激光增材與傳統(tǒng)原位制備工藝下非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的組織性能及應(yīng)用對比研究——針對激光增材技術(shù)在鈦基復(fù)合材料制備中的創(chuàng)新應(yīng)用，對比激光增材與熔鑄真空熱壓燒結(jié)放電等離子燒結(jié)等傳統(tǒng)原位制備工藝的差異

引言

鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度和比剛度高、耐高溫性能和抗腐蝕性能好、生物相容和無毒等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、艦船與海洋工程、兵器、先進(jìn)交通、冶金和醫(yī)療衛(wèi)生等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[1-3]。隨著科學(xué)技術(shù)的快速發(fā)展，對鈦合金構(gòu)件的輕質(zhì)、高強(qiáng)度、耐高溫性能與高效精準(zhǔn)成形制造技術(shù)提出了更高要求，傳統(tǒng)鈦合金無法全面滿足上述需求，以鈦合金為基體添加增強(qiáng)物制備的鈦基復(fù)合材料是提升其基體鈦合金高溫性能的新方向。與傳統(tǒng)鈦合金相比，鈦基復(fù)合材料具有更高的比強(qiáng)度、比剛度、耐磨性能和更好的高溫持久性能與抗蠕變性能，顯著提升了其使用溫度，已經(jīng)成為國際新金屬材料領(lǐng)域研究的熱點(diǎn)與重點(diǎn)[4-5]。

連續(xù)纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(Continuously Fiber-Reinforced Titanium Matrix Composites, CRTMCs)在20世紀(jì)80年代成功應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)的核心部件。最常用的連續(xù)纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料是美國的SCS-6型碳化硅纖維(SiCf)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，由此復(fù)合材料制造的低壓渦輪風(fēng)扇軸滿足了強(qiáng)度和疲勞性能的設(shè)計(jì)要求;與Inconel718高溫合金制造的低壓渦輪風(fēng)扇軸相比，其結(jié)構(gòu)重量減輕了30%;與基體鈦合金制造的低壓渦輪風(fēng)扇軸相比，其剛度增加了40%，已經(jīng)應(yīng)用于GE XTE-45驗(yàn)證機(jī);與不銹鋼相比，由此復(fù)合材料制造的驅(qū)動器活塞桿的結(jié)構(gòu)重量減輕了40%，已經(jīng)應(yīng)用于F119航空發(fā)動機(jī)的排氣噴口[6]。20世紀(jì)90年代初，美國IHPTET計(jì)劃在XTC-16系列核心機(jī)的四級壓氣機(jī)中驗(yàn)證了SiC可增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料整體葉環(huán)轉(zhuǎn)子部件,第3級整體葉環(huán)轉(zhuǎn)子部件的重量約4.5kg,然而由鎳基高溫合金制造的同樣結(jié)構(gòu)和尺寸轉(zhuǎn)子(非整體葉環(huán))部件的重量為25kg，轉(zhuǎn)子部件的結(jié)構(gòu)重量減輕了82%[7]。但同時SiC也存在制備工藝比較復(fù)雜、成本較高，SiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的力學(xué)性能各向異性嚴(yán)重、二次成形加工困難、增強(qiáng)物與基體鈦合金界面反應(yīng)劇烈等問題，限制了其工程應(yīng)用。

非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(Discontinuously Fiber-Reinforced Titanium Matrix Composites, DRTMCs)是由一種或者多種陶瓷顆粒與晶須增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料，具有近各向同性、可以進(jìn)行二次成形加工等優(yōu)勢，通過成形加工可以制造出高性能鈦基復(fù)合材料構(gòu)件[8]。增強(qiáng)物以硼化鈦晶須(TiB)或者顆粒(TiB)和碳化鈦顆粒(TiC)為主，由于上述增強(qiáng)物與鈦合金的化學(xué)性質(zhì)比較接近，彈性模量和強(qiáng)度更高，能夠顯著提升基體鈦合金的室溫和高溫力學(xué)性能，是鈦基復(fù)合材料設(shè)計(jì)中的理想增強(qiáng)物;以碳納米管、石墨烯為增強(qiáng)物的高強(qiáng)度高韌性鈦基復(fù)合材料研究也取得了較大進(jìn)展[9-11]。在采用直接外加工藝添加增強(qiáng)物制備鈦基復(fù)合材料的過程中，容易引入污染物，降低增強(qiáng)物與基體鈦合金的界面結(jié)合強(qiáng)度，但是，在增強(qiáng)物/基體鈦合金的界面存在比較大的殘余應(yīng)力，將對鈦基復(fù)合材料的力學(xué)性能產(chǎn)生非常不利的影響;由于增強(qiáng)物尺寸受粉末粒度的限制，同時其制造成本比較高，不利于工程應(yīng)用。原位反應(yīng)自生工藝是通過添加增強(qiáng)物目標(biāo)元素的單質(zhì)或者化合物與基體鈦合金發(fā)生化學(xué)反應(yīng)制備出鈦基復(fù)合材料，能夠獲得原子結(jié)合的增強(qiáng)相/基體鈦合金的界面結(jié)構(gòu)，其界面處無中間反應(yīng)物或者污染物，提升了鈦基復(fù)合材料中增強(qiáng)相的承載能力，能夠顯著提升鈦基復(fù)合材料的力學(xué)性能，因此，原位反應(yīng)自生工藝是制備非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的常用工藝[12-14]。

