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非连续增强钛基复合材料研究进展黄陆军， 耿林( 哈尔滨工业大学 材料科学与工程学院，哈尔滨 150001)摘要: 非连续增强钛基复合材料( dtmcs) 作为轻质、耐热、高强、可变形加工材料的代表在航空航天领域具有广泛的应用前景。新一代超高速飞行器及高推比发动机使 dtmcs 的研究再次受到关注。综述 dtmcs 的制备方 法、增强相与基体选择、增强相分布构型设计、后续变形与热处理、力学性能的研究进展，指出研究中存在的问题， 并提出未来发展方向。进一步发展应结合应用背景分别制备高弹、高耐磨、高强韧、耐高温等系列具有不同性能特 点的 dtmcs，并制备更耐磨、更抗氧化的梯度表面，以提高其使用寿命。结合 3d 打印技术开展 dtmcs 微小构 件、形状复杂构件的制备以及增强相空间分布状态调控研究。进而采用合理的焊接技术，实现大尺寸、形状复杂、 异种材料等构件焊接，从而推动 dtmcs 长远发展。关键词: 钛基复合材料;制备方法;构型设计;组织结构;力学性能doi:10. 11868 / j. issn. 1005-5053. 2014. 4. 013中图分类号: tb331;v257文献标识码: a文章编号: 1005-5053(2014)04-0126-013非连续增强钛基复合材料( discontinuously rein-使用。原位自生的 tib 晶须( tibw) 与 / 或 tic 颗粒( ticp) ，被认为是 dtmcs 的最佳增强相1，2，6。为 了避免其他因素的影响，研究之初总是首选纯钛作 为基体制备钛基复合材料，以优化其他参数及评价 其强韧化效果。近年来，随着研究的进一步深入，已 经转向以钛合金，特别是高温钛合金与高强钛合金 为基体制备钛基复合材料7，8。一方面，钛合金本 身具有较高的强度水平;另一方面，钛合金作为基体 的 dtmcs，还可以实现后续热处理与热变形强化。 然而，由于受传统思维的束缚，即使采用不同制备方 法、不同增强相、不同基体，大部分研究者总是追求 增强相在基体中呈均匀分布1 3，7，8。大量研究结 果显示，增强相均匀分布的钛基复合材料仅表现出 有限的增强效果及较差的塑性水平，特别是粉末冶 金法制备的钛合金基复合材料表现出极大的室温脆 性1 3，严重制约了 dtmcs 的发展与应用。近期 研究表明，改变增强相分布状态，不仅可解决粉末冶 金法制备 dtmcs 塑性差的瓶颈温度，还可以进一 步提高 dtmcs 的增强效果9 11。后续变形与热 处理可以进一步改善 dtmcs 力学性能12，13。特 别是增强相均匀分布的 dtmcs 必须通过后续变 形以获得一定的力学性能，而热处理是有效提高钛 合金基复合材料强度的有效手段。因此，本工作将 从制备方法、增强相与基体选择、增强相分布状态、 后续变形与热处理、力学性能方面对 dtmcs 最新 进展进行综述，并揭示出目前研究中存在的问题与composites，简 称 dtmcs) 与forced titanium matrix传统钛合金相比具有更高的强度、模量、耐磨性、耐热性及服役温度，使用温度较相应基体钛合金提高 100 200 ;与传统的耐热钢、镍基高温合金相比具 有更低的密度、优异的耐腐蚀性，服役温度较耐热钢 高，较镍基高温合金低，有望在 500 850 应用环 境中替代钢或镍基高温合金，减重约 40% ;与连续 纤维增强钛基复合材料相比，具有各向同性、制备简 单、可变形加工的优势;与 tial 金属间化合物相比， 具有更高的室温塑性及可塑性加工优势，理论服役 温度稍低1 4。因此，dtmcs 作为“轻质、耐热、高 强、可变形加工”材料的代表在航空航天领域具有 广泛的应用前景。改善 dtmcs 力学性能的主要方法包括:优化 制备方法与工艺参数、选择优异增强相与基体、优化 增强相分布状态、后续变形与热处 理1，2，5。 近年 来，采用熔铸法或粉末冶金法通过原位反应自生技 术制备 dtmcs，被认为是最佳的制备方法而广泛收稿日期: 2014-04-10;修订日期:2014-05-31基金项目:国家 863 计划项目(2013aa031202);国家自然科 学基金资助项目(51101042，51271064) ; 第五届中国博士后 特别资助项目(2012t50327)作者简介:黄陆军( 1983) ，男，博 士，副 教授，主 要从事钛 基复合材料、钛合金的设计、制备及组织与性能演化规律研 究，( e-mail) huanglujun hit edu cn。第 4 期非连续增强钛基复合材料研究进展127提出将来可能的研究方向。体中的 ti 与增强相原料之间在烧结过程中发生反应生成增强相，同时进行致密化压制。与其他固-固 反 应 法 相 比，具 有 工 艺 简 单，易 于 操 作 等 优点6，9，19。