薛彥慶，李 博，王新亮，張 晗，郝啟堂

(西北工業(yè)大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072)

為了滿足綠色節(jié)能、環(huán)保減排、可持續(xù)發(fā)展等需求，20世紀50年代以來，輕量化和結(jié)構(gòu)功能一體化成為鋁合金新的發(fā)展方向。日益嚴苛的服役環(huán)境和復雜的設計需求對材料提出了更高的性能要求，引入堅硬、穩(wěn)定兼具功能特性的異質(zhì)增強體形成鋁基復合材料是實現(xiàn)輕量化和結(jié)構(gòu)功能一體化的有效途徑[1-3]。鋁基復合材料(aluminum matrix composites，AMCs)以其低密度、高比強度/剛度、優(yōu)良的抗腐蝕性、穩(wěn)定的熱力學等優(yōu)點而得到科研和工業(yè)生產(chǎn)的青睞，已在航空航天、交通運輸、能源環(huán)境、電子封裝等領域得到越來越廣泛的應用[4-7]。在TiB2顆粒增強鋁基復合材料中，為了充分發(fā)揮TiB2顆粒增強效應，需要解決TiB2均勻分散的問題。因強烈的分子間作用力(van der Waals force)，TiB2會緊密纏結(jié)團聚在一起，形成珊瑚狀結(jié)構(gòu)，難以均勻離散分布[8-12]。因此，TiB2顆粒增強鋁基復合材料的研究集中于開發(fā)先進制備工藝以解決TiB2分散難題。電磁攪拌、超聲振動等物理工藝都取得了一定的成效，但同時會對TiB2顆粒與基體界面結(jié)合產(chǎn)生負面影響，能耗較大難以用于大規(guī)模工業(yè)化運用。此外，文獻[13-21]研究報道，TiB2顆粒增強鋁基復合材料的抗拉強度、楊氏模量、伸長率等力學性能差異較大。TiB2顆粒增強鋁基復合材料的力學性能既取決于TiB2分散狀態(tài)，又與TiB2/α-Al界面結(jié)構(gòu)及時效析出相晶界密切相關，使得TiB2增強效果和α-Al基體塑性變形能力難以同步提高，導致TiB2顆粒增強鋁基復合材料力學性能波動大，表現(xiàn)出“強度/模量-塑/韌性倒置”關系。為了充分發(fā)揮TiB2復合強化效應，改善“強塑性倒置”關系，人們亟待探索TiB2顆粒增強鋁基復合材料制備和性能調(diào)控的新工藝與新原理。

將微量合金元素引入復合材料中，通過改善熱失配、界面應力集中、成分偏析，抑制縮孔、縮松、熱裂等問題，進一步提升比強度、比模量等力學性能，是改善復合材料綜合力學性能較為高效的方法，而如何選擇合金元素、控制含量以及結(jié)合多級/分級熱處理工藝實現(xiàn)更為有效的協(xié)同作用，是研發(fā)高性能鋁基復合材料所面對的瓶頸與挑戰(zhàn)。近年來，國內(nèi)外在該領域進行了大量探索，取得了一系列重要進展。本文歸納了近年來微量添加合金元素在TiB2顆粒增強鋁基復合材料的應用與發(fā)展，針對TiB2/Al基體界面結(jié)構(gòu)、強度-韌性力學性能，闡明并總結(jié)其作用機制與設計思路，為實際工業(yè)應用中的TiB2顆粒增強鋁基復合材料設計和研發(fā)，提供堅實的理論支持和重要的參考。

