黃陸軍，耿 林，彭華新

(1.哈爾濱工業(yè)大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，黑龍江 哈爾濱 150001)(2.哈爾濱工業(yè)大學材料科學與工程學院，黑龍江 哈爾濱 150001)(3.浙江大學材料科學與工程學院 功能復合材料與結構研究所，浙江 杭州310027)

1 前 言

鈦合金在金屬結構材料中，具有比強度最高、抗腐蝕性最優(yōu)兩大突出優(yōu)點，還具有生物相容性好、無磁性等諸多優(yōu)點[1, 2]。自20世紀50年代以來，在航空、航天、國防、航海、電子、交通運輸、醫(yī)療等諸多領域應用量快速增長[3]。然而，鈦合金的應用量還遠沒有達到它應該達到的應用量，特別是在鈦儲量最為豐富的中國，主要歸結為以下幾個方面：鈦合金本身價格高，鈦合金冷熱成形與加工成本高，鈦合金性能仍需要進一步提高，鈦合金牌號多但組織與性能數(shù)據(jù)不完善。鈦合金性能不足主要體現(xiàn)在以下幾個方面：① 與高溫合金比耐熱性不高，由于晶界軟化、相變、抗氧化能力下降使得鈦合金最高使用溫度難以逾越600 ℃“熱障”；② 與表面滲碳滲氮鋼相比其硬度和耐磨性不高，20CrMnTi等表面碳氮共滲后硬度能達到HRC 60～65，摩擦系數(shù)約0.1，而鈦合金硬度只有HRC 30～35，摩擦系數(shù)約0.5[4]；③ 與高溫合金和合金鋼比彈性模量不高，鈦合金彈性模量只有110 GPa，在尺寸精度要求高、減震等構件上難以勝任。當然如果作為骨植入材料，鈦合金彈性模量顯得過高而容易產(chǎn)生“應力屏蔽”，不利于骨組織生長；④ 強度有待進一步提高，現(xiàn)有常規(guī)鈦合金強度為900～1200 MPa，高強鈦合金現(xiàn)有報道最高只有1500～1800 MPa，而高強鋼的強度已經(jīng)達到3500～4000 MPa。

為了進一步提高鈦合金使用溫度、彈性模量、強度、硬度與降低摩擦系數(shù)，最直接、最有效的辦法就是采用合金化或者復合化的方法引入第二相進行強化[5, 6]。作為結構材料，強度的提高必須配合優(yōu)異的塑韌性才能表現(xiàn)出高強度，也才具有廣泛的應用前景，因此，在鈦合金內部引入第二相以提高強度的同時，如何使其保持優(yōu)異的室溫塑韌性是非常關鍵的。從金屬材料強韌化的本質出發(fā)，強度、塑性與韌性都包含塑性變形，在金屬材料中塑性變形主要是位錯滑移。因此，要同時提高金屬材料的強度與塑韌性，要保證足夠多的位錯可開動、足夠大的空間供位錯運動、且充分發(fā)揮出位錯運動的阻礙作用，才能獲得優(yōu)異的強度與塑韌性配合。

2 鈦合金與鈦基復合材料強韌化設計基礎

1954年美國研制出Ti6Al4V(TC4)以來，因其具有優(yōu)異的室溫強韌性與耐熱性，成為了最為成功的鈦合金，直至現(xiàn)在，其用量仍占所有鈦材用量的80%以上[3]。其強韌化主要來源于以下幾個方面：合適的α相和β相含量配比，Al元素和V元素的固溶強化，納米TiAl/Ti3Al/TiAl3第二相強化及其帶來的細化組織強韌化[7, 8]。對于后續(xù)開發(fā)的耐高溫鈦合金，也是類似的強韌化機制，只是固溶元素種類與含量不同帶來的強化效果不同，以及納米第二相種類不同，如Ti-Zr-Si體系的Ti60合金中，第二相主要是S1((TiZr)5Si3)和S2((TiZr)6Si3)相[9]。另外，還有一些合金中存在孿晶強化。對于變形態(tài)鈦合金，還存在變形強化/位錯強化。