1、制備工藝

按照原材料形態(tài)，原位反應(yīng)自生工藝包括3種:固-固反應(yīng)工藝、固-液反應(yīng)工藝和氣-固反應(yīng)工藝。其中，熔鑄工藝和燃燒輔助熔鑄工藝屬于固-液反應(yīng)工藝，真空熱壓燒結(jié)工藝和放電等離子燒結(jié)工藝屬于固-固反應(yīng)工藝，是常用的鈦基復(fù)合材料制備工藝[12,15]。近年來，激光增材工藝得到了快速發(fā)展，為高性能鈦基復(fù)合材料制備及其構(gòu)件制造提供了新途徑[16-18]。非連續(xù)鈦基復(fù)合材料中增強(qiáng)相形貌與尺寸，包括微米級、亞微米級和納米級尺寸晶須，很大程度上取決于采用的鈦基復(fù)合材料制備工藝。熔鑄工藝制備的鈦合金復(fù)合材料中的增強(qiáng)相尺寸比較大，并且在復(fù)合材料內(nèi)部容易形成孔洞等缺陷[19-21]，是熔鑄工藝制備鈦基復(fù)合材料時需要攻克的難題;真空熱壓燒結(jié)工藝和放電等離子燒結(jié)工藝制備的鈦基復(fù)合材料中的增強(qiáng)相尺寸比較小[22-23]，激光增材工藝制備的鈦基復(fù)合材料內(nèi)部形成了大量的亞微米級和納米級尺寸增強(qiáng)相[24-25]，對提升鈦基復(fù)合材料力學(xué)性能十分有利。

1.1熔鑄工藝

鈦基復(fù)合材料的熔鑄工藝是直接將反應(yīng)物和鈦合金一起熔煉，在熔煉過程中發(fā)生自生反應(yīng)原位生成增強(qiáng)相的制備工藝。熔鑄工藝可以在不改變基體鈦合金熔煉工藝與設(shè)備條件下制備出鈦基復(fù)合材料，其工藝流程短、設(shè)備要求簡單、制備成本低，可以批量制造大尺寸鈦基復(fù)合材料;同時，對于制造形狀復(fù)雜的鈦基復(fù)合材料構(gòu)件具有顯著優(yōu)勢。如果先采用高溫自蔓延合成工藝或者放熱擴(kuò)散工藝獲得中間產(chǎn)物，再采用熔鑄工藝制備出鈦基復(fù)合材料的工藝靈活性更高。以熔鑄工藝為基礎(chǔ)，將一定化學(xué)計(jì)量比的反應(yīng)物粉末均勻混合并熔化，在熔化過程中通過反應(yīng)物之間的放熱反應(yīng)生成增強(qiáng)相，即新發(fā)展的制備鈦基復(fù)合材料的燃燒輔助熔鑄工藝。

但是，為了降低鈦基復(fù)合材料在熔鑄過程中增強(qiáng)相的偏聚，保證增強(qiáng)相尺寸要求與增強(qiáng)相分布均勻，鈦基復(fù)合材料熔體需要經(jīng)過多次熔煉，有時熔鑄坯料表面質(zhì)量比較差，如圖1所示[26]。嚴(yán)佳宏[27]的研究結(jié)果表明，經(jīng)過3次真空自耗熔煉的TiBw/Ti6242復(fù)合材料中的陶瓷增強(qiáng)相(TiBw)呈彌散分布，有利于提升TiB/Ti6242復(fù)合材料的力學(xué)性能。同時，鈦基復(fù)合材料內(nèi)部存在微觀組織缺陷，需要經(jīng)過熱變形工藝消除其微觀組織缺陷，以利于二次成形加工。