1 微量合金元素在鋁基復合材料中的存在形式與作用機制

1.1 微量合金元素對TiB2顆粒形貌的影響

TiB2顆粒的形貌尺寸、分布狀態(tài)是進一步提升TiB2顆粒增強鋁基復合材料力學性能的重要因素，團聚態(tài)的顆粒會在微區(qū)產(chǎn)生應力集中，容易成為裂紋源，從而大幅度降低材料韌性。從目前工作中發(fā)現(xiàn)，材料制備中加入適量具有相對表面活性的Mg，Ag，Cu，Zn等合金元素以及Sc，Zr，Ce，Y等稀土元素(RE)能夠調(diào)控增強體顆粒形態(tài)、分布和尺寸[22-25]。圖1給出了幾種典型微合金化元素對TiB2顆粒影響的掃描電鏡(SEM)圖片[24,26-27]。

圖1 微合金化作用機制下TiB2顆粒的掃描電鏡圖(a)沒有外加元素[26]；(b)添加Sc[26]；(c)添加La[26]；(d)添加Y[26]；(e)添加Mg[27]；(f)添加Ce[24]Fig.1 SEM images of TiB2 particles on the microalloying circumstances(a)no element addition[26];(b)Sc addition[26];(c)La addition[26];(d)Y addition[26];(e)Mg addition[27];(f)Ce addition[24]

此外，Huang等[33]研究了Sc的加入時機對TiB2顆粒的影響，他們分別在熔鹽反應前后加入0.2%的Sc，經(jīng)過15 min和60 min的保溫，觀察TiB2顆粒形貌和晶界處團聚。研究發(fā)現(xiàn)，在所有反應體系中，TiB2顆粒都沿α-Al晶界聚集，而且Sc的加入皆會導致TiB2顆粒的粗化。反應之前加入Sc，會促進TiB2{0001}晶面的生長，而在熔鹽反應完成后加入Sc，則會導致TiB2沿[0001]方向生長。

圖2 TiB2晶體的形態(tài)演變過程示意圖[26]Fig.2 Schematic illustration of morphology evolution process of TiB2[26]

盡管研究方法和實驗過程不同，但添加合適的微合金化元素會對TiB2顆粒形貌產(chǎn)生一定影響，尖角和棱退化被倒角面代替。區(qū)別在于，不同微合金化元素在TiB2不同晶面的吸附能力存在差異，導致TiB2顆粒不同晶面的生長速度不同，最終影響顆粒的形貌。Sc的加入相比其他元素，改性效果比較突出，但存在含量過高導致的TiB2顆粒團聚加劇的不利影響。此外，Si，Zr的添加還會在TiB2/Al-Si復合材料中引起“中毒”影響[5,18]。因為制備過程的差異，即便是加入相同元素和相當含量，微量合金元素對TiB2顆粒形貌的影響也會明顯不同。后期的工作重點應當致力于通過大量的實驗研究和分析測試，輔之以第一性原理、機器學習等模擬計算手段，在微合金化元素的單獨/聯(lián)合添加以及含量方面開展大量工作，以期獲得分布更為均勻、顆粒離散度適宜的TiB2顆粒。

1.2 微量合金元素對微觀組織的影響

微量合金化元素的添加對復合材料微觀組織的影響主要體現(xiàn)在3個方面：(1)改善TiB2顆粒在基體中的團聚狀態(tài)；(2)細化基體α-Al晶粒；(3)通過合金化元素和空位、溶質(zhì)原子的交互作用機制，改變時效增強相的析出序列。

TiB2顆粒增強鋁基復合材料的缺點之一是顆粒易團聚，密集分布的顆粒團聚體會嚴重降低材料的力學性能和服役壽命。提高顆粒分布均勻性已經(jīng)成為目前研究復合材料的一大挑戰(zhàn)，研究認為，凝固過程是影響復合材料性能的重要環(huán)節(jié)，TiB2顆粒對凝固過程的影響主要反映在形核和晶體生長兩方面，決定著顆粒在基體中的分布狀態(tài)。在顆粒增強鋁基復合材料凝固過程中，顆粒與凝固界面的交互作用一般存在兩種狀態(tài)：(1)顆粒與凝固界面接觸時，被前進的液/固界面捕獲，進入晶粒內(nèi)部；(2)顆粒被液/固界面推移，偏析于晶界或枝晶間。復合材料凝固過程中存在顆粒被界面捕獲的臨界速度Vcr，當凝固速度V大于臨界速度Vcr時，顆粒被捕獲而均勻分布在基體中，否則，顆粒將被推移至晶界或枝晶間。因此，以材料參數(shù)和工藝變量作為函數(shù)描述顆粒被凝固界面捕獲的臨界速度，控制顆粒在基體中的分布引起許多研究者的關注。

