孔凡濤, 孫 巍, 楊 非, 王曉鵬, 陳玉勇

（1.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 金屬精密熱加工國家級重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，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，哈爾濱150001；3.懷卡托大學(xué) 工程學(xué)院，新西蘭 漢密爾頓 3204）

金屬間化合物因具有高比強(qiáng)度、高彈性模量、高抗氧化性、良好的抗腐蝕性以及低密度等特性，使其在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。然而由于金屬間化合物的本征脆性和環(huán)境脆性，其在室溫下的塑性和韌性較低，嚴(yán)重限制了金屬間化合物的進(jìn)一步應(yīng)用[4-5]。針對金屬間化合物的特點(diǎn)，人們通過對自然界貝殼結(jié)構(gòu)仿生學(xué)設(shè)計，在硬脆的金屬間化合物中加入了軟韌的金屬，研制了金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料[6-8]。金屬和金屬間化合物可以互相彌補(bǔ)材料內(nèi)在的性能不足，其獨(dú)特的層狀結(jié)構(gòu)設(shè)計降低了強(qiáng)度對缺陷的敏感程度，可使材料具有能量耗散結(jié)構(gòu)的應(yīng)力場，克服金屬間化合物材料因韌性差而發(fā)生突發(fā)性斷裂的致命弱點(diǎn)，從而成為一種高強(qiáng)韌性的復(fù)合材料[9-10]。疊層復(fù)合材料的高強(qiáng)韌性更容易滿足航空航天對于新型結(jié)構(gòu)材料的需要，已逐漸成為各領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)。近年來，人們對金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料進(jìn)行了廣泛和深入的研究，但相關(guān)綜述性文獻(xiàn)較少。本文概括了幾種常見的金屬-金屬間化合物材料疊層復(fù)合材料的制備方法，并分析了這些制備技術(shù)的優(yōu)缺點(diǎn)，闡述了金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的增韌機(jī)理，分析了現(xiàn)階段存在的問題，展望了金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的發(fā)展趨勢。

1 金屬-金屬間化合物疊層材料的制備方法

1.1 熱壓擴(kuò)散復(fù)合法

熱壓擴(kuò)散復(fù)合法是目前制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料最常用的方法。具體實(shí)施方法為：將兩種不同材料的箔片或板材交替疊放在模具中，而后加熱加壓進(jìn)行擴(kuò)散復(fù)合，材料的層與層之間發(fā)生化學(xué)反應(yīng)或原子間相互擴(kuò)散，從而形成金屬間化合物，最終得到金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料[11]。

用熱壓法制備金屬-金屬間化合物疊層材料時，由于其中含有兩種組元，所以其熱壓溫度通常在熔點(diǎn)最低組元的熔點(diǎn)溫度之下。為研究兩組元之間的擴(kuò)散熱力學(xué)過程，通常通過計算獲得金屬間化合物吉布斯自由能與溫度之間的關(guān)系[12-16]，以控制金屬間化合物的相組成。以Ti-Al系金屬間化合物為例（如圖1所示），TiAl2和Ti2Al5具有較低的形成自由能，但由于二者的形成需以TiAl為前提，所以在500～650℃，優(yōu)先生成TiAl3相；當(dāng)溫度升高到700～1200℃時，在某一時間段內(nèi)，材料中同時存在 Ti3Al，TiAl，TiAl2，Ti2Al5和 TiAl3幾種金屬間化合物；隨著溫度的繼續(xù)升高和保溫時間的延長，最終 Ti3Al，TiAl2，Ti2Al5和 TiAl3等金屬間化合物全部消失，得到單一的TiAl合金。熱壓擴(kuò)散復(fù)合法的反應(yīng)動力學(xué)顯示，熔點(diǎn)較低的金屬會首先被激活，而后穿過另一金屬的氧化層，與之形成金屬間化合物。而后逐漸長大的金屬間化合物會最終擠破金屬的氧化層，使兩種金屬原子得以快速擴(kuò)散，從而形成完整的金屬間化合物層。目前國內(nèi)外學(xué)者通過熱壓擴(kuò)散復(fù)合法制備了多種金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料，與金屬間化合物相比，材料的力學(xué)性能均有顯著提升（如表1所示）。