1.2真空熱壓燒結(jié)工藝

鈦基復(fù)合材料的真空熱壓燒結(jié)工藝是以放熱擴(kuò)散工藝為基礎(chǔ)，將放熱反應(yīng)生成增強(qiáng)相工藝和隨后熱固結(jié)工藝合二為一，將原材料粉末混合后一起加熱制備出鈦基復(fù)合材料;通過熱壓燒結(jié)過程中混合粉末之間的原位反應(yīng)生成增強(qiáng)相，此工藝類似于熱等靜壓工藝。真空熱壓燒結(jié)工藝中，鈦基復(fù)合材料各組元在真空或者氣氛保護(hù)熱壓下直接發(fā)生原位反應(yīng)生成超細(xì)的增強(qiáng)相顆粒，增強(qiáng)相與基體鈦合金之間相容性比較好、界面結(jié)合強(qiáng)度比較高。真空熱壓燒結(jié)工藝過程是:(1)混合粉末致其均勻;(2)對混合后的粉末進(jìn)行處理，包括真空下除氣、冷等靜壓和熱壓燒結(jié)。鈦基復(fù)合材料熱壓燒結(jié)過程中，外加壓力使鈦基復(fù)合材料致密化;燒結(jié)溫度比較低，微觀組織可控，能夠?qū)崿F(xiàn)構(gòu)件的近凈成形制造。鈦基復(fù)合材料的真空熱壓燒結(jié)工藝簡單，是制備鈦基復(fù)合材料的常用工藝，已經(jīng)制備出直徑為300mm坯料、單件重量為100kg構(gòu)件，如圖2所示[28]。

1.3放電等離子燒結(jié)工藝

鈦基復(fù)合材料的放電等離子燒結(jié)工藝是采用脈沖直流電產(chǎn)生等離子體迅速加熱石墨模具內(nèi)的反應(yīng)粉末進(jìn)行燒結(jié)的制備工藝，如圖3所示[29]。放電等離子燒結(jié)工藝具有傳統(tǒng)粉末冶金工藝的特點(diǎn)，同時具有更高的升溫速度(最高為1000℃·min^-1)、更短的保溫時間(約10min)、更低的燒結(jié)溫度(比傳統(tǒng)燒結(jié)工藝低200~300℃)等優(yōu)點(diǎn)，在粉末快速致密化過程中降低了能耗。放電等離子燒結(jié)工藝具有生產(chǎn)效率較高、微觀組織細(xì)小均勻、致密度較高等特點(diǎn)。然而，放電等離子燒結(jié)工制備的鈦基復(fù)合材料存在坯料尺寸較小、形狀比較簡單、生產(chǎn)成本較高和模具容易污染等問題。

1.4激光增材工藝

鈦基復(fù)合材料的激光增材工藝是采用無模具與工裝下快速制造任意形狀構(gòu)件的全數(shù)字化快速制造原理，以激光為能量源，通過逐層熔化沉積，由CAD模型逐步完成高性能“近終形”復(fù)雜構(gòu)件的快速制造，是一種將高性能鈦基復(fù)合材料制備與近終形構(gòu)件制造融為一體的無模、非接觸與數(shù)字化制造工藝。此工藝為高增強(qiáng)相含量、大尺寸復(fù)雜鈦基復(fù)合材料構(gòu)件的快速制造提供了新途徑，如圖4所示[30]。但是，鈦基復(fù)合材料激光增材工藝對工藝參數(shù)要求比較嚴(yán)格，制備的鈦基復(fù)合材料的橫截面具有典型的熔池特征，為了滿足鈦基復(fù)合材料的微觀組織要求，需要采用熱處理工藝調(diào)整鈦基復(fù)合材料的微觀組織。LI L等[31-32]研究表明，與激光增材制備的Ti64基復(fù)合材料相比，激光增材制備的TiBw/Ti6242復(fù)合材料的室溫力學(xué)性能優(yōu)異(圖中五角星)，其抗拉強(qiáng)度達(dá)1376MPa，伸長率為3.7%，如圖5[22,24-25,31-36]所示。

