王浩偉

（上海交通大學(xué)金屬基復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240）

輕量化是航空構(gòu)件發(fā)展的重要方向之一。為使飛機(jī)有高效運(yùn)輸和良好的飛行性能，要求其結(jié)構(gòu)材料密度低，兼?zhèn)涓邚?qiáng)、高韌、高抗疲勞和耐腐蝕等特性。鋁資源儲量豐富，通過在鋁中合金化、微合金化可顯著改善性能，進(jìn)一步通過變形加工和熱處理可以獲得具有高的比強(qiáng)度、比模量和良好的斷裂韌性、抗疲勞和耐腐蝕的鋁合金材料。而且鋁合金具有易加工、技術(shù)成熟和成本較低等優(yōu)點(diǎn)，是最常用的輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料，自20世紀(jì)30年代以來就成為商業(yè)飛機(jī)的主要結(jié)構(gòu)材料，鋁合金在商業(yè)飛機(jī)上的用量已占重要地位[1-4]。隨著航空工業(yè)的迅速發(fā)展，對飛機(jī)構(gòu)件更強(qiáng)、更輕、更安全、更長壽命的需求愈加迫切，而鋁合金材料存在的性能短板也日益突出。

材料復(fù)合化設(shè)計(jì)突破了單體材料難以獲得良好綜合性能的缺點(diǎn)，成為新材料研發(fā)的重要方向。顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，繼承了鋁合金強(qiáng)度高、塑性好的優(yōu)點(diǎn)，通過引入高強(qiáng)度、高模量的陶瓷顆粒，使之具有更高的強(qiáng)度、硬度、模量及更好的耐磨、耐熱等性能，拓展了鋁合金材料的應(yīng)用領(lǐng)域[5-10]。目前國內(nèi)外航空領(lǐng)域應(yīng)用的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料主要是通過粉末冶金的方法制備而成，其典型的工藝流程為：首先通過氣霧化工藝制備超細(xì)低氧含量的鋁合金粉末；然后進(jìn)行均勻化混粉、冷等靜壓、熱壓或熱等靜壓成型復(fù)合材料坯錠；再經(jīng)過擠壓、軋制或鍛造等二次加工成型不同規(guī)格的鋁基復(fù)合材料坯件。制造過程相對復(fù)雜，成本較高，而且加入大量陶瓷顆粒后，材料的塑性顯著降低，導(dǎo)致二次加工成形性較差，尤其對于航空構(gòu)件存在較大的應(yīng)用安全隱患，通常需要設(shè)計(jì)特定的基體合金，例如最常用的2009 合金[5-11]，材料的牌號存在一定的局限性。此外，對于顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，顆粒尺寸、顆粒與鋁基體的界面結(jié)構(gòu)和化學(xué)相容性對材料的綜合力學(xué)性能起著關(guān)鍵的作用。原位自生法制備顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，增強(qiáng)顆粒尺寸小、形狀規(guī)整、剛度高，同時界面干凈[6,12-13]，成為高性能顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的重要制備途徑。原位自生復(fù)合材料不僅具有較高的強(qiáng)度、剛度，良好的塑性和抗疲勞性能，同時又具備較好的液相成形、塑性成形、增材制造成形和機(jī)械加工性能，避免了傳統(tǒng)外加顆粒制備復(fù)合材料的工藝復(fù)雜、成本高、大型復(fù)雜零件制造困難等問題，在航空領(lǐng)域的應(yīng)用前景良好。

原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料

原位自生的概念源于原位結(jié)晶，是鋁基復(fù)合材料先進(jìn)制備技術(shù)之一，與傳統(tǒng)的外加技術(shù)相比，該技術(shù)具有以下特點(diǎn)：