中国科学院金属研究所、中南大学、哈工大、北 京理工大学、香港城市大学、美国部分研究机构都采 用反应热压法制备各种 dtmcs，在制备工艺以及 复合材料组织与性能演变规律方面取得大量的研究 成果1，2，6，20 22。然而传统反应热压技术，由于追求增强相在基 体中的均匀分布，总是力求将原料粉末球磨得非常 细小，这增加了增强相对基体的割裂作用，还不可避 免的引入大量杂质，大大降低钛基复合材料的塑性。 近期研究结果表明6，9 12，通过采用大颗粒球形钛 粉原料以及低能球磨混粉技术，一方面通过改变增 强相在钛基复合材料中的分布状态，以实现基体单 元的完整性和相邻基体单元之间的连通性;另一方 面大大降低制粉或球磨过程中杂质的引入，制备的1制备方法dtmcs 制备方法分为外加法( ex-situ) 与原位反应自生法( in-situ)1，2。由于外加法存在增强相 与基体结合较差、界面反应等问题，已逐渐不再使 用。原位反应自生技术制备 dtmcs 逐渐受到人 们的关注。dtmcs 原位反应自生制备方法可以分 为:气-固反应法、固-液反应法、固-固反应法。(1)气-固反应法，是由韩国 kim 等人于 1998年提 出14，15 的，即 通过可控的 ch 化合物气体( 如 ch4 ) ，与钛合金粉末在高温环境中发生反应， 然后进行真空热压烧结得到 ticp 增强的钛基复合 材料。气-固反应法具有成本低、可以省去混粉过 程、组织可控等优势，但只能制备 ticp 增强的钛基 复合材料，且研究较少，工艺尚不完善。(2)固-液反应法，主要指以金属合金熔炼技术烧结态 网 状 结 构性能。即表现出优异的综合 为基础的复合材料熔铸法。通过固态反应物( 如 b源或 c 源) 与熔融状态下 ti 之间的原位反应生成增 强相( tib 或 tic) 制备钛基复合材料的方法。此方 法简单、经济、灵活，可以实现 dtmcs 的批量生产 及获得大尺寸 dtmcs 坯料，具有较大的应用前 景4，8。另外，人们开发的快速凝固法16也属于固- 液反应法范畴。除传统电炉加热外，近年来，通过激 光熔覆的方法制备钛基复合材料17，也表现出优异 的综合性能，但成本较高，有望在钛基复合材料焊接 与钛材表面制备耐磨涂层方面发挥重要作用。上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室 张荻课题组、哈工大国家级热加工重点实验室陈玉勇 课题组与魏尊杰课题组、西北有色金属研究院、美国 tamirisakandala 课题组等长期以来一直致力于熔铸 法制备钛基复合材料研究与探索，制备出了 tibw， ticp 单一增强与混杂增强，以及添加稀土元素增强 的各种 dtmcs，取得丰硕的研究成果1，2，4，8，18。dtmcs增强相与基体的选择2增强相的选择大量研究结果显示，原位合成的 tibw 与 ticp 被广泛认为是钛基复合材料最优的增强相1，2。不 仅因为其高弹性模量、高硬度、以及与钛之间好的相 容性或稳定性;还因为其与基体钛之间非常相近的 热膨胀系数和密度，降低复合材料中残余应力2，6。 因此，dtmcs 近几年的研究中，已经鲜有使用其他 陶瓷增强相的报道。值得一提的是，近期研究表明， 使用价格低廉的 sicp 作为添加物，使其与 ti 在高 温下充分反应，通过 si 的固溶与原位反应自生 tic 和 ti5 s3 增强相的形成，使得制备的 dtmcs 表现 出优异的综合性能10。2 1作为原位 合 成 增 强 相的 原 料 被 称 为(3)固-固反应法，即基于原位反应自生技术结tibwb源，根据文献报道，最常作为 b 源的原料有 b，tib2 ，合粉末冶金制备钛基复合材料的方法，是制备 dt-mcs 使用最多的方法。此方法的特点是制备的复合 材料中增强相的含量和分布易于精确控制，力学性 能较高，且易于一次性近净成形，原料浪费少，经济 环保。因此，固-固反应法是高性能钛基复合材料重 要的制备方法之一1，2，6。包括反应 热压法、放 电 等离 子 烧 结 法、机 械 合 金 化 法、自蔓延高温合成 1，2，23b4 c 和 lab6 等。单质 b 作为钛基复合材料的 b 源是最直接也是最先使用的，并已通过多种方法及在不同基体中得到 tibw 增强相。然而单质 b超高的价格不利于其工业化应用。近些年来，tib2与 b c 作为 b 源以低廉的价格，较低的反应条件被4越来越多的研究者使用。b4 c 作为 b 源还可以同时 生成 ticp，形成 tibw 与 ticp 混杂增强效果。并且 ti-b4 c 原位自生的 tibw 与 ticp 之间存在共生现法19。反应热压法 ( reactivepressing，hp) 是hot将原位反应自生与致密化压制相结合的方法，即基航空材料学报第 34 卷128象，ticp 易于在110 tib 晶面上生长，理论上，这种共生结构可以带来更优异的增强效果24。然而，在 粉末冶金法制备钛基复合材料中，b4 c 作为原料更 容易形成增强相的团聚现象25，必须使用非常细小 的 b4 c 原料。