韓遠(yuǎn)飛，樂建溫，方旻翰，王立強(qiáng)，呂維潔

(1.上海交通大學(xué) 包頭材料研究院，內(nèi)蒙古 包頭 014010)

(2.上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

(3.浙江嘉鈦金屬科技有限公司，浙江 嘉興 314200)

1 前言

導(dǎo)彈、運(yùn)載火箭和衛(wèi)星等各類航天器往往在超高溫、超低溫、高真空、高應(yīng)力、強(qiáng)磨損等極端條件下工作，這就要求航天材料需具有輕質(zhì)高強(qiáng)、耐高溫、耐低溫和耐磨損等優(yōu)異性能。鈦合金比強(qiáng)度高(強(qiáng)度:500～1500 MPa/密度:～4.5 g·cm-3)，且耐高溫及低溫性能優(yōu)越，能在600 ℃高溫及-250 ℃低溫下長(zhǎng)期服役，因此倍受航空工業(yè)的青睞，有“空間金屬”、“太空金屬”的美譽(yù)[1]。隨著探索太空步伐的逐漸加快，人們對(duì)高速大運(yùn)力航天飛行器的需求愈加迫切，因此研制高性能鈦合金材料是十分必要的。復(fù)合化是鈦合金實(shí)現(xiàn)高性能化的有效途徑之一[2]。在鈦合金基體中引入B、TiB2、B4C、C、Si 和LaB6等反應(yīng)劑原位反應(yīng)生成TiB、TiC、和稀土氧化物(La2O3等)等陶瓷顆?；蚓ы氃鰪?qiáng)體，最終可獲得原位自生鈦基復(fù)合材料(in-situTMCs)[3，4]。in-situTMCs 在充分利用基體及增強(qiáng)體本征性能的同時(shí)，還可以通過靈活成分、設(shè)計(jì)結(jié)構(gòu)和多樣形變加工調(diào)控等方式發(fā)揮不同組分間的協(xié)同耦合作用，顯著改善材料的綜合性能，從而滿足不同應(yīng)用環(huán)境的服役需求，使其具有更加廣闊的航天應(yīng)用前景和發(fā)展?jié)摿5-8]。

由于具有高比強(qiáng)度、高比模量、耐磨、耐熱等優(yōu)良特性，目前TMCs 已成為各個(gè)國(guó)家爭(zhēng)奪高技術(shù)優(yōu)勢(shì)的熱點(diǎn)之一，并將作為先進(jìn)復(fù)合材料逐步取代部分傳統(tǒng)金屬材料應(yīng)用于航天工業(yè)等戰(zhàn)略領(lǐng)域[5-9]。20 世紀(jì)80 年代，隨著美國(guó)航天飛機(jī)(NASP)和整體高性能渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)(IHPTET)的發(fā)展，以及歐洲、日本同類發(fā)展計(jì)劃的實(shí)施，給TMCs 發(fā)展提供了良好的機(jī)遇，并促進(jìn)了該材料的長(zhǎng)足發(fā)展。國(guó)內(nèi)諸多研究機(jī)構(gòu)和公司也已相繼開展了高性能TMCs 的研發(fā)，但在材料制備、加工以及應(yīng)用方面的研究進(jìn)展均遠(yuǎn)低于預(yù)期[2，4，8]，目前僅面向具體的應(yīng)用目標(biāo)，開展過局部性、分散性的個(gè)案攻關(guān)，且相應(yīng)的材料標(biāo)準(zhǔn)體系較少，尚未形成TMCs 產(chǎn)業(yè)及行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)與軍用標(biāo)準(zhǔn)。雖然僅僅少數(shù)研制單位具備小批量的配套能力，但仍為我國(guó)國(guó)防和航天軍工建設(shè)提供了有力的支撐[4，8]。

近年來，TMCs 的相關(guān)研究逐漸從制備工藝探索、均勻化控制、形變加工及組織性能調(diào)控等轉(zhuǎn)為耐700 ℃以上高溫TMCs 的研制、復(fù)合構(gòu)型的設(shè)計(jì)制備、近凈成形加工工藝(如等溫鍛造、精密鑄造和增材制造等)以及構(gòu)件應(yīng)用的探索等[8，10-12]。因此，本文將圍繞航天用高性能in-situTMCs 的研制，綜述其在制備技術(shù)、形變加工以及高溫力學(xué)性能等方面的研究進(jìn)展，指出in-situTMCs 的研究方向以及在各類航天器上的潛在應(yīng)用方向。

2 原位自生鈦基復(fù)合材料制備技術(shù)

2.1 制備技術(shù)和方法

從國(guó)內(nèi)外研究現(xiàn)狀來看，TMCs 的制備主要采用原位自生法，以避免傳統(tǒng)外加法需要解決的外加增強(qiáng)體造成污染、浸潤(rùn)性差以及嚴(yán)重的界面反應(yīng)等難題。目前主流制備方法有兩個(gè):熔鑄法和粉末冶金法，它們的裝置示意圖如圖1 所示[13，14]。以真空自耗電弧熔煉技術(shù)(VAR)和感應(yīng)凝殼熔煉技術(shù)(ISM)為代表的熔鑄法具有工藝簡(jiǎn)單、成本低廉以及易于制造大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)件等優(yōu)點(diǎn)，已成為主流in-situTMCs 制備技術(shù)和方法之一[4]。以反應(yīng)熱壓法(RHP)、熱等靜壓法(HIP)和放電等離子燒結(jié)法(SPS)為代表的粉末冶金法具有增強(qiáng)體含量及分布易精確控制、可近凈成形以及成材率高等優(yōu)點(diǎn)，是目前制備in-situTMCs 使用最多的方法[8]。最早商業(yè)生產(chǎn)的顆粒增強(qiáng)TMCs 就是采用粉末冶金法制備的。in-situTMCs 的其它制備方法還包括機(jī)械合金化法、自蔓延高溫合成法、放熱擴(kuò)散法、氣相沉積法、熔體浸滲法和激光熔覆法等[15]。上述合成方法按照原材料形態(tài)的不同可以分為固-固反應(yīng)法，固-液反應(yīng)法和氣-固反應(yīng)法，其中固-液反應(yīng)法和固-固反應(yīng)法為目前應(yīng)用最多的方法[15]。