表1 金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的塑韌性Table1 Ductility and toughness of metal-intermetallic laminated composites

近年來，一種新型的金屬-金屬間化合物纖維增強(qiáng)疊層復(fù)合材料逐漸引起了人們的關(guān)注[21, 26-28]。其制備方法與單一的金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料類似，但在制備前，會在兩種金屬中間夾雜纖維材料，而后用熱壓擴(kuò)散復(fù)合法，通過原子間相互擴(kuò)散，將纖維包埋于復(fù)合材料中。通過研究發(fā)現(xiàn)，在加入纖維后，除增加金屬間化合物的斷裂韌度外，金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的損耗模量、阻尼因子、抗壓強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及伸長率均有明顯提升。

用熱壓擴(kuò)散復(fù)合法制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料時，由于熔點(diǎn)較低的金屬的擴(kuò)散速率會高于熔點(diǎn)較高的金屬的擴(kuò)散速率，導(dǎo)致在熔點(diǎn)較低的金屬層中出現(xiàn)空位聚集區(qū)域，最后形成孔洞，即柯肯達(dá)爾效應(yīng)（如圖2所示）。隨著反應(yīng)的進(jìn)行這些孔洞會慢慢向中心移動，并最終聚集在熔點(diǎn)較低金屬的中間，且由于金屬表皮氧化膜隨孔洞推移到中心，使得孔洞在較大的壓力和長時間的退火下也難以消除。

熱壓擴(kuò)散復(fù)合法不但具有工藝設(shè)備簡單、成本較低等優(yōu)點(diǎn)，同時可以通過制備工藝控制殘余韌性相和金屬間化合物的體積分?jǐn)?shù)及層間距，增大裂紋橋聯(lián)和裂紋尖端卷積發(fā)生的概率，從而提升復(fù)合材料的力學(xué)性能；但柯肯達(dá)爾孔洞的存在會嚴(yán)重降低復(fù)合材料界面結(jié)合力，易出現(xiàn)分層現(xiàn)象。當(dāng)出現(xiàn)分層現(xiàn)象后，裂紋會沿界面快速擴(kuò)展，弱化裂紋尖端鈍化增韌、裂紋橋聯(lián)增韌、裂紋尖端卷積增韌等現(xiàn)象，從而大幅降低復(fù)合材料的力學(xué)性能。如何提升復(fù)合材料的致密度，是熱壓擴(kuò)散復(fù)合法能否制備出性能較高的金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的關(guān)鍵。

1.2 軋制復(fù)合法

軋制法是制備薄板金屬-金屬間化合物疊層材料常用的方法之一。將金屬板材或箔片表面進(jìn)行光潔處理，而后交替疊放在包套或軋機(jī)上，再在一定的溫度下進(jìn)行軋制復(fù)合制備復(fù)合板材[30]。軋制法又分為冷軋法和熱軋法。

1.2.1 冷軋復(fù)合法

冷軋復(fù)合法是將金屬坯料在常溫下對其施加壓力進(jìn)行軋制變形，僅在壓力的作用下使不同金屬復(fù)合的工藝方法。一般在冷軋過程中，兩種金屬間通常不會發(fā)生反應(yīng)，所以為制備界面結(jié)合力較高的疊層復(fù)合材料，通常采用后續(xù)退火處理。對于冷軋復(fù)合法而言，變形量的大小和后續(xù)熱處理工藝對復(fù)合板材的力學(xué)性能有重要的影響。當(dāng)變形量較小時，層與層之間的結(jié)合力較低，容易出現(xiàn)分層現(xiàn)象；當(dāng)變形量較大時，由于兩種金屬間的不協(xié)調(diào)和不均勻變形，復(fù)合板材的某一層出現(xiàn)扭曲甚至斷裂的現(xiàn)象（如圖3所示）[31]。同時板材壓下量過大會導(dǎo)致板材中產(chǎn)生大量位錯，這就使得在后續(xù)熱處理過程中，板材中的孔洞會隨著壓下量的增加而增多[32]。