lab6 的使用同样容易出现团聚现象， 但 lab6 可以通过原位自生反应形成 la2 o3 ，吸附杂 质元素氧，从而降低在制备过程中钛基体吸氧对复 合材料力学性能的不利影响。使用 tib2 原料作为 b 源，不仅易于避免团聚现象的 发生，还 可以避免 ticp 的影响，从而更好地优化其他因素。当局部增 强相含量较高时，容易形成各种形式的树枝状 tibw 结构，这可能是由于第一优先生长方向受到阻碍后， 激发其他优先方向生长;或者相互接触的 tibw 晶须 生长前端具有相似的位相关系，继续生长以自焊接 形式 生 长 成 树 枝 状26 28。 理 论 上，这 种 树 枝 状 tibw 增强相具有更好的强韧化效果。268 5gpa 和 193 5gpa。以此计算出的 tibw 泊松比为 0 145。这与 fan 等34以 zr b 结构为原型得229到的 tibw 泊松比 0 14 非常吻合。且与 atri 等得到的 tibw 泊松比 0 16 是吻合的。因此，tibw 合理的弹性模量应该为 425 480gpa，相应的剪切模 量应为 180 200gpa，泊松比为 0 14 0 16 。另 外，其维氏硬度值一般认为是 20 30gpa35，理论3136强度约为 8gpa。作为原位合成 ticp 增强相的原料被称为 c 源，除上述 b4 c 之外，最常作为 c 源的是石墨粉，在固- 固反应法制备的钛基复合材料中，tic 增强相普遍 以细小等轴状的颗粒形式存在，而在液-固反应法制 备的钛基复合材料中，tic 增强相容易形成树枝状， 添加 al 等合金元素可以抑制树枝状 tic 相 的 形 成37，38。近几年随着碳纳米管( cnt) 的兴起，其较 高的理论强度，促使研究者展开 cnt 增强的钛基复 合材料的研究39 41。然而，即使采用 sps 快速烧结的方 法 也 难 以 抑 制与之 间 的 界 面 反ticnt应42，43，无法获得纯粹的 cnt 增强钛基复合材料。最近两年，日本大阪大学、上海交通大学有研究者则 把 cnt 作为 c 源，在制备钛基复合材料过程中使 cnt 与 ti 彻底反应生成 ticp 增强相，大变形量变 形后的复合材料，获得优异的增强效果42，44。然而 如果 cnt 仅作为 c 源，较之石墨粉，则成本太高，且 不易分散。因此，石墨粉仍然是 c 源的最佳选材。图 1 原位自生 tibw 与 ticp 共生现象 tem 观察24fig 1 tem micrographs of the symbiosis phenomenon ofin situ ticp and tibw24性能的报告较 少，一 般认为其弹性模量 ticp为 440gpa。2 2基体的选择 一般而言，为了避免其他因素的影响，钛基复合材料研究之初通常选用纯 ti 作为基体。近几年，随 着制备方法与制备工艺的成熟，以及增强相的确定， 更多研究重点逐渐转向钛合金基体的选择上，以期由于 tib 晶须增强相尺寸较小，无法直接测量，弹性模量只能通过间接方法得到，差异较大。文献371gpa29，425gpa30，报道 的弹 性 模 量 有tibw427gpa31，443gpa32，450gpa33，480gpa21和tc46，18，21，550gpa34。这主要也是由于测量的理论和测量方法不同所致。然而 atri 等29得到的 tibw 弹性模量 371gpa，同时剪切模量为 140gpa，并通过弹性模量 计算公式 e = 2g(1 + v) ，得出 tib 的泊松比为0 33， 与金属合金相同，是完全不合理的，另外也与其实验 中得出的泊 松 比 0 16 完 全 不 符，存 在 谬 误。 fan的综合性能，如 以进一步提高tmcsti62427，45，ti110046，ta1547及其他钛合金48，49作为基体的钛基复合材料。选择纯 ti 作为基体，一方面可以避免其他因素 的影响50，另一方面可以利用其高塑性制备具有较 高增强相含量的钛基复合材料，获得高的弹性模量 及耐磨性能9，11。然而纯钛本身较低的强度水平， 使纯钛基复合材料强度水平只能达到相同状态的 tc4 钛合金的水平。由于 tc4 钛合金具有优异的 综合性能，且应用最为广泛，所以 tc4 钛合金无疑 成为纯钛之后作为基体制备钛合金基复合材料的广等34用 tib 的弹性模量(550gpa) 代替 tibw 的弹2性模量，也是不合理的。姚强等 32基于密度函数 理论的赝势平面波方法和广义梯度近似对 tib2 和 tib 化合物的弹性性质和电子结构进行理论计算， 并用 voigt-euss-hill 方法计算得到多晶体的弹性 模量和切变模量。结果表明: tib2 和 tibw 的弹性 模量分 别 为 599gpa 和 443gpa，切变模量分别为 1，6，18，21泛选择，以获得更加优异的综合性能。开发钛基复合材料的主要目的之一，是在钛合金基础第 4 期非连续增强钛基复合材料研究进展129上进一步提高其使用温度及高温力学性能，解决钛合金使用温度有限的瓶颈问题。