伸率和韌性為代價[67]。因此，尋找解決強塑性倒置問題的有效途徑受到了學者的廣泛關注。傳統(tǒng)金屬基復合材料追求的是增強體彌散均勻分布在基體中，減少因分布不均勻而導致的基體內部存在應力集中，避免在承載過程發(fā)生提前失效斷裂。但是均勻分布構型自身存在一定的局限性，其增強效果往往需要大體積分數(shù)的增強相含量，強化效率較低[157]。Huang等[158]研究結果證明，增強體非均勻分布能夠成為一種解決強韌化失配的方法。通過對非連續(xù)增強體進行構型設計 （網(wǎng)絡構型[159]、疊層構型[160]等），實現(xiàn)對復合材料局部應力分布的有效改善，進而維持強韌平衡關系[161–162]。

根據(jù)Hashin–Shtrikman（H–S）理論，均勻分布的增強體對應于彈性模量的下邊界，而當增強體形成網(wǎng)狀構型時，則可對應于理論彈性模量的上邊界[163]。因此，研究人員在制備過程中通過改變增強體的空間分布，實現(xiàn)微觀上的構型設計，進而使復合材料內部的應力分布得到緩解，獲得優(yōu)異的力學性能。Yan等[164]通過使用Rock milling和行星球磨兩步混粉工藝結合SPS制備了網(wǎng)狀分布的Gr增強TC4，原位自生的TiC和殘留的Gr組成了準連續(xù)網(wǎng)狀結構，使得抗拉強度明顯高于TC4，延伸率與基體相當，更重要的是其強度和塑性均優(yōu)于均勻分布的Gr/TC4復合材料，究其原因在于網(wǎng)狀結構承載了更多的應力，隨著拉伸應力的增加，裂紋傾向沿著網(wǎng)狀邊界以及內部的碳化物顆粒進行形核和長大，有利于偏轉裂紋，此外，網(wǎng)狀結構還可以細化基體晶粒組織，細小的晶粒有助于通過協(xié)調變形抑制裂紋擴展，對保持復合材料的延伸率具有很大的貢獻。Pan等[165]使用EBM技術制備準連續(xù)網(wǎng)狀納米TiB增強TC4復合材料 （圖14（a）），相比于微米TiB，納米TiB與鈦基體可以保持更好的協(xié)調變形性 （圖14（b）），有效降低了TiB在變形過程中內部的裂紋萌生，實現(xiàn)了更持久的載荷傳遞，網(wǎng)狀結構的存在還可以延緩裂紋的擴展，有利于保持高塑性，使其抗拉強度提高了27%，延伸率為8.9%（圖14（c））。因此，納米增強體的網(wǎng)狀分布不僅可以有效阻礙位錯運動，增加位錯密度，提高強度，而且還可以延緩裂紋的擴展速率，增加裂紋擴展所需的能量，鈍化裂紋[166]。另外，由于形成準連續(xù)網(wǎng)狀分布，保證了基體之間的相互連通，能夠有效阻礙裂紋沿網(wǎng)狀界面快速擴展，協(xié)調塑性。

圖14 網(wǎng)狀結構納米TiB增強TMCs[165]Fig.14 TiB nano-whiskers reinforced TMCs with network distribution[165]

疊層構型化是啟迪于自然界中具有優(yōu)異強韌性的珍珠母層狀結構思想。珍珠母不僅具有生物層狀結構，而且還具有“磚砌式”的疊層結構。該種結構是由含有體積分數(shù)95%的礦物質與體積分數(shù)5%的有機物通過自組裝生長形成的。高體積分數(shù)的硬脆礦物質提供了珍珠母足夠的強度，但卻帶來了低韌性的可能，通過在礦物質層間粘合類似“黏土層”的有機物形成疊層結構，使其具備很強的抗裂紋萌生與擴展能力，且實現(xiàn)對裂紋偏轉、鈍化、橋接等各種韌化機制的協(xié)調，充分發(fā)揮了韌化效果，其韌性較之組成成分提高了兩個數(shù)量級，最終實現(xiàn)了強度與韌性的同時提升[18]。因此，仿珍珠母中多尺度的層狀微結構是一種提高金屬基復合材料強韌性的有效策略[167]。