崔春翔等[38-39]在研究原位自生納米TiN，AlN顆粒增強Al基復合材料的凝固過程中，得出臨界凝固速度Vcr為：

(1)

式中：ds為半徑為rp的顆粒與液/固界面的距離；r0為有效接觸半徑；h為顆粒與液/固界面接觸深度；σ為顆粒的表面自由能；η為黏滯系數(shù)；Δσ0為顆粒被液/固界面捕獲時引起的界面能差；g為重力加速度；Δρ=ρp-ρL，為顆粒與鋁熔體間的密度差。根據(jù)式(1)，認為顆粒半徑愈小，愈容易被液/固界面吞噬。

Xue等[24,37]在原位合成TiB2/Al復合材料時添加CeO2，改善了顆粒在基體中的分布狀態(tài)。Ce元素的加入減小TiB2顆粒尺寸，降低臨界凝固速度Vcr。實驗結(jié)果證實，與未添加CeO2復合材料對比，顆粒聚集團的尺寸明顯降低，晶界偏析現(xiàn)象也有顯著改善。

鑒于預測臨界速度的重要性，很多學者也致力于研究該計算模型，其中比較有代表性的是考慮表面能和力的交互作用的D. Shangguan模型[40]，如式(2)所示。

(2)

式中：a0為原子間距離；α為熱傳導系數(shù)；R為顆粒半徑；n為介于2～7之間的常數(shù)。

此外，Stefanescu模型[41]綜合分析了增強顆粒的尺寸和形狀、傳熱行為、液固界面形狀、溫度場梯度等因素。

(3)

式中Kp和KL分別為顆粒和基體相的熱導率。

根據(jù)以上模型的分析結(jié)果，發(fā)現(xiàn)顆粒的尺寸和形狀均會影響其在基體的分布。但顆粒尺寸大小與平衡態(tài)下基體的分布存有較大爭議，如Stefanescu模型認為顆粒尺寸越大，越容易被吞噬，而崔春翔模型則認為尺寸越小，越容易被吞噬。

在實驗研究方面，Zou等[25]發(fā)現(xiàn)，0.04%La的添加使得TiB2顆粒的平均尺寸為425 nm，降低了68%，而且TiB2顆粒的分布也更加均勻，他們把此歸因于La作為表面活性劑降低了熔體的表面張力。Wang等[36]研究發(fā)現(xiàn)，0.03%Sr加入對原位TiB2增強A356復合材料組織產(chǎn)生了較大影響，不僅明顯細化了α-Al晶粒，減小了TiB2顆粒尺寸，而且使得共晶Si的徑厚比發(fā)生了明顯改善。Zhou等[42]通過添加Y2O3研究了Y元素對TiB2/AlMg14微觀組織和力學性能的影響。結(jié)果表明，Y2O3含量的增加使TiB2顆粒分布逐漸變得分散、均勻，面積較大的TiB2顆粒團聚體逐步減少，密集的TiB2顆粒團聚體轉(zhuǎn)變?yōu)樵鰪娤囝w粒逐步分散的分布形態(tài)，同時α-Al，AlMg14的晶粒進一步細化。