基于此，在成功制 备出具有优异性能的 tc4 钛合金基复合材料后，人 们更多的选择近 型高温钛合金作为基体，制备耐 高温的钛合金基复合材料7，45 48，51。而 型钛合 金作为基体的使用，要么是利用其较高的塑性水平 以克服增强相的割裂作用52，要么是利用其在中低 温度下最高的强度水平53。值得指出的是，由于钛合金具有热处理及热变 形改性的特性，可以针对性能要求，对钛合金基复合 材料进行合适的热处理或热变形以进一步改善其力 学性能12，21，48，53，54。材料体系中成功设计并制备 出“内 连 通”、“双 连通”、“网状”、“层状”、“柱状”、“环状”等金属基复 合 材 料 组 织 结 构65。 大量测试结果显 示9，10，52，56，58，62 64，通过调控增强相的空间分布， 制备的增强相微观非均匀分布的金属基复合材料较 传统增强相均匀分布的金属基复合材料表现出更优 异的综合性能。增强相分布3图 2 复合材料 h-s 理论上下限随增强相体积分数变化( 灰色区域为硬相，白色区域为软相) 60在金属基复合材料传统制备过程中，通常追求增强相在基体中均匀分布。然而，越来越多的研究 表明5，52，56 58，增强相均匀分布的非连续金属基复 合材料虽然较基体本身的性能优异，然而却很难达 到理想效果，且塑性水平急剧下降。20 世纪 60 年 代，hashin 与 shtrikman 通过计算( h-s 理论) ，指出 增强相均匀分布只对应于理论弹性性能的下限，只 有增强相包围在基体周围形成胶囊状结构时才能达 到理论弹性性能的上限12，59，60，如图 2 所示。卢柯 的观点指出，通过可控的方法改变强化相分布结构， 可以进一步提高金属材料的力学性能61。自 20 世纪 90 年代开始，研究者通过设计，有意 识地制备增强相呈微观不均匀但宏观有规律分布的 组织结构。美国、英国、德国、澳大利亚、加拿大、新 加坡等52，56，57国家及国内的上海交通大学58、哈 尔滨工业大学6，10、西安交通大学62、中科院金属 研究所63、南昌大学64 等单位相继开展了大量的 研究。在铝基、钛基、铜基、镁基、铁基、钛铝基复合fig 2variations of h-s upper and lower bounds as afunction of reinforcement volume fraction ( grey area and white area represent the reinforcing phase and matrix phase，respectively ) 60根据 yin60的总结，非均匀复合材料中，增强相分布可分为如图 3 所示的四种情况:增强相团聚区 在基体中被基体分开，形成离散分布( 图 3a);增强 相团聚区域是连续的，可以棒状或片状形式存在，形 成一维或二维连通( 图 3b)。增强相团聚区形成三 维连通，而增强相贫化区为离散分布( 图 3c);在三 维方向上，增强相贫化区与增强相团聚区都形成了 内连通结构( 图 3d)。图 3a，c 和 d 所示的三种情 况，虽然微观上是非均匀的，但宏观上属于均匀的。 而图 3b 所对应的组织，宏观与微观都属非均匀结 构。值得指出的是图 3c 的结构与 h-s 模型上限结 构类似，即增强相包围软相基体形成胶囊状结构。图 3 具有颗粒团聚现象的微观非均匀组织结构四种形式示意图60( a)形式 a:增强相团聚区离散分布; ( b) 形式 b:增强相团聚区以棒状 / 层状 / 环状分布; ( c) 形式 c:增强相团聚区以网状分布而增强相贫化区离散分布; ( d) 形式d:增强相团聚区与贫化区均以双连通网状分布fig 3 schematic illustrations of microstructural inhomogeneity with four different patterns of particle clustering60 ( a) pattern a: isolated cluster; ( b) pattern b: rod / laminated / ring-like cluster; ( c) pattern c: network cluster with isolated particle- lean regions;( d) pattern d: network cluster with interconnected / interpenetrating particle-lean regions航空材料学报第 34 卷130结合上述研究，设计增强相呈非均匀状态分布的钛基复合材料，以改善目前钛基复合材料性能缺 陷是非常必要的。事实上，在 21 世纪初，钛基复合 材料中就出现非均匀分布的组织结构52，57。如图 4 为 panda 等 52针对粉末冶金 dtmcs 塑性低的 问题，使用大尺寸高塑性 -ti 作为基体制备的 20% tibw / -21s( 体积分数) 复合材料组织照片。