圖1 原位自生鈦基復(fù)合材料制備裝置示意圖:(a)真空自耗電弧熔煉[13]，(b)放電等離子燒結(jié)[14]Fig.1 Schematic diagram of two manufacturing equipments for in-situ TMCs:(a) consumable vacuum arc remelting[13]，(b) spark plasma sintering[14]

2.2 結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)

增強(qiáng)體和金屬基體材料的選擇至關(guān)重要。近些年來，TiB 晶須/短纖維和TiC 顆粒被認(rèn)為是in-situTMCs 最佳的增強(qiáng)相，這兩種增強(qiáng)體因熱膨脹系數(shù)與基體合金相差在50%以下，可有效降低復(fù)合材料在制備過程中產(chǎn)生的熱殘余應(yīng)力，從而明顯提高TMCs 的力學(xué)性能[3，4，8]。此外，納米顆粒也逐漸被用作復(fù)合材料的增強(qiáng)相，上海交通大學(xué)眾多科研人員在鈦基體中引入稀土元素，生成納米/亞微米稀土氧化物，制備了微納復(fù)合改性TMCs，該納米顆粒不僅降低了基體氧含量，而且生成的納米增強(qiáng)相起到了彌散強(qiáng)化作用，顯著提高了in-situTMCs 的高溫瞬時(shí)強(qiáng)度和持久強(qiáng)度[4，15，16]。近年來，其它諸如碳納米管(CNTs)、石墨烯(Gr)、納米金剛石(NDs)和納米硅化物(Ti5Si3)等也逐漸被采用作為TMCs 的增強(qiáng)體，相應(yīng)的TMCs 也表現(xiàn)出了優(yōu)良的室溫和高溫力學(xué)性能[17，18]。

為了深入挖掘復(fù)合材料的性能潛力(強(qiáng)韌性)，除了在增強(qiáng)體和基體合金選擇方面努力，國(guó)內(nèi)外眾多學(xué)者通過調(diào)控增強(qiáng)體的微觀空間分布，獲得了具備特定構(gòu)型的顆粒增強(qiáng)TMCs[2，8]，例如TiB 增強(qiáng)體棒狀富集、網(wǎng)絡(luò)互穿、離散富集、環(huán)狀富集、三維準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)絡(luò)狀和雙聯(lián)通等。圖2 為兩種典型微納米增強(qiáng)體構(gòu)型設(shè)計(jì):層狀構(gòu)型和網(wǎng)絡(luò)構(gòu)型。這兩種構(gòu)型可以突破微/納米增強(qiáng)體強(qiáng)化TMCs 強(qiáng)韌性倒置關(guān)系瓶頸，獲得高韌性TMCs，甚至可以通過不同構(gòu)型間的耦合疊加，衍生出梯度疊層結(jié)構(gòu)、梯度網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)和超細(xì)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)等新型構(gòu)型，制備出滿足特殊服役條件的多功能TMCs。目前，增強(qiáng)相構(gòu)型設(shè)計(jì)已成為in-situTMCs 的一個(gè)重要研究方向。增強(qiáng)相分布的可設(shè)計(jì)性為復(fù)合材料綜合性能的提升提供了更多的可能性，也為TMCs 的仿生構(gòu)型設(shè)計(jì)制備鋪設(shè)了一條嶄新的道路。在仿生構(gòu)型設(shè)計(jì)中，仿貝殼珍珠層層狀結(jié)構(gòu)備受關(guān)注。Cui 等[19]利用純鈦箔片和TiB/Al 復(fù)合材料箔片制備出完全致密的仿生TiB-TiAl 疊層復(fù)合材料，該復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出微米疊層結(jié)構(gòu)，相較于基體材料，屈服強(qiáng)度提高了20%以上且仍保持了更好的延展性。

圖2 原位自生鈦基復(fù)合材料兩種典型構(gòu)型:(a)層狀構(gòu)型，(b)網(wǎng)絡(luò)構(gòu)型Fig.2 Typical architectures of in-situ TMCs:(a) lamellar structure，(b) network structure

3 原位自生鈦基復(fù)合材料形變加工技術(shù)

3.1 傳統(tǒng)熱加工

采用熔鑄法制得的TMCs 鑄件或粉末冶金法制得的TMCs 燒結(jié)件往往無法直接滿足航天構(gòu)件的性能要求，需要進(jìn)行后續(xù)的形變加工。將硬質(zhì)陶瓷增強(qiáng)體引入難變形的鈦合金基體，不僅增大了材料變形抗力，而且縮小了熱加工窗口，從而加大了in-situTMCs 的熱加工難度，限制了大型構(gòu)件的制備及批量化生產(chǎn)[15]。因此，開展in-situTMCs 形變加工研究不僅具有重大的理論價(jià)值，而且可以加快推進(jìn)其在航天領(lǐng)域中的應(yīng)用。

