黃陸軍，耿　林

(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)

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網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料研究進(jìn)展

黃陸軍，耿林

(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)

為填補(bǔ)550～800 ℃用輕質(zhì)、耐熱、高強(qiáng)韌、可加工結(jié)構(gòu)材料的空白，以及解決粉末冶金鈦基復(fù)合材料脆性大、增強(qiáng)效果差的瓶頸問題，基于構(gòu)型設(shè)計與精確調(diào)控，采用低能球磨與熱壓燒結(jié)技術(shù)，實(shí)現(xiàn)了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料穩(wěn)定化制備。網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料較傳統(tǒng)增強(qiáng)相均勻分布鈦基復(fù)合材料的塑性提高了5倍，并具有更高的室溫與高溫增強(qiáng)效果、更強(qiáng)的可設(shè)計性；較鈦合金基體使用溫度提高約200 ℃。有望在550～800 ℃使用環(huán)境下部分替代高溫合金實(shí)現(xiàn)減重40%，在航空航天等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景而備受關(guān)注。綜述網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料設(shè)計與制備、變形與成形、熱處理改性與控制、高溫性能的研究進(jìn)展，指出已經(jīng)突破的關(guān)鍵問題與仍然存在的問題，提出未來發(fā)展方向。一方面應(yīng)進(jìn)一步完善現(xiàn)有復(fù)合材料體系、理論與技術(shù)，實(shí)現(xiàn)其應(yīng)用解決迫切需求；另一方面，通過多級多尺度構(gòu)型與工藝設(shè)計，開發(fā)新一代綜合性能更加優(yōu)異的鈦基復(fù)合材料與改性技術(shù)。

鈦基復(fù)合材料；網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)；粉末冶金；原位自生；塑性；強(qiáng)度

1　前　言

隨著航天航空等應(yīng)用領(lǐng)域關(guān)鍵構(gòu)件對鈦基新材料性能的要求越來越苛刻，材料學(xué)家分別通過合金化、復(fù)合化與化學(xué)反應(yīng)等方法，開發(fā)并研究了系列高性能鈦合金、鈦基復(fù)合材料與鈦鋁基材料[1,2]。通過合金化方法可以在一定程度上提高鈦合金的性能，但目前國際上最好的耐熱鈦合金的使用溫度難以逾越600 ℃瓶頸，且耐磨性不足。鈦鋁金屬間化合物在700～800 ℃具有良好的輕質(zhì)耐熱性能，但較低的室溫塑性與較差的焊接性是抑制其發(fā)展的關(guān)鍵因素。為進(jìn)一步提高鈦材的強(qiáng)度、彈性模量、服役溫度、耐磨性，并保持較好的塑性、可加工與焊接性，人們寄希望于在鈦合金中引入陶瓷增強(qiáng)相制備非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(Discontinuously Reinforced Titanium Matrix Composites，簡稱DRTMCs)來實(shí)現(xiàn)這些目標(biāo)[2-4]。

經(jīng)過30多年的優(yōu)化，現(xiàn)有DRTMCs制備方法主要包括與原位自生反應(yīng)相結(jié)合的熔鑄法和粉末冶金法[3,4]。然而，不管采用哪種制備方法，在過去的研究中，研究者總是追求增強(qiáng)相在基體中的均勻分布[2,3,5]。特別是粉末冶金法制備的增強(qiáng)相均勻分布DRTMCs，表現(xiàn)出非常大的室溫脆性，嚴(yán)重制約了DRTMCs的開發(fā)及應(yīng)用[3,4,6]。黃陸軍等人[2,4,7]打破傳統(tǒng)思維，基于Hashin-Shtrikman(H-S)理論、晶界強(qiáng)化理論及高塑性要求，設(shè)計與制備出了TiBw呈準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀分布的系列TiBw/Ti復(fù)合材料。不僅解決了粉末冶金法制備DRTMCs室溫脆性大的瓶頸問題，還進(jìn)一步提高了DRTMCs的室溫與高溫增強(qiáng)效果[2,8,9]。使用溫度較鈦合金提高近200 ℃，有望填補(bǔ)550～800 ℃用輕質(zhì)、耐熱、高強(qiáng)韌、可加工結(jié)構(gòu)材料的空白，加工出的構(gòu)件替代高溫合金可實(shí)現(xiàn)減重40%。為促進(jìn)高性能網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料在關(guān)鍵構(gòu)件上的應(yīng)用，系統(tǒng)地開展了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料成形與改性等研究，攻克了一系列關(guān)鍵技術(shù)。另外，在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的基礎(chǔ)上，成功設(shè)計并制備的層狀-網(wǎng)狀兩級結(jié)構(gòu)Ti-(TiBw/Ti)復(fù)合材料表現(xiàn)出更加優(yōu)異的塑性與韌性[10-14]。通過Si固溶與沉淀析出，結(jié)合Ti-TiB2的原位自生反應(yīng)，成功制備了兩級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(TiBw+Ti5Si3)/TC4復(fù)合材料，較一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料表現(xiàn)出更高的綜合性能、高溫強(qiáng)度、耐熱溫度、抗氧化能力、熱處理強(qiáng)化水平[15]。本文就一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料設(shè)計、制備、調(diào)控、成形與改性等研究進(jìn)展進(jìn)行綜述與分析，對進(jìn)一步基礎(chǔ)與應(yīng)用研究進(jìn)行展望。

2　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料設(shè)計與制備

圖1　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti復(fù)合材料的設(shè)計和制備基本原理圖(流程及對應(yīng)的材料SEM照片)Fig.1　Schematic of design and fabrication principle of TiBw/Ti composites (SEM micrograph of network microstructure)