由于增强相含量较高，加上非均匀分布，致使 -21s 基体颗粒周围形成网状的类陶瓷层，以及大尺寸的陶瓷 聚集区，致使裂纹极易形核与扩展，以致 -21s 基体 的高塑性难以发挥。事实上，这一工作只是希望利 用 -ti 的高塑性，并没有考虑设计增强相的分布状 态，最终没能解决粉末冶金 dtmcs 塑性低的瓶颈 问题。图 4 使用大尺寸 -ti 粉原料制备的 20vol % tibw / -21s 复合材料组织照片52 ( a) 低倍背散射照片; ( b) 高倍二次电子照片fig 4 micrographs of 20vol % tibw / -21s composites fabricated using -ti powders with large size52( a) bei pictures at a low magnification; ( b) sei picture at a high magnification由于粉末冶金 dtmcs 研究工作的停滞，直到分布状态，如图 5 所示。这一工作虽然考虑到设计增强相的分布状态，但没能避免传统粉末冶金过程中的 高能球磨过程，并且增强相聚集区呈离散分布被纯 ti 基体包围，这种结构仍然与 h-s 理论下限模型对应。 因此，也没有解决粉末冶金 dtmcs 的瓶颈问题。2008 年，patel 等 57利用纯 ti 与 tib 粉在球磨过程2中的冷焊效应获得较大尺寸的 ti-tib2 颗粒，然后与 等体积的纯 ti 再进行低能球磨混 粉，制 备双基体 tibw / ti-ti 复合材料，呈现与传统非均匀分布不同的图 5 双基体 tibw / ti-ti 复合材料示意图57fig 5 conceptual schematic diagram showing dual matrix tibw / ti-ti composites57经过对大量金属基复合材料研究工作总结，基于 h-s 理论与晶界强化理论，兼顾室温塑性要求， 黄陆军以反其道而行之的思路，采用大尺寸球形钛 粉为 原 料，低能球磨结合原位反应自生技 术，于 2008 年首次设计并成功制备出一种增强相呈准连 续网状分布的钛基复合材料，其组织结构特征如图 6 所示。这种结构的优点如下:(1 ) 在这种网状结 构中，tibw 增强相均匀地分布在基体颗粒周围形成 硬相包围软相的胶囊状结构，且 tibw 增强相聚集区具有宏 观 连 续 性，保证优异的增强 效 果; ( 2 ) 因tibw 具有较大的长径比可像销钉一样很好地连接 相邻钛基体颗粒;(3) 具有优异综合性能的大尺寸钛合金颗粒可有效地阻碍裂纹扩展、承载应变tc4与吸收能量，与传统增强相均匀分布相比，大大降低增强相对基体的割裂作用;(4) 网状界面处 tibw 增 强相并没有形成完全连通，保证相邻基体颗粒之间 连通及网状界面的塑性;(5) 增强相的网状分布，保 证基体晶粒尺寸必须小于网状结构尺寸，不仅可以第 4 期非连续增强钛基复合材料研究进展131细化晶粒尺寸，还可调控晶粒尺寸，并且还可有效抑制在热处理过程中晶粒长大;(6) 在冷却过程中，增 强相的网状结构对内部基体收缩具有各向同性的限 制作用，促进基体形成细小等轴组织，进一步细化组 织;(7) 增强相网状分布结构类似于在晶界处定向 引入增强相，从而有效提高其室温与高温增强效果。因此，网状结构 tibw / ti 复合材料表现出更高的塑性，以及更高的室温与高温增强效果，解决了粉末冶 金法制备钛基复合材料室温脆性大、增强效果低的 瓶颈问题6，9。调控网状结构参数( 局部与整体增 强相含量、网 状尺寸) 可获得不同性能特点( 高强 度、高塑性、高强韧性、高耐热性) 9，10，11，26，51，66。图 6 增强相呈准连续网状分布 tibw / tc4 复合材料 sem 组织形貌26 ( a) 网状结构;( b) 销钉状与自焊接结构; ( c) 多级树枝状结构;( d) 机械锁、自焊接与爪子状结构fig 6 sem micrographs of tibw / tc4 composites with a network microstructure26( a) network microstructure;( b) dowel structure and self-joining structure of tibw;( c) multi-branched structure; ( d) mechanical locking，self-joining and claw-like structure初步分析表明，增 强相呈准连续网状分布钛 基复合材料的优异综合性能主要来源于以下几个 方面:(1 ) 复合材料中存在较大尺寸的无增强相 区域( 基体单元) ，这些区域可以钝化裂纹、阻碍裂 纹扩展、承 载 应 变 等，并 实现较大程度的塑性变 形，避免在 增强相均匀分布的钛基复合材料中基 体合金被严重割裂导致的金属塑性难以充分发挥 的问题;(2 ) 增强相在网状区域( 如图 6 a 所示) 不 连续分布，一方面可以实现相邻基体单 元之间的 连通性，另 一方面可以保证网状区域具有一定的 塑性变形能力，协调纯基体区域的塑性变形，实现 复合材料整体的大塑性变形，同 时避免连续网状 分布可能带来的材料脆性问题;( 3 ) 网状结构中 的很多 tibw 向两侧的基体合金中生长，实现相邻 基体单元之间的高强度连接，有 效提高复合材料 的整体连接强度;( 4 ) 实现 h-s 理论所提出的增 强相包围在基体颗粒周围的胶囊状结构，从 理论上可以实现复合材料的理论强度上限;( 5 ) 原位反应自生的陶瓷增强相呈三维网状分布于各基体 单元的界面处，起到类似金属材料中通 过晶界强 化提高其高温性能的作用，有 效提高钛基复合材 料高温蠕变和持久性能。