如圖1所示，鈦合金中，在原子尺度下存在固溶強化和位錯強化，在納米尺度下，存在位錯切過與位錯繞過的第二相強化。這幾種強化機制對位錯的阻礙作用逐漸增加，也就是說強化效果增加，另外，都是隨含量的增加強化效果增加。但是當含量增加到過高水平時，則由于晶格畸變、應力場等作用，使得材料內部位錯開動變得困難，位錯不能開動也不能運動，也就沒有強化可言。因此，固溶強化、位錯強化、納米第二相強化都有一定的上限。

圖1 鈦合金中原子尺度、納米尺度、微米尺度強化機理示意圖[3, 11]Fig.1 Illustrations of strengthening mechanisms at atom-scale, nano-scale and micro-scale in titanium alloys[3, 11]

為了進一步提高強度與耐熱溫度，人們開始考慮向鈦合金內引入微米第二相，制備鈦基復合材料。鈦基復合材料分為連續(xù)纖維增強鈦基復合材料(continuously reinforced titanium matrix composites, 簡稱CRTMCs)和非連續(xù)晶須或顆粒增強鈦基復合材料(discontinuously reinforced titanium matrix composites, 簡稱DRTMCs)[3]。CRTMCs最大的難點就是纖維與鈦基體的界面反應問題，國內中國科學院金屬研究所、中國航空材料研究院(621所)、西北工業(yè)大學開展了一定的研究[11]。

DRTMCs經(jīng)過30多年的研究，雖然碳納米管、石墨烯、納米金剛石等作為新的增強相被追捧[12, 13]，但原位自生反應形成的TiB晶須(TiBw)和TiC顆粒(TiCp)始終被認為是鈦基復合材料最佳增強相[2, 6, 14]。如圖1所示，因為其尺寸大多是微米尺度，所以，對位錯很容易產(chǎn)生塞積作用，位錯無法繞過也無法切過。另外，晶界、相界、增強相富集區(qū)對位錯也都是起到塞積作用。增強相塞積很容易產(chǎn)生微裂紋，如果微裂紋之間間隙小，微裂紋就容易聚集長大直至擴展斷裂。因此，鈦基復合材料中，除了增強相種類、含量、尺寸對其力學性能具有重要影響之外，增強相的分布方式對位錯的開動、運動、塞積都會產(chǎn)生較大影響，進而影響力學性能。增強相分布方式按照增強相富集區(qū)與貧化區(qū)的特征可以總結為以下4種形式[2]: ① 增強相富集區(qū)呈離散分布(圖2a)；② 增強相富集區(qū)呈棒狀、層狀分布(圖2b)；③ 增強相富集區(qū)分布在增強相貧化區(qū)周圍，形成類似晶界一樣的網(wǎng)狀結構，增強相貧化區(qū)呈離散分布，如圖2c所示；④ 增強相富集區(qū)與增強相貧化區(qū)以內連通三維網(wǎng)狀結構形式形成雙連通結構，如圖2d所示。

圖2 增強相分布方式[2]：(a)團聚狀，(b)層狀/棒狀，(c)網(wǎng)狀，(d)雙連通Fig.2 Different distribution patterns of reinforcement[2]：(a) clustering, (b) laminated/bar, (c) network, (d) bi-continuous

如上所述，鈦合金與鈦基復合材料中存在著多尺度第二相以及不同的強化相分布結構，事實上，自然界中的高性能物體大多是因為具有多級多尺度組織結構才表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能，如貝殼結構(圖3)[15, 16]，從宏觀看貝殼呈層狀組織結構，而在更微觀的組織觀察發(fā)現(xiàn)，貝殼內部存在著多級的組織和結構。另外，每一個層級的結構，包括層狀結構，其性能比和含量比都是有嚴格限制的，這是大自然優(yōu)化出來的最理想結構。

圖3 貝殼的多級多尺度組織結構[15, 16]Fig.3 The structure of nacre over several length scales[15, 16]

基于以上分析，鈦合金與鈦基復合材料強韌化設計需要朝著多尺度強化相與多級結構方向進行努力，目前較為成功的包括單一級準連續(xù)網(wǎng)狀結構、兩級網(wǎng)狀-網(wǎng)狀結構與兩級層狀-網(wǎng)狀結構。