在眾多納米增強體中，Gr與仿生復合構型具有很好的形貌兼容性，且褶皺的表面有助于提高其與基體界面間的結合力和接觸面積，使得復合材料沿層狀方向形變時Gr能夠發(fā)揮最大承載作用，因此成為層狀結構設計的首選[168–169]。Mu等[170]首先使用高能球磨工藝制備質量分數(shù)0.8% Multi-layer Gr（MLG）/Ti片狀粉末 （圖15（a）），結合SPS和熱軋工藝構筑仿生層狀結構 （圖15（b））。鈦基體以片狀形式存在，有效解決了MLG的團聚問題，消除了內部缺陷和應力集中。從壓縮斷口可以發(fā)現(xiàn)，MLG的層狀分布可以有效地偏轉裂紋，并且MLG的斷裂表明其承載效率的提高 （圖15（c）和（d））。但是如前文所述，高能球磨工藝很容易破壞Gr的本征結構，惡化材料力學性能。采用簡單的噴涂沉積工藝[112]，將GNFs溶液均勻地噴涂在鈦箔表面，然后將噴涂好的鈦箔逐層堆積起來，采用SPS和快速熱處理工藝制備出GNFs/Ti復合材料。GNFs在鈦基體中仍以層狀分布的形式存在，因此在變形過程中，層狀分布的GNFs提高TiC/GNFs/TiC界面對位錯運動的攔儲能力，造成位錯塞積，提升復合材料的應變硬化能力。不僅如此，疊層結構的存在還會通過扭曲裂紋的擴展路徑來增加裂紋擴展所需的能量，增加能量耗散。并且，GNFs的存在還可以橋接裂紋，獲得進一步的增韌效果。因此，GNFs/Ti疊層結構比基體具有更加優(yōu)異的強塑性匹配。

圖15 仿生疊層MLG增強TMCs[170]Fig.15 Biomimetic laminated MLG reinforced TMCs[170]

綜上，通過調控增強體的微觀空間分布，可以有效解決NRTMCs強塑性導致的難題，獲得高強韌化的NRTMCs。

4 非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料的強化機制

不同于微米增強體，納米增強體的強化效果更加明顯。因此，有必要深入研究強化機制，揭示納米增強體顯著提高力學性能的內在原因。復合材料的強化機制主要體現(xiàn)為基體與增強體之間的交互作用。眾所周知，基體晶粒尺寸對于力學性能有顯著的影響，當晶粒尺寸減小時，基體中存在更多的晶界來阻礙位錯運動，強度會得到有效的提高，主要為細晶強化機制。根據(jù)霍爾–佩奇 （Hall–Petch）公式[171]可計算出細晶強化的理論強度ΔσGR，即

式中，kH–P是與基體相關的常數(shù)；dr和dm分別對應于復合材料和基體的平均晶粒尺寸。Saba等[172]證明了在納米金剛石增強TMCs中，隨著納米金剛石顆粒尺寸的減小，基體晶粒尺寸得到顯著的細化 （圖16（a）），表明納米增強體細化晶粒的效果更加明顯，更有利于強度的提高 （圖16（b））。

圖16 不同納米金剛石顆粒尺寸與基體之間的關系[172]Fig.16 Relationship between different nanodiamond particle size and matrix[172]

Orowan強化是納米增強金屬基復合材料的一種重要強化機制，主要是基于位錯繞過小尺寸或顆粒間距較小的增強體。當基體中的位錯穿過堅硬的小顆粒時，會發(fā)生彎曲、重新連接，并在顆粒周圍留下一個位錯環(huán)。增強體周圍殘余位錯環(huán)的形成會產生背應力，阻止位錯的進一步遷移導致屈服強度的增加。根據(jù)Orowan強化所計算的強度貢獻值由Orowan–Ashby公式給出[173]：

