鄭俊超, 黃陸軍, 馬 瑞, 白 潔, 張 芮, 姜 山, 耿 林

（1.北京動力機械研究所，北京 100074；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150001）

航空航天在進入21世紀(jì)后發(fā)展前景更為廣闊，世界范圍內(nèi)的航空航天活動也愈加頻繁，同時迎來超音速飛行時代。隨著以噴氣式發(fā)動機為代表的航空航天發(fā)動機和飛行器對材料性能的要求提高，航空航天大推重比和高超音速的發(fā)動機對減重提出更高的要求[1]。結(jié)構(gòu)減重一方面可以減少燃油消耗，另一方面可以大幅增加有效載荷，隨之而來的“二次減重”促進了航空航天的長遠發(fā)展[2]。保證發(fā)動機的性能同時減輕質(zhì)量，除了依賴優(yōu)化機體結(jié)構(gòu)設(shè)計以外，還需要材料本身具有優(yōu)異的特性[3]。鈦合金因具有較高的比強度、較好的耐腐蝕和優(yōu)異的綜合性能，完美契合航空航天產(chǎn)業(yè)和噴氣式發(fā)動機發(fā)展的需求[4]。研究發(fā)現(xiàn)，目前商用高溫鈦合金服役溫度上限為600 ℃，超過600 ℃后鈦合金的抗氧化性能和蠕變抗力急劇下降，不能夠滿足航空航天領(lǐng)域高溫、強腐蝕等惡劣條件使用要求[5]，研究熱點逐漸聚焦在通過結(jié)構(gòu)設(shè)計和成分優(yōu)化制備高性能鈦基復(fù)合材料[6]。

鈦基復(fù)合材料（titanium matrix composites，TMCs）按照增強相的分布類型可以分為連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料（continuously reinforced titanium matrix composites，CRTMCs）和非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料（discontinuously reinforced titanium matrix composites，DCRTMCs）[6-8]。連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料常采用碳纖維等長纖維作為增強體，增強體在基體中同向分布，沿纖維分布方向性能優(yōu)異，表現(xiàn)出較強的各向異性，另外，制備工藝復(fù)雜且成本較高，導(dǎo)致應(yīng)用范圍受限。近年來非連續(xù)鈦基復(fù)合材料得到快速發(fā)展，一系列增強體顆粒被應(yīng)用到復(fù)合材料中，例如 SiC、B4C、TiB2、ZrC和 TiC等，其中TiC和TiB應(yīng)用最為廣泛[6-7]。非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料擁有制備成本低，易于加工，性能較好且各向同性的優(yōu)點，但許多理論研究還有待拓展[9]。

鈦基復(fù)合材料增強相分布方面，黃陸軍等[6，10]根據(jù)Hashin-Shtrikman（H-S）理論、增強相與基體變形協(xié)調(diào)機理和晶界強化理論設(shè)計制備出TiB晶須（TiBw）呈網(wǎng)狀分布的鈦基復(fù)合材料，解決了粉末冶金制備鈦基復(fù)合材料的室溫脆性問題，同時提高了復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能，在航空航天領(lǐng)域有廣泛的應(yīng)用前景。粉末冶金法制備鈦基復(fù)合材料的特點是可設(shè)計性強，依據(jù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料的設(shè)計理念，可以實現(xiàn)鈦基復(fù)合材料中基體材料種類、增強體種類及其形貌、尺寸和分布等的精確調(diào)控，進一步改善復(fù)合材料的高溫性能，拓寬材料的高溫應(yīng)用領(lǐng)域[11-13]。

非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料增強體選擇方面，利用原位自生反應(yīng)向材料內(nèi)引入增強相，生成的TiB、TiC增強相與基體之間密度和熱膨脹系數(shù)等性能均相似，熱力學(xué)穩(wěn)定性好，TiB2作為B源向材料中引入TiB增強相，由于TiB相沿[010]方向鍵能高于其他兩個方向，所以沿[010]方向生長最快，易生成短桿狀和晶須狀的增強體對材料強化效果較好[14]。多項研究[15-17]表明在鈦合金中引入Si元素，通過與鈦合金中的Zr共同作用能很好提高材料的高溫強化效果，Zr元素能夠降低Si元素在Ti中溶解度，促進硅化物在時效過程中析出，析出的硅化物阻礙位錯運動能顯著提高材料硬度和室溫強度。而添加同晶型β穩(wěn)定元素Mo能顯著改善材料的高溫強度，Mo元素在β相中無限固溶，它的加入可實現(xiàn)提高強度的同時不顯著降低塑性[18-19]。