3 鈦合金與鈦基復合材料組織結構

如前所述，鈦合金強韌化機制主要包括固溶強化、納米第二相彌散強化、位錯強化、細晶強韌化等。這幾種強韌化機制在鈦合金中都是越均勻越好，這主要是由于其與位錯的交互作用有關，位錯雖然受到阻礙，但都能通過。然而在鈦基復合材料中，位錯難以通過微米級增強相，只能發(fā)生位錯塞積，直至增強相斷裂出現(xiàn)微裂紋。另外，微米增強相在基體中均勻分布，會帶來極大的割裂作用，造成在基體內部位錯難以開動也難以運動，因此增強效果不佳且塑性大幅降低。因此，鈦合金的納米第二相彌散強化與鈦基復合材料的微米增強相強化的本質存在區(qū)別，所以鈦基復合材料中增強相的分布方式按照鈦合金中納米第二相均勻分布的方式設計不是最佳方案。事實證明，增強相均勻分布的鈦基復合材料總是體現(xiàn)出增強效果不佳、塑性大幅降低，特別是粉末冶金法制備的鈦基復合材料，室溫脆性特別大。

如圖4所示，Huang等[2, 17, 18]基于組織結構設計思想、Hashin-Shtrikman(H-S)理論(圖4a)與調控增強相空間分布新思路，圍繞傳統(tǒng)增強相均勻分布DRTMCs塑韌性低的問題，打破傳統(tǒng)思維束縛，采用大尺寸鈦粉為原料、低能球磨、固相燒結、原位自生技術，成功設計并制備出三維準連續(xù)網(wǎng)狀結構DRTMCs(圖4b)。較傳統(tǒng)增強相均勻分布DRTMCs塑性提高約5倍[19]，較鈦基體強度最高提高88%、使用溫度提高約200 ℃[17]、彈性模量和耐磨性更高[20]，且密度、成形性、可焊性與鈦合金相近。準連續(xù)網(wǎng)狀結構、銷釘狀增強相與梯度界面的設計，突破了第二相網(wǎng)狀分布致脆的挑戰(zhàn)。等軸網(wǎng)狀結構與梯度界面提高整體協(xié)調變形能力、增強相貧化區(qū)承載應變、鈍化裂紋、阻礙裂紋擴展、降低增強相割裂作用，從而保證了優(yōu)異的塑韌性，增強相富集區(qū)與梯度界面“提高界面室溫強化、抑制界面高溫弱化與滑移”實現(xiàn)了強度與耐熱溫度的大幅提升[21]。

將網(wǎng)狀結構單元近似為H-S理論上限的球形單元，建立了網(wǎng)狀結構界面(寬度約20 μm)處局部增強相含量(VL)與復合材料平均增強相含量(VC)和網(wǎng)狀單元尺寸(D)之間定量關系(式(1))，實現(xiàn)了局部增強相含量與網(wǎng)狀尺寸精確定量調控[22]；進一步結合網(wǎng)狀界面占整體復合材料體積分數(shù)(VN)與H-S理論，建立了網(wǎng)狀界面相

的彈性模量(EL)與局部增強相含量之間的定量關系(式(2))；演繹出網(wǎng)狀結構復合材料整體彈性模量與網(wǎng)狀界面含量和網(wǎng)狀界面相彈性模量之間的定量關系(式(3))，解決了復合材料理論只考慮增強相均勻分布和平均含量的不足。

(1)

(2)

(3)

圖4 H-S理論(a)與網(wǎng)狀結構TiBw/Ti 復合材料組織照片(b)(插圖分別顯示等軸網(wǎng)狀結構、增強相非連續(xù)特征、銷釘狀與樹枝狀晶須) [2, 17]Fig.4 H-S theory (a) and the microstructure of network structured TiBw/Ti composites (b) [2, 17]

基于自然界多級多尺度結構的認識，Jiao和Huang等[23, 24]提出了利用鈦合金高溫α/β相變、固溶與脫溶相結合引入納米增強相的方法，實現(xiàn)了在不破壞鈦顆粒的情況下，在鈦顆粒內部的α/β相界處靶向引入納米增強相，在一級網(wǎng)狀結構內部成功構建了微小二級網(wǎng)狀結構，共同構成了兩級網(wǎng)狀-網(wǎng)狀結構，如圖5所示。較一級網(wǎng)狀結構DRTMCs表現(xiàn)出更高的強塑性、特別優(yōu)異的高溫抗蠕變與抗氧化能力，較鈦合金基體蠕變持久斷裂時間最長提高約20倍(550 ℃/300 MPa)，是現(xiàn)有報道最高水平。闡明了熱壓燒結條件下固溶與脫溶析出納米針狀Ti5Si3，及其分布在近等軸α相周圍形成二級網(wǎng)狀結構的機理。揭示了通過提高協(xié)調變形能力進一步提高塑韌性的機理，以及一級網(wǎng)狀結構抑制“晶界”滑動而二級網(wǎng)狀結構抑制相界滑移實現(xiàn)大幅提高蠕變抗力的機理，發(fā)現(xiàn)了Si與Al元素共同形成SiO2+Al2O3致密氧化層被網(wǎng)狀結構釘扎不脫落而提高高溫抗氧化能力的機理[25]。