事实上，不仅通过选用大尺寸钛粉及低能球磨 技术可以获得网状结构，在熔铸法制备的钛基复合 材料中，由于在冷却过程中基体组织形核长大对增 强相具有推挤效 应67，也容易形成网状结 构8，18，68，如图 7 所示。但这种网状结构的形成受 冷却速率及增强相含量的控制，只有当冷却速率较 慢，增强相含量较低时才容易形成。而且，随增强相 含量 增 高，形成的网状尺寸降 低，直 到 呈 均 匀 分 布45。另外，这种网状结构中，由于 tibw 的分布是 由基体的推挤效应形成，而不是原位自生决定，因 此，tibw 往往平行于网状界面分布，而不像图 6 所 示的销钉状 tibw 来有效连接相邻基体颗粒。航空材料学报第 34 卷132图 7 固-液反应法制备的 tibw / ti 复合材料形成的网状组织结构18( a) 高倍; ( b) 低倍fig 7 network microstructure of tibw / ti composites fabricated by solid-liquid reactive technology18( a) at a high magnification; ( b) at a low magnification基于上述粉末冶金网状结构钛基复合材料优异的综合性能及可调控性与可设计性，采用反应热压 法与叠层热压法设计并制备系列层状 ti-tibw / ti 复 合材料，该层状复合材料中包含网状结构 tibw / ti 复合材料层与纯 ti 层。研究表明，反应热压法制备 的层状 ti-tibw / ti 复合材料存在界面及层厚不易精 确控制的问题，而叠层热压法通过预先制备 tibw / ti 复合材料坯料的方法，可以精确调控层状复合材料的界面、层厚及增强相含量。并通过调整网状结构 tibw / ti 复合材料与纯 ti 层厚度、力学性能与增 强相含量，实现整体层状钛基复合材料力学性能的 可调控性69 71。设计与制备的层状 ti-tibw / ti 复 合材料不仅表现出了较高的增强效果，而且部分层 状 ti-tibw / ti 复合材料表现出较纯 ti 更高塑性水 平。对理论研究与实际应用都具有较大的指导 意义。图 8 反应热压法与叠层热压法制备的 ti-tibw / ti 复合材料 sem 与 om 组织照片71( a) 反应热压法制备的层状复合材料;( b，c) 分别是叠层热压法制备的层厚均为 200m 层状复合材料的 sem 与 om 组织照片;( d) 叠层热压法制备的纯 ti 层厚度为 400m 层状复合材料的 sem 组织照片fig 8 sem and om micrographs of laminated ti-tibw / ti composites by reaction hot pressing and diffusion welding71 ( a) the laminated composites fabricated by reaction hot pressing; ( b) sem and ( c) om micrographs of the laminated composites with 200m ti layer and 200m tibw / ti composite layer by diffusion welding;( d) sem microstructure of the laminated composites with 400m ti layer and 200m tibw / ti compositelayer by diffusion welding综合以上分析，增强相呈宏观或微观非均匀分布的金属基复合材料组织结构可以分为增强相聚集第 4 期非连续增强钛基复合材料研究进展133区与增强相贫化区。保证增强相聚集区连通，相当于提高增强相的连通度，可有效提高增强相的增强 效果;同时大尺寸增强相贫化区的存在以及保证它 们之间的连通度，可以有效提高复合材料的塑性 / 韧 性水平。在固定增强相种类、尺寸、形貌、含量的情 况下，可以通过调整增强相聚集区的形状和尺寸以 及增强相聚集区中增强相含量、增强相贫化区的尺 寸等来实现复合材料力学性能和物理性能的进一步 优化。