（1）可通過合理選擇化學(xué)反應(yīng)成分及條件，控制原位合成增強(qiáng)體種類、大小、數(shù)量和分布。

（2）原位生成的陶瓷增強(qiáng)體熱力學(xué)穩(wěn)定，且避免了外加陶瓷顆粒與基體相容性不良的問題，與基體結(jié)合性好。

（3）增強(qiáng)體通過原位化學(xué)反應(yīng)生成，省去了增強(qiáng)體單獨(dú)合成、處理和加入等步驟，工藝簡單，制造成本降低。

（4）包含原位生成增強(qiáng)體的液態(tài)金屬可用鑄造生產(chǎn)和制備形狀復(fù)雜、尺寸較大的凈近形構(gòu)件。

原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料是通過化學(xué)反應(yīng)在鋁基體中形成細(xì)小穩(wěn)定的增強(qiáng)顆粒制備而成，有自蔓延法、直接氧化法、接觸反應(yīng)法、固-液反應(yīng)法、無壓力浸潤法、混合鹽反應(yīng)法等多種方式，鋁基復(fù)合材料中原位合成增強(qiáng)顆粒主要有TiB2、TiC、Al2O3、ZrB2、TiN 及TiAl3等[6,14-18]，其中混合鹽反應(yīng)法制備TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究較廣泛。在鋁合金熔體中加入KBF4和K2TiF6，通過化學(xué)反應(yīng)即可獲得細(xì)小的TiB2顆粒[12,19]。該技術(shù)是基于現(xiàn)有的鋁合金熔煉工藝，待鋁合金熔體中反應(yīng)結(jié)束后，扒去不必要的副產(chǎn)物后澆鑄即可獲得鋁基復(fù)合材料，且沒有粗大的AlxTi 相形成，操作方法相對簡單，易于批量生產(chǎn)，在工藝和經(jīng)濟(jì)上具有極強(qiáng)的競爭力和應(yīng)用潛力。如圖1[13,20]所示，該方法制備的TiB2顆粒尺寸可控制在納米至亞微米范圍內(nèi)，且顆粒形狀規(guī)整、與鋁基體存在共格關(guān)系，是鋁合金基體中較為理想的增強(qiáng)陶瓷顆粒。因此，原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料在制備高性能鋁基復(fù)合材料領(lǐng)域具有很好的發(fā)展?jié)摿?，得到國?nèi)外的廣泛關(guān)注。

圖1 原位自生TiB2顆粒特征Fig.1 Characterizations of in-situ TiB2 particles

上海交通大學(xué)特種材料研究所是國內(nèi)開展原位自生鋁基復(fù)合材料研究的代表性單位之一。近年來，特種材料研究所團(tuán)隊(duì)攻克了熔體反應(yīng)控制和熔體純凈化處理等關(guān)鍵合成制備技術(shù)，可以生產(chǎn)高質(zhì)量大型鋁基復(fù)合材料鑄錠、增材制造用鋁基復(fù)合材料粉末及絲材，形成了鑄件、型材、鍛件、板材和增材制造構(gòu)件等多種不同性能級別的產(chǎn)品，已經(jīng)開始應(yīng)用于航空、航天、武器裝備、汽車、軌道交通等領(lǐng)域。

液相成形

由于原位自生合成的特點(diǎn)，原位自生鋁基復(fù)合材料繼承了基體合金的液相成形性能，原位顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可采用鑄造工藝直接制備鑄件，也可以通過半連續(xù)鑄造技術(shù)制備不同規(guī)格的鑄錠。

1 鑄造成形

鑄造成形是制備金屬構(gòu)件的重要方法之一，尤其對于復(fù)雜薄壁件的制備具有獨(dú)特的優(yōu)勢，而且工藝相對簡單，具有很好的經(jīng)濟(jì)效益。液態(tài)金屬充型作為金屬液態(tài)加工的第一步，不僅影響鑄坯的外觀形狀，同時也決定鑄坯的內(nèi)在質(zhì)量。鑄坯表面和內(nèi)部的氣孔、夾雜和冷隔等許多缺陷都與充型過程有關(guān)，這些缺陷往往成為鑄件早期失效的重要原因。對于顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，通常高熔點(diǎn)陶瓷顆粒的加入會增大熔體的黏度，且隨著顆粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)增大而增大，不利于鑄造充型，限制了液相成形制備復(fù)雜薄壁構(gòu)件。然而，基于鑄造合金系列的原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鑄造鋁基復(fù)合材料，仍然具有良好的充型能力，因此可采用重力、低壓、差壓、調(diào)壓和真空吸鑄等鑄造技術(shù)實(shí)現(xiàn)鑄件成形，獲得具有高剛度、高強(qiáng)度、低膨脹、高阻尼等特性的復(fù)雜構(gòu)件，性能如表1所示。原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料鑄造成形的復(fù)雜薄壁件（圖2）應(yīng)用于航空、航天、武器裝備等領(lǐng)域，可實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)減重、提升裝備的使用性能。