目前，針對(duì)in-situTMCs 的傳統(tǒng)形變加工技術(shù)如鍛造、軋制、擠壓等已經(jīng)開展了廣泛的研究，主要包括熱變形過程中應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系、顯微組織演變分析、本構(gòu)模型的構(gòu)建及熱加工圖繪制等，使得研究人員對(duì)變形過程中基體及增強(qiáng)體的變形行為及強(qiáng)化機(jī)理有了更加深入的認(rèn)識(shí)。通常認(rèn)為傳統(tǒng)形變加工具有以下幾個(gè)作用:①消除熔鑄法制備的TMCs 的鑄造缺陷，提高粉末冶金法制備的TMCs 的致密度，破壞鈦粉表面氧化物惰性層，提高增強(qiáng)體與基體界面結(jié)合強(qiáng)度；② 細(xì)化基體顯微組織，產(chǎn)生熱形變強(qiáng)化，顯著改善材料性能；③提高增強(qiáng)體分布均勻性，使得增強(qiáng)體沿著變形流向分布，短纖維或晶須狀增強(qiáng)體沿著變形方向定向排布。上海交通大學(xué)Lu等[20-22]將(TiB+La2O3)/IMI834、(TiB+TiC+La2O3)/IMI834、(TiB+TiC)/Ti-1100、TiC/Ti-1100、(TiB+TiC)/TiC18、(TiB+TiC)/Ti64 和(TiB+La2O3)/Ti64 等多種TMCs 高溫?zé)嶙冃魏螅浠w組織均得到明顯的細(xì)化，且相較于鑄態(tài)復(fù)合材料，其抗拉強(qiáng)度及延伸率均得到大幅提高。哈爾濱工業(yè)大學(xué)Huang 等[8，23]發(fā)現(xiàn)TiB/Ti60 復(fù)合材料經(jīng)熱擠壓后，有效分散了TiB 晶須團(tuán)聚，獲得了優(yōu)異的室溫及高溫抗拉強(qiáng)度。Srinivasan 等[24]采用熱軋法制備了TiB/Ti-6Al-4V 板材，發(fā)現(xiàn)添加微量B 元素可以降低Ti-6Al-4V 合金板材的軋制變形開裂傾向，從而實(shí)現(xiàn)上述復(fù)合板材的直接軋制。但仍需要注意，TMCs 對(duì)熱加工工藝十分敏感，加工窗口非常狹窄。不合適的變形工藝將使晶須或短纖維增強(qiáng)體破碎，降低晶須或短纖維長(zhǎng)徑比，并弱化其承載強(qiáng)化效果。此外，不當(dāng)?shù)臒峒庸すに嚂?huì)破壞TMCs 的特殊構(gòu)型，使其失去構(gòu)型的作用。因此，必須嚴(yán)格控制熱變形工藝(變形溫度、變形量、變形速率等)，才能有效調(diào)控顯微組織，發(fā)揮增強(qiáng)體與基體間耦合強(qiáng)化效應(yīng)，優(yōu)化材料性能。

3.2 精密加工

為了克服傳統(tǒng)加工方法成材率低、難以實(shí)現(xiàn)大型化、批量化生產(chǎn)等缺點(diǎn)，基于“近凈成形”思想的TMCs 精密加工技術(shù)備受關(guān)注。目前，常用于TMCs 的精密加工技術(shù)主要有3 種，分別是:等溫超塑性變形加工技術(shù)，精密鑄造技術(shù)，增材制造技術(shù)加工，如圖3 所示[25-29]。

等溫超塑性變形加工技術(shù)是一種基于金屬超塑性原理發(fā)展起來的高效近凈成形技術(shù)。該技術(shù)既可以節(jié)約原材料，又能夠大幅度降低材料加工成本，并且成形尺寸精度高，對(duì)促進(jìn)TMCs 的工程化應(yīng)用具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。Dunand 等[30]率先證實(shí)了TiB 和TiC 增強(qiáng)的TMCs 在精密鍛造過程中具有相變超塑性，最大延伸率達(dá)到了260%，并認(rèn)為α/β兩相應(yīng)力的不匹配是TMCs 精密鍛造超塑性變形的主要機(jī)制。上海交通大學(xué)Lu 等[25]研究了原位自生(TiB+TiC)/Ti-1100、TiC/7715D 和TiB/IMI834復(fù)合材料的超塑性變形行為，發(fā)現(xiàn)這些復(fù)合材料分別在800 ℃/10-3s-1、1050 ℃/10-3s-1以及950 ℃/10-3s-1 獲得659%，802%和682%的最大延伸率，證實(shí)了增強(qiáng)體的引入有利于降低TMCs 的超塑性變形溫度，細(xì)小增強(qiáng)體更有利于改善TMCs 的超塑性。目前，針對(duì)相關(guān)超塑性變形的研究證明了采用等溫精密鍛造技術(shù)制備航天用in-situTMCs 的可行性。但針對(duì)多元多尺度復(fù)合材料的超塑性變形行為，尤其是增強(qiáng)體與基體間以及不同增強(qiáng)體間的變形協(xié)調(diào)機(jī)制、組織性能一體化調(diào)控等仍需要進(jìn)行更加深入的研究。

精密鑄造成形技術(shù)避免了復(fù)合材料形變加工難等問題，能夠?qū)崿F(xiàn)TMCs 復(fù)雜構(gòu)件的一次成形，因此成為航天用TMCs 極富前景的加工方式之一。然而，國(guó)內(nèi)外關(guān)于TMCs 精密鑄造工藝的研究，尤其是關(guān)于多元增強(qiáng)TMCs 的流動(dòng)性、凝固結(jié)晶機(jī)制等的研究仍然比較少，目前國(guó)內(nèi)部分單位已相繼開展此類研究。哈爾濱工業(yè)大學(xué)尚俊玲[26]利用自蔓延感應(yīng)熔煉熔鑄成形工藝制備了in-situTiB 增強(qiáng)TMCs 薄壁結(jié)構(gòu)飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)葉片。研究結(jié)果證明，盡管增強(qiáng)體會(huì)使熔模精密鑄造中熔體的流動(dòng)性下降30%，但仍然滿足成形薄壁復(fù)雜形狀構(gòu)件的要求，能夠成形出壁厚為0.975～2.46 mm 的薄壁構(gòu)件。上海交通大學(xué)王冀恒等[27-29]開展的TMCs 精密鑄造研究發(fā)現(xiàn)增強(qiáng)體影響了復(fù)合材料的凝固結(jié)晶路徑，抑制了粗大晶粒的長(zhǎng)大。進(jìn)一步采用精密鑄造結(jié)合熱等靜壓技術(shù)成功制備了航天用TMCs 精密鑄件，實(shí)現(xiàn)了75%～90%的原材料利用率。因此，開展TMCs 的精密鑄造關(guān)鍵技術(shù)研究，對(duì)進(jìn)一步推動(dòng)TMCs 精密鑄件在航天領(lǐng)域的應(yīng)用具有重要戰(zhàn)略意義。