由于热处理温度较低，且原位反应生成的增强相相对稳定，热处理对复合材料中增强相尺寸及形貌几 乎没有影响。钛合金作为基体制备的钛基复合材料 最大优势是其可以通过后续热处理获得所需的强 度。这里主要是转变 组织或马氏体 的形成、基 体组织细化以及固溶与时效强化的作用55。另外， 值得指出的是，增强相的存在，可以通过影响钛合金 基体相变点以及影响基体组织热处理过程中的相变 阻力74，从而影响基体钛合金热处理组织，进而影 响其力学性能，但 这方面还没有深入细致的研究 报道。后续热变形与热处理4力学性能4 1后续热变形后续高温塑性变形主要包括挤压、轧 制、锻 造5等1，7，8，12，13，21，48，54，72工 艺，以 改 善大量研究表明，熔铸态或烧结态 dtmcs 由于组织缺陷导致塑性水平非常低，2008 年之前鲜有其 室温拉伸性能的报道。经过后续变形方可获得不错 的力学性能1，2。特别是固-固反应法制备的钛合 金基复合材料，即使经过挤压或轧制等塑性变形，也 只是表现出稍高的强度水平，但其断后伸长率难以 超过 2% 。2008 年 huang 等首次设计并制备的烧结 态网状结构 dtmcs，在不经过任何后续处理的情 况下，即表现出优异的综合力学性能6，9 11，从而解 决了粉末冶金法制备 dtmcs 的瓶颈问题，并且调 控网状结构参数可以获得不同性能特点。当 tc4dtmcs组 织和力学性能以及简单成形。采用气-固反应法制备的钛基复合材料疏松多孔，必须经后续致密化及热 变形来进一步提高性能。固-固反应法制备的钛基 复合材料，容易存在致密度不高与增强相团聚等现 象。而液-固反应法制备的钛基复合材料，由于增强 相的引入增加了熔融金属的黏度，一般熔铸缺陷较 多。因此，要获得优异的综合性能，必须进行后续热 变形，如锻造、挤压或轧制。通常认为后续变形有以 下几个方面的作用:(1) 提高致密度，(2) 使增强相 分布更加均匀，(3) 基体发生热形变强化，(4) 细化 基体组织，(5) 增强相定向分布，(6) 晶须或短纤维 增强相破碎。事实上，通过后续变形，陶瓷增强相与 基体界面处残余应力大幅增加，且状态可能发生变 化，陶瓷增强相受力可能从受压状态变成受拉状态， 应力大小与状态的改变对 dtmcs 复合材料力学 性能影响很大，但难以进行定量分析与表征。另外， 对于气-固反应法与固-固反应法制备的钛基复合材 料热变形还有一重要作用是打碎惰性层。由于 ti 本身的活性较大，ti 粉表面不可避免地存在一层氧 化物惰性层，使其在烧结过程中类似于陶瓷颗粒烧 结。氧化惰性层一方面不易烧结致密，另一方面基 体颗粒之间的连接强度较低。通过后续热变形可以 彻底破坏惰性层，从而有效提高钛基体颗粒的连接 强度，从而提高 dtmcs 的综合性能。颗粒尺寸为 80 120m 时，仅引入 8 5vol % tibw增强相，屈服强度及抗拉强度分别从 700mpa 和855mpa 提高到 1143mpa 和 1288mpa，相 对烧结态tc4 钛合金分别提高了 78% 与 51% 。降低增强相含量，烧 结 态 室 温 伸 长 率 增 高，当tibw含 量 为vol % 时，伸长率可以达 9% 以上，如图 9 所示。24 2后续热处理后续热处理能调整 dtmcs 增强相和基体组 图 9 具有不同网状结构参数的 tibw / tc4 复合材料及tc4 钛合金拉伸应力-应变曲线11织，获得 dtmcs 的最终力学性能21，53，73。若加入的增强相原料在制备过程中未能与基体完全反应， 在热处理过程中可以继续发生原位自生反应，改变 增强相尺寸、形貌和含量。以强化为目的的热处理，fig 9tensile stress-strain curves of the monolithic tc4 al-loy and network structured tibw / tc4 composites with different parameters fabricated using the sameraw materials and sintering processes11航空材料学报第 34 卷134另外，制备网状结构钛基复合材料还可以实现dtmcs 一步近净热压烧结成形。dtmcs 经过后 续热变形或 / 和热处理，可以较大程度上提高其力学 性能12，56。近些年来，随着制备方法、工艺参数、增 强相的优化，dtmcs 的力学性能得到大幅提升。 目前，我国科研机构报道的 dtmcs 力学性能明显 高于国外的水平，说明我国 dtmcs 的力学性能水 平达到国际领先水平。但必须指出的是，其稳定性 有待进一步提高，其 较高的强韧化机理有待深入 研究。近年来的研究表明，要获得优异的力学性能，制 备的 dtmcs 必须满足以下三个条件:(1 ) 增强相 必须是原位反应自生获得;(2 ) 增强相含量不易过 高;(3) 必须进行后续热变形或热处理。然而，要进 一步有效提高 dtmcs 的综合力学性能，必须通过 设计、控制和优化钛基复合材料中各个层次的微观 组织结构5，6，9 11，61，这也是促进钛基复合材料快 速发展与应用所需要解决的关键问题。