圖2 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料鑄造成形復(fù)雜薄壁件Fig.2 Complex and thin-wall castings of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

表1 原位自生TiB2/A356顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料性能Table 1 Properties of in-situ TiB2/A356 composite

2 半連續(xù)鑄造

原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料熔體具有良好的流動性，可以采用鋁合金的熔鑄方式制備鑄錠，例如利用半連續(xù)鑄造方法制備大型鑄錠，進(jìn)而為大型構(gòu)件制備加工奠定基礎(chǔ)。同時，熔體中的TiB2顆粒可以顯著細(xì)化晶粒，一方面TiB2顆?？梢宰鳛楫愘|(zhì)形核核心，提高形核率；另一方面，TiB2顆?？梢砸种凭ЯｉL大過程，復(fù)合材料的晶粒組織得到明顯細(xì)化。

目前，上海交通大學(xué)安徽陶鋁材料研究院已建成年產(chǎn)4.5 萬t 的原位鋁基復(fù)合材料半連續(xù)鑄造生產(chǎn)線，可以生產(chǎn)各種規(guī)格圓鑄錠、扁鑄錠（圖3），其中圓錠規(guī)格為φ127～660mm，扁錠截面尺寸可達(dá)420mm×1620mm，單個鑄錠重量達(dá)11t，為后續(xù)塑性加工制備大型構(gòu)件提供錠坯。

圖3 半連續(xù)鑄造原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料鑄錠Fig.3 Ingots of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite fabricated by direct chill casting

3 噴射成形

噴射成形技術(shù)作為一種新型的快速凝固工藝，近年來得到了迅速發(fā)展，具有工藝簡單、高沉積效率、近終成形等優(yōu)點(diǎn)，通過該技術(shù)可獲得具備高性能的金屬基復(fù)合材料。此外，采用噴射成形工藝制備原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，可以細(xì)化晶粒，使陶瓷顆粒分布更加均勻，降低基體元素偏析程度，進(jìn)而使該復(fù)合材料的性能得到進(jìn)一步改善，滿足航空、航天及汽車等工業(yè)領(lǐng)域日益提高的產(chǎn)業(yè)需求。圖4（a）為噴射成形工藝制備的原位TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料錠坯，復(fù)合材料錠坯中TiB2顆粒在鋁基體中分布更加均勻（圖4（b）），同時微觀組織得到明顯改善，晶粒尺寸得到顯著細(xì)化，晶粒組織為細(xì)小的等軸晶，平均晶粒尺寸大小為7.3μm（圖4（c）和（d））。

圖4 噴射沉積制備原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料及微觀組織Fig.4 In-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite prepared by spray deposition

塑性成形

鑄錠或錠坯通常需要進(jìn)行塑性加工，以形成特定規(guī)格、形狀的構(gòu)件，同時進(jìn)一步優(yōu)化組織，提高性能。原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有良好的塑性成形能力，其錠坯可以采用鋁合金通用的塑性加工成形工藝進(jìn)行加工，主要包括擠壓、鍛造、軋制、旋壓、超塑性成形等工藝。

1 擠壓

原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可以提升材料的彈性模量、強(qiáng)度及高周疲勞極限強(qiáng)度，同時還具有良好的延伸率，例如典型的2 系和7系鋁基復(fù)合材料力學(xué)，其性能如表2所示。與粉末冶金法制備的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料相比（表3），由于原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中的增強(qiáng)顆粒體積分?jǐn)?shù)較低，導(dǎo)致其彈性模量較低，但是強(qiáng)度和塑性具有明顯的優(yōu)勢。

表2 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

表3 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料與國內(nèi)外典型的粉末冶金鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能對比Table 3 Comparison of mechanical properties between in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites and other composites