合金化元素熱處理過程中大量存在的空位、溶質(zhì)原子的交互作用機制，也會明顯改變時效增強相的析出序列。郝啟堂等[43-47]通過實驗觀察和理論研究發(fā)現(xiàn)，Mg和Ag單獨或者聯(lián)合添加對TiB2/Al-4.5Cu復合材料微觀組織和力學性能會產(chǎn)生重大影響，如圖3所示[47]。加入3%的Mg，經(jīng)過多級熱處理后，TiB2顆粒的團聚現(xiàn)象明顯改善，反應生成的TiB2顆粒平均尺寸約為130 nm，基體內(nèi)伴隨有大量彌散分布的納米級顆粒，且α-Al的晶粒尺寸也明顯降低；力學測試結(jié)果表明，多級熱處理后，復合材料的硬度和抗拉強度隨著Mg含量的增加而提高，但過量的Mg(≥4%)會造成TiB2顆粒細化效果的下降。Mg的加入能夠降低TiB2/α-Al界面能，減少脆性相Al3Ti，Al2B的生成，通過反應生成的MgAl2O4使界面結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)門iB2/MgAl2O4/α-Al，從而有效抑制TiB2的團聚，改善TiB2顆粒與Al液界面的潤濕性，提高形核率，進一步細化α-Al晶粒尺寸，并且Mg和Ag的適量添加會抑制θ-Al2Cu和S-Al2CuMg相，生成大量熱穩(wěn)定σ-Al5Cu6Mg2和Ω-Al2Cu相。

圖3 Mg-Ag微合金化TiB2/Al-4.5Cu復合材料中σ-Al5Cu6Mg2,Ω-Al2Cu相的HAADF(a)，TEM(b)和HRTEM圖(c)[47]Fig.3 HAADF image(a),TEM image(b) and HRTEM image(c) of σ-Al5Cu6Mg2,Ω-Al2Cu phase in the Mg-Ag micro-alloying TiB2/Al-4.5Cu composites[47]

Zhang等[48]研究發(fā)現(xiàn)，添加Y的6%TiB2/Al-5Cu復合材料中，分布均勻的θ-Al2Cu，η1-Al8Cu4Y和TiB2對裂紋擴展起阻礙作用。隨著Y含量的增加，晶界搭橋明顯增多，增強相TiB2顆粒團聚體逐漸減少，顆粒分布更加均勻。熱裂萌生應力隨著Y含量的增加逐漸增大，Y含量為1%時，對應的熱裂萌生應力達到288 N，添加Y顯著改善了復合材料的熱裂傾向性。通過研究可知，晶粒度和凝固溫度區(qū)間的減小，以及分布均勻的微觀組織都有助于復合材料熱裂傾向性的改善。

圖4 TiB2/Al界面OR1(1)和OR2(2)取向(Zn1.5Cu0.5)Mg相的STEM-HAADF圖(a)，對應的FFT花樣(b)及示意圖(c)[49]Fig.4 STEM-HAADF images(a),corresponding FFT patterns(b) and schematic drawings(c) showing the (Zn1.5Cu0.5)Mg interphase formed at the TiB2/Al interface exhibiting the OR1(1) and OR2(2)[49]

Deng等[50]通過第一性原理研究分析了Mg和Si元素在TiB2/Al界面的偏析行為。偏析能計算結(jié)果表明，Mg和Si元素不傾向于偏析在Ti原子終止面，而傾向于偏析在B原子終止面。TiB2/Al界面黏附力計算結(jié)果顯示，當Mg和Si元素偏析于TiB2/Al界面時，黏附力變小，抑制TiB2的形成，因此復合材料中，除了添加合金元素外，B元素的含量對于TiB2/Al界面結(jié)構(gòu)有著顯著影響。