基于鈦基復(fù)合材料塑性改善需求、晶界強(qiáng)化理論與Hashin-Shtrikman理論，結(jié)合構(gòu)型設(shè)計思想，成功設(shè)計了增強(qiáng)相呈三維準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀分布結(jié)構(gòu)。如圖1所示為網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti復(fù)合材料的設(shè)計和制備基本原理，大尺寸鈦粉與細(xì)小TiB2粉的選擇是前提，低能球磨是關(guān)鍵，固相熱壓燒結(jié)是保障，然而原位自生形成晶須狀TiBw增強(qiáng)相則是網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)具有優(yōu)異性能的關(guān)鍵。首先通過低能球磨技術(shù)使小尺寸的TiB2顆粒均勻鑲嵌在大尺寸的鈦顆粒表面，再通過真空熱壓燒結(jié)使復(fù)合材料致密化，并在高溫保壓過程中發(fā)生Ti+TiB2→2TiB原位自生反應(yīng)，消耗掉原始TiB2顆粒，原位生成的TiB晶須(TiBw)增強(qiáng)相，呈三維空間網(wǎng)狀分布在復(fù)合材料中，從而形成三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖2所示[16]。網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)將鈦材分割成規(guī)則的細(xì)小單元，每個單元又可分為TiBw-rich網(wǎng)狀界面區(qū)與TiBw-lean內(nèi)部基體區(qū)。(1)三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)符合H-S理論上限結(jié)構(gòu)的硬相包圍軟相結(jié)構(gòu)。(2)增強(qiáng)相網(wǎng)狀分布，相當(dāng)于在晶界處引入陶瓷增強(qiáng)相，可進(jìn)一步提高晶界強(qiáng)化效果，有效抑制高溫晶界弱化效果。(3)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的存在可以有效抑制在高溫?zé)崽幚砼c高溫服役時的晶粒長大。(4)晶須狀TiBw增強(qiáng)相像銷釘一樣有效連接相鄰基體顆粒，增加細(xì)小單元之間的協(xié)調(diào)變形能力，有效抑制頸縮，改善復(fù)合材料塑性與變形能力。(5) 在熱壓燒結(jié)制備的冷卻過程中，由于TiBw-rich網(wǎng)狀界面區(qū)域?qū)iBw-lean區(qū)域具有各向同性的拉應(yīng)力作用，所以在TiBw-lean區(qū)域形成了近似等軸狀組織(圖2插圖)[17]，取代了鈦合金的魏氏組織，這也為網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料優(yōu)異性能提供一定的貢獻(xiàn)。另外，TiBw與鈦基體之間由于原位自生形成了強(qiáng)共格界面結(jié)合，而TiBw-rich的網(wǎng)狀界面與TiBw-lean的內(nèi)部區(qū)域之間由于TiBw的各向同性分布呈強(qiáng)的梯度界面，這里兩級尺度上的強(qiáng)界面結(jié)合是其具有優(yōu)異的增強(qiáng)效果與塑性改善效果的保障。

圖2　TiBw/Ti復(fù)合材料三維網(wǎng)狀SEM結(jié)構(gòu)[16]與基體等軸組織金相照片(插圖)[16]Fig.2　SEM morphology of 3D network microstructure of TiBw/Ti composites [16] and metallograph of equiaxed microstructure of matrix (insert) [16]

三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)參數(shù)分別為網(wǎng)狀尺寸和界面處局部增強(qiáng)相含量，網(wǎng)狀尺寸取決于原始鈦粉尺寸，局部增強(qiáng)相含量由整體增強(qiáng)相含量與網(wǎng)狀尺寸共同決定[2,4,18]。如圖3所示為具有不同網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)參數(shù)的燒結(jié)態(tài)TiBw/TC4復(fù)合材料SEM組織照片[19]，從圖中可以看出，不同結(jié)構(gòu)參數(shù)不影響三維網(wǎng)狀分布。當(dāng)整體增強(qiáng)相含量一定時，局部增強(qiáng)相含量隨網(wǎng)狀尺寸的增大而增大；當(dāng)網(wǎng)狀尺寸一定時，隨整體增強(qiáng)相含量增加局部增強(qiáng)相含量增加。需要指出的是，局部增強(qiáng)相含量增加對彈性模量與屈服強(qiáng)度是有利的，但對塑性是不利的，而網(wǎng)狀尺寸增加對塑性是有利的。

圖3　具有不同網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)參數(shù)的燒結(jié)態(tài)TiBw/TC4復(fù)合材料SEM組織照片[19]：(a)8.5 vol%, 65 μm,(b) 8.5 vol%, 110 μm, (c) 8.5 vol%, 200 μm, (d) 12 vol%, 65 μmFig.3　SEM micrographs of the as-sintered TiBw/TC4 composites with different network parameters [19]：(a)8.5 vol%, 65 μm, (b) 8.5 vol%, 110 μm, (c) 8.5 vol%, 200 μm, and (d) 12 vol%, 65 μm

通過對不同燒結(jié)參數(shù)下制備的鈦基復(fù)合材料組織與性能的分析，闡明了燒結(jié)參數(shù)對其組織與性能的影響規(guī)律，優(yōu)化了燒結(jié)參數(shù)，其中TC4基復(fù)合材料最佳燒結(jié)溫度為1200 ℃，Ti60基復(fù)合材料最佳燒結(jié)溫度為1300 ℃，還揭示了TiBw的形成機(jī)理[20-23]。另外，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的普適性還表現(xiàn)在，適合于其它基體合金，如圖4所示為燒結(jié)態(tài)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)Ti60基復(fù)合材料SEM照片[23]，從圖中可以看出，改變基體種類，并沒有改變網(wǎng)狀分布狀態(tài)，近期研制的TA15基復(fù)合材料組織也表現(xiàn)出一樣結(jié)果。因此，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料具有網(wǎng)狀尺寸、基體種類、整體增強(qiáng)相含量/局部增強(qiáng)相含量可設(shè)計與可調(diào)控特點(diǎn)。

圖4　燒結(jié)態(tài)TiBw/Ti60復(fù)合材料SEM組織照片[23]Fig.4　SEM micrograph of the as-sintered TiBw/Ti60 composites [23]

如圖5a所示，采用相同的原料與相同的燒結(jié)工藝，只是不同的球磨工藝，制備得到的增強(qiáng)相均勻分布與網(wǎng)狀分布TiBw/Ti復(fù)合材料拉伸性能對比[2,4,8]。從圖中可以看出，增強(qiáng)相均勻分布TiBw/Ti復(fù)合材料雖然較純Ti的強(qiáng)度有所提高，但塑性大幅下降，而網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti復(fù)合材料不僅強(qiáng)度大幅提高，遠(yuǎn)高于增強(qiáng)相均勻分布強(qiáng)度水平，而且塑性降低不多。如圖5b所示，采用TC4鈦合金作為基體制備的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料則表現(xiàn)出更高的強(qiáng)度，并且其強(qiáng)度與塑性均可以通過調(diào)控網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)參數(shù)(網(wǎng)狀尺寸與增強(qiáng)相含量)實(shí)現(xiàn)調(diào)控。傳統(tǒng)粉末冶金法制備的增強(qiáng)相均勻分布TiBw/TC4燒結(jié)態(tài)復(fù)合材料，由于較大的脆性，難以表現(xiàn)出拉伸塑性變形。

圖5　燒結(jié)態(tài)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(a)TiBw/Ti復(fù)合材料與(b)TiBw/TC4復(fù)合材料室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[8,19]Fig.5　Tensile stress-strain curves of the as-sintered TiBw/Ti composites (a) and TiBw/TC4 composites with a network microstructure (b)[8,19]

另外，從力學(xué)性能對比可以發(fā)現(xiàn)，通過增強(qiáng)相的引入以及空間網(wǎng)狀分布調(diào)控，TiBw/Ti復(fù)合材料強(qiáng)度可以達(dá)到甚至超過相同狀態(tài)TC4鈦合金強(qiáng)度水平，在某些特殊服役環(huán)境下可以替代鈦合金使用，以提高彈性模量、耐磨性。另外，替代醫(yī)用TC4鈦合金則可以排除Al與V元素帶來的毒副作用。燒結(jié)態(tài)TiBw/TC4復(fù)合材料強(qiáng)度可以達(dá)到甚至超過鍛造態(tài)TC4鈦合金水平，因此可以實(shí)現(xiàn)近凈成形、提高原料利用率等。而進(jìn)一步通過后續(xù)熱處理可以大幅提高強(qiáng)度，通過后續(xù)變形可以同時提高其強(qiáng)度與塑性水平，從而大幅擴(kuò)展其應(yīng)用范圍。