通过优化， tc4 基复合材料室温抗拉强度已经从 10 年 前 的 1200mpa 水平提高到 1400mpa 的水平73，72。值得 指出的是，当其强度降低到 1200mpa 的水平，其室 温伸长率可以超过 10%75。tb 类高强钛合金基复 合材料的室温抗拉强度水平，已经达到 1800mpa 的 水平53。其他钛合金基复合材料室温抗拉强度也 达到 1500mpa 的水平。事实上，dtmcs 强度水平 的大幅提升是由于其塑性的有效改善，使其增强相 增强效应及基体的变形强化效应得以充分发挥的 结果。需要指出的是，由于测试设备的局限，较多文献 中报道 dtmcs 具有较高的弹性模量，超过了 h-s通过调控增强相分布状态，可以获得优异的高温强化效果。以相同强度为判据，网 状结构 tibw / tc4 复合材料的高温使用温度较 tc4 钛合金使用温度 提高约 20026，较增强相均匀分布的钛基复合材 料表现出更高的高温增强效果。huang 等近期选用 ti60 为基体，设计与制备具有一定网状结构参数的 网状结构 tibw / ti60 复合材料51，然后进行热变形 或热 处 理，600 与 700 的抗拉强度分别达到 1000mpa 与 800mpa 的水平，但由于基体软化使其 在 800 只能达到 400mpa 的水平。因此，优 化的 dtmcs 在 700 以下具有绝对的优势，如果 800 能达到 500mpa 以 上 的 水 平，将具有更大的应用 前景。结语6开发钛基复合材料最主要目的是，进一步提高其强度、弹性模量、耐磨性能、高温强度及高温服役 温度。而 dtmcs 具有优异的综合性能，可以满足 航空航天、武器装备、汽车等行业中对轻质、耐热、高 强、可变形加工、可热处理及变形强化材料的需求。 然而，经过 30 多年的研究，仍然存在诸多问题，如: 制备工艺不稳定;增强相均匀分布难以获得理想的 强度与塑性指标;仍然停留在实验室研究阶段，应用 开发空缺，亟 待形成研发-应 用-发展的良性循环。 因此，针 对 dtmcs 今后应做好以下几个方面的 工作。(1)结合现有基础，制备高弹、高耐磨、高强韧、耐高温、高强等系列具有不同性能特点的 dtmcs。如，利用高塑性的纯 ti 对增强相割裂作用不敏感的 特点，制备增强相含量较高( 20vol % ) 的钛基复 合材料，以获得高的弹性模量( 160gpa) 及耐磨性 能。由于 tc 系列 + 型双相钛合金( 如 tc4 ) 优 异的综合性能，可以通过调控网状结构参数及采用 后续变形或热处理，获得具有优异综合性能的高强 韧钛基复合材料。考虑到近 型钛合金优异的高 温性能，可以采用如 ti60 合金作为基体，制备可以 在 550 850 使用的耐高温钛基复合材料。采用 高强钛合金( tb 系列) 作为基体，制备室温抗拉强 度达到 1600 2000mpa，且性能稳定的高强钛基复 合材料。理论或 halpin( h-t) 理论的上限水平，甚andtsai至超过混合法则( om) 的上限水平，这是不符合实际情况的。事实上，只有通过提高增强相含量才能 有效提高 dtmcs 的弹性模量与耐磨性能，这就要 求必须采用具有高塑性的纯 ti 作为基体才能同时 表现出一定的强韧性水平，才能克服高体积分数 dtmcs 脆性较大的瓶颈问题，从而表现出较大的 应用前景。dtmcs 的高温力学性能对其使用前景具有决 定性作用，提 高 dtmcs 高温性能最常用的方法 是，提高钛基复合材料中陶瓷增强相含量与使用耐 高温的钛合金作为基体1，7，47。提高增强相含量势 必降低钛基复合材料室温塑性以及塑性成形能力。 使用耐高温钛合金作为基体可以有效提高钛基复合 材料的高温强度与使用温度。近期研究结果显示，(2)针对具有优异综合性能的钛合金基复合材料，采用激光熔覆、原位自生反应等技术在 dtmcs表面制备更耐磨、更抗氧化的涂层或梯度表面，以提 高其使用寿命。第 4 期非连续增强钛基复合材料研究进展135(3)niquej material science and engineering: a，2001，311: 142 1508 zhang c j，kong f t，xiao s l，et al evolution of microstructure and tensile properties of in situ titanium ma- trix composites with volume fraction of ( tib + tic) rein- forcementsj materials science and engineering: a， 2012，548: 152 1609 huang l j，wang s，dong y s，et al tailoring a no- vel network reinforcement architecture exploiting superio