圖3 原位自生鈦基復(fù)合材料精密加工技術(shù)[25-29]:(a)等溫超塑性成形，(b)精密鑄造成形，(c)增材制造成形Fig.3 Precision manufacturing of in-situ TMCs[25-29]:(a) isothermal superplastic forming，(b) precision casting，(c) additive manufacturing

增材制造技術(shù)，又稱3D 打印技術(shù)，是近10 多年來飛速發(fā)展的一種近凈成形精密加工技術(shù)[7，31-39]。該技術(shù)的制備路徑為:將目標(biāo)構(gòu)件構(gòu)造成一個(gè)三維模型，通過離散使其分散為若干二維切片，再經(jīng)過逐層累積的方法制造目標(biāo)構(gòu)件，最終實(shí)現(xiàn)構(gòu)件的一體化近凈成形。該技術(shù)的出現(xiàn)，為多種鈦合金與TMCs 的研制打開了一扇新窗戶。不僅在材料的設(shè)計(jì)上具有較大的自由度，可以根據(jù)性能導(dǎo)向要求設(shè)計(jì)不同材料比例，在微觀結(jié)構(gòu)上實(shí)現(xiàn)構(gòu)型優(yōu)化，提高材料的強(qiáng)韌性；還可以直接一次成形復(fù)雜結(jié)構(gòu)件，實(shí)現(xiàn)宏觀構(gòu)件尺寸與微觀組織結(jié)構(gòu)的有效統(tǒng)一，保證材料性能與構(gòu)件功能性的要求。目前，成功應(yīng)用于TMCs 的增材制造技術(shù)主要有兩種:激光直接沉積(direct laser deposition，DLD)和選區(qū)激光熔化沉積(selective laser melting，SLM)。DLD 技術(shù)能較快速地制備構(gòu)件，在大型構(gòu)件、梯度材料的制造以及激光熔覆修復(fù)方面有很大的應(yīng)用潛力，圖3c 為采用DLD 技術(shù)制備的一體化構(gòu)件；SLM 工藝適宜成形精度高、表面質(zhì)量高的典型復(fù)雜結(jié)構(gòu)件，如薄壁和細(xì)微內(nèi)流道等。

高品質(zhì)TMCs 粉體制備及表面改性是構(gòu)件性能的重要保障，也是in-situTMCs 增材制造的首要工作。目前，復(fù)合材料粉體的制備方法一般分為機(jī)械法和非機(jī)械法兩類。機(jī)械混合法，采用直接混合或球磨方式，將球形金屬粉或合金粉與陶瓷增強(qiáng)體或前驅(qū)體混合。這種方式制粉效率高、成本低，但容易使粉末整體的球形度和流動(dòng)性降低，且不能保證陶瓷顆粒的均勻分布。南京航空航天大學(xué)Gu 等[31]采用機(jī)械混粉實(shí)現(xiàn)了TiC/Ti 復(fù)合材料的增材制造，且最終制得的材料致密度較高。上海交通大學(xué)Han 等[32，33]提出了一種將增強(qiáng)體“植入”TMCs 粉末內(nèi)部的非機(jī)械混粉法，該方法無需經(jīng)過機(jī)械球磨，將TMCs 直接通過氣霧化或旋轉(zhuǎn)電極等工藝制粉，經(jīng)過兩次循環(huán)熔化和快速凝固，實(shí)現(xiàn)納米增強(qiáng)體內(nèi)嵌于復(fù)合材料粉體，該粉體球形度好、衛(wèi)星粉較少、流動(dòng)性佳、無空心粉，制粉效果良好。目前，增材制造技術(shù)已經(jīng)成功應(yīng)用于多種類型TMCs 的制備，如TiC/Ti，CNTs/Ti-6Al-4V，TiB/CP-Ti，TiB/Ti-6Al-4V，TiC/Ti-6Al-4V等，實(shí)現(xiàn)了復(fù)合材料力學(xué)性能的顯著提升[34-37]。其中，采用SLM 工藝制備的TiB/CP-Ti 復(fù)合材料，壓縮屈服強(qiáng)度從560 提升至1103 MPa，抗壓強(qiáng)度從1136 提升至1421 MPa[34]。采用DLD 工藝制備的TMCs，TiB 增強(qiáng)體呈三維準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀分布，展現(xiàn)了增材制造技術(shù)在TMCs構(gòu)型設(shè)計(jì)上的潛力[38]。但仍要注意，大部分增材制造TMCs 構(gòu)件仍存在塑韌性較差的問題，這主要?dú)w因于增強(qiáng)體引入導(dǎo)致激光吸收率、熔體黏度等性質(zhì)的變化所引起的材料孔隙、空洞等缺陷數(shù)量、大小及分布等特征的變化。研究表明，隨著增強(qiáng)體含量的增加，所得材料的孔隙率有較為明顯的上升[7]。此外，在動(dòng)態(tài)力學(xué)方面，關(guān)于增材制造TMCs 疲勞性能的研究報(bào)道較少。增材制造Ti-6Al-4V 疲勞性能測(cè)試表明，由于其內(nèi)部存在孔洞等缺陷，以及其較差的表面質(zhì)量，相對(duì)于傳統(tǒng)工藝制備的同種合金，該合金的疲勞性能較差[7，39]。如何進(jìn)一步提高構(gòu)件的疲勞性能將是增材制造TMCs 在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用研究的發(fā)展趨勢(shì)。