毫無疑問，微合金化元素的添加，不僅會進一步細化基體α-Al晶粒，改變徑厚比，而且會生成除了原有沉淀相之外的新的增強相，如Sc的加入會生成Al3Sc，Zr的加入會生成Al3Zr，Mg的添加會在TiB2/Al-4.5Cu復合材料中生成大量σ-Al5Cu6Mg2相和Ω-Al2Cu相。區(qū)別在于改性效果的差異，根據(jù)文獻[43,47]的研究結(jié)果，Al3Sc，Al5Cu6Mg2，Ω-Al2Cu等新的增強相還會在高溫服役性能方面提供優(yōu)異的增強效果。后期工作重點將是研究新的增強相與基體、原有強化相的界面耦合或者互斥作用，在秉持“素化”理念的前提下，獲得適宜工況服役條件的微合金化改性復合材料。

1.3 微量合金元素對復合材料力學性能的影響

盡管鋁基復合材料中TiB2顆粒分布均勻性及顆粒形貌可控性目前都無法完全解決，但相比于基體合金，復合材料的各項性能都有明顯優(yōu)勢。TiB2顆粒對基體的增強作用一般體現(xiàn)在：當材料受到破壞產(chǎn)生裂紋，裂紋擴展到不可變形的硬質(zhì)顆粒處受到阻擋，使得擴展的路徑改變，如裂紋分叉、偏轉(zhuǎn)、橋接、彎曲和釘扎等，從而耗散能量達到增強、增韌的效果。在Al基復合材料中，大部分TiB2顆粒被推移到晶界處以團聚體的形式存在，但晶內(nèi)彌散分布著被吞噬的納米級顆粒，在材料變形過程中，位錯會在小顆粒處塞積，對材料起到強化作用。顆粒增強鋁基復合材料中屈服強度(yield strength, YS)的增加可歸因于：(1)晶粒細化強化(σH-P)(式(4))；(2)載荷傳遞強化(σLoad)(式(5))；(3)熱膨脹系數(shù)失配強化(σCTE)(式(6))；(4)位錯引起的Orowan強化(σOrowan)(式(7))。由上述原因引起的YS最終理論改進可以通過式(8)進行預測[51]。

根據(jù)Hall-Petch方程，由晶粒細化引起的材料屈服強度的增加為：

ΔσH-P=σ0+kyd-1/2

(4)

式中：ky為與材料性能相關的常數(shù)，又稱Hall-Petch斜率；d為Al的平均晶粒直徑。微量合金化元素添加后，能夠進一步細化基體晶粒，進而增加細晶強化作用。

TiB2/Al-4.5Cu復合材料受力變形過程中，載荷由硬度較低的α-Al通過Al/TiB2的界面?zhèn)鬟f到硬度較高的TiB2，使得α-Al和TiB2顆粒共同承擔載荷，這種現(xiàn)象被稱為載荷傳遞效應。載荷傳遞效應對復合材料屈服強度的作用(ΔσLoad)見式(5)[52]。

ΔσLoad=0.5fσym

(5)

式中：f為顆粒的體積分數(shù)；σym為基體合金的屈服強度。在載荷傳遞強化中，α-Al和TiB2的界面結(jié)合程度對載荷的傳遞具有重要影響。良好的界面結(jié)合可以使載荷由金屬基體傳遞到顆粒上，而較差的界面結(jié)合(比如在界面上出現(xiàn)微孔、脆性的界面反應產(chǎn)物等)不僅無法有效傳遞載荷，而且容易在界面處萌生裂紋，導致材料力學性能的下降。合金化元素的添加能夠增強α-Al和TiB2的界面結(jié)合強度，有助于載荷從金屬基體傳遞到顆粒增強體上，從而提高材料的強度。

TiB2顆粒與基體之間的熱膨脹系數(shù)失配可導致復合材料的強化，其主要影響機理是基體中位錯密度的大幅增殖，使得復合材料的塑性變形更加困難，從而產(chǎn)生CTE強化[24]。

(6)

式中：Gm為剪切模量，Gm=0.5Em(1+ν)-1，其中，Em和ν分別為基體的楊氏模量和泊松比；b為基體的伯格斯矢量；Tmelt-Troom為基體熔點和室溫的差值；αm-αp為基體和增強顆粒熱膨脹系數(shù)的差異；dp和Vp分別為增強顆粒平均直徑和體積分數(shù)。