式中，dr為增強體的直徑；Gm和b分別是基體的剪切模量和柏氏矢量；λ是顆粒間距，即[174]

式中，Vr是增強體的體積分數(shù)。從式（3）和（4）可以看出，對于尺寸和間距較大的微米增強體來說，Orowan強化并不顯著。值得注意的是，增強體顆粒必須存在晶粒內部而不是晶界處才能充分發(fā)揮出Orowan強化效果。Saba等[172]計算了含質量分數(shù)0.35%直徑為5 nm金剛石的Orowan強化貢獻值，其理論值高達208.7 MPa，因此Orowan強化為其主要強化機制。此外，Dong[91]和Wei[175]等在Gr和CNTs增強TMCs中也發(fā)現(xiàn)了CNs和原位自生的TiC納米顆粒具有Orowan強化效果。

承載強化是直接由增強體的本征力學特性來決定的一種強化機制?；w與增強體之間的強界面結合力促進了應力從基體向增強體的傳遞，進而依靠增強體的優(yōu)越性能對基體進行強化。承載強化主要是針對短纖維增強復合材料的剪切滯后模型進行理論計算[176]。短纖維的長度和在復合材料中的臨界斷裂長度決定了基體中的最大應力能否達到短纖維的斷裂強度，短纖維的臨界斷裂長度lc為

式中，σr、τm分別為增強體的強度和基體的剪切強度。對于Gr增強TMCs來說，Gr可以視為一種短纖維，Shin等[139]對lc進行了修正，即

式中，A為Gr的橫截面積；S為界面面積；l為Gr的長度。當Gr的尺寸大于臨界斷裂長度時，則Gr將以斷裂的形式吸收能量；當Gr的尺寸小于lc時，界面?zhèn)鬟f的最大應力不足以使其斷裂，Gr將以拔出的形式吸收能量。Mu等[118]通過式 （6）計算發(fā)現(xiàn)Gr的尺寸遠大于臨界斷裂長度，說明了承載強化機制占主導地位。而對于CNTs來說，其強化效應主要依賴于長度變化[177]。在較小的長徑比下，CNTs的載荷傳遞效應非常小，CNTs的主要強化效應可歸因于Orowan強化。在CNTs長徑比較大的復合材料中，載荷轉移成為復合材料的主要強化作用。其主要原因是位錯與CNTs之間的相互作用。對于長度遠小于位錯長度的短CNTs來說，當位錯通過時，CNTs就像顆粒一樣捕獲環(huán)，相當于納米粒子，留下位錯環(huán)，導致Orowan強化。然而，CNTs長度超過位錯長度一半的臨界值的情況下，位錯很難通過長CNTs，最終不會產生位錯環(huán)。Han等[178]也發(fā)現(xiàn)大尺寸的Gr對承載強化貢獻很大，而小尺寸Gr的Orowan強化的貢獻更大。

綜上，納米增強體不僅可以更加顯著地減小基體晶粒尺寸來實現(xiàn)細晶強化，而且還可以更為有效地承載從基體傳遞來的應力。相比于微米增強體，小尺寸的納米增強體還可以實現(xiàn)Orowan強化，進一步提高力學性能。盡管部分理論計算模型驗證了相應的試驗結果，但是仍然存在一些局限，當增強體非均勻分布時，承載強化計算模型是否需要修正值得進一步探索。因此，NRTMCs的強化機制以及相應的理論模型仍然需要去不斷完善。