綜上所述，增材制造技術(shù)在in-situTMCs 的制備方面已經(jīng)取得了初步的研究成果，證明了其適用性，未來將具有非常廣闊的應(yīng)用前景。但要將增材制造制備的in-situTMCs 構(gòu)件應(yīng)用到航空航天領(lǐng)域，仍是一個(gè)非常具有挑戰(zhàn)性的課題。

4 原位自生鈦基復(fù)合材料的力學(xué)性能

航天極端苛刻環(huán)境要求in-situTMCs 不僅擁有超高室溫強(qiáng)韌性，還必須具備優(yōu)異的高溫力學(xué)性能。因此，室溫比強(qiáng)度、比剛度以及高溫強(qiáng)度、熱穩(wěn)定、抗蠕變等性能指標(biāo)皆是該材料能否在航天結(jié)構(gòu)件中得以應(yīng)用的重要檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)。以往研究表明，影響TMCs 力學(xué)性能的因素主要包括3 個(gè)方面:①基體合金成分及顯微組織；② 增強(qiáng)體的體積分?jǐn)?shù)、形狀及分布等；③基體與增強(qiáng)體間的界面特性。因此，設(shè)計(jì)基體和增強(qiáng)體，優(yōu)化材料制備及加工工藝，是獲得高性能TMCs 以滿足航天極端苛刻環(huán)境服役需求最有效的途徑[40-43]。

基體的合理設(shè)計(jì)和選擇主導(dǎo)著TMCs 的最終性能，因此，在設(shè)計(jì)基體材料時(shí)候，應(yīng)根據(jù)使用目的和服役性能要求綜合考慮。純Ti 及Ti-6Al-4V 是應(yīng)用最為廣泛的鈦及鈦合金，常被選作基體材料。但純Ti 及Ti-6Al-4V的高溫性能較差，相應(yīng)的復(fù)合材料不適合作為高溫結(jié)構(gòu)件。常用的高溫鈦合金主要有英國(guó)的IMI834、美國(guó)的Ti6242S 和Ti-1100、俄羅斯的BT36 以及國(guó)內(nèi)的Ti60 和Ti600 等，它們的最高服役溫度為600 ℃。以此類高溫鈦合金為基體制備的耐熱in-situTMCs 能夠突破鈦合金600 ℃的極限服役溫度，提升50～200 ℃，從而使得航天結(jié)構(gòu)件能夠在更高服役溫度下應(yīng)用[8]。下文將以耐熱in-situTMCs 為主，從室溫及高溫拉伸性能、蠕變性能和斷裂韌性3 方面綜述和對(duì)比分析TMCs 的力學(xué)性能。

4.1 拉伸性能

圖4 為部分高溫鈦合金及其復(fù)合材料的室溫及高溫拉伸性能[23，41，44-50]。向鈦合金基體中引入硬質(zhì)陶瓷相的顆粒或晶須，相較于未增強(qiáng)的高溫鈦合金基體，耐熱TMCs 室溫及高溫拉伸強(qiáng)度和彈性模量均有顯著提高。隨著增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)的提高，復(fù)合材料的強(qiáng)度也隨之增加。TiB 晶須是耐熱TMCs 最常用的增強(qiáng)體，其強(qiáng)化效果與晶須的長(zhǎng)徑比及取向密切相關(guān)，長(zhǎng)徑比越大，強(qiáng)化效果越好，沿軸向加載時(shí)，強(qiáng)化效果最佳。TiC 及稀土氧化物(如La2O3、Y2O3等顆粒)也可以顯著改善TMCs 的高溫力學(xué)性能。這類顆粒增強(qiáng)體的強(qiáng)化效果受到顆粒尺寸的影響，同等體積分?jǐn)?shù)下，顆粒尺寸越小強(qiáng)度效果越高。因此，納米尺寸稀土氧化物對(duì)復(fù)合材料強(qiáng)度的貢獻(xiàn)高于微米尺寸TiC 顆粒增強(qiáng)體[41]。隨著服役溫度的提高，TMCs 的強(qiáng)度衰減，但仍表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫性能，絕大部分復(fù)合材料650 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度顯著優(yōu)于傳統(tǒng)高溫鈦合金600 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度，甚至部分復(fù)合材料700 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度也與傳統(tǒng)高溫鈦合金600 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度相當(dāng)[23，42]。因此耐熱TMCs 有望取代傳統(tǒng)鈦合金應(yīng)用于服役溫度為650 ℃，甚至700 ℃的航天高溫構(gòu)件中。

添加微量增強(qiáng)體細(xì)化了基體的微觀組織，不僅提高了耐熱TMCs 的強(qiáng)度，也改善了其延伸率。但隨著增強(qiáng)體含量的增加，復(fù)合材料的塑性下降明顯。這是由于在變形時(shí)剛性的陶瓷相與彈塑性鈦基體間變形不協(xié)調(diào)，在二者界面處形成應(yīng)力集中，成為初期裂紋源。TiB 晶須在變形過程中起承載強(qiáng)化作用，當(dāng)長(zhǎng)徑比大于臨界長(zhǎng)徑比時(shí)，TiB 晶須所承載的應(yīng)力大于TiB 極限抗拉強(qiáng)度，發(fā)生斷裂失效；而長(zhǎng)徑比小于臨界長(zhǎng)徑比時(shí)，界面處切應(yīng)力大于界面結(jié)合強(qiáng)度而發(fā)生脫粘失效。TiB 晶須的斷裂或脫粘以及團(tuán)聚，極易在鈦合金基體中引起局部應(yīng)力集中，導(dǎo)致復(fù)合材料塑性降低。