2、熱變形工藝

對于鈦基復(fù)合材料，一方面需要采用熱變形工藝消除在熔鑄、激光增材等制備過程中形成的內(nèi)部缺陷，調(diào)整鈦基復(fù)合材料的微觀組織與改善力學(xué)性能，降低鈦基復(fù)合材料提前失效的風(fēng)險，為鈦基復(fù)合材料構(gòu)件制造提供高質(zhì)量的原材料;另一方面，采用熱變形工藝對鈦基復(fù)合材料進(jìn)行二次成形加工，不僅能夠進(jìn)一步提升鈦基復(fù)合材料的力學(xué)性能，而且能夠制造出高性能的鈦基復(fù)合材料構(gòu)件，達(dá)成鈦基復(fù)合材料構(gòu)件成形與成性的目的。因此，采用包括鍛造、擠壓和軋制等代表性熱變形工藝制造出滿足鈦基復(fù)合材料構(gòu)件形狀需求的同時，進(jìn)一步提升其力學(xué)性能，是制造高性能鈦基復(fù)合材料構(gòu)件的重要途徑

對于鈦基復(fù)合材料，一方面由于增強(qiáng)相阻礙位錯運(yùn)動，增加了鈦基復(fù)合材料的熱變形抗力，對熱變形制造設(shè)備的要求比基體鈦合金的要求更高;另一方面增強(qiáng)相對鈦基復(fù)合材料微觀組織演變的影響比對基體鈦合金的影響更為復(fù)雜，不僅容易出現(xiàn)微觀組織不均勻現(xiàn)象，而且調(diào)控鈦基復(fù)合材料熱變形后的微觀組織更難。特別是比較硬的增強(qiáng)相與比較軟的基體鈦合金之間的變形不協(xié)調(diào)效應(yīng)更明顯，容易形成孔洞等缺陷，這些缺陷是鈦基復(fù)合材料構(gòu)件服役過程中的裂紋源，為了抑制或者消除鈦基復(fù)合材料中的內(nèi)部缺陷，進(jìn)一步加大了鈦基復(fù)合材料的熱變形加工難度。由于增強(qiáng)相控制了基體鈦合金的晶粒尺寸，有時基體鈦合金的晶粒度可以降低一個數(shù)量級;與基體鈦合金相比，增強(qiáng)相含量比較低的鈦基復(fù)合材料可以省略β相區(qū)的開坯鍛造工序，直接進(jìn)行熱變形[21]。因此，鈦基復(fù)合材料熱變形時的核心問題是:通過優(yōu)選熱變形條件，調(diào)整增強(qiáng)相取向與分布、調(diào)控基體鈦合金的微觀組織、降低熱變形制造鈦基復(fù)合材料構(gòu)件形成缺陷的風(fēng)險，達(dá)成提升鈦基復(fù)合材料構(gòu)件的高溫持久與蠕變性能的目的。

2.1鍛造工藝

鍛造工藝能夠有效細(xì)化鈦基復(fù)合材料鑄錠的微觀組織，獲得微觀組織與力學(xué)性能相匹配的鈦基復(fù)合材料與構(gòu)件，但是鈦基復(fù)合材料對鍛造工藝參數(shù)十分敏感，其鍛造工藝窗口很窄，必須嚴(yán)格控制轉(zhuǎn)移時間、鍛造溫度、變形量和速度等重要工藝參數(shù)，系統(tǒng)優(yōu)化鈦基復(fù)合材料構(gòu)件的微觀組織與力學(xué)性能，如圖6所示[37]。DU Z Y等[38]闡明了真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti55復(fù)合材料在α+β相區(qū)等溫壓縮時陶瓷增強(qiáng)相對基體Ti55鈦合金動態(tài)再結(jié)晶的影響機(jī)理，如圖7所示。DU Z Y等[39]揭示了真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti55復(fù)合材料等溫壓縮時孔洞的演化規(guī)律與機(jī)理，發(fā)現(xiàn)基體Ti55鈦合金對復(fù)合材料內(nèi)部裂紋萌生具有一定的抑制作用，但是熱變形加速了復(fù)合材料內(nèi)部的位錯塞積轉(zhuǎn)化為應(yīng)力集中并傳遞給陶瓷增強(qiáng)相，一旦產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力超過陶瓷增強(qiáng)相的強(qiáng)度，將在垂直于陶瓷增強(qiáng)相/基體鈦合金的界面萌生裂紋使陶瓷增強(qiáng)相碎化，碎片化后的陶瓷增強(qiáng)相將發(fā)生遷移與分離，形成內(nèi)部空洞缺陷，如圖8所示。通常情況下，熱模鍛造的模具溫度較低，鍛造時熱量損失較大，鍛造工藝受限比較多，僅僅依靠單一調(diào)整鍛造溫度或者道次壓下量或者速度對鈦基復(fù)合材料構(gòu)件的微觀組織與力學(xué)性能的提升作用有限。真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/TA15復(fù)合材料等溫壓縮過程中的表面完整、沒有出現(xiàn)凹坑和裂紋等缺陷，表明具有一定的塑性變形能力;真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/TA15復(fù)合材料等溫壓縮后的室溫最大伸長率為9.2±0.3%、抗拉強(qiáng)度為(1100±18)MPa，與真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/TA15復(fù)合材料的室溫最大伸長率(3.5%±0.25%)和抗拉強(qiáng)度(1015±6)MPa相比，分別提升了163%和8.4%[40]。熔鑄制備的 TiBw/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si復(fù)合材料經(jīng)過多向鍛造后的室溫屈服強(qiáng)度和強(qiáng)度極限分別為(1124.8±9.4) MPa、(1172±10.1)MPa，極限伸長率為3.97%±0.7%[41]。LI L等[42]優(yōu)化了真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti55復(fù)合材料的鍛造工藝參數(shù)，如圖9所示，發(fā)現(xiàn)真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti55復(fù)合材料等溫鍛造后，在沒有塑性損失的情況下，室溫拉伸強(qiáng)度極限提升了150MPa(五角星)，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)塑性的良好匹配，如圖10所示[41-42,44-50]。真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti-6Al-4V復(fù)合材料經(jīng)過4道次多向鍛造后的室溫抗拉強(qiáng)度為1200 MPa、最大伸長率為9%，經(jīng)過7道次多向鍛造后的室溫抗拉強(qiáng)度為1286 MPa、最大伸長率為4.7%[43]。上述研究結(jié)果表明，鍛造工藝對提升鈦基復(fù)合材料的力學(xué)性能有顯著作用[42-43]。