在構(gòu)件服役過程中，通常會產(chǎn)生疲勞失效的現(xiàn)象，疲勞壽命對構(gòu)件的安全性至關(guān)重要。在鋁合金基體中引入高模量、高硬度的陶瓷顆?？梢燥@著提高材料的高周疲勞（Highcycle fatigue，HCF）壽命[21-23]。如圖5所示，從S-N曲線可以看出，各個應(yīng)力水平下，原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料疲勞壽命均得到大幅度提高。表4 為原位TiB2顆粒增強(qiáng)2024 和7050 復(fù)合材料的HCF極限強(qiáng)度（旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞），相比基合金，復(fù)合材料的HCF 極限強(qiáng)度提升22%～44%，且隨著顆粒含量的增加，復(fù)合材料的HCF 極限強(qiáng)度明顯提升。原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材中由于增強(qiáng)顆粒斷裂或脫粘導(dǎo)致的疲勞裂紋萌生現(xiàn)象鮮有發(fā)生。細(xì)小的TiB2顆?？梢砸种破诹鸭y萌生：一方面，TiB2顆?？商岣咪X基復(fù)合材料的彈性模量和屈服強(qiáng)度，即提高了材料的彈性極限，增大了材料發(fā)生屈服的最高應(yīng)力范圍；另一方面，在循環(huán)應(yīng)力作用下，即使是在材料宏觀屈服強(qiáng)度以下，材料在局部微觀區(qū)域會發(fā)生微觀塑性變形，產(chǎn)生位錯滑移，局部應(yīng)力/應(yīng)變集中引起開裂，加速裂紋萌生。納米陶瓷顆粒的存在，可以阻礙位錯運(yùn)動，抑制位錯在滑移面上長程滑移，使微區(qū)的塑性變形更加均勻，減少滑移帶擴(kuò)展和晶界應(yīng)力集中，從而抑制局部萌生裂紋，提高疲勞壽命[21-22]。此外，由于原位生成的陶瓷顆粒具有尺寸小、形貌規(guī)整、界面結(jié)合良好與基體具有特定取向關(guān)系等特點(diǎn)，避免過早發(fā)生顆粒界面脫粘和顆粒斷裂而萌生疲勞裂紋的傾向。因此，在鋁合金中原位生成細(xì)小的陶瓷顆粒，不僅可以改善鋁合金靜態(tài)力學(xué)性能（強(qiáng)度、硬度、模量等），還可以顯著提高構(gòu)件的抗疲勞性能，同時提高構(gòu)件使用的安全性。

表4 HCF（107周次）極限強(qiáng)度對比（旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞）Table 4 Comparison of HCF strength(107 cycle,rotating-bending fatigue)

圖5 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞S-N曲線Fig.5 S-N curves of rotating-bending fatigue of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

2 軋制

原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可以通過軋制工藝，制備不同厚度規(guī)格的板材。通過半連續(xù)鑄造制備的原位TiB2/2024 復(fù)合材料鑄錠（3%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）TiB2/2024-T4），經(jīng)過均勻化退火，軋制成板材（圖6（a））。軋制過程與鋁合金類似，通常采用熱軋和冷軋工藝，制備不同厚度的板材。此外，原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料在冷軋過程中可以不經(jīng)過退火連續(xù)多道次冷軋，提高了效率，降低了成本，有利于工業(yè)化生產(chǎn)。軋制板材典型的微觀組織結(jié)構(gòu)如圖6（b）和（c）所示，晶粒沿軋制方向（RD）和橫向（TD）上均有所拉長。通過軋制變形后，TiB2顆粒在鋁合金基體中的分布均勻，如圖6（d）所示。軋制板材在RD 和TD 方向的室溫拉升性能可以看出，二者差異較小，近似表現(xiàn)各向同性，這主要與TiB2顆粒分布和晶粒取向相關(guān)：一方面，TiB2顆粒分布較為均勻；另一方面，軋制TiB2/2024 復(fù)合材料板材的晶粒是典型的金屬回復(fù)再結(jié)晶組織結(jié)構(gòu)（圖6（b））。因此，軋制TiB2/Al 復(fù)合材料板材微觀組織和力學(xué)性能近似各向同性。

圖6 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料軋制板材微觀組織及力學(xué)性能Fig.6 Microstructures and mechanical properties of thin sheet of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite

3 超塑性成形

超塑性成形是塑性加工成形的重要技術(shù)之一，材料的超塑性成形能力與其組織特征密切相關(guān)。對于某些特殊工藝制備的原位自生顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料而言，其同時具備細(xì)小等軸晶粒結(jié)構(gòu)、高角晶界比例以及大量彌散分布的穩(wěn)定納米TiB2顆粒，這些組織結(jié)構(gòu)特征保證了該復(fù)合材料的超塑性成形能力。如圖7所示，冷軋加高溫退火工藝制備TiB2/7050復(fù)合材料的超塑性力學(xué)行為特征，在合適的熱變形條件（變形溫度、應(yīng)變速率）下，冷軋退火TiB2/7050 復(fù)合材料的流變應(yīng)力低于50MPa，斷裂延伸率可達(dá)300%以上；在450℃、1×10-3/s 條件下，該復(fù)合材料具有最大延伸率（557%），可對其進(jìn)行超塑性加工，直接成形得到復(fù)雜結(jié)構(gòu)產(chǎn)品。原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料超塑性的主要機(jī)理為鋁基體內(nèi)大量高角晶界在高溫下容易發(fā)生軟化，在一定流變應(yīng)力作用下，細(xì)小等軸晶的晶界易發(fā)生晶界滑移機(jī)制，使復(fù)合材料在較低應(yīng)力水平下發(fā)生大塑性變形而不發(fā)生斷裂。同時，基體的晶粒結(jié)構(gòu)熱穩(wěn)定性也是保證復(fù)合材料可以超塑性成形的重要因素。

圖7 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料超塑性行為Fig.7 Super plasticity behavior of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite

由于原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的特性，其可以利用鋁合金的塑性成形方式進(jìn)行加工成形。典型案例如圖8所示，可以通過常規(guī)的擠壓變形獲得擠壓棒材、管材和型材，通過軋制技術(shù)制備鋁基復(fù)合材料板材，通過鍛造制備復(fù)雜板筋板類鍛件，通過旋壓制備大尺寸管件，利用環(huán)軋工藝制備大型復(fù)合材料環(huán)軋件，此外，還可以利用超塑性成形復(fù)雜空腔件。

圖8 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料塑性加工構(gòu)件Fig.8 Plastic forming components of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

增材制造

隨著航空構(gòu)件設(shè)計(jì)朝著輕量化、結(jié)構(gòu)復(fù)雜化及結(jié)構(gòu)功能一體化的方向快速發(fā)展，傳統(tǒng)材料成形工藝難以滿足這些復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的制造需求，而基于激光選區(qū)熔化（SLM）的金屬增材制造技術(shù)具有激光利用率高、成形材料致密度高、力學(xué)性能優(yōu)、尺寸精度好、可設(shè)計(jì)性強(qiáng)等特點(diǎn)逐漸在航空領(lǐng)域中被應(yīng)用。目前，對不銹鋼、鈦合金和鎳基高溫合金等材料的研究和應(yīng)用已經(jīng)日益成熟。然而，由于鋁合金具有流動性差、激光反射率高、熱導(dǎo)率大、易氧化等特點(diǎn)，給成形過程帶來了很大的困難，主要原因?yàn)閇24-26]：一方面，鋁合金粉末普遍流動性較差，在送粉過程中易出現(xiàn)粘粉的現(xiàn)象；另一方面，鋁的激光反射率較高，熱導(dǎo)率較大（217.7W/（m·K）），激光能量利用率低，成形過程需要較高的激光功率，過多的能量輸入導(dǎo)致材料內(nèi)部熱量積累。尤其是激光立體成形，成形速度快，激光功率高，容易形成較大的殘余應(yīng)力，導(dǎo)致產(chǎn)品變形甚至開裂，最后鋁合金易氧化，這就要求成形過程必須在惰性氣體的保護(hù)下進(jìn)行。然而，在高溫下鋁合金極易和氣氛中殘余的氧氣發(fā)生反應(yīng)，容易引入氧化物夾雜從而在試樣內(nèi)部形成缺陷。目前，關(guān)于鋁合金激光立體成形的研究以流動性能較好的Al-Si 合金或AlSi10Mg 合金為主。由于TiB2顆粒的激光反射率較低（約20%），TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料激光吸收率（TiB2/AlSi10Mg，80%）遠(yuǎn)高于純鋁（6%）及SLM 常用的AlSi10Mg 合金粉（40%），利用原位自生TiB2/Al 基復(fù)合材料中的TiB2陶瓷顆?？梢蕴岣呒す馕章?，極大改善鋁合金增材制造成形中存在的問題[27]。