非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料熱處理改性方面，呂維杰等[20]對TiB和La2O3增強的鈦基復(fù)合材料進行熱處理研究，研究發(fā)現(xiàn)熱處理對材料基體和增強相的影響效果不同，熱處理能夠提高復(fù)合材料的性能。研究表明[21]鈦合金的力學(xué)性能對相組成、相的形貌和分布以及晶粒尺寸等微觀組織特征非常敏感，通過調(diào)控固溶處理溫度和時間、冷卻速率、時效溫度和時間等參數(shù)[22-24]，可以得到不同的α相含量和形貌，同時調(diào)控材料中增強相尺寸、形貌、分布和數(shù)量，通過顯微組織的改變可獲得優(yōu)良的室溫和高溫綜合性能。

本工作采用TA15鈦合金作為基體材料，利用原位自生反應(yīng)技術(shù)和粉末冶金技術(shù)，將TA15粉末、TiB2粉末和MoSi2粉末，通過低能球磨、反應(yīng)熱壓燒結(jié)的方法制備 TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料，進行 1200 ℃/45 min固溶和 550～700 ℃/90 min時效處理后，對復(fù)合材料的顯微組織、室溫壓縮性能及高溫拉伸性能進行分析。

1 實驗及方法

將2%TiB2、1.6%MoSi2和TA15粉末混合（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同），TiB2、MoSi2粉末粒徑約為 3～5 μm，TA15原材料粉末行星粉少而且沒有雜質(zhì)粉末。混合好的原料粉末在氬氣保護氣氛中進行200 r/min低能球磨混粉5 h，混合粉末在 ≤10-2Pa真空條件下熱壓燒結(jié)制備鈦基復(fù)合材料，燒結(jié)工藝參數(shù)為1300 ℃/20 MPa保溫保壓1.5 h，采用相同工藝制備TA15合金作為對比組。

3.4 %TiBw/TA15（Mo，Si）熱壓棒材切取試樣塊在β單相區(qū)1200 ℃進行固溶處理，保溫45 min，蒸餾水淬火。550 ℃、600 ℃、650 ℃、700 ℃ 進行時效處理，保溫90 min后空冷。利用Zesis Merlin Compact型掃描電子顯微鏡進行顯微組織分析和拉伸斷口觀察，顯微組織試樣經(jīng)過拋光，Kroll試劑腐蝕；使用PanalyticalX’pert型X射線衍射儀進行物相分析，采用Talos F200X型透射電子顯微鏡進行分析。在Instron-5569型電子萬能試驗機進行室溫壓縮和高溫拉伸測試。

2 結(jié)果與討論

2.1 燒結(jié)態(tài) TiBw/TA15（Mo，Si）鈦基復(fù)合材料組織分析

圖1（a）可以看出TA15合金燒結(jié)態(tài)組織為典型的魏氏體組織，包括晶界α相、內(nèi)部片層狀α相和片間β相，α片層構(gòu)成規(guī)則的束集，束集內(nèi)部取向一致，晶粒尺寸在 500～800 μm范圍，遠大于TA15粉末 80～150 μm的粒徑尺寸，說明 TA15鈦合金粉末在熱壓燒結(jié)過程中發(fā)生融合。燒結(jié)態(tài)TiBw/TA15（Mo，Si）網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料組織特征如圖1（b）所示，燒結(jié)過程中TiB2和Ti在界面處發(fā)生原位自生反應(yīng)，生成的TiBw構(gòu)成一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，添加的TiB2粉末較為細小使得TiBw尺寸較小，生成的TiBw增強相未完全隔離網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)內(nèi)部的基體區(qū)域，形成準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)[10，25]，單個網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)單元尺寸被限制在一個TA15粉末顆粒大小，在網(wǎng)狀界面處未觀察到MoSi2增強體，說明其完全固溶。比較圖（a）和（b）可以看出，原位自生反應(yīng)生成的TiBw有效地細化復(fù)合材料組織，燒結(jié)過程保留下來的β相體積分?jǐn)?shù)更高，且基體組織中看不到明顯的束集特征，結(jié)合盧金文等[26]研究可知：首先活性元素Mo能夠降低形核功以提高形核率，從而使α相形核率提高；其次Mo元素在β相內(nèi)無限固溶，固溶的Mo元素對α/β界面推移有阻礙作用從而阻礙α相的長大，因此形成片層數(shù)量更多、更細小且更無序的組織。

圖1 燒結(jié)態(tài)鈦合金與鈦基復(fù)合材料SEM組織照片 （a）TA15合金；（b）TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料Fig. 1 SEM micrographs of titanium alloy and titanium matrix composites （a）TA15 alloy；（b）TiBw / TA15（Mo，Si）composites

圖2 為 TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)基體區(qū)域SEM組織照片和面掃描圖譜，分析可知，Al元素富集在α-Ti中，β穩(wěn)定元素Mo全部固溶于β-Ti中，且分布均勻。通過面掃描結(jié)果顯示α/β相界附近硅化物呈顆粒狀形貌，文獻認(rèn)為是以（Ti，Zr）xSiy形式存在[27]。1300 ℃ 燒結(jié) Si元素在高溫狀態(tài)能夠在β相中完全固溶，在α相中溶解度較低，爐冷至相變點后，將發(fā)生Si元素在β/α相界處富集，并以硅化物的形式形核并沿相界長大，最終在β/α相界附近形成細小的硅化物[28]。