此外，基體顯微組織對(duì)TMCs 力學(xué)性能的影響也十分顯著。不同的鈦合金顯微組織間在力學(xué)性能方面各有優(yōu)劣。目前，耐熱TMCs 更多地呈現(xiàn)為片層組織，這是由于片狀組織的斷裂韌性、裂紋擴(kuò)展速率、蠕變性能、持久性能等比等軸組織、雙態(tài)組織要好。增強(qiáng)體可以有效阻礙β晶粒長(zhǎng)大，從而使得TMCs 在β相區(qū)加工及β熱處理過程的加工窗口更大，這也是TMCs 的一大優(yōu)勢(shì)。此外，通過調(diào)控增強(qiáng)相分布狀態(tài)，可制備出構(gòu)型結(jié)構(gòu)TMCs，使其室溫及高溫強(qiáng)度較鈦合金有明顯改善[8]。但后續(xù)的熱加工過程會(huì)嚴(yán)重破壞這種特殊構(gòu)型，使得在相同增強(qiáng)體含量下，相較于增強(qiáng)體均勻分布的耐熱TMCs，其高溫強(qiáng)度并無明顯的優(yōu)勢(shì)。密排六方結(jié)構(gòu)的α-Ti 基體具有本征各向異性，因此基體織構(gòu)對(duì)于TMCs 性能的影響也不容忽視。在β相區(qū)擠壓的TiB/Ti-6Al-4V 中，由于基體存在強(qiáng)的＜0001＞//ED 絲織構(gòu)，使得該復(fù)合材料的軸向強(qiáng)度顯著高于橫向強(qiáng)度，且隨著增強(qiáng)體含量的增加，基體織構(gòu)弱化，這種強(qiáng)度的各向異性也逐漸減弱[43]。經(jīng)β相區(qū)擠壓后TiB/Ti60 的基體形成了強(qiáng)的＜0001＞//ED 織構(gòu)，且TiB 晶須沿著擠壓軸向定向排布，因此該復(fù)合材料在軸向上取得了優(yōu)異的高溫拉伸強(qiáng)度[23]。但目前關(guān)于基體織構(gòu)和定向排布對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能各向異性影響的相關(guān)研究還較少。

圖4 部分高溫鈦合金和耐熱原位自生鈦基復(fù)合材料室溫和高溫拉伸性能[23，41，44-50]Fig.4 Mechanical properties of in-situ high-temperature TMCs at room and high temperatures[23，41，44-50]

4.2 蠕變性能

抗蠕變性是評(píng)價(jià)in-situTMCs 能否在長(zhǎng)期服役的高溫構(gòu)件中得以應(yīng)用的先決條件。由于高溫下鈦合金基體會(huì)發(fā)生蠕變，而陶瓷增強(qiáng)體則不會(huì)，因此與傳統(tǒng)金屬類似，TMCs 蠕變可以分為3 個(gè)階段:初始蠕變階段、穩(wěn)態(tài)蠕變階段及蠕變速率加快直至斷裂階段。穩(wěn)態(tài)蠕變階段的穩(wěn)態(tài)蠕變速率是評(píng)價(jià)材料蠕變抗力的重要指標(biāo)，材料的穩(wěn)態(tài)蠕變速率越低，蠕變抗力越高。與固溶合金不同，TMCs 的蠕變行為存在如下特征:①TMCs 穩(wěn)態(tài)蠕變速率遠(yuǎn)比基體穩(wěn)態(tài)蠕變速率低，與增強(qiáng)體含量、分布及形狀密切相關(guān)；② TMCs 穩(wěn)態(tài)蠕變速率與應(yīng)力間仍符合冪律關(guān)系，但應(yīng)力指數(shù)更大；③TMCs 蠕變激活能高于基體的自擴(kuò)散激活能；④ TMCs 存在蠕變門檻應(yīng)力。

對(duì)于in-situTMCs，增強(qiáng)體類型及含量對(duì)其穩(wěn)態(tài)蠕變速率有著顯著的影響，在基體組織基本相同的條件下，復(fù)合材料的穩(wěn)態(tài)蠕變速率比基體合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率低了1～2 個(gè)數(shù)量級(jí)，增強(qiáng)體的加入有效提高了復(fù)合材料的蠕變抗力，如圖5 所示[44]。通常認(rèn)為復(fù)合材料蠕變抗力的強(qiáng)化主要來自門檻應(yīng)力和應(yīng)力傳遞效應(yīng)。門檻應(yīng)力值取決于增強(qiáng)體之間的平均間距，這與增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)和彌散程度有關(guān)。La2O3顆粒對(duì)門檻應(yīng)力的提高作用主要體現(xiàn)在高應(yīng)力區(qū)。而應(yīng)力傳遞效應(yīng)與增強(qiáng)體的含量、取向分布及形態(tài)有關(guān)。應(yīng)力傳遞效應(yīng)隨著增強(qiáng)體含量增加單調(diào)遞減，且低應(yīng)力區(qū)的傳遞因子顯著高于高應(yīng)力區(qū)，應(yīng)力傳遞效應(yīng)隨溫度上升而提高。具有大的長(zhǎng)徑比且沿主應(yīng)力排布的TiB 晶須的應(yīng)力傳遞效應(yīng)更突出。另外，TMCs 的高溫蠕變變形主要由晶內(nèi)位錯(cuò)滑移、攀移以及晶界滑移引起，所以基體組織形態(tài)對(duì)復(fù)合材料蠕變性能的影響要遠(yuǎn)甚于增強(qiáng)體對(duì)復(fù)合材料蠕變性能的影響。片層組織的蠕變性能優(yōu)于雙態(tài)組織及等軸組織，并且β晶粒及α片層越粗大，復(fù)合材料蠕變抗力越好[46，47]。