圖5 設計的兩級網(wǎng)狀結構鈦基復合材料組織結構示意圖(a)與組織照片(b)[23, 25]Fig.5 Illustration (a) and microstructure (b) of the designed titanium matrix composites with two-scale network microstructure[23, 25]

為進一步提高綜合性能，Liu和Huang等[26, 27]提出了將具有優(yōu)異強韌性的仿貝殼層狀結構引入網(wǎng)狀結構DRTMCs的思路，構建了以純Ti/鈦合金和網(wǎng)狀結構DRTMCs為層狀單元的兩級層狀-網(wǎng)狀結構DRTMCs，其宏觀呈層狀結構，微觀呈網(wǎng)狀結構，如圖6所示。與網(wǎng)狀結構DRTMCs相比，當強度相當時，塑韌性提高約1倍，抗沖擊性能提高約5倍[28]，實現(xiàn)了力學性能更大范圍可調控。揭示了純Ti層和梯度界面抑制DRTMCs層裂紋萌生與擴展，宏觀層狀結構和微觀網(wǎng)狀結構抑制頸縮的作用機理，并通過隧道裂紋、裂紋偏轉和壓應力增韌等方式，降低裂紋尖端應力因子和三向應力集中水平，從而大幅提高韌性和抗沖擊性能的強韌化機理[27, 29]。

Huang等[30, 31]在前述熱壓燒結方法制備網(wǎng)狀結構鈦基復合材料的基礎上，采用放電等離子燒結(SPS)技術，通過顆粒之間放電局部快速升溫熔化、降低燒結溫度、縮短燒結時間，成功制備出TiB增強相呈納米纖維狀并分布在鈦顆粒周圍形成的網(wǎng)狀結構，如圖7所示。有效提高了TiB增強相的強韌化效果。細小的納米纖維狀TiB增強相，可能和SPS燒結時局部出現(xiàn)液相有關，但是也可能是受燒結溫度控制，因為SPS燒結溫度達到1200 ℃時其不再是細長的納米針狀，而是短棒狀[31]。然而采用熱壓燒結的方法，當溫度為1000～1100 ℃時，也能獲得細長的納米針狀TiB相，這可能是由于燒結溫度控制著TiB增強相沿不同方向的生長速度比[32]。

圖7 SPS燒結制備的體積分數(shù)為5%(TiB+TiC)/TC4復合材料組織：(a)組合金相照片3D圖，(b)深腐蝕后網(wǎng)狀單元SEM組織[30]Fig.7 Microstructures of a deep-etched as-sintered 5vol%(TiB + TiC)/TC4 composites: (a) a pseudo-3D presentation of the as-sintered microstructure, (b) a focused view containing a typical cell[30]

隨著3D打印制備鈦合金組織粗大塑韌性差的問題逐漸清晰，以及鈦基復合材料表現(xiàn)出的優(yōu)異的綜合性能，人們開始考慮使用復合材料的思維，希望在3D打印的鈦合金中引入第二相，不僅提高增強效果，而且降低鈦合金基體顆粒尺寸。Hu等[33, 34]采用激光3D打印，以TiB2-Ti混合粉末為原料，成功制備了基體組織細小、TiB呈細小晶須狀且網(wǎng)狀分布的TiB/Ti復合材料，如圖8所示。其中細小的TiB相是由共晶析出，而其網(wǎng)狀分布的主要原因是，B原子含量較低呈亞共晶狀態(tài)，在凝固時鈦基體優(yōu)先形核并長大，在形核長大的過程，B原子/TiB相受到鈦基體晶核長大的推擠效應(pushing effect)，直至鈦凝固結束或者推擠效應不足以推動TiB運動為止，因此形成網(wǎng)狀結構。這種情況下，網(wǎng)的大小必然隨增強相含量的增加而減小，直至呈均勻分布。熔化焊接[35]或者鈦基復合材料重熔[36]之后的組織也是類似，都屬于熔化后快速凝固組織。