圖2 TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料組織面掃描分析照片 （a）基體SEM組織照片；（b）Al元素分布；（c）Mo元素分布；（d）Si元素分布；（e）Zr元素分布Fig. 2 Surface scanning EDS analysis of TiBw / TA15（Mo，Si）composites （a）SEM micrograph of matrix microstructure；（b）Al element distribution；（c）Mo element distribution；（d）Si element distribution；（e）Zr element distribution

2.2 熱處理后 TiBw/TA15（Mo，Si）鈦基復(fù)合材料物相分析

圖3 為不同熱處理態(tài)的X射線衍射圖譜，可以看出，1200 ℃固溶處理復(fù)合材料組織完全馬氏體化，硅化物完全固溶，TiBw沒有變化。550 ℃和600 ℃時效后馬氏體沒有明顯分解，時效溫度升至650 ℃，馬氏體明顯分解，馬氏體的分解對改善鈦基復(fù)合材料塑韌性具有重要作用。650 ℃時效硅化物峰相對強度提高，β-Ti特征峰明顯向左偏移，說明硅化物析出數(shù)量增加，這會起到明顯的強化效果。

2.3 淬火態(tài)顯微組織分析

圖4 所示為 3.4%TiBw/TA15（Si，Mo）復(fù)合材料1200 ℃固溶處理后SEM顯微組織形貌，從圖4中明顯看出，1200 ℃固溶處理后TiBw的分布、尺寸、形態(tài)都沒有發(fā)生變化，仍呈晶須狀且網(wǎng)狀分布特征，這充分說明TiBw增強相高溫穩(wěn)定性好，在高溫時可充分發(fā)揮其增強效果。網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)內(nèi)部的基體為均勻馬氏體α'-Ti相（圖4（b）），這是由于水淬快速冷卻抑制元素擴散與相變，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，α'晶粒分布成尺寸較大的“束集”，且在同一個束集內(nèi)的 α'相平行，取向相同[27]。網(wǎng)狀界面處與網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)內(nèi)部β/α相界處未觀察到硅化物。

圖3 TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料不同熱處理后 X 射線衍射圖譜 （a）30°～90°；（b）38°～42°Fig. 3 X-ray diffraction patterns of composites after different heat treatments （a）30°-90°；（b）38°-42°

圖4 TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料淬火態(tài)SEM組織照片 （a）低倍；（b）高倍基體組織照片F(xiàn)ig. 4 Microstructure morphologies of the composites after water quenching（WQ） （a）low magnification；（b）high magnification photo of matrix microstructure

2.4 時效溫度對基體組織的影響

時效處理對TiBw及其網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)分布特征不會造成影響，這里主要觀察基體組織，見圖5。與淬火態(tài)組織相比550 ℃和600 ℃時效后基體組織，沒有明顯變化，如圖 5（a）、（b）所示，仍保持細針狀α'-Ti組織形貌，馬氏體形成方向不同且相互交錯的束集，束集內(nèi)片層取向一致，但600 ℃時效馬氏體片層尺寸減小。從圖5（c）可以看出，650 ℃時效后馬氏體發(fā)生明顯分解，存在尺寸較小針狀馬氏體，原馬氏體α'片層周圍分布著較為均勻的細小片層狀（α + β）組織，這是由 α'片層分解形成，組織轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀?+ 片層狀（α + β）。當(dāng)時效溫度提高至700 ℃，馬氏體完全分解，未發(fā)現(xiàn)針狀組織形貌，基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝睿é?+ β）組織，（α + β）片層相比 650 ℃ 時效尺寸增加（圖 5（d））。

圖6為 550 ℃和 650 ℃時效處理后的TEM組織。550 ℃馬氏體分解速率較慢，β相數(shù)量較少，β相周圍存在細小硅化物，似紡錐狀，尺寸在20～30 nm。高分辨圖像經(jīng)傅里葉變換后的衍射斑點進行標(biāo)定，α/β 相界處硅化物為（Ti，Zr）5Si3，硅化物與馬氏體α'相有較好的位向關(guān)系，說明550 ℃時效過程中，部分馬氏體 α'逐漸分解為（α + β），Si元素溶解度降低從過飽和固溶體中析出，與馬氏體α'相保持良好的位相關(guān)系，并繼續(xù)形核長大形成細小的（Ti，Zr）5Si3納米增強相。時效溫度提高，硅化物數(shù)量明顯增加，形狀從紡錐狀變成顆粒狀，硅化物尺寸增加，寬度方向長大至 50～80 nm（圖 6（c））。時效析