5 結論與展望

綜上所述，將增強體的尺寸減小至納米尺度可以顯著提高TMCs的力學性能。納米增強體自身優(yōu)異的特性是提高TMCs綜合性能的一個主要原因。但納米增強體間具有較高的范德華力，使得增強體易團聚，不易分散，必須優(yōu)化工藝提高納米增強體的分散性。另外，CNs也是發(fā)展高性能金屬基復合材料的理想增強體，但是其與鈦之間的界面在制備過程中的熱穩(wěn)定性較差，易于形成脆性碳化物，大幅度降低強化效率。因此，納米陶瓷增強體及納米碳材料的分散性以及結構完整性，直接影響了復合材料的組織與性能。其次，增強體/鈦界面結合強度和反應程度的調控也是復合材料成形中要特別關注的問題。如何實現(xiàn)在提升界面強度的同時，抑制碳/鈦界面的過度反應，以及建立界面強度與材料強韌性之間的構效關系是一個亟待解決的科學難題。在碳/鈦界面優(yōu)化設計等方面，通過CNs的表面金屬化、界面反應調控等工藝手段，可顯著提高碳/鈦界面的結合力，從而提高復合材料的力學性能。其中摻雜金屬元素的種類和含量，界面反應溫度以及界面反應物的尺寸等均是決定界面結合力強弱的關鍵。此外，通過對納米增強體進行合適的空間構型設計，充分利用增強體/基體界面對復合材料承載過程中裂紋擴展的阻礙、偏轉作用，有助于解決均勻TMCs所面臨的強度與塑性錯配難題。

5.1 NRTMCs的研究方向

雖然NRTMCs的研究在近幾年已經得到了一些研究成果，但是相比于其他金屬基復合材料，其研究工作并不完善，仍需大量的研究工作，以促進其發(fā)展和工業(yè)化應用，其主要研究及發(fā)展方向可能集中在以下4個方面。

（1）改善非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料中納米增強體團聚難題。從納米增強體團聚的機理入手，開發(fā)出簡單可控的提高納米增強體分散性的新型工藝，并且探究高體積分數(shù)增強體均勻彌散的途徑。

（2）開發(fā)非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料制備技術的新技術。需要打破現(xiàn)有方法的局限性，利用學科交叉的優(yōu)勢，有目的性地結合各種近凈成形技術，精準調控復合材料微觀結構。

（3）揭示非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料界面的作用機制。納米增強體界面問題一直是NRTMCs中的核心問題，利用高端的測試技術例如同步輻射、原位TEM、微柱壓縮等來探究界面的結合狀態(tài)，并輔以計算模擬，如第一性原理、分子動力學等。將試驗科學和計算科學相結合來深入挖掘界面的作用機制。

（4）設計非連續(xù)納米相增強鈦基復合材料中增強體的空間構型。構筑增強體的空間構型有望解決傳統(tǒng)TMCs強塑性失配難題，從材料力學和能量耗散的角度出發(fā)，建立新的力學計算模型，精準設計新的多元多相復合構型，有望大幅度提高NRTMCs的綜合力學性能。

5.2 未來NRTMCs不同領域的應用趨勢展望

NRTMCs具有非常優(yōu)異的力學性能，但大部分研究仍處于試驗研究階段，至今尚無NRTMCs的工業(yè)化應用或產品。為了挖掘NRTMC在各個領域的先進應用中的巨大潛力，下面對未來NRTMCs在各個行業(yè)的潛在應用進行前瞻性的展望。

（1）在航空領域，制造飛機部件的材料必須具有良好的室/高溫機械性能。鈦合金及其復合材料已經在飛機工業(yè)上得到廣泛的應用。在未來，飛機的機翼結構、吊掛結構、艙門框機、緊固件等部件材料可能會使用NRTMCs來提高服役性能。

（2）在航天領域，飛行器所處的服役環(huán)境更加嚴苛，NRTMCs因高比強度、優(yōu)異的高溫性能等特性有望成為未來航天飛行器的主要結構材料之一。NRTMCs可應用于制造火箭發(fā)動機等部件、葉輪、半球形火箭殼等，還可以應用于衛(wèi)星、載人航天器等空間飛行器部件，如制造TMCs燃料儲箱，實現(xiàn)航天器有效載荷的增加。

（3）在民用工業(yè)領域，鈦合金及其復合材料對于汽車的輕量化具有重大意義，可應用于汽車發(fā)動機連桿、凸輪軸、進/排氣閥等，NRTMCs更加突出的力學性能使其在汽車引擎中使用鈦基復合材料制造連桿以及發(fā)動機閥具有廣闊的應用潛力。