圖8 激光3D打印制備的TiBw/Ti復合材料網(wǎng)狀組織[33]Fig.8 Network microstructure of TiBw/Ti composites fabricated by 3D laser adding manufacturing process[33]

4 鈦合金與鈦基復合材料第二相強韌化

圖9a為采用增強相分布調控技術，以Ti-SiC為原料體系制備的網(wǎng)狀結構(Ti5Si3+Ti2C)/Ti復合材料與純鈦的應力-應變曲線[37]。通過在網(wǎng)狀界面處引入體積分數(shù)為1%, 3%與5%的混雜增強相(Ti5Si3+Ti2C)，制備的相應的復合材料的屈服強度從純鈦的436 MPa分別提高到了668, 789 與846 MPa，相當于分別提高了53.2%, 81.0%與94.0%。抗拉強度分別提高到852, 868與858 MPa，相對于純鈦的530 MPa，相當于分別提高了60.8%, 63.8%與61.9%。如此優(yōu)異的增強效果可以歸結于以下幾個方面[2, 3, 37]，即網(wǎng)狀結構的形成、基體晶粒的細化和原位反應合成的混雜增強相，另外，SiC原料釋放的Si和C原子可能發(fā)揮了固溶強化作用。增強相在網(wǎng)狀界

面處分布可以有效提高晶界強化效果，使位錯塞積開動晶界變得更加困難，從而提高拉伸強度。混雜的增強相可以激發(fā)出優(yōu)異的混雜增強效應[38]。

1% (Ti5Si3+Ti2C)/Ti復合材料的延伸率明顯高于純鈦材料的延伸率，相對于純鈦材料的延伸率17.2%，復合材料的延伸率達到了28.9%，相當于提高了68%。在低含量TiBw/Ti與TiBw/TC4兩個復合材料體系中也都得到了相同的效果，并且TiBw/Ti復合材料拉伸斷裂延伸率最高達到39%。這一點與傳統(tǒng)復合材料延伸率總是低于純基體材料的延伸率是不同的。對于低體積分數(shù)網(wǎng)狀結構復合材料表現(xiàn)出優(yōu)異拉伸塑性的原因可以歸結為如下幾個方面[2, 3, 21]：① 變形機理發(fā)生變化；② 原位自生反應改善基體/增強相界面；③ 混雜增強；④ 網(wǎng)狀結構帶來晶粒細化；⑤ 增強相貧化區(qū)承擔大的應變及降低裂紋擴展速度而提高復合材料塑性[37]。

圖9b所示為兩級網(wǎng)狀結構與單一級網(wǎng)狀結構鈦基復合材料體系拉伸應力-應變曲線對比[23, 24]，從圖中可以看出，在3.5%TiBw/TC4復合材料的基礎上，進一步引入Ti5Si3納米強化相，可以將抗拉強度從1035 MPa提高到1200 MPa，但塑性降低不多，保持在5%以上。而與7.5%TiBw/TC4復合材料相比，當增強相總的含量相當時，形成兩級網(wǎng)狀結構可以獲得更優(yōu)異的塑性，從1%提高到5%以上。而對于只有Ti5Si3強化相的4% Ti5Si3/TC4復合材料，因為沒有形成網(wǎng)狀結構，組織呈粗大的魏氏組織，因此綜合性能不佳。這些充分說明了多級多尺度結構設計對提高強塑性綜合性能的重要性。

圖9 單一級網(wǎng)狀結構(Ti5Si3+Ti2C)/Ti復合材料(a)與兩級網(wǎng)狀結構(Ti5Si3+TiBw)/TC4復合材料(b)的拉伸應力-應變曲線[23, 37]Fig.9 Stress-strain curves of (Ti5Si3+Ti2C)/Ti composites with single network microstructure (a) and (Ti5Si3+TiBw)/TC4 composites with two-scale network microstructure (b) [23, 37]