圖5 IMI834 合金及其復(fù)合材料不同溫度下穩(wěn)態(tài)蠕變速率與應(yīng)力雙對(duì)數(shù)關(guān)系[44]Fig.5 Double-logarithm relationship between steady creep rate and stress at different temperatures of IMI834 alloy and its composites[44]:TMC1-(1.82vol% TiB+0.58vol% La2O3)/IMI834；TMC2-(4vol% TiB+0.42vol% TiC+0.58vol% La2O3)/IMI834；TMC3-(8.16vol% TiB+1.26vol% TiC +0.58vol% La2O3)/IMI834；TMC4-(8.29vol% TiB+1.71vol% TiC)/IMI834

4.3 斷裂韌性

斷裂韌性體現(xiàn)了材料抵抗裂紋擴(kuò)展的能力，是評(píng)價(jià)材料韌性好壞的一個(gè)重要指標(biāo)。圖6 為部分耐高溫鈦合金及其復(fù)合材料的斷裂韌性。從圖中可知，以美國(guó)Ti1100[47]和俄羅斯VT8(Ti-6.5Al-3.3Mo-0.3Si)[48]為基體的TMCs 的斷裂韌性明顯低于其基體合金，IMI834 為基體的TMCs 斷裂韌性與其基體接近，但低于前兩種高溫鈦合金及其復(fù)合材料[49，50]。這是因?yàn)樵谧冃芜^程中，增強(qiáng)體的尖端與基體界面處形成應(yīng)力集中，增強(qiáng)體與基體脫粘為裂紋擴(kuò)展提供了快速通道，而這對(duì)于裂紋擴(kuò)展路徑增加作用很微小，從而增強(qiáng)體的加入對(duì)復(fù)合材料的斷裂韌性不利。此外，TiB 晶須取向?qū)τ趶?fù)合材料的斷裂韌性也有顯著影響，垂直于晶須軸向TMCs 的斷裂韌性高于平行于晶須軸向的TMCs[50]。從圖中亦可知，除了增強(qiáng)體對(duì)復(fù)合材料斷裂韌性的影響，基體的微觀組織類型對(duì)復(fù)合材料的斷裂韌性也有顯著的影響。在β相區(qū)變形或經(jīng)β熱處理得到的片層組織的斷裂韌性高于經(jīng)兩相區(qū)熱變形或熱處理得到的等軸或雙態(tài)組織。斷裂韌性與材料的屈強(qiáng)差(σb-σ0.2)呈正相關(guān)，屈強(qiáng)差越大，即屈強(qiáng)比越低，斷裂韌性越高[49]。

圖6 高溫鈦合金及其復(fù)合材料斷裂韌性[47-50]Fig.6 Fracture toughness of high-temperature titanium alloys and their composites[47-50]

5 原位自生鈦基復(fù)合材料的航天應(yīng)用

隨著航天技術(shù)的發(fā)展，飛行器對(duì)超高速度及大運(yùn)力要求加大，飛行器的服役環(huán)境更加惡劣，TMCs 突出的性能是其能得以在航天飛行器上應(yīng)用的主要原因。新型TMCs 以其高比強(qiáng)度、高比剛度和優(yōu)異的高溫性能等特性有望成為未來航天飛行器主要結(jié)構(gòu)材料之一，以下對(duì)TMCs 在各類航天器中的應(yīng)用趨勢(shì)作簡(jiǎn)要介紹。

(1)戰(zhàn)術(shù)導(dǎo)彈零部件(圖7)[51]。戰(zhàn)術(shù)導(dǎo)彈由于自由飛行時(shí)間短，體積效應(yīng)非常重要，使得TMCs 在其中的應(yīng)用具有明顯的優(yōu)勢(shì)。TMCs 高的比強(qiáng)度和比剛度，可以使導(dǎo)彈采用較薄的彈體，實(shí)現(xiàn)減重，從而提升飛行速度。TMCs 用作導(dǎo)彈尾翼或者彈翼，其較高的比剛度可以減少導(dǎo)彈顫動(dòng)和彈頭偏轉(zhuǎn)，提高導(dǎo)彈的制導(dǎo)精度。因此，TMCs 適用于制造彈體、尾翼、彈翼、導(dǎo)引頭組件、發(fā)射管和排氣管等導(dǎo)彈零部件。

圖7 原位自生鈦基復(fù)合材料在戰(zhàn)術(shù)導(dǎo)彈上潛在應(yīng)用示意圖[51]Fig.7 Potential application of in-situ TMCs in tactical missiles[51]

(2)火箭發(fā)動(dòng)機(jī)零部件。美國(guó)國(guó)防部和航空航天局提出了一項(xiàng)改進(jìn)航天推進(jìn)系統(tǒng)性能計(jì)劃(IHPRPT)，欲使得發(fā)動(dòng)機(jī)推重比提高60%，成本降低20%。采用輕質(zhì)高強(qiáng)鈦及TMCs 正是其重要改進(jìn)措施之一。在低溫工作環(huán)境下，TMCs 可用于制作部分泵體、葉輪、導(dǎo)流輪和導(dǎo)流片等，代替目前鍛造的鈦合金和高密度鎳基合金；在中溫工作環(huán)境下，可應(yīng)用高剛度TMCs 制造法蘭盤、夾套、支撐結(jié)構(gòu)以及固體火箭助推器箱等(圖8)[1]；在較高溫度工作環(huán)境下，TMCs 可用于制造渦輪轉(zhuǎn)子、定子、外殼等。目前，歐洲航天局已經(jīng)成功將TMCs 應(yīng)用于織女星(VEGA)小型運(yùn)載火箭及阿里亞娜6 型(A6 Avionics)火箭，并計(jì)劃進(jìn)一步拓展其使用領(lǐng)域，如航空中需要高剛度的起落架結(jié)構(gòu)及需要高耐磨性的剎車構(gòu)件，以及利用攪拌摩擦焊加工將TMCs 用于航天構(gòu)件連接(圖9)[52，53]。