2.2擠壓工藝

鈦基復(fù)合材料在擠壓過程中處于三向壓應(yīng)力狀態(tài)，對低塑性鈦基復(fù)合材料的塑性變形與微觀組織細(xì)化十分有利，并且是制備鈦基復(fù)合材料棒材、管材和型材的必要工藝途徑。鈦基復(fù)合材料擠壓時的模具預(yù)熱溫度為500℃左右，擠壓溫度為1000℃以上，鈦基復(fù)合材料橫截面上的溫差比較大，變形不均勻十分嚴(yán)重，需要通過增大擠壓比和提高擠壓速度改善鈦基復(fù)合材料的變形不均勻性，因此需要大噸位的擠壓設(shè)備，同時需要合理控制擠壓比和擠壓速度防止變形熱的急劇增加對擠壓變形不均勻性的影響。采用正擠壓、反擠壓、等通道轉(zhuǎn)角擠壓和包套擠壓工藝制備的鈦基復(fù)合材料如圖11所示[51-54]。

鈦基復(fù)合材料在β相區(qū)擠壓后的微觀組織為片層狀，限制了采用熱處理工藝調(diào)整其微觀組織的裕度。包套擠壓制備的TiBw/Ti-6Al-4V復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度和最大伸長率分別為1274 MPa和9.4%，鈦基復(fù)合材料包套擠壓時需要嚴(yán)格控制預(yù)燒結(jié)溫度和擠壓溫度，否則會產(chǎn)生孔洞和界面反應(yīng)層等缺陷，降低鈦基復(fù)合材料的致密度，難以實(shí)現(xiàn)工程應(yīng)用[53]。項(xiàng)娟[54]研究表明，真空自耗電弧熔煉制備的(TiB+La2O3)/Ti-6Al-4V復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度和最大伸長率分別為956 MPa和13.25%，700℃下對真空自耗電弧熔煉制備的(TiBw+La2O3)/Ti-6Al-4V復(fù)合材料等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，室溫抗拉強(qiáng)度為1100MPa，800℃下的室溫抗拉強(qiáng)度為1128MPa;與真空自耗電弧熔煉制備的復(fù)合材料相比，(TiBw+La2O3)/Ti-6Al-4V復(fù)合材料等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，室溫抗拉強(qiáng)度提升了18%，最大伸長率為10%左右，塑性略有下降。真空熱壓燒結(jié)制備的TiB/Ti60復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度和最大伸長率分別為(1080±6) MPa和1.5%±0.2%，對真空熱壓燒結(jié)制備的Ti60/TiBw復(fù)合材料擠壓后，室溫抗拉強(qiáng)度和最大伸長率分別為(1377±5)MPa和5.0%±0.3%[55]。