如圖9[27]所示，原位自生TiB2/Al-Si 和TiB2/Al-Cu 系復(fù)合材料粉末相比合金粉末質(zhì)量更優(yōu)，更利于增材制造成形。圖10[28-29]為增材制造原位TiB2/Al 基復(fù)合材料微觀組織與性能，不同特征面均為細(xì)小的等軸晶，強(qiáng)度和塑性同時提高，而且明顯降低各向異性。此外，對于增材制造鋁基復(fù)合材料構(gòu)件，材料制備過程中冷卻速度快，合金基體的過飽和固溶度高，可以直接進(jìn)行人工時效。如圖10（c）所示，增材制造鋁基復(fù)合材料經(jīng)人工時效后強(qiáng)度顯著增加[29]?；谠蛔陨w粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料在增材制造領(lǐng)域中的優(yōu)越性，可用于制造空心、復(fù)雜構(gòu)件，如圖11所示。通過粉體打印的航空發(fā)動機(jī)空心風(fēng)扇葉片最高等效空心率可達(dá)60%；制備的飛機(jī)艙門鉸鏈臂不僅實(shí)現(xiàn)減重，且尺寸穩(wěn)定性好。

圖9 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料粉末微觀形貌特征Fig.9 Powder morphology of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

圖10 激光選區(qū)熔化制備AlSi10Mg合金與TiB2/AlSi10Mg復(fù)合材料微觀組織和性能對比，以及熱處理對力學(xué)性能影響Fig.10 Comparison of microstructures and tensile properties of SLMed AlSi10Mg and TiB2/AlSi10Mg,and effects of heat treatment on mechanical properties

此外，原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可以利用絲材增材制造快速制備大型構(gòu)件（圖11），可獲得細(xì)晶組織和較高的力學(xué)性能，而且該方法具有較高的生產(chǎn)效率。因此，原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的發(fā)展對鋁基復(fù)合材料和增材制造在航空領(lǐng)域的發(fā)展具有重要的推動作用。

圖11 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料增材制造構(gòu)件Fig.11 Components of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites prepared by additive manufacturing

機(jī)械加工與表面處理

原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有優(yōu)良的機(jī)械加工性能。如圖12所示，銑削加工原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料構(gòu)件，其銑削阻力遠(yuǎn)低于常規(guī)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，甚至低于鋁合金材料。相比合金而言，復(fù)合材料在加工之后表面粗糙度更小，加工引入的殘余應(yīng)力更低（圖13[30]）。這主要得益于原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料在切削過程中，細(xì)小的TiB2顆粒隨鋁合金基體切屑的剝離機(jī)制，相比常規(guī)SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的顆粒切斷機(jī)制，TiB2顆粒的剝離需要的切削力更小，切削表面產(chǎn)生的二次變形區(qū)更小，且對刀具的磨損也更少，有助于延長刀具壽命[30]。利用原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料良好的機(jī)械加工性能，可以將塑性變形加工后的復(fù)合材料直接通過機(jī)械加工的方式加工成產(chǎn)品，具有較高的力學(xué)性能和表面質(zhì)量。

圖12 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料機(jī)械加工性能Fig.12 Machinability of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

圖13 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料機(jī)加工后的表面形貌、粗糙度及殘余應(yīng)力Fig.13 Morphology,roughness and residual stress on machined surface of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

結(jié)構(gòu)件的表面質(zhì)量對疲勞性能十分關(guān)鍵，尤其是航空構(gòu)件，通常需要表面處理以提高疲勞性能。超聲滾壓（Ultrasonic rolling，UR），是一種新型表面機(jī)械強(qiáng)化方法，集成了深滾、超聲沖擊、表面機(jī)械研磨等多種工藝特點(diǎn)，具備強(qiáng)化工藝過程可控性高，表層殘余壓應(yīng)力和加工硬化水平高、層深大，表層晶粒細(xì)小等優(yōu)點(diǎn)，可產(chǎn)生極光潔的強(qiáng)化表面，如圖14（a）所示。如圖14（b）和（c）所示，原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料經(jīng)過UR 處理后，構(gòu)件的表面粗糙度顯著降低，而且在表面引入較大的殘余壓應(yīng)力（圖14（d））。因此，經(jīng)過UR 處理后的鋁基復(fù)合材料疲勞壽命大幅度提升（圖14（e）），主要是因?yàn)楸砻娲植诙认陆?、引入較深的表面殘余壓應(yīng)力以及表面形成的納米晶梯度組織結(jié)構(gòu)（圖14（f））。表面粗糙度的降低會使得表面應(yīng)力集中系數(shù)減小，降低微裂紋在試件表面萌生的可能性。晶粒細(xì)化使晶界數(shù)量增大，可以阻止裂紋萌生，由此提升了材料的疲勞強(qiáng)度。