為了更快地實現(xiàn)網(wǎng)狀結構鈦基復合材料的優(yōu)化與可預測，采用有限元數(shù)值模擬，基于試驗結果，建立了網(wǎng)狀結構多級模型，如圖10所示[39]。從整體看，將網(wǎng)狀界面看作是連續(xù)的硬質相(增強相富集區(qū))與離散的基體區(qū)構成的復合材料，為了獲得硬質相的性能，再將增強相富集區(qū)從微觀上看作是增強相含量較高的TiB增強相與鈦基體構成的復合材料。通過模擬參數(shù)的優(yōu)化，可以實現(xiàn)網(wǎng)狀結構鈦基復合材料數(shù)值模擬結果與試驗結果一致(圖10d)，并揭示了該類材料體系的強化機理，初步實現(xiàn)了網(wǎng)狀結構復合材料力學性能的可設計、可調控與可預測，并為其它體系復合材料設計提供了理論支撐。

圖10 網(wǎng)狀結構復合材料多尺度模型(a～c)與應力-應變曲線模擬和實測數(shù)據(jù)對比(d) (V為增強相含量，D為網(wǎng)狀尺寸) [39]Fig.10 Multi-scale modes of network structured composites (a～c) and stress-strain curves comparison between experiment and numerical simulation (d)[39]

為了進一步分析具有優(yōu)異綜合性能的網(wǎng)狀結構組織的強韌化機理，將TiBw/Ti復合材料網(wǎng)狀結構簡化為等軸組織，分別包括網(wǎng)狀分布的增強相富集區(qū)(I相/phase I)與離散分布的增強相貧化區(qū)(II相/Phase II)，如圖11所示[3]。不難發(fā)現(xiàn)，強度及彈性模量較高的I相屬于三維連通的，對整體復合材料變形行為起主導作用，因此網(wǎng)狀分布可以更充分地發(fā)揮其增強效果。斷裂過程中裂紋的擴展一般都要經(jīng)歷3個臨界點：① 在增強相內部裂紋形核；② 裂紋穿過增強相與基體相界面發(fā)生增強相斷裂；③ 裂紋擴展穿過下一個阻礙點。在這種結構中可能出現(xiàn)A與B兩種裂紋。然而無論是A裂紋還是B裂紋，都伴有明顯的界面處塑性變形。這種裂紋的形成阻力或者說I相的強度可以用史密斯方程式(4)表示[3]：

(4)

式中σF為臨界斷裂應力；E為彈性模量；G為臨界應變能釋放速率；υ為泊松比；d為裂紋方向增強相尺寸。比較形成裂紋A與B的阻力，可以發(fā)現(xiàn)，形成裂紋A所需要的應力較大。然而真正形成裂紋A與B所需要的能量與橫截面積有較大關系，可以用公式(5)表示：

(5)

式中S為裂紋處橫截面積；A為裂紋長度與面積之間系數(shù)；L為裂紋張開距離。即形成裂紋的難易程度是與增強相的尺寸成正比的，當然還與II相的力學性能及尺寸有關。裂紋B處的尺寸大致等同于I相網(wǎng)狀單元邊長a，且主要由基體顆粒尺寸決定，因此，降低基體顆粒尺寸，必定降低B裂紋尺寸。因此基體顆粒尺寸越大形成B裂紋的難度越大，越容易出現(xiàn)A裂紋，因此微孔縮聚成分越多，越有利于塑性的提高，因此說保證I相中增強相含量不變的情況下，基體顆粒尺寸越大，復合材料塑性越高。另外，如果把II相的力學性能考慮進來，降低其強度，則更容易形成裂紋A，甚至發(fā)生“穿晶”斷裂(基體顆粒被撕裂)，TiBw/TC4與TiBw/Ti復合材料對比可以說明這一點：增加基體相強度，則更容易形成裂紋B，而降低形成裂紋A的傾向，熱處理強化就起到了這個效果。

圖11 網(wǎng)狀結構TiBw/Ti復合材料宏觀與微觀強韌化機理模型[2, 3, 11]Fig.11 Strengthening and toughening mechanism models of network structured TiBw/Ti composites[2, 3, 11]