2.3軋制工藝

鈦基復(fù)合材料軋制過程中的形變強(qiáng)化和晶粒細(xì)化效應(yīng)將提升其強(qiáng)度和塑性，但是增大軋制量，容易使增強(qiáng)相折斷，導(dǎo)致復(fù)合材料的強(qiáng)度和塑性降低。采用多道次軋制工藝能夠細(xì)化鈦基復(fù)合材料的微觀組織，增強(qiáng)相趨于定向分布與均勻分布，同時消除微觀組織缺陷，從而能夠獲得優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，并且是制備鈦基復(fù)合材料板材和箔材的必要工藝途徑。但是，鈦基復(fù)合材料在軋制過程中與軋輥的溫差比較大，熱量損失比較多，要求增大軋制速度、減小道次軋制量和增加軋制道次，并且回爐加熱頻繁，降低了軋制工藝對鈦基復(fù)合材料的微觀組織和力學(xué)性能的改善作用。因此，需要優(yōu)化鈦基復(fù)合材料的軋制條件。黃菲菲[56]研究表明，熔鑄制備的TiBw/Ti-6Al-4Sn-10Zr-1Mo-1Nb-1W-0.25Si-0.3Y復(fù)合材料軋制后的抗拉強(qiáng)度和最大伸長率由鑄態(tài)的828.1 MPa和 0.7%分別提升到 1341.7 MPa和3.6%，室溫抗拉強(qiáng)度提升了62%。熔鑄制備的(TiB+TiC)/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si復(fù)合材料軋制后，室溫抗拉強(qiáng)度和最大伸長率由熔鑄狀態(tài)的1097.8 MPa和1.29%提升到α+β相區(qū)軋制狀態(tài)的1327.6 MPa和3.82%;β相區(qū)軋制狀態(tài)的1298.6 MPa和4.94%[57]，最大伸長率提升了282.9%。

3、熱處理工藝

為了使金屬構(gòu)件具有定制的力學(xué)性能、物理性能和化學(xué)性能，除合理選用材料和成形工藝之外，金屬構(gòu)件的熱處理工藝必不可少。與熱變形工藝相比，熱處理工藝在不改變鈦基復(fù)合材料構(gòu)件形狀和整體化學(xué)成分的條件下，通過改變構(gòu)件的微觀組織，賦予或者改善構(gòu)件的使用性能。由于陶瓷增強(qiáng)相的熱穩(wěn)定性比較好，在鈦基復(fù)合材料的熱處理過程中幾乎不發(fā)生變化。因此，鈦基復(fù)合材料的熱處理工藝是針對基體鈦合金的微觀組織進(jìn)行調(diào)控。同時，需要考慮鈦基復(fù)合材料的特殊性:(1)Ti-6Al-4V鈦合金熱處理后的微觀組織由針狀α集束+晶間β相構(gòu)成，TiBw/Ti-6Al-4V復(fù)合材料熱處理后的基體Ti-6Al-4V鈦合金由等軸α相+晶間β相組成，陶瓷增強(qiáng)相TiBw促進(jìn)了等軸α相的形成;(2)陶瓷增強(qiáng)相TiBw明顯推遲了基體鈦合金的相變，有利于提高鈦基復(fù)合材料的軟化溫度或者相變溫度，從而提升鈦基復(fù)合材料的高溫強(qiáng)度和使用溫度。雖然，陶瓷增強(qiáng)相TiB在鈦基復(fù)合材料熱處理過程中屬于穩(wěn)定相，但是，陶瓷增強(qiáng)相TiB會影響基體鈦合金熱處理過程中的相變、析出相形核和晶粒長大等。鈦基復(fù)合材料熱處理過程中的加熱溫度、保溫時間和冷卻速度是影響其微觀組織的主要因素，其中加熱溫度決定晶粒尺寸、相組成與比例。雖然，基體鈦合金在β相區(qū)的β晶粒容易粗化，降低了鈦基復(fù)合材料的塑性，但是，由于陶瓷增強(qiáng)相對基體鈦合金的晶粒長大有抑制作用，可以對鈦基復(fù)合材料進(jìn)行合適的β熱處理。