在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti復(fù)合材料的基礎(chǔ)上，(1)可以調(diào)整網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)參數(shù)(網(wǎng)狀尺寸與局部增強(qiáng)相含量)實(shí)現(xiàn)力學(xué)性能的調(diào)控，不僅強(qiáng)度而且塑性都可以通過調(diào)整網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)參數(shù)實(shí)現(xiàn)調(diào)控。(2)可以設(shè)計與選擇不同鈦合金基體種類，已經(jīng)成功研制了系列TiBw/Ti、TiBw/TC4、TiBw/TA15、TiBw/Ti60[16,20,23]復(fù)合材料，表現(xiàn)出不同的性能特點(diǎn)。(3)可以設(shè)計與調(diào)控增強(qiáng)相種類，已經(jīng)研制成功TiCp/TC4[17,24]、(TiBw+TiCp)/TC4[25]、(Ti2C+Ti5Si3)/Ti[26]、(TiC+Ti3SiC2+Ti5Si3)/TC4[27]、(TiBw+Ti5Si3)/Ti[28]復(fù)合材料系列。通過增強(qiáng)相種類的調(diào)控還可以實(shí)現(xiàn)多級結(jié)構(gòu)與多尺度增強(qiáng)相的精確調(diào)控。另外，按照使用性能，還可以將研制的系列復(fù)合材料分為高硬度高耐磨系列、高強(qiáng)韌系列、耐高溫系列、抗氧化系列、抗蠕變系列等復(fù)合材料。其中耐高溫系列復(fù)合材料600 ℃抗拉強(qiáng)度超過950 MPa，700 ℃抗拉強(qiáng)度最高超過750 MPa。近期成功研制的多級多尺度(TiBw+Ti5Si3)/TC4復(fù)合材料，較TiBw/TC4復(fù)合材料不僅具有更加優(yōu)異的室溫強(qiáng)度與塑性，而且具有更高的高溫強(qiáng)度，高溫抗氧化能力與高溫抗蠕變性能大幅提升。因此，在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的基礎(chǔ)上，結(jié)合結(jié)構(gòu)參數(shù)、增強(qiáng)相與基體種類、多級多尺度構(gòu)型設(shè)計，有望實(shí)現(xiàn)鈦基復(fù)合材料綜合性能的大幅改善。

3　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料變形與成形

后續(xù)高溫塑性變形主要包括擠壓、軋制、鍛造、超塑性等[29-33]工藝，以改善DRTMCs組織和力學(xué)性能以及成形。針對金屬基復(fù)合材料，在變形過程中，不僅基體晶粒、亞結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，而且增強(qiáng)相的分布、取向、破碎等也發(fā)生變化，另外，局部缺陷可以得到一定改善。事實(shí)上，通過后續(xù)變形，陶瓷增強(qiáng)相與基體界面處殘余應(yīng)力大幅增加，且狀態(tài)可能發(fā)生變化，陶瓷增強(qiáng)相受力可能從受壓狀態(tài)變成受拉狀態(tài)，應(yīng)力大小與狀態(tài)的改變對DRTMCs復(fù)合材料力學(xué)性能影響很大，但鮮有定量分析與表征。

圖6所示為網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)5 vol%的TiBw/TC4復(fù)合材料經(jīng)高溫60%壓縮變形后的徑向顯微組織特征[31]。沒有發(fā)現(xiàn)宏觀的裂紋及宏觀的扭曲變形現(xiàn)象，甚至在最高的應(yīng)變速率10 s-1時，試樣宏觀變形也是均勻的。這一點(diǎn)甚至優(yōu)于某些鈦合金，有些鈦合金當(dāng)應(yīng)變速率較大時還會發(fā)生宏觀裂紋及扭曲現(xiàn)象[34]。這一現(xiàn)象說明了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料優(yōu)異的塑性變形能力。由于三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)相當(dāng)于在鈦材中進(jìn)行了微區(qū)域標(biāo)記，可以清楚的揭示局部變形規(guī)律，根據(jù)組織特征可以將整個壓縮變形截面分成四個區(qū)域：即無變形區(qū)域I，過渡變形區(qū)域II，均勻大變形區(qū)域III，圓周變形區(qū)域IV。另外，TiBw/Ti60復(fù)合材料也表現(xiàn)出了優(yōu)異的高溫塑性變形能力，深入的組織分析發(fā)現(xiàn)，增強(qiáng)相的存在促進(jìn)了基體動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生[31,35,36]。因此，利用網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料變形組織演變規(guī)律，還可以真實(shí)、全面地揭示塑性變形組織演變機(jī)理，及預(yù)測力學(xué)性能演變規(guī)律。

圖6　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料壓縮試樣縱截面SEM組織照片(右上角為壓縮試樣宏觀照片)：[31](a) 整體截面，(b) A區(qū)域放大，(c) B區(qū)域放大，(d) C區(qū)域放大，(e) D區(qū)域放大，(f) E區(qū)域放大Fig.6　SEM micrographs of compressed specimen of network-structured TiBw/TC4 composites (insert shows different deformation characteristics): (a) overall longitudinal section showing I, II, III and IV regions at a low magnification, (b) magnified region A, (c) magnified region B, (d) magnified region C, (e) magnified region D, and (f) magnified region E[31]

圖7為網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)5 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料經(jīng)過熱擠壓變形后SEM組織照片[30]。從圖中可以看出，由于原有TC4顆粒尺寸較大，擠壓變形后，復(fù)合材料中TiB晶須增強(qiáng)相仍然分布在TC4基體周圍。只是原本等軸的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)經(jīng)過擠壓變形后被拉長，仍然是按照準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀分布。TiBw增強(qiáng)相由原來三維方向分布，變成沿擠壓方向的定向分布。然而局部增強(qiáng)相含量大大降低，或基體連通程度大大增加，且界面區(qū)寬度降低。這是由于經(jīng)過擠壓變形后，原本具有較小比表面積的近似球狀的等軸基體顆粒，沿擠壓方向被拉長，這樣鈦基體表面積大大增加，因此在網(wǎng)狀界面處局部增強(qiáng)相含量降低，且沿擠壓方向排列。這將提高沿擠壓方向復(fù)合材料的強(qiáng)度與彈性模量。從另外一方面來看，由于基體連通度增加，這必定會提高復(fù)合材料的塑性指標(biāo)。