在網(wǎng)狀結構中，裂紋形成后如何擴展，要根據(jù)形成裂紋所消耗的能量來考慮。如圖11所示，將裂紋可能的擴展路徑定義成路徑I與路徑II，由于以上A與B裂紋以穿晶方式擴展路徑基本相同，都是沿路徑II的穿晶斷裂，相比較而言形成裂紋A較形成裂紋B所需的能量小。因此A裂紋沿路徑II形成穿晶斷裂的傾向更小。因此裂紋A的進一步擴展只能與后續(xù)形成的類似裂紋發(fā)生聚結，從而起到了較好的增強效果。甚至裂紋B沿路徑II擴展的幾率仍較小，因此不必分析裂紋A沿路徑II擴展的情況，重點分析裂紋B沿路徑I與路徑II擴展的傾向。根據(jù)以上分析，裂紋沿路徑I與路徑II擴展所需要能量分別可以表示為式(6)與式(7)：

(6)

(7)

式(6)中B為裂紋彎折難度系數(shù)。式中臨界應變能釋放速率G與增強相含量有較大關系，增強相含量越多，GI與GII相差越大。另外，基體顆粒尺寸對裂紋沿路徑I與路徑II擴展所需要的載荷有一定影響，即基體顆粒尺寸越大，越有利于縮小QI與QII之間的差距。

綜合以上分析，I相中增強相含量越高，裂紋沿路徑I擴展的傾向越大，相反降低增強相含量將增加裂紋沿路徑II擴展的傾向。保持I相局部增強相含量不變，降低基體顆粒尺寸，將降低裂紋沿路徑II擴展的傾向。

如前所述，I相本身是一個復合材料相，承擔載荷時，其中的基體首先發(fā)生位錯滑移，并在晶須處形成位錯塞積(圖11)，直至晶須斷裂。晶須斷裂后，在裂紋尖端會存在一個較高的應力場，對于增強相含量較低的復合材料，即d>2D，由于塑性區(qū)內應力重新分配，使得裂紋不易擴展甚至被鈍化，進而形成“缺口強化”效果提高強度。而斷裂后的晶須，繼續(xù)限制基體塑性變形，阻礙位錯運動，再次起強化作用，直到再次斷裂，因此形成了多次斷裂的晶須。

5 結 語

對于已經(jīng)成功研制的單一級網(wǎng)狀結構和兩級網(wǎng)狀-網(wǎng)狀結構鈦基復合材料，通過組織調控與優(yōu)化，已經(jīng)實現(xiàn)了網(wǎng)狀結構DRTMCs輕質、耐熱(600～800 ℃)、高強韌、可焊接與可加工性能突破，滿足了航天航空飛行器減重提速的迫切需求，研制出的某新型航天飛行器發(fā)動機鈦基復合材料氣動格柵(Φ580 mm × 10 mm)已成功通過了地面例試(圖12)，最高溫度為720 ℃，滿足使用需求，解決了無合適材料可選的瓶頸。在航天“克克計較”的情況下，單件實現(xiàn)減重5800 g(減重46.9%)。現(xiàn)在正在研制鈦基復合材料渦輪泵、中介機匣、葉片、整體葉盤、頭部殼體、陰陽球等，為航天飛行器減重設計形成重要支撐。

圖12 航天飛行器發(fā)動機用鈦基復合材料氣動格柵Fig.12 Component of aerospace fabricated using titanium matrix composites

為了快速優(yōu)化粉末冶金鈦合金與鈦基復合材料等材料的材料參數(shù)，以及快速響應航天等領域對粉末冶金高性能鈦合金與鈦基復合材料小批量、多功能需求，作者課題組提出了如圖13所示的高通量制備技術，層內采用石墨紙作為軟格段，以保證所有試樣致密度一致。層間采用高強石墨墊隔開，以獲得高度一致、表面平整的試樣。經(jīng)過探索嘗試，已經(jīng)攻克了層內軟格段、層間硬格段粉末冶金高通量制備技術，優(yōu)化了軟格段材質、尺寸與分布，實現(xiàn)了單爐72件小尺寸試樣同爐制備(圖13)。經(jīng)過進一步優(yōu)化，可以實現(xiàn)單爐100件以上試樣同爐制備，可以快速優(yōu)化材料的多個參數(shù)，并避免不同爐制備工藝差異帶來的組織和性能誤差。

綜合以上研究結果，鈦合金與鈦基復合材料中多級結構與多尺度增強相設計，將是大幅提高其綜合性能的關鍵，然而，如何設計、設計成什么樣的多級多尺度結構以及如何實現(xiàn)是實現(xiàn)突破的關鍵。與其相關的理論計算、數(shù)值模擬、高通量制備、強韌化機理、適用于多級多尺度結構的新理論、成形技術與應用將是研究重點。