戎旭東等[58]研究表明，真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti60復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度為1105 MPa、最大伸長率為1.2%，經(jīng)過1100℃x1h固+600℃x 8h時效處理后，TiBw/Ti60復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度為1552 MPa、最大伸長率為1.5%;經(jīng)過1000℃x1h固溶、600℃x8h時效處理后的室溫抗拉強(qiáng)度為1460MPa、最大伸長率為2.2%，說明熱處理提升了復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能。雖然，真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti60復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度比較高，塑性比較低;但是，熱處理能夠消除復(fù)合材料制備過程中造成的元素偏析。李九霄[59]研究表明,熔鑄制備的(TiB+La2O3)/Ti-6.6Al-4.6Sn-4.6Zr-0.9Nb-1Mo-0.32Si復(fù)合材料經(jīng)過990℃x2 h+AC固溶+600℃x4h+AC時效的α+β處理后的室溫屈服強(qiáng)度為1103 MPa、最大伸長率為16%，經(jīng)過1060℃x1 h+WQ/AC/OC固溶+650℃x2 h+AC時效的β處理后的室溫屈服強(qiáng)度為1087MPa，說明熔鑄制備的(TiB+La2O3)/Ti-6.6Al-4.6Sn-4.6Zr-0.9Nb-1Mo-0.32Si復(fù)合材料β水冷或者油冷處理后的屈服強(qiáng)度明顯高于β空冷處理后的屈服強(qiáng)度，因?yàn)棣滤浜陀屠涮幚砗蟮奈⒂^組織為針狀α片層，所以復(fù)合材料的室溫拉伸性能比較低。熔鑄制備的TiBw/Ti-6Al-4V復(fù)合材料經(jīng)過擠壓和990℃固溶+水冷處理后的室溫強(qiáng)度極限由擠壓狀態(tài)的1207MPa提升到1312MPa、最大伸長率由12%降低為4%，經(jīng)過擠壓和9次960℃x10 min+750℃x10 min+空冷處理后的室溫抗拉強(qiáng)度和最大伸長率分別由1192 MPa和2.35%改變?yōu)?087 MPa和8.73%[60];室溫抗拉強(qiáng)度下降了8.8%，最大伸長率提升了271.5%。激光增材制備的Ti65鈦合金、體積分?jǐn)?shù)分別為1%和2%的TiBw/Ti65復(fù)合材料經(jīng)過5次加熱冷卻后的最大伸長率分別提升了13.04%、83.33%和45.26%[61]。真空熱壓燒結(jié)制備的TiBw/Ti-6Al-4V復(fù)合材料經(jīng)過多向鍛造后的室溫抗拉強(qiáng)度為1286MPa和最大伸長率為4.7%，循環(huán)熱處理后的室溫最大伸長率達(dá)到10%以上，提升了112%以上，抗拉強(qiáng)度降低到1000MPa[43]，下降了22.4%。

與熔鑄制備的TiBw/Ti6242復(fù)合材料熱處理前相比，在不損失室溫最大伸長率或者損失比較少的情況下，熔鑄制備的TiBw/Ti6242復(fù)合材料熱處理后的室溫抗拉強(qiáng)度提升了14%~21%;時效溫度為600℃時，熱處理后的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為1297.53和1160.4MPa;時效溫度為650℃時，熱處理后的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為1263.12、1150.92MPa，最大伸長率由8.56%降低為6.68%;時效溫度為700℃時，熱處理后的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提升了13.31%和12.48%，最大伸長率降低為7.38%(圖13五角星)，在同類型鈦基復(fù)合材料中展現(xiàn)出較好的強(qiáng)塑性匹配，如圖13所示[22,25,27,35,61-70]。譚驍[71]研究表明，添加B4C的激光增材Ti65復(fù)合材料經(jīng)熱處理后，700℃的抗拉強(qiáng)度最大為657.4MPa，最大伸長率為42.25%。與近α鈦合金或者鈦基復(fù)合材料的700℃拉伸力學(xué)性能比較，發(fā)現(xiàn)添加B4C的激光增材制備的Ti65復(fù)合材料熱處理后具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，即使是與增強(qiáng)相含量高的鈦基復(fù)合材料相比，添加B4C的激光增材制備的Ti65復(fù)合材料熱處理后仍然具有很好的高溫強(qiáng)度(圖14中五角星)，最大伸長率不低于未增強(qiáng)的近α鈦合金，如圖14所示[44,71-78]綜上所述，合理的熱處理工藝能夠有效控制鈦基復(fù)合材料的微觀組織轉(zhuǎn)變，提升其綜合力學(xué)性能。