另外，通過對比觀察發(fā)現(xiàn)，在燒結(jié)態(tài)TiBw/TC4復(fù)合材料基體中，呈現(xiàn)的是近似等軸狀組織(圖2插圖)，而在變形后的基體中為馬氏體組織α′或β轉(zhuǎn)變組織。這一轉(zhuǎn)變主要是由于高溫變形溫度1100 ℃超過了基體β相變點(diǎn)以及變形后迅速冷卻造成的，這對TiBw/TC4復(fù)合材料的強(qiáng)度是有利的。綜合以上，熱擠壓對復(fù)合材料組織與性能的影響是復(fù)雜的，其中沿擠壓方向，塑性水平由于基體連通度增加必然得到提高，抗拉強(qiáng)度由于基體形變及熱處理強(qiáng)化及晶須定向排列也必然得到提高。在橫截面上，增強(qiáng)相分布仍然近似等軸狀，只是由于變形發(fā)生了一定的扭曲，且尺寸大大降低。這是與擠壓比16∶1基本相符的。

網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)8.5 vol% TiBw/TC4(200 μm)復(fù)合材料擠壓后的SEM組織分析結(jié)果顯示，燒結(jié)態(tài)材料中形成的增強(qiáng)相團(tuán)聚現(xiàn)象，在擠壓變形過程中可以得到一定程度的改善。但由于晶須塊的存在，更不利于協(xié)調(diào)變形，使得晶須折斷更為嚴(yán)重。且原來存在的晶須團(tuán)由于強(qiáng)度較高，基體流變抗力較低，不易被打碎，這就更容易形成缺陷。這些對復(fù)合材料的性能都是不利的。

圖7　擠壓態(tài)5 vol% TiBw/TC4 復(fù)合材料縱截面與橫截面SEM組織照片：[30](a) 縱向低倍，(b) 縱向高倍，(c) 橫向低倍，(d) 橫向高倍Fig.7　SEM morphologies of the longitudinal (a～b) and cross (c～d) sections of the as-extruded 5 vol% TiBw/TC4 composite at different magnifications: (a and c) at low magnifications, (b and d) at high magnifications [30]

圖8　燒結(jié)態(tài)與不同擠壓比的擠壓態(tài)5 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.8　Room temperature/tensile stress-strain curves of the as-sintered and as-extruded 5 vol% TiBw/TC4 composites

圖8所示為擠壓比為16∶1和9∶1擠壓態(tài)與燒結(jié)態(tài)5 vol% TiBw/TC4(45～125 μm)復(fù)合材料的室溫拉伸性能曲線。從圖中可以看出擠壓比16∶1擠壓態(tài)復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度為1206 MPa，延伸率為12%。而擠壓比9∶1擠壓態(tài)復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度1108 MPa，延伸率為8.3%。可以看出復(fù)合材料的強(qiáng)度和塑性隨著變形程度增加而增加。這是由于擠壓變形過程帶來的增強(qiáng)相定向分布、增強(qiáng)相破碎、網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)參數(shù)改變、基體組織變化共同作用的結(jié)果，其中基體加工硬化與組織細(xì)化對材料的強(qiáng)度與塑性提升的作用隨著變形程度增加而越加明顯。

圖9所示為TiBw/Ti60復(fù)合材料與Ti60合金擠壓前后室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線對比[23]。經(jīng)過熱擠壓變形后，無論是復(fù)合材料還是基體Ti60合金，其力學(xué)性能均大幅度地提高。當(dāng)增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)為1.7 vol%、3.4 vol%和5.1 vol%時，經(jīng)過熱擠壓變形后復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度分別提高了23%、25%和29%，分別達(dá)到1315 MPa、1364 MPa和1454 MPa。強(qiáng)度大幅提高的主要原因是由于經(jīng)過擠壓變形后晶須得到了定向分布，因此可以更好的發(fā)揮增強(qiáng)體在擠壓方向的強(qiáng)化效果。另外由于增強(qiáng)體對基體再結(jié)晶過程的影響以及冷卻過程中對相變的影響，復(fù)合材料內(nèi)基體晶粒尺寸更加細(xì)小，這對擠壓之后的強(qiáng)化也有著積極促進(jìn)的作用。

圖9　擠壓前后TiBw/Ti60復(fù)合材料與Ti60合金的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[23]Fig.9　Room temperature tensile stress-strain curves of Ti60 alloy and TiBw/Ti60 composites with different volume fraction of TiBw for reinforcement before and after hot extrusion[23].

如圖9所示，對于延伸率來講，擠壓態(tài)復(fù)合材料的延伸率較燒結(jié)態(tài)復(fù)合材料延伸率得到明顯改善。其中3.4 vol%和1.7 vol% TiBw/Ti60復(fù)合材料的延伸率分別達(dá)到了5.5%和6%。這是由于低體積分?jǐn)?shù)的復(fù)合材料經(jīng)過擠壓變形后晶須分布比較離散，不存在增強(qiáng)體過度偏聚的區(qū)域。另外，原燒結(jié)態(tài)基體中存在的α2相在熱擠壓變形過程中得到回溶，這對塑性也是有利的。但增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)達(dá)到一定含量后，復(fù)合材料內(nèi)部晶須折斷嚴(yán)重并且存在一部分TiBw聚集區(qū)，在此區(qū)域內(nèi)容易發(fā)生裂紋的聚集進(jìn)而導(dǎo)致其快速的失穩(wěn)擴(kuò)展降低材料的塑性。

近期，Zhang和Yu等人[37,38]采用無壓預(yù)燒結(jié)加熱擠壓變形工藝成功制備了增強(qiáng)相柱狀網(wǎng)狀分布的TiBw/TC4復(fù)合材料，表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能，其室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到1450 MPa，延伸率達(dá)到8.2%。并且與熱壓燒結(jié)相比，工藝簡單，實(shí)現(xiàn)容易，間接說明了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)設(shè)計的重要性。

軋制變形結(jié)果顯示[29-39]，不同軋制變形量對應(yīng)不同變形組織，隨著軋制變形量的增加，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料中增強(qiáng)相破碎程度加劇，局部增強(qiáng)相含量降低，且鈦合金基體呈轉(zhuǎn)變β組織。由于基體形變及熱處理強(qiáng)化與增強(qiáng)相的破碎導(dǎo)致的弱化效果的共同作用，隨著軋制變形量的增加，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度及伸長率均先增加后降低。對于5 vol% TiBw/TC4 (200 μm)復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度從1090 MPa提高到1330 MPa，相當(dāng)于提高了22%，而延伸率最大提高了97%。另外，軋制變形可以大幅提高TiBw/Ti60復(fù)合材料室溫與高溫拉伸力學(xué)性能[40]。

超塑性拉伸試驗結(jié)果顯示[32，41]，由于網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)可以有效抑制晶粒長大、增加相鄰單元之間的協(xié)調(diào)變形，大大降低了頸縮，從而有效提高了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料高溫超塑性變形能力，相同條件下，超塑性水平甚至超過鈦合金超塑性水平[42]。這個結(jié)果與高應(yīng)變速率壓縮變形時鈦合金出現(xiàn)宏觀缺陷而網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料卻不出現(xiàn)宏觀缺陷是一致的。網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料900 ℃以上均表現(xiàn)出超塑性，在950 ℃達(dá)到最大，超過300%的拉伸延伸率。