對于熱處理工藝而言，當(dāng)熱處理溫度較低或保溫時間較短時，板材中的殘余應(yīng)力和位錯并未完全消除，層與層之間的結(jié)合力較低，使得板材的塑性較低且易發(fā)生沿層開裂；當(dāng)熱處理溫度較高或保溫時間過長時，板材中的金屬間化合物相的體積分?jǐn)?shù)會隨之增加，由于金屬間化合物的本質(zhì)脆性，使得板材在室溫下的塑性和韌性會逐漸降低[33]。如通過先冷軋后退火的方法制備Ni-Al系金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料時[34]，冷軋過后形成Ni/Al疊層復(fù)合材料，Al層的變形極不均勻，界面蜿蜒曲折。在隨后的熱處理過程中，隨著熱處理時間的延長，金屬間化合物相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增大。冷軋的變形量與熱處理過程中金屬間化合物相的生長速率成正相關(guān)。這是因?yàn)?，?dāng)材料的變形量較大時，材料中的儲存能較多，原子活性較高，在加熱過程中，原子更容易被激活，發(fā)生擴(kuò)散，從而形成金屬間化合物。

1.2.2 熱軋復(fù)合法

熱軋復(fù)合法是將金屬疊放在一起，而后通過焊接、熱壓或包套的方法使金屬與氧氣隔絕，防止在加熱過程中金屬氧化，而后在一定溫度下通過軋制的方法制備疊層復(fù)合材料。在高溫下，金屬原子含有較高的能量，原子相互的擴(kuò)散速率較快，在軋制過程中更容易形成牢固結(jié)合的界面。同時，在高溫下金屬軟化，滑移系更易開動，金屬的變形能力更好，變形更加均勻，界面不易扭曲和斷裂，可解決由于兩種金屬變形不協(xié)調(diào)而導(dǎo)致的板材開裂的問題。與冷軋法不同是，熱軋法除用兩種純金屬制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料外[35-36]，還可直接利用金屬和金屬間化合物制備疊層復(fù)合材料。近年來，研究者用Ti-6Al-4V合金和Ti-43Al-9V-0.3Y合金通過包套熱軋的方法制備了Ti/TiAl合金疊層復(fù)合材料[37-38]。復(fù)合板材的室溫抗拉強(qiáng)度和伸長率分別超過 800 MPa 和 3%，斷裂韌度＞40 MPa·m1/2，而700 ℃下的強(qiáng)度仍然可以達(dá)到540 MPa。與相同條件下得到的TiAl合金板材的力學(xué)性能相比，室溫強(qiáng)度、塑性、韌性均得到較大的提高。同時，對復(fù)合板材進(jìn)行界面拉伸測試發(fā)現(xiàn)斷裂發(fā)生在TiAl合金層，TiAl合金和Ti合金的界面為強(qiáng)結(jié)合，結(jié)合強(qiáng)度超過純TiAl合金（如圖4所示）。

軋制復(fù)合法具有成本低廉，工藝簡單，可制備大尺寸復(fù)合材料等優(yōu)點(diǎn)。同時對于軋制復(fù)合法而言，尤其是熱軋復(fù)合法，其致密度和界面結(jié)合力較高，易于產(chǎn)生裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋尖端鈍化、裂紋局部應(yīng)力再分布等增韌現(xiàn)象，可大幅增加復(fù)合材料的斷裂韌度。較高的界面結(jié)合力可以緊緊束縛住脆性的金屬間化合物層，使金屬間化合物層延時開裂，提升復(fù)合材料整體的塑性。軋制過程中較大的變形量有利于細(xì)化晶粒，提升復(fù)合材料的強(qiáng)度，但較大的軋制應(yīng)力會使韌性層發(fā)生嚴(yán)重的變形甚至斷裂，從而弱化韌性層的增韌作用；同時由于兩種金屬在變形過程中的不協(xié)調(diào)性，使得最終制備出的復(fù)合材料的層間距，塑韌相的體積比難以控制，從而難以通過制備工藝調(diào)控復(fù)合材料最終的力學(xué)性能。