塑性變形過程中，位錯運動到硬度較高的TiB2時無法切過顆粒，在室溫條件下通過Orowan機制繞過顆粒。球形增強體顆粒的Orowan強化對材料屈服強度的作用為[53]：

(7)

通常，微米顆粒的Orowan強化效果有限，當顆粒尺寸達到納米尺度時，Orowan強化引起的強度提高更加顯著。合金化元素添加后，進一步細化增強顆粒直徑，使得納米顆粒的Orowan強化成為納米顆粒增強金屬基復合材料的主要強化機制之一。

(8)

遺憾的是，盡管關于微合金化TiB2顆粒增強鋁基復合材料開展的研究工作較多，但是強化機理仍然局限于以上四種機制的探討。其原因主要是，微合金化元素的加入，主要作用是生成新的強化相，同時伴隨著基體晶粒細化，TiB2顆粒形貌調(diào)控，TiB2/Al界面結(jié)構(gòu)改變引起的塑性變形過程中的位錯增殖、擴展和宏觀斷裂現(xiàn)象。如Xue等[24,37]引入Ce元素后，分別計算了細晶強化、Orowan強化、熱膨脹系數(shù)失配強化對整體屈服強度提升的作用。Li等[54]借助上述四種公式對Zr元素添加對TiB2/Al-Zn-Mg-Cu復合材料的強化機制進行了理論計算，發(fā)現(xiàn)與實驗結(jié)果匹配較好。未來的工作有賴于進一步細分微合金化元素加入后，鋁基復合材料力學性能進一步提高的獨特效應，總體強化效果的提升不是四種機制的線性疊加，而應考慮在引入權(quán)重或分配系數(shù)、TiB2/Al界面強度等方面開展深入研究。

表1總結(jié)了微合金化對TiB2顆粒增強鋁基復合材料屈服強度、抗拉強度(ultimate tensile strength, UTS)、彈性模量(elastic modulus, EM)、維氏硬度(Vickers microhardness)、伸長率(δ)的影響。發(fā)現(xiàn)根據(jù)上述模型計算的理論YS和實驗YS之間獲得了很好的一致性，表明上述強化模型可用于預測復合材料屈服強度的增加。在四種強化機制中，CTE強化是YS增加的主要原因。研究還發(fā)現(xiàn)，復合材料YS的增強是由TiB2粒子在基體中的分散決定的，可以用彌散系數(shù)來描述，改善TiB2粒子的分散性可以顯著提高復合材料的強度，但相關工作有待進一步開展。

表1 微合金化對TiB2顆粒增強鋁基復合材料力學性能的影響Table 1 Micro-alloying influence on the mechanical properties of TiB2 particle reinforced aluminum matrix composites