4　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料熱處理改性

后續(xù)熱處理能調(diào)整DRTMCs增強(qiáng)相和基體組織，進(jìn)一步改善DRTMCs的最終力學(xué)性能[43-45]。鈦合金作為基體制備的鈦合金基復(fù)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(qiáng)度。這里主要是轉(zhuǎn)變β組織或馬氏體α′的形成、基體組織細(xì)化以及固溶與時效強(qiáng)化的作用。另外，值得指出的是，增強(qiáng)相的存在，可以通過影響鈦合金基體相變點(diǎn)以及影響基體組織熱處理過程中的相變阻力[46]，從而影響基體鈦合金熱處理組織，進(jìn)而影響其力學(xué)性能，但這方面還沒有深入細(xì)致的研究報道。

圖10所示為5 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料在990 ℃淬火，500 ℃時效處理6 h后的掃描照片[45]。首先，初生α相的存在間接說明了TiBw增強(qiáng)相的存在提高了β相變點(diǎn)溫度。從插圖中可以清楚的看出，淬火過程中形成的馬氏體在時效過程中分解形成等軸細(xì)小的α+β組織，均勻的分布在轉(zhuǎn)變β組織內(nèi)部，這對其力學(xué)性能是有利的。且細(xì)小α+β組織的體積分?jǐn)?shù)與尺寸均隨時效溫度的提高而增加。另外，當(dāng)時效溫度超過600 ℃時，細(xì)小等軸的α+β組織開始長成粗大的組織。

圖10　經(jīng)淬火與時效處理后5 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料的SEM照片[44]Fig.10　SEM micrograph of matrix of TiBw/TC4 composites after quenching and aging heat treatment[44]

如圖11所示為燒結(jié)態(tài)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度隨淬火溫度升高先增加后降低[43]，其中在870 ℃淬火得到最高的抗拉強(qiáng)度，淬火溫度繼續(xù)升高，抗拉強(qiáng)度反而降低。這就是淬火溫度過高，馬氏體含量高，使得基體硬度升高塑性降低，不利于其抗拉強(qiáng)度的增加。因此，由于鈦基復(fù)合材料較鈦合金較低的室溫塑性，鈦基復(fù)合材料的熱處理工藝將區(qū)別于鈦合金的熱處理工藝。并且對于具有不同塑性指標(biāo)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料而言，熱處理制度也將因其塑性不同而有所區(qū)別，但具有相同的趨勢。對于5 vol% TiBw/TC4 (200 μm)復(fù)合材料，淬火溫度870 ℃，獲得了最佳的馬氏體含量，經(jīng)過時效溫度為500 ℃、時效時間為6 h的時效處理，獲得了1423 MPa最高的抗拉強(qiáng)度。相當(dāng)于較燒結(jié)態(tài)鈦基復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度提高了30%。這一強(qiáng)度指標(biāo)，是普通鈦基復(fù)合材料所不能達(dá)到的。

圖11　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)5 vol% TiBw/TC4 (200 μm)復(fù)合材料不同淬火溫度處理后拉伸性能的變化[42]Fig.11　Variations of tensile strength and elongation of 5 vol% TiBw/TC4 composite with increased quenching temperatures followed by aging at 500 ℃[42]

圖12所示為5 vol%和8 vol% TiBw/TC4 (45～125 μm)擠壓態(tài)復(fù)合材料于990 ℃淬火，在600 ℃時效熱處理前后的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[45]。對于擠壓態(tài)8 vol%復(fù)合材料，熱處理后抗拉強(qiáng)度由1311 MPa提升到1470 MPa，提升了12.1%，通過優(yōu)化可以超過1500 MPa的水平，延伸率由4.8%下降到2.5%。對于5 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料，相同熱處理過后復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度由1206 MPa提高到1364 MPa，提升了13.1%，延伸率由12%下降到7.8%。結(jié)合前面結(jié)果，說明了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)參數(shù)影響著熱處理后的復(fù)合材料力學(xué)性能，但影響規(guī)律基本一致。

文獻(xiàn)結(jié)果顯示[47]，以Ti60合金作為基體制備的燒結(jié)態(tài)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti60復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度僅為1105 MPa，衍射率為1.2%。而經(jīng)過一步1000 ℃/1 h、1050 ℃/1 h與1100 ℃/1 h固溶處理后，其抗拉強(qiáng)度與延伸率分別提高到1399 MPa/2.7%、1425 MPa/2.5%和1470 MPa/1.9%。圖13所示為經(jīng)過不同溫度1000 ℃/1 h、1050 ℃/1 h與1100 ℃/1 h固溶處理后再經(jīng)過600 ℃/8 h時效處理的TiBw/Ti60復(fù)合材料拉伸性能柱狀圖。對比文獻(xiàn)結(jié)果可知[47]，固溶和固溶+時效處理后網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/Ti60復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和延伸率高于燒結(jié)態(tài)TiBw/Ti60復(fù)合材料。與此同時，時效處理后的TiBw/Ti60復(fù)合材料與相應(yīng)的固溶態(tài)TiBw/Ti60復(fù)合材料相比，抗拉強(qiáng)度有所升高，延伸率降低，這是由時效過程中得到大量的彌散相所導(dǎo)致的。1000 ℃/1 h固溶+600 ℃/8 h時效處理后TiBw/Ti60復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度達(dá)到1460 MPa，延伸率為2.2%，相比于燒結(jié)態(tài)，其抗拉強(qiáng)度提高了32.7%，延伸率提高了83.3%；1050 ℃/1 h固溶+600 ℃/8 h時效處理后抗拉強(qiáng)度達(dá)到1498 MPa，延伸率為2.0%；1100 ℃/1 h固溶+600 ℃/8 h時效處理后抗拉強(qiáng)度達(dá)到1552 MPa，延伸率為1.5%。擠壓態(tài)TiBw/Ti60復(fù)合材料熱處理改性研究結(jié)果也表明，不僅固溶處理可有效提高其室溫與高溫強(qiáng)度，時效處理還可以進(jìn)一步提高強(qiáng)度，但塑性有所降低[48]。

圖12　熱處理前后5 vol%和8 vol% TiBw/TC4擠壓態(tài)復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[45]Fig.12　Tensile stress-strain curves of the as-extruded (5 vol% and 8 vol%) TiBw/TC4 composites before and after heat treatment[45]

圖13　不同固溶溫度、固溶處理后TiBw/Ti60復(fù)合材料經(jīng)600 ℃/8 h時效處理后拉伸性能[47]Fig.13　Tensile properties of TiBw/Ti60 composite after aging process[47]