1.3 爆炸焊接法

爆炸焊接法是借助炸藥爆炸產(chǎn)生的高強(qiáng)化學(xué)能使板坯高速碰撞基板，瞬間的高壓破壞了板材表面的氧化皮，在露出的新鮮金屬表面上形成一層焊接薄區(qū)，從而實(shí)現(xiàn)板材的結(jié)合。由于在爆炸焊接后需要后續(xù)熱處理，所以爆炸焊接法通常用來制備金屬-金屬疊層復(fù)合材料如鈦-鋼[39]、銅-鋁[40]、鎂-鋁[41]等。而對于金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的研究相對較少且主要集中于Ti-Al系金屬間化合物。當(dāng)兩種金屬通過爆炸焊接法連接在一起后，在界面處形成“渦流區(qū)”，渦流區(qū)即為焊點(diǎn)（如圖5所示）。

由于爆炸瞬間產(chǎn)生的巨大能量，兩種金屬在界面處發(fā)生塑性變形以及化學(xué)反應(yīng)，所以在渦流區(qū)同時存在兩種金屬單質(zhì)和兩種金屬形成的金屬間化合物[42]。這時界面處的渦流區(qū)通常是不連續(xù)的，形成界面波紋且厚度只在幾十微米之間，金屬間的相對結(jié)合力較弱。通過后續(xù)熱處理工藝使兩種金屬相互擴(kuò)散，增加界面結(jié)合強(qiáng)度，從而提升復(fù)合材料的力學(xué)性能。當(dāng)通過熱處理方法使一種金屬完全消除，形成金屬間化合物層時，其與另一種殘余金屬形成金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料。由于在爆炸焊接后，渦流區(qū)的金屬間化合物可以作為形核質(zhì)點(diǎn)，在后續(xù)熱處理過程中金屬間化合物相的形成速率被加快。與單一熱壓法制備Ti/TiAl3疊層復(fù)合材料相比，爆炸焊接法的熱處理時間縮短了將近 4 倍[42]。

爆炸復(fù)合法的優(yōu)點(diǎn)是復(fù)合界面上看不到明顯的擴(kuò)散層，有利于后續(xù)熱處理過程中調(diào)控層間距和韌脆相的體積分?jǐn)?shù)，產(chǎn)品性能穩(wěn)定，節(jié)約成本，操作簡單。其缺點(diǎn)是生產(chǎn)效率低，不適合大批量生產(chǎn)，生產(chǎn)過程中過噪聲大，安全性差。另外由于爆炸瞬間產(chǎn)生較大的沖擊力，生產(chǎn)所需的板坯通常較厚，在后續(xù)熱處理過程中燒結(jié)反應(yīng)難以完全進(jìn)行。同時由于金屬間化合物的本質(zhì)脆性，不能一步成形金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料。

1.4 放電等離子燒結(jié)法

放電等離子燒結(jié)法（SPS）廣泛應(yīng)用于粉末冶金工藝，但其在疊層復(fù)合材料方面也有廣泛的應(yīng)用前景。其原理是利用脈沖電流通過燒結(jié)體的過程中產(chǎn)生大量熱，使局部發(fā)生熔化，而后凝固，在較短的時間內(nèi)使材料快速致密燒結(jié)[43-44]。放電等離子燒結(jié)法與爆炸焊接法相似，在快速燒結(jié)過程中，兩種金屬形成一個較薄的界面，而后通過熱處理，使一種金屬消失，形成完整的金屬間化合物層。但與爆炸焊接法不同的是，放電等離子燒結(jié)法可以同時應(yīng)用于箔-箔或箔-粉疊層復(fù)合材料，且燒結(jié)過后，復(fù)合材料的界面更加平整均勻。利用放電等離子燒結(jié)法可以在較低的溫度下實(shí)現(xiàn)復(fù)合材料的高致密化，這是因?yàn)榉烹姷入x子燒結(jié)法在燒結(jié)過程中，局部溫度較高[45]，與其他制備方法相比，在相同的制備溫度下原子擴(kuò)散速率更高，易于實(shí)現(xiàn)高致密化。同時，由于燒結(jié)溫度低、燒結(jié)時間短、冷卻速率快，利用放電等離子燒結(jié)法制備的復(fù)合材料具有晶粒細(xì)小，殘余韌性相體積分?jǐn)?shù)高等優(yōu)點(diǎn)，所以與一般制備方法相比，材料的力學(xué)性能更高。以箔-粉為原料采用放電等離子燒結(jié)法制備Nb-Nb5Si3復(fù)合材料時[46]，材料的界面較為平整，脆性層和韌性層厚度均在幾十微米之間。復(fù)合材料的室溫斷裂韌性達(dá)11.2 MPa·m1/2，是鑄態(tài) Nb-16Si合金的 3 倍（4.5 MPa·m1/2）。由于Nb相的存在，在裂紋擴(kuò)展過程中發(fā)生裂紋偏轉(zhuǎn)和橋聯(lián)作用，增加了材料的斷裂韌度（如圖6所示）。