受制于TiB2/Al界面錯配度的非共格特點，以及大量團聚于α-Al晶界處的微米級顆粒團簇，同步提高顆粒增強鋁基復合材料是傳統(tǒng)鑄造領域長期面臨的重大挑戰(zhàn)。為了解決該問題，科研工作者提出了變速度高能球磨(shift-speed ball-milling，SSBM)、熱壓(hot-pressing，HP)、攪拌摩擦焊(friction stir processing，F(xiàn)SP)、冷軋(cold spray，CS)、化學鹽或者Al-Ti-B中間合金粉體霧化預先處理(gas-atomization)等制備工藝，引入過時效和多級熱處理制度等方法。在材料結(jié)構(gòu)設計上，兩級或多級結(jié)構(gòu)(multiscale architecture)、網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(network architecture)、仿生結(jié)構(gòu)一定程度上均在進一步提升鋁基復合材料強度的同時保持了較高韌性。在傳統(tǒng)鑄造領域，Dong等[3]通過超真空輔助壓力鑄造工藝制備了含有10%Sr的TiB2/AlSiMgCu復合材料，其抗拉強度為457 MPa，伸長率為5.5%，而硬度則達到了1.56 GPa，其性能的提升主要源于Sr的添加對共晶Si形貌的改善，對比傳統(tǒng)壓鑄領域的綜合力學性能有了明顯突破，而且工藝簡單，工業(yè)應用可行性較強。Xie等[7]在制備TiB2/AlSi10Mg復合材料中，采取K2TiF6和KBF4粉體霧化、冷軋、攪拌摩擦焊混合制備工藝，很大程度上減少了材料缺陷，所制備復合材料的抗拉強度達365 MPa，斷裂伸長率達16.0%。原因歸結(jié)為α-Al基體晶粒的明顯細化，TiB2/Al界面結(jié)合能的提高以及均勻離散分布的納米TiB2顆粒。Rong等[13]在研究Al2O3增強鋁基復合材料中，采用變速度高能球磨和熱壓混合制備工藝獲得了抗拉強度為481 MPa、斷裂伸長率為16.8%的突破，其強韌化機理歸因于，燒結(jié)過程中納米顆粒和晶須Al2O3擴散到α-Al晶粒的內(nèi)部，從而抑制了界面反應的進行。該策略對于制備TiB2顆粒增強鋁基復合材料也有所啟發(fā)。Li等[57]通過超聲滾壓技術制備了表面光滑的TiB2/2024Al復合材料，其抗拉強度為604 MPa，斷裂伸長率達到12.3%。同時綜合運用有限元模擬對多軸方向滾壓抑制TiB2團聚效果的有效性進行了分析，計算結(jié)果與實驗結(jié)果的匹配度較好。在復合材料構(gòu)型設計方面，大量工作集中于開展非連續(xù)顆粒增強鋁基復合材料的研究(discontinuously reinforced aluminium matrix composites，DRAMCs)。圖5為不同構(gòu)型設計示意圖[58]。Xu等[27]通過疊片粉末冶金技術制備了Zn，Mg，Cu合金化的CNT/Al-Zn-Mg-Cu復合材料，其楊氏模量為82 GPa，抗拉強度為639 MPa，伸長率為9.9%。在實現(xiàn)較高強度的同時塑性顯著提升，原因主要是，采用粉末冶金技術能夠獲得成分分布均勻的微觀組織，而且能夠有效避免空洞、雜質(zhì)等鑄造缺陷，從而通過對位錯的整體阻礙作用賦予其更高強度和塑性。

圖5 不同構(gòu)型設計示意圖[58](a)離散顆粒；(b)棒狀/層狀/環(huán)狀分布狀態(tài)；(c)離散顆粒形成的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)；(d)連續(xù)顆粒形成的3D網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(雙連續(xù)結(jié)構(gòu))Fig.5 Schematic diagrams of different configuration design patterns[58](a)isolated particles;(b)bar/laminated/ring-like pattern;(c)network with isolated particle-lean phase;(d)3D network with interconnected particle-lean phase forming the bicontinuous microstructure

鋁基復合材料構(gòu)型設計是借助組元本征性能，發(fā)揮協(xié)同、耦合及多功能響應機制基礎上的新型制備工藝技術。其能充分調(diào)控復合材料晶粒間裂紋的萌生與擴展機制，同時發(fā)揮微納尺度材料優(yōu)異的本征力學性能，從而得以協(xié)調(diào)材料的強度和韌性的矛盾。合金化元素的加入能夠?qū)崿F(xiàn)多組分、多結(jié)構(gòu)、多尺度、多維度結(jié)構(gòu)，突破傳統(tǒng)鋁基復合材料設計和合成制備的常規(guī)理念，為未來新材料和新結(jié)構(gòu)的設計提供前瞻性的思路，同時也為未來設計和制造具有獨特結(jié)構(gòu)和功能特性的新材料和新結(jié)構(gòu)提供理論依據(jù)。目前關于微合金化TiB2顆粒增強鋁基復合材料構(gòu)型設計和復合制備工藝方面開展的工作有限，今后還應在進一步借鑒上述工藝的基礎上，從理論分析計算和實驗驗證方面深入開展工作。