圖8 鈦合金材料骨架結(jié)構(gòu)[1]Fig.8 Digital photo of the skeleton structure of titanium alloys[1]

(3)衛(wèi)星、載人航天器、空間站等空間飛行器部件。為減輕衛(wèi)星的結(jié)構(gòu)重量，增加有效載荷，提高功能比，要求空間飛行器部件材料具有較高的比強(qiáng)度，TMCs 較高的比強(qiáng)度使其可應(yīng)用于新型通信衛(wèi)星的承力筒錐段，采用TMCs 制備大口徑雙波紋殼結(jié)構(gòu)，可減重50%，抗載能力提高80%。TMCs 還可以用于制造星箭連接包、燃料儲(chǔ)箱、數(shù)傳衛(wèi)星天線支架以及空間機(jī)器人的機(jī)械臂及關(guān)節(jié)結(jié)構(gòu)[54]等，在空間機(jī)器人結(jié)構(gòu)輕量化設(shè)計(jì)中發(fā)揮了重要作用。如以色列拉斐爾先進(jìn)防御系統(tǒng)有限公司采用Ti6Al4V 鈦基合金研制了航天器儲(chǔ)箱[55]。TMCs 以其更高的比強(qiáng)度和比模量，有望替代現(xiàn)有中強(qiáng)鈦合金燃料儲(chǔ)箱，實(shí)現(xiàn)航天器有效減重。

圖9 歐洲航天局及日本住友成功應(yīng)用鈦基復(fù)合材料作支撐桿結(jié)構(gòu)件[52，53]Fig.9 Successful application of TMCs as support rods by European Space Agency and Sumitomo (Japan)[52，53]

(4)航天飛行器防熱系統(tǒng)部件。近年來，超高速航天飛行器的金屬熱防護(hù)發(fā)展趨勢(shì)為以新型鈦合金和鈦鋁基復(fù)合材料作為機(jī)體機(jī)構(gòu)和以其為基的復(fù)合材料作為蒙皮，這類可重復(fù)多次使用的耐高溫輕質(zhì)高強(qiáng)材料已成為未來空天飛機(jī)的主要備選結(jié)構(gòu)材料。目前，服役溫度在500～900 ℃的金屬防熱材料主要選用鐵鈷鎳為基體的高溫合金，而耐熱TMCs 服役溫度在650 ℃以上，甚至可以短時(shí)應(yīng)用于800 ℃以上，因此有望作為防熱材料替代高溫合金，實(shí)現(xiàn)大幅度減重的目標(biāo)。德國(guó)航天中心指出，未來航天器表面將大部分采用鈦鋁合金蜂窩復(fù)合結(jié)構(gòu)防熱系統(tǒng)。美國(guó)第一代超高聲速載人飛行器——航天飛機(jī)熱防護(hù)系統(tǒng)部分采用Ti1100 高溫鈦合金作為防熱瓦，第二代空天飛機(jī)防熱系統(tǒng)也采用Ti1100 鈦合金，亞軌道單級(jí)入軌火箭運(yùn)載器X-33 也是采用Ti1100 高溫鈦合金作為其機(jī)身背風(fēng)面大面積防熱系統(tǒng)材料，圖10 給出了X-33防熱隔熱板照片[56]。我國(guó)航天材料及工藝研究所也研制出鈦合金多層壁防熱瓦件及鈦合金與高溫合金蜂窩復(fù)合結(jié)構(gòu)，可以實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)/防熱一體化。未來TMCs 制備的熱防護(hù)構(gòu)件將進(jìn)一步提高熱防護(hù)效率。

圖10 亞軌道單級(jí)入軌火箭運(yùn)載器X-33 防熱隔熱板(由高溫合金和Ti1100 高溫鈦基合金組成)[56]Fig.10 Digital photo of the heat shield of X-33 reusable launch vehicle (fabricated by Nickel based superalloy and Ti1100 matrix alloy)[56]

綜上分析，新型TMCs 未來將在戰(zhàn)術(shù)導(dǎo)彈零部件，火箭發(fā)動(dòng)機(jī)零部件，衛(wèi)星、載人航天器、空間站等空間飛行器部件，以及航天飛行器防熱系統(tǒng)部件中展現(xiàn)出較好的應(yīng)用潛力，有望成為未來航天器主要結(jié)構(gòu)材料之一。

6 結(jié)語

在國(guó)家重大需求牽引下，原位自生鈦基復(fù)合材料(in-situTMCs)制備及精密成形技術(shù)在獲得長(zhǎng)足進(jìn)步的同時(shí)，也遇到了許多技術(shù)難題，如工藝復(fù)雜、制造成本高。雖然尚未被航天業(yè)廣泛地接受，但仍然體現(xiàn)出巨大的航天應(yīng)用潛力。多元多尺度混雜強(qiáng)化、納米增強(qiáng)體改性、構(gòu)型設(shè)計(jì)及保持，以及發(fā)展先進(jìn)的等溫超塑成形、精密鑄造和金屬激光增材制造技術(shù)，是未來制備更高性能、功能結(jié)構(gòu)一體化TMCs 的重要研究方向。另外，TMCs 除了需要具備良好的室溫強(qiáng)韌性，還必須具備優(yōu)異的高溫力學(xué)性能、蠕變性能和斷裂韌性等，這些性能要求也是TMCs 在航天極端苛刻環(huán)境應(yīng)用時(shí)必須考慮的關(guān)鍵指標(biāo)。因此，未來在開發(fā)新型in-situTMCs 時(shí)，不僅要深入拓展高性能材料的基礎(chǔ)研究，也要持續(xù)擴(kuò)大材料在航天領(lǐng)域的應(yīng)用探索，從而形成“研發(fā)—應(yīng)用—發(fā)展”的良性循環(huán)。