4、熱變形構(gòu)件應(yīng)用

鈦基復(fù)合材料構(gòu)件包括室溫下和高溫下使用的構(gòu)件，坦克履帶連接件和汽車零件為室溫下使用構(gòu)件，航天飛行器發(fā)動機(jī)用氣動格柵為高溫下使用構(gòu)件，如圖15所示[28,81-83]。對于室溫下使用的鈦基復(fù)合材料構(gòu)件一般要求其強(qiáng)度、結(jié)構(gòu)減重效果和耐腐蝕性能比較好，坦克履帶連接件還需要考慮其耐磨性能;對于高溫下使用的鈦基復(fù)合材料構(gòu)件一般要求其使用溫度、高溫強(qiáng)度、高溫蠕變性能和結(jié)構(gòu)減重效果。

日本豐田汽車公司將鈦基復(fù)合材料應(yīng)用于汽車發(fā)動機(jī)的進(jìn)氣閥和排氣閥制造,閥門系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)重量減輕了40%,氣門彈簧系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)重量減輕了16%，因此，減輕了整車質(zhì)量，提升了車輛的有效載荷。由于提升了汽車發(fā)動機(jī)功效，高速行駛時噪音降低了30%。同時，由于鈦基復(fù)合材料的耐腐蝕性能優(yōu)良，因而顯著減少了整車排氣系統(tǒng)的更換次數(shù)。采用鈦基復(fù)合材料制造的懸架彈簧由于彈性模量更高，與高強(qiáng)度鋼相比，能夠減少懸架彈簧的匝數(shù)和直徑，因此懸架彈簧的結(jié)構(gòu)重量減輕了35%~70%[79]。柴宏宇[80]研究表明，與TA15鈦合金相比，(TiB+TiSi3)/TA15復(fù)合材料構(gòu)件在600℃、265 MPa下其蠕變斷裂壽命提升了29倍，應(yīng)變量減小了63%;在650℃、150MPa下其蠕變斷裂壽命提升了56倍，應(yīng)變量減小了73%;在700℃、100MPa下其蠕變斷裂壽命提升了58倍，應(yīng)變量減小了81%;同時，(TiB+Ti5Si3)/TA15復(fù)合材料構(gòu)件的持久性能也得到了大幅度提升。黃陸軍等[81]采用鈦基復(fù)合材料制造的航天發(fā)動機(jī)的氣動格柵尺寸為Φ580mmx10mm，使用溫度為720℃，單個構(gòu)件的結(jié)構(gòu)重量減輕了46.9%。TiBw/TC4復(fù)合材料擠壓絲材的室溫強(qiáng)度極限為1118MPa、最大伸長率為21.9%，斷面收縮率為29%;經(jīng)過熱處理后的室溫抗拉強(qiáng)度為1334MPa，最大伸長率為11%，斷面收縮率為23%，剪切強(qiáng)度為740MPa，與國外同類產(chǎn)品相比，剪切強(qiáng)度提升了13.8%;根據(jù)NAS標(biāo)準(zhǔn)對螺栓類緊固件進(jìn)行了疲勞性能測試，螺栓13萬次未斷[28]。

5、結(jié)論

(1)非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料常用的原位反應(yīng)自生制備工藝包括:熔鑄工藝、真空熱壓燒結(jié)制備工藝、放電等離子燒結(jié)工藝和激光增材工藝。熔鑄工藝可以批量制備出大尺寸鈦基復(fù)合材料，真空熱壓燒結(jié)工藝容易制備出力學(xué)性能比較高的鈦基復(fù)合材料，放電等離子燒結(jié)工藝可以制備出致密度高的鈦基復(fù)合材料，激光增材工藝將高性能鈦基復(fù)合材料制備與構(gòu)件制造融為一體，容易實(shí)現(xiàn)智能化與快速制造。

(2)熱變形工藝不僅能夠消除鈦基復(fù)合材料制備過程中形成的內(nèi)部缺陷，而且通過塑性變形調(diào)整微觀組織進(jìn)而同步改善鈦基復(fù)合材料構(gòu)件的強(qiáng)度與塑性。

(3)鈦基復(fù)合材料的熱處理工藝可以進(jìn)一步調(diào)整基體鈦合金的微觀組織。鈦基復(fù)合材料熱處理后的室溫極限伸長率提升明顯，室溫強(qiáng)度極限也有所改善，合理的熱處理工藝優(yōu)化了鈦基復(fù)合材料的強(qiáng)度-塑性匹配，提升了復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能。

(4)鈦基復(fù)合材料熱變形構(gòu)件的應(yīng)用不僅顯著減輕了裝備部件的結(jié)構(gòu)重量，而且經(jīng)過熱變形和熱處理后鈦基復(fù)合材料的使用壽命得到顯著提升。

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（注，原文標(biāo)題：鈦基復(fù)合材料及其熱變形工藝研究進(jìn)展_李淼泉）