圖14 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料構(gòu)件表面UR加工處理Fig.14 UR surface treatment of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

構(gòu)件在服役過程中，可能接觸潮濕空氣、海水等復(fù)雜的環(huán)境而引起腐蝕，導(dǎo)致構(gòu)件遭受腐蝕破壞甚至發(fā)生失效，因此材料在服役過程中的防腐蝕十分必要。在構(gòu)件表面制備耐蝕性的包覆層，可有效保護(hù)構(gòu)件表面，延長其在復(fù)雜環(huán)境下的使用壽命。原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可以通過常用的陽極氧化和微弧氧化技術(shù)進(jìn)行表面防腐處理，在鋁基復(fù)合材料表面形成一層耐腐蝕的膜結(jié)構(gòu)，阻止構(gòu)件被腐蝕破壞。如原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料表面經(jīng)陽極氧化和微弧氧化處理后，在3.5% NaCl 溶液中的阻抗均明顯增大，耐腐蝕性能顯著提高（圖15）。

圖15 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料表面處理和抗腐蝕性能Fig.15 Macro photos and corrosion resistance of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite after surface treatments

焊接

焊接是金屬加工的重要技術(shù)之一，具有良好的焊接性能不僅可以降低材料的加工成本，還可以對破壞的構(gòu)件進(jìn)行維修，降低使用成本。原位自生顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可以采用機(jī)械攪拌摩擦、電弧、激光、電子束等多種焊接工藝進(jìn)行焊接。例如，通過攪拌摩擦焊可顯著細(xì)化復(fù)合材料的晶粒組織，改善顆粒更加彌散分布，焊核區(qū)與母材相比，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率等力學(xué)性能均有明顯提升，經(jīng)過T6熱處理之后焊縫的強(qiáng)度仍可達(dá)到母材的95.5%[31]。圖16 為原位TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料制備的筒體焊接及焊接破壞試驗(yàn)，在攪拌摩擦焊的筒體環(huán)焊縫區(qū)域結(jié)構(gòu)完整，焊接表面質(zhì)量良好，無明顯的孔洞、溝槽等缺陷，X 射線探傷檢測合格；在焊接破壞試驗(yàn)中，由于焊接區(qū)的強(qiáng)度較高，并未在構(gòu)件焊接位置發(fā)生破壞。

圖16 原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料焊接及焊接破壞性試驗(yàn)Fig.16 Welding and welding damage test of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

結(jié)論與展望

在鋁合金熔體中直接合成高強(qiáng)度、高剛度且界面結(jié)合良好的細(xì)小TiB2陶瓷顆粒，所制備的TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可獲得良好的綜合力學(xué)性能和加工性能，而且不局限于基體合金體系，可設(shè)計(jì)性強(qiáng)。原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料可以液相成形制備大尺寸復(fù)雜薄壁件，還可以通過半連續(xù)鑄造、噴射沉積及粉末冶金制備大型錠坯，經(jīng)過塑性變形加工制造各種規(guī)格的型材、棒材、管材、絲材、板材、鍛件及環(huán)軋件等，而且TiB2顆?？梢燥@著提高激光吸收率，可用于增材制造成形復(fù)雜、空心構(gòu)件。此外，該復(fù)合材料具有近似合金的機(jī)械加工性能，可降低加工成本、提高構(gòu)件表面質(zhì)量，而且該材料具有良好的焊接性能，能反復(fù)重熔鑄造利用，降低使用成本。原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料制備工藝簡單、成本低、綜合性能好，在航空航天、汽車、武器裝備等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景，對構(gòu)件的輕量化、復(fù)雜化、多功能化設(shè)計(jì)及取代部分進(jìn)口材料具有重要的意義。