對于放電等離子燒結(jié)法制備的復(fù)合材料而言，其較高的致密化程度可以增加界面的結(jié)合強(qiáng)度，增加兩種基體材料的束縛力，抑制層間分離，改變復(fù)合材料的局部變形模式，增加裂紋擴(kuò)展的驅(qū)動力，從而提升復(fù)合材料的斷裂韌度。同時較快的加熱和冷卻速率有利于提升殘余韌性相的體積分?jǐn)?shù)，細(xì)化晶粒，提升復(fù)合材料的力學(xué)性能，但較高的局部溫度和較快的冷卻速率使材料中尤其是界面處，含有大量的殘余熱應(yīng)力，在變形過程中易于產(chǎn)生裂紋，有利于裂紋的快速擴(kuò)展，降低復(fù)合材料的塑性和韌性。而且由于設(shè)備條件的限制，運(yùn)用放電等離子燒結(jié)方法難以制備出大尺寸的復(fù)合材料。

1.5 氣相沉積法

氣相沉積又分為化學(xué)氣相沉積（CVD）和物理氣相沉積（PVD），由于CVD法具有生產(chǎn)周期長、成本高、不夠環(huán)保等缺點(diǎn)，因此目前制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料主要采用PVD技術(shù)[45]。而在PVD技術(shù)中，電子束氣相沉積法（EB-PVD）逐漸成為制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的主流技術(shù)。EB-PVD是以電子束為熱源的一種蒸鍍方法，電子束通過磁場或電場聚焦在原材料上，使材料熔化并蒸發(fā)，而后蒸發(fā)的原材料氣相原子以直線形式傳遞到基體表面并沉積成膜（如圖7所示）。由于陰影效應(yīng)和自陰影效應(yīng)的存在，在沉積后的材料中會存在大量孔隙，降低材料的力學(xué)性能。而陰影效應(yīng)與基體溫度、入射角、入射原子動能和基板旋轉(zhuǎn)速度息息相關(guān)，一般來說基體溫度越高，原子入射動能越大，入射角越小，基板旋轉(zhuǎn)速度越慢，材料的孔隙率越低。如何選擇合理的工藝參數(shù)，提高材料的致密度，是運(yùn)用EB-PVD法制備高性能金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的關(guān)鍵。用EBPVD法制備的復(fù)合材料的力學(xué)性能與純金屬間化合物相比，有較大提升。

如用EB-PVD法制備的Ni-Ni3Al疊層復(fù)合材料[48]，在室溫下的抗拉強(qiáng)度達(dá)797.9 MPa，伸長率超過6%，遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過Ni3Al金屬間化合物。對復(fù)合材料進(jìn)行軋制和致密化處理后，材料在室溫的塑性進(jìn)一步提升，其中致密化處理后的疊層復(fù)合材料在室溫的伸長率接近25%。而用EB-PVD法制備Ti-TiAl疊層復(fù)合材料時[49]，經(jīng)軋制致密化處理后，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)1400 MPa，室溫伸長率超過4%。