5　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料高溫性能

除了優(yōu)異的室溫增強(qiáng)效果與塑性改善效果外，這種網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料表現(xiàn)出特別優(yōu)異的高溫強(qiáng)化效果。圖14所示為三種具有不同增強(qiáng)相含量(V)及基體顆粒尺寸(D)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料高溫拉伸強(qiáng)度與燒結(jié)態(tài)純TC4鈦合金強(qiáng)度的對比[9]。從圖中發(fā)現(xiàn)，(1) 按照TC4使用溫度為400 ℃比較，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料在具有相同的強(qiáng)度水平下，相當(dāng)于使用溫度提高了近200 ℃。600 ℃時，復(fù)合材料仍然保持著TC4鈦合金在400 ℃時的抗拉強(qiáng)度水平。(2) 在500 ℃時，V12D65 復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了712 MPa，較純TC4鈦合金的抗拉強(qiáng)度490 MPa提高了45.3%。而V5D200與V8D110復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度也分別較純TC4鈦合金的抗拉強(qiáng)度提高了37.1%與40.8%。600 ℃時，V12D65復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度較此溫度下TC4鈦合金強(qiáng)度提高了43.7%。具有非常優(yōu)異的增強(qiáng)效果，也說明了提高增強(qiáng)相含量對提高復(fù)合材料高溫強(qiáng)度貢獻(xiàn)較大。(3) 當(dāng)溫度達(dá)到700 ℃時，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度更加接近鈦合金的抗拉強(qiáng)度，這將意味著斷裂機(jī)制的改變。

圖14　三種不同的TiBw/TC4復(fù)合材料高溫拉伸強(qiáng)度與燒結(jié)態(tài)純TC4鈦合金強(qiáng)度的對比[9]Fig.14　Comparison of high-temperature/tensile strength between three TiBw/TC4 composites with a network microstructure and the monolithic TC4 alloy[9]

另外，后續(xù)熱處理、熱擠壓、熱軋制均可大幅提高TiBw/TC4復(fù)合材料600 ℃以下的高溫強(qiáng)度，然而700 ℃強(qiáng)度基本一致[49]。間接說明了該網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的極限使用溫度仍然取決于基體鈦合金。

高溫蠕變性能測試結(jié)果顯示，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBw/TC4復(fù)合材料較TC4鈦合金的高溫蠕變速率大幅降低，蠕變斷裂時間成倍增加，當(dāng)TiBw含量為8 vol%時，其蠕變斷裂時間延長5倍以上。另外，近期成功研制的兩級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(Ti5Si3+TiBw)/TC4復(fù)合材料蠕變性能進(jìn)一步大幅提升，蠕變斷裂時間延長10倍以上。因此，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料在高溫環(huán)境應(yīng)用具有明顯的優(yōu)勢。

圖15　不同增強(qiáng)體含量的擠壓態(tài)TiBw/Ti60復(fù)合材料及基體Ti60合金在600～800 ℃的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[23]Fig.15　High temperature tensile stress-strain curves of as-extruded Ti60 alloy and the TiBw/Ti60 composites with different volume fraction of TiBw at temperatures from 600 to 800 ℃[23]

為獲得更高的高溫強(qiáng)度與服役溫度，采用Ti60合金作為基體制備網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料。圖15所示為不同增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)的擠壓態(tài)TiBw/Ti60復(fù)合材料及基體Ti60合金在600～800 ℃范圍內(nèi)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線[23]。從圖中可以看出，隨著溫度的升高，擠壓態(tài)復(fù)合材料的強(qiáng)度和彈性模量模量逐漸降低，而延伸率逐漸增大；在相同溫度下，隨著增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)的增多，延伸率逐漸下降而抗拉強(qiáng)度逐漸升高。與擠壓態(tài)Ti60合金相比，擠壓態(tài)復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度均有不同程度地提高，并且這種增幅程度隨著溫度的升高而減小。以擠壓態(tài)5.1 vol% TiBw/Ti60復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度為例，在600、700和800 ℃下分別提高了38%、28%和22%，分別達(dá)到992 MPa、784 MPa和381 MPa，這說明溫度對擠壓態(tài)復(fù)合材料的強(qiáng)化效果有較大的影響。

圖16　3.4 vol% TiBw/Ti60復(fù)合材料時效后高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[45]Fig.16　High temperature tensile stress-strain curves of the as-extruded 3.4 vol% TiBw/Ti60 composites after aging heat treatment[45]

圖16所示為3.4 vol% TiBw/Ti60復(fù)合材料經(jīng)直接時效處理后的高溫拉伸曲線[45]。為了對比，將擠壓態(tài)相同測試溫度下復(fù)合材料高溫拉伸曲線添加作為參考。從圖中可以看出隨著測試溫度的提高，熱處理后復(fù)合材料的強(qiáng)度降低延伸率升高。拉伸曲線表現(xiàn)出一定的加工硬化，但隨著溫度的升高這種趨勢明顯下降。較擠壓態(tài)未熱處理的復(fù)合材料相比在600 ℃、700 ℃和800 ℃，強(qiáng)度都得到了提升，分別達(dá)到了925 MPa、735 MPa和410 MPa。

6　網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料應(yīng)用前景

經(jīng)過前期多年的研究積累，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的設(shè)計、穩(wěn)定制備、改性與控制、成形加工等技術(shù)已基本成熟，可以制備高強(qiáng)韌(1300 MPa/8%或1400 MPa/5%)、耐高溫(700～750 ℃)、高硬度(HRC60)高耐磨、高抗氧化系列鈦基復(fù)合材料。并可通過簡單工藝實(shí)現(xiàn)近凈成型，制備不同尺寸、形狀及性能要求的鈦基復(fù)合材料，實(shí)現(xiàn)粉末冶金成形一體化制備高性能鈦基復(fù)合材料零件。并具有可設(shè)計、可預(yù)測、可調(diào)控特性。

圖17　熱壓燒結(jié)制備的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料(a)坯料與(b)筒件Fig.17　The as-sintered billets (a) and tube (b) of titanium matrix composites with a network microstructure fabricated by hot pressing sintering

圖17所示為燒結(jié)態(tài)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料坯料與筒件。如圖所示，經(jīng)過機(jī)械加工，表面具有光亮的金屬光澤，且整體組織與力學(xué)性能均勻。已經(jīng)建成坯料直徑300 mm的鈦基復(fù)合材料熱壓燒結(jié)制備平臺，最大高度300 mm，單件最大100 kg。外協(xié)設(shè)備可制備出直徑500 mm的鈦基復(fù)合材料坯料，單件最大200 kg。如圖17(b)所示為一步熱壓燒結(jié)制備的外徑300 mm、高230 mm、內(nèi)徑260 mm的鈦基復(fù)合材料筒件，上下組織與性能一致，不存在明顯缺陷，因此，通過磨具設(shè)計可以實(shí)現(xiàn)粉末冶金成形一體化近凈成形制備簡單形狀構(gòu)件。

從前面分析可以看出，燒結(jié)態(tài)鈦基復(fù)合材料不僅表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能，還可以通過熱處理進(jìn)一步改善其力學(xué)性能。因此可以通過一次熱壓燒結(jié)結(jié)合后續(xù)熱處理，實(shí)現(xiàn)近凈成形制備高性能簡單形狀的鈦基復(fù)合材料零部件。