受制于基體力學性能的差異，微合金化對TiB2顆粒增強鋁基復合材料力學性能的增強效果也會有顯著不同，如Ce，Sr，Mg的加入會引起屈服強度、抗拉強度、顯微硬度、伸長率的同步提高，而Zn，Zr等元素的加入則會使伸長率大幅下降，鋁基復合材料綜合力學性能的提升有賴于大力解決“強韌性倒置”的壁壘。目前，前沿工作著力于研究在微合金化改性基礎上巧妙設計的雙峰結(jié)構(gòu)、多級結(jié)構(gòu)、網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)、仿生結(jié)構(gòu)等，這在一定程度上改善了強度提高、塑性下降的現(xiàn)狀，但強韌性同步大幅提高的工業(yè)化應用問題依然懸而未決，所制備材料的穩(wěn)定性也飽受質(zhì)疑，極大限制了其工業(yè)的大規(guī)模使用，如何在控制成本、提能增效方面獲得適宜于工業(yè)化制造的復合材料成分設計和制備工藝依然任重道遠。

2 結(jié)束語

本文綜述了TiB2/Al復合材料中幾種典型元素改善增強相/基體界面結(jié)構(gòu)、調(diào)控強度-韌性力學性能的研究進展，對其存在狀態(tài)和作用機理進行了分析，并對其與熱處理的協(xié)同作用機制進行了探討。近年來，制約鋁基復合材料發(fā)展的關鍵問題(如工藝復雜、成本較高)正逐步得到解決，部分國家(如美國、法國、日本、英國等)已進入規(guī)?；瘧秒A段，取得了顯著的經(jīng)濟效益。我國在該領域的研究起步較晚，研究的深度和廣度較為有限，工業(yè)上的應用方興未艾，產(chǎn)業(yè)化環(huán)境的差距則更為明顯。

微量添加合金元素是進一步改善鋁基復合材料綜合性能、深入挖掘復合材料潛力的重要手段之一。下一步的研究工作，應致力于在TiB2顆粒細化晶粒的準確機制、微量合金化元素的添加類別和含量、適合于不同成分材料的制備工藝、熱處理/等通道擠壓等后處理工藝方面進行合理設計，以實現(xiàn)微觀結(jié)構(gòu)納米化、強度-韌性同步大幅提高的微合金化改性鋁基復合材料。尤其是微量微合金化方面的系統(tǒng)深入研究，通過多元、多相界面的引入，可改善熱失配、減少應力集中、抑制溶質(zhì)元素偏析等缺陷，一定程度上解決縮孔、縮松、熱裂等應用問題，從而大幅度提升比強度、比模量等力學性能。而選擇何種合金元素及其含量，通過創(chuàng)新制備工藝和選擇熱處理制度實現(xiàn)更為有效的協(xié)同作用，是研發(fā)高性能鋁基復合材料所面對的瓶頸與挑戰(zhàn)。

鋁基復合材料中復合體系設計和優(yōu)化、加工成形及服役過程中組織與性能的演變規(guī)律等基礎科學問題和前沿探索研究獲得了一定進展，仿生設計和構(gòu)型設計有望表現(xiàn)出高強度、高彈性模量、耐高溫、耐磨以及良好的韌性，從而為高效制備低成本、性能優(yōu)異的多功能鋁基復合材料提供應用途徑。不斷深化研究相關技術攻關和經(jīng)驗積累，將為實際工業(yè)應用中的TiB2/Al-Cu復合材料設計提供堅實的理論支持和重要的參考借鑒。