EB-PVD法不受成分限制，幾乎可以制備任意體系的微疊層復(fù)合材料，同時通過控制工藝參數(shù)，還可以控制復(fù)合材料的層間距和層厚比從而控制材料的力學(xué)性能。并且由于氣相粒子的能量低，擴(kuò)散速率緩慢，有助于獲得界面清晰平整的疊層復(fù)合材料。而清晰平整的層狀結(jié)構(gòu)有利于復(fù)合材料的均勻變形，減少由于界面不平整帶來的局部區(qū)域變形量較大、出現(xiàn)頸縮、應(yīng)力集中等現(xiàn)象，但較高的制備成本制約了EB-PVD法的進(jìn)一步應(yīng)用，而且在制備過程中，原子的堆積難以致密化，殘余孔洞較多，在后續(xù)致密化過程中也存在柯肯達(dá)爾效應(yīng)、降低界面結(jié)合力、弱化裂紋橋聯(lián)、裂紋鈍化等增韌現(xiàn)象，降低復(fù)合材料的斷裂韌性。

除上述單一方法制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料外，還可以用兩種或多種方法的組合制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料，如采用先熱壓后軋制的方法制備Fe-Fe2Al5-Al[50]復(fù)合材料或通過先軋制后熱壓的方法制備Ti-TiAl疊層復(fù)合材料[51]。通過多種方法組合制備的疊層復(fù)合材料與單一方法相比，復(fù)合材料的致密度更高，界面結(jié)合強(qiáng)度更高，材料的力學(xué)性能更好。因此，運(yùn)用多種組合工藝制備金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料也具有廣闊的應(yīng)用前景。

2 金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的增韌機(jī)理

對于一般材料而言，其增韌機(jī)理可以大致分為材料本質(zhì)增韌和外部增韌兩個方面。對于本質(zhì)增韌而言，其主要受晶粒尺寸、析出相和粒子間距等影響；而對于外部增韌而言，其主要是減小裂紋尖端的應(yīng)力強(qiáng)度，從而減小裂紋擴(kuò)展的驅(qū)動力。對于金屬-金屬間化合物層狀復(fù)合材料而言，其內(nèi)部和外部增韌機(jī)理主要有以下幾點(diǎn)[52]。

2.1 內(nèi)部增韌機(jī)理

（1）材料固有韌性：對于疊層復(fù)合材料而言，兩種材料的本質(zhì)韌性對復(fù)合材料的最終韌性有重大影響。一般來說，當(dāng)兩種材料的韌性較高時，復(fù)合材料的整體韌性也相對較高。但兩種材料的韌性相差較大時，會導(dǎo)致韌性較好層的局部應(yīng)力過大，加快韌性層的斷裂，從而降低材料的整體的斷裂韌性。

（2）界面結(jié)合力：兩種材料的界面結(jié)合強(qiáng)度較高時，材料的整體韌性得到加強(qiáng)。當(dāng)復(fù)合材料的界面分離時，韌性層的約束力降低，斷裂速度加快，材料整體的斷裂韌度降低（如圖8所示）。當(dāng)材料的界面結(jié)合強(qiáng)度較高時，較高的層間約束力可以減緩裂紋的擴(kuò)展速率，提升材料的斷裂韌度[19, 53-54]。

（3）層間距：隨著材料層間距的增加，復(fù)合材料的韌性呈先增大后減小的變化趨勢。這是因?yàn)楫?dāng)材料層間距較小時，復(fù)合材料整體的分層不明顯，更趨近于單一基體材料，所以在裂紋擴(kuò)展過程中，裂紋會快速地穿過或越過韌性層，減弱韌性層的約束力，降低復(fù)合材料的斷裂韌度[55]。當(dāng)材料的層間距過大時材料的斷裂由平面應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槠矫鎽?yīng)變，加快了裂紋的擴(kuò)展速率，降低了材料的斷裂韌度[56]。

2.2 外部增韌機(jī)理

（1）裂紋偏轉(zhuǎn)：這種機(jī)制發(fā)生在層與層發(fā)生分離或裂紋尖端遇到界面。較大的裂紋偏轉(zhuǎn)可以減小局部應(yīng)力強(qiáng)度的分部狀態(tài)，并使裂紋遠(yuǎn)離最大應(yīng)力平面（如圖9所示）。但該機(jī)制與延性相的體積分?jǐn)?shù)無關(guān)[18, 57]。