圖18所示為采用熱靜液擠壓與旋鍛技術(shù)制備的鈦基復(fù)合材料薄壁管材，內(nèi)徑5～7 mm，壁厚1.5～3 mm，外徑7～12 mm可調(diào)。鈦基復(fù)合材料薄壁管材的成功制備充分說明了其優(yōu)異的熱成形性。針對3.4 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料，經(jīng)過熱靜液擠壓后，其室溫抗拉強(qiáng)度與延伸率分別達(dá)到1272 MPa與9.1%，進(jìn)一步旋鍛后抗拉強(qiáng)度與延伸率分別為1221 MPa與11.8%[50]。強(qiáng)化熱處理后抗拉強(qiáng)度與延伸率分別達(dá)到1388 MPa與6.1%[51]。而400、500、600 ℃的抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到991、895與635 MPa。為了進(jìn)一步提高其高溫力學(xué)性能，研制了TiBw/Ti60復(fù)合材料薄壁管材，600 ℃與700 ℃抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到930 MPa與760 MPa。

圖18　熱靜液擠壓與旋鍛技術(shù)制備的鈦基復(fù)合材料薄壁管材[50]Fig.18　The thin-wall pipes of titanium matrix composites prepared by hot hydrostatic extrusion and rotary forging technology[50]

圖19所示為經(jīng)過熱擠壓與機(jī)械加工獲得的8 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料絲材以及與東方藍(lán)天鈦金科技有限公司合作開發(fā)的2 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料緊固件，緊固件以擠壓棒材為原料，通過鐓制及輥絲工藝制備得到。宏觀照片可以看出無宏觀缺陷。力學(xué)性能測試顯示，2 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料擠壓棒材室溫抗拉強(qiáng)度 1118 MPa，延伸率21.9%，斷面收縮率29%，極限強(qiáng)度： 500 ℃保溫45 min，擠壓態(tài)抗拉強(qiáng)度為650 MPa。強(qiáng)化熱處理后室溫抗拉強(qiáng)度 1334 MPa，伸長率11%，斷面收縮率23%，剪切強(qiáng)度740 MPa ，較進(jìn)口鈦合金的650 MPa提高了13.8%。極限強(qiáng)度： 500 ℃保溫45 min，抗拉強(qiáng)度為700 MPa較進(jìn)口TC4鈦合金的520 MPa提高了34.6%。緊固件的疲勞性能測試結(jié)果顯示，依據(jù)NAS標(biāo)準(zhǔn)對螺栓進(jìn)行了疲勞測試，螺栓13萬次未斷。

圖19　(a) 8 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料絲材與 (b) 2 vol% TiBw/TC4復(fù)合材料緊固件[4]Fig.19　The (a) 8 vol% TiBw/TC4 screw and (b) 2 vol% TiBw/TC4 fastener prepared by tianium matrix composites[4]

7　結(jié)　語

經(jīng)過多年的系統(tǒng)研究，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的設(shè)計、制備、成形與改性控制技術(shù)已經(jīng)比較成熟，綜合性能獲得大幅提升。今后的研究工作一方面應(yīng)進(jìn)一步完善現(xiàn)有復(fù)合材料體系、理論與技術(shù)，實(shí)現(xiàn)其應(yīng)用解決迫切需求；另一方面，通過構(gòu)型與工藝設(shè)計，開發(fā)新一代綜合性能更加優(yōu)異的鈦基復(fù)合材料。具體如下：

(1) 復(fù)合材料新理論：針對傳統(tǒng)復(fù)合材料設(shè)計理論僅考慮增強(qiáng)相均勻分布和整體體積分?jǐn)?shù)的局限，引入增強(qiáng)相可控非均勻分布、局部體積分?jǐn)?shù)和連通度的概念，發(fā)展能夠囊括增強(qiáng)相不同分布狀態(tài) (層狀、團(tuán)聚、網(wǎng)狀、雙連通)的復(fù)合材料設(shè)計新理論，為金屬基復(fù)合材料提供新的強(qiáng)韌化途徑。

(2) 穩(wěn)定化制備與應(yīng)用：基于航天航空領(lǐng)域?qū)p質(zhì)耐熱可加工鈦基復(fù)合材料的迫切需求，結(jié)合已有研究基礎(chǔ)，開發(fā)500～600 ℃用TC4基復(fù)合材料、500～700 ℃用TA15基復(fù)合材料、600～800 ℃用Ti60基復(fù)合材料；以及高耐磨、高抗氧化等系列復(fù)合材料體系，并實(shí)現(xiàn)穩(wěn)定化制備；開發(fā)粉末冶金成形一體化與改性技術(shù)；攻克復(fù)雜形狀構(gòu)件成形與焊接技術(shù)，實(shí)現(xiàn)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料在關(guān)鍵構(gòu)件上的應(yīng)用。

(3) 多級多尺度構(gòu)型設(shè)計與精確調(diào)控：基于自然界高性能物體多級多尺度構(gòu)型設(shè)計思想，在粉末冶金過程中通過合金化與復(fù)合化共同作用，設(shè)計與制備精細(xì)的鈦基復(fù)合材料多級多尺度結(jié)構(gòu)，通過不同層級與不同尺度結(jié)構(gòu)和增強(qiáng)相的相互作用，改變復(fù)合材料強(qiáng)度/塑韌性倒置的局限，實(shí)現(xiàn)鈦基復(fù)合材料綜合性能進(jìn)一步大幅提升。

(4) 表面改性：基于增材制造技術(shù)、涂層技術(shù)與粉末冶金技術(shù)，利用網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的釘扎作用，研制層厚可控具有不同性能特點(diǎn)的鈦基復(fù)合材料涂層，如熱障涂層、高耐磨涂層。

(5) 開發(fā)生物醫(yī)用：針對現(xiàn)有生物醫(yī)用鈦合金彈性模量高、存在Al與V等人體有害元素的問題，研制具有高生物相容性、性能與人骨匹配的純鈦基復(fù)合材料。

References

[1]Cai Jianming(蔡建明), Cao Chunxiao(曹春曉).JournalofAeronauticalMaterials(航空材料學(xué)報) [J], 2014, 34(4): 27-36.

[2]Huang L J, Geng L and Peng H X.ProgressinMaterialsScience[J], 2015, 71: 93-168.

[3]Tjong S C, Mai Y W.CompositeScienceandTechnology[J], 2008, 68: 583-601.

[4]Huang Lujun(黃陸軍), Geng Lin(耿林).Titaniummatrixcompositeswithnetworkmicrostructure(網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料) [M]. Beijing: National Defense Industry Press (國防工業(yè)出版社), 2015.

[5]Morsi K, Patel V V.JournalofMaterialsScience[J], 2007, 42: 2037-2047.

[6]Saito T.JOM[J], 2004, 56(5): 33-36.

[7]Huang L J, Geng L, Li A B,etal.ScriptaMaterialia[J], 2009, 60(11): 996-999.

[8]Huang L J, Wang S, Dong Y S,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2012, 545: 187-193.

[9]Huang L J, Geng L, Peng H X,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2012, 534(1): 688-692.

[10]Liu B X, Huang L J, Rong X D,etal.CompositesScienceandTechnology[J]. 2016, 126: 94-105.

[11]Liu B X, Huang L J, Geng L,etal.JournalofAlloysandCompounds[J], 2014, 602(25): 187-192.