（2）裂紋鈍化：當(dāng)裂紋遇到破碎的區(qū)域并且因此發(fā)生偏轉(zhuǎn)或變鈍時，會產(chǎn)生這種增韌機(jī)制。進(jìn)一步的裂紋生長需要重新成核，即吸收的大量的能量，導(dǎo)致韌性增加。但該機(jī)制與延性相的體積分?jǐn)?shù)無關(guān)[58-60]。

（3）裂紋橋聯(lián)增韌：在這種增韌機(jī)理中，裂紋會穿過不間斷的韌性層，并且裂紋增長需要橋聯(lián)韌帶，橋聯(lián)韌帶必須具有足夠的延展性以避免在裂紋尖端處或裂紋到來之前的斷裂（如圖9所示）。這種機(jī)制可以使阻力曲線（R曲線）上升，同時該增韌機(jī)制取決于延性相的體積分?jǐn)?shù)[18, 57, 60]。

（4）局部應(yīng)力再分布：在裂紋尖端前部，層與層的分離導(dǎo)致局部應(yīng)力的減少和再分布。這種機(jī)制可以使R曲線上升[57]。

（5）裂紋尖端卷積：當(dāng)復(fù)合材料中存在兩種塑性不同的材料時，當(dāng)裂紋延層擴(kuò)展時，塑性較小的組分中的裂紋會向塑性較高的組分中發(fā)生偏轉(zhuǎn)。這導(dǎo)致裂紋前端高度卷曲，并且可能導(dǎo)致界面處的分層。因此，由于裂紋需要在塑性較好的層中傳播，所以裂紋增長速度減慢。該機(jī)制取決于延性相的體積分?jǐn)?shù)，并可導(dǎo)致R曲線上升[57, 60]。

（6）局部變形模式改變：當(dāng)裂紋延層擴(kuò)展時，裂紋尖端處的變形模式會由平面應(yīng)變改變到平面應(yīng)力。這種變形模式的變化導(dǎo)致材料的斷裂模式由平滑斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榧羟袛嗔?，因此增加了裂紋擴(kuò)展所需的應(yīng)力。這種增韌機(jī)制可能導(dǎo)致R曲線上升[56]。

3 結(jié)束語

金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料具有良好的韌性、比強(qiáng)度，比模量以及高溫性能，有望應(yīng)用于飛行器蒙皮、發(fā)動機(jī)構(gòu)件等航空航天結(jié)構(gòu)材料[61]以及防彈裝甲、熱交換器、減震器等功能材料[62-63]。目前對于金屬-金屬間化合物疊層材料的研究由兩組元向多組元發(fā)展，如向材料中加入增強(qiáng)纖維或增強(qiáng)顆粒等[51-64]進(jìn)一步提升材料的力學(xué)性能。同時由于Ti-Al系金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能較高，逐漸成為所有金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料的研究重點(diǎn)。但綜合來說對于疊層復(fù)合材料的研究仍然存在很多局限，距離工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用還有較大的差距：

（1）復(fù)合材料的形成機(jī)理還需系統(tǒng)深入的研究，如材料的反應(yīng)熱力學(xué)、動力學(xué)、微觀組織性能對復(fù)合材料性能的影響以及界面產(chǎn)物的生成條件、形貌和生成比例等。

（2）加入塑韌相后會提升材料的斷裂韌度，但裂紋產(chǎn)生的位置大多出現(xiàn)在界面區(qū)域或金屬間化合物層。如何進(jìn)一步提升界面區(qū)域和金屬間化合物層的韌性，控制界面區(qū)域和金屬間化合物層的含量，達(dá)到最佳的強(qiáng)韌性匹配，是金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料能否應(yīng)用的關(guān)鍵。

（3）金屬-金屬間化合物疊層復(fù)合材料目前的制備工藝還不成熟，成本較高。開發(fā)新的低成本制備方法，進(jìn)一步提升復(fù)合材料的力學(xué)性能，有利于加快復(fù)合材料的工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用。

（4）由于材料中存在大量的脆性金屬間化合物，使得材料在后續(xù)的機(jī)加以及曲面成形均較為困難，因此開展對復(fù)合材料近成型工藝的研究具有重要的實(shí)際工程意義。