[12]Liu B X, Huang L J, Wang B,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J]. 2014, 617(3): 115-120.

[13]Liu B X, Huang L J, Geng L,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J]. 2014, 595: 257-265.

[14]Liu B X, Huang L J, Geng L,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2013, 583: 182-187.

[15]Jiao Y, Huang L J, Duan T B,etal.ScientificReports[J],2016.

[16]Hu H T, Huang L J, Geng L,etal.CorrosionScience[J], 2014, 85: 7-14.

[17]Huang L J, Geng L, Xu H Y,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2011, 528(6): 2859-2862.

[18]Huang Lujun(黃陸軍), Geng Lin(耿林).JournalofAeronauticalMaterials(航空材料學(xué)報) [J]. 2014, 34(4):

126-138.

[19]Huang L J, Geng L, Peng H X,etal.ScriptaMaterialia[J], 2011, 64(9): 844-847.

[20]Huang L J, Yang F Y, Hu H T,etal.MaterialsandDesign[J], 2013, 51: 421-426.

[21]Huang L J, Geng L, Peng H X,etal.MaterialsandDesign[J], 2011, 32(6): 3347-3353.

[22]Huang L J, Yang F Y, Guo Y L,etal.InternationalJournalofModernPhysicsB[J], 2009, 23(6-7): 1444-1448.

[23]Wang B, Huang L J, Hu H T,etal.MaterialsCharacterization[J], 2015, 103: 140-149.

[24]Huang L J, Geng L, Fu Y,etal.CorrosionScience[J], 2013, 69: 175-180.

[25]Huang L J, Geng L, Peng H X.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2010, 527(24-25): 6723-6727.

[26]Huang L J, Wang S, Geng L,etal.CompositesScienceandTechnology[J], 2013, 82: 23-28.

[27]Liu C, Huang L J, Geng L,etal.AdvancedEngineeringMaterials[J]. 2015, 17(7): 933-941.

[28]Jiao Y, Huang L J, An Q,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2016, 673: 595-605.

[29]Huang Lujun(黃陸軍), Tang Ao(唐驁), Rong Xudong(戎旭東),etal.JournalofAeronauticalMaterials(航空材料學(xué)報) [J], 2013, 33(2): 8-12.

[30]Huang L J, Geng L, Wang B,etal. Composites:PartA[J], 2012, 43(3): 486-491.

[31]Huang L J, Zhang Y Z, Geng L,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2013, 580: 242-249.

[32]Huang L J, Zhang Y Z, Liu B X,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2013, 581: 128-132.

[33]Tanaka Y, Yang J M, Liu Y F,etal.ScriptaMaterialia[J], 2007, 56(3): 209-212.

[34]Huang L J, Geng L, Li A B,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2009, 505(1-2): 136-143.

[35]Wang B, Huang L J,Geng L,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2015, 648: 443-451.

[36]Wang B, Huang L J, Liu B X,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2015, 627(11): 316-325.

[37]Zhang W C, Wang M M, Chen W Z,etal.MaterialsandDesign[J], 2015, 88: 471-479.

[38]Yu Y, Zhang W C, Dong W Q,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J]. 2015, 638: 38-45.

[39]Huang L J, Cui X P, Geng L,etal.Trans.NonferrousMet.Soc.China(中國有色金屬學(xué)報) [J], 2012, 22: s79-s83.

[40]Yang F Y, Li A B, Huang L J,etal.RareMetals[J], 2011, 30: 614-618.

[41]Lu C J, Huang L J, Geng L,etal.MaterialsCharacterization[J]. 2015, 104: 139-148.

[42]Huang L J, Lu C J, Yuan B,etal.MaterialsandDesign[J], 2016, 93: 81-90.

[43]Huang L J, Xu H Y, Wang B,etal.MaterialsandDesign[J], 2012, 36: 694-698.

[44]Gorsse S, Miracle D B.ActaMaterialia[J], 2003, 51(9): 2427-2442.

[45]Wang B, Huang L J, Geng L.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2012, 558: 663-667.

[46]Huang L J, Geng L, Xu H Y,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2011, 528(6): 2859-2862.

[47]Rong Xudong(戎旭東), Huang Lujun(黃陸軍)，Wang Bo(王博)，etal.ActaMateriaeCopositaeSinic(復(fù)合材料學(xué)報)[J], 2015, 32(6): 1729-1736.

[48]Wang B,Huang L J,Geng L,etal.MaterialsandDesign[J]. 2015, 85(15): 679-686.

[49]Geng L, Huang L J.ActaMetallSin(EnglLett) [J], 2014, 27(5): 787-797.

[50]Zhang W C, Jiao X Y, Yu Y,etal.JournalofMaterialsScienceandTechnology[J]. 2014, 30(7): 710-714.

[51]Yu Y, Zhang W C, Dong W Q,etal.MaterialsandDesign[J], 2015, 73: 1-9.

(編輯吳琛)

Progress on Titanium Matrix Composites withNetwork Microstructure

HUANG Lujun, GENG Lin

(School of Materials Science and Engineering，Harbin Institute of Technology，Harbin 150001，China)

In order to fill a gap of structural material used at 550～800 ℃ that possesses low density, high temperature durability, high toughness, deformable and easy processing properties, as well as solve the bottleneck problem of high brittleness and low strengthening effect of titanium matrix composites (TMCs) fabricated by powder metallurgy, network-structured TMCs were successfully and steadily fabricated by low energy milling and hot pressing sintering technologies, based on architecture design and accurate adjustment. The ductility of the network-structured TMCs can be increased by 5 times compared with that of the conventional TMCs with a homogenous microstructure. Moreover, the network-structured TMCs exhibits higher strengthening effect at room and high temperatures, as well as higher designable character. The service temperature can be increased by 200 ℃ compared with that of the monolithic TC4 alloy. In other words, the network-structured TMCs can be used at 550～800 ℃ to partially replace high-temperature alloy, and to achieve 40% of weight loss. Therefore, the network-structured TMCs possess extensive application prospects in aerospace and receive much concern. Recent research progress on the network-structured TMCs of design, fabrication, deformation, forming, high temperature property, as well as heat treatment modification and control were reviewed. In addition, the solved key problems and the remained problems were also pointed out, and the further research directions are proposed. On the one hand, the present material systems, theory and technology should be further optimized to solve urgent demand of practical application; on the other hand, new TMCs and modification technology can be exploited by design of multi-scale hierarchical and process in order to further enhance their combination property.

titanium matrix composites; network microstructure; powder metallurgy; in situ; ductility; strength

2016-05-08

國家自然科學(xué)基金資助項目(51471063，51271064)；中央高校基本科研業(yè)務(wù)費(fèi)專項資金(HIT.BRETIII.201401，HIT.MKSTISP.201619)

黃陸軍，男，1983年生，教授，博士生導(dǎo)師

耿林，男，1964年生，教授，博士生導(dǎo)師，Email:

10.7502/j.issn.1674-3962.2016.09.05

TB331

A

1674-3962(2016)09-0674-12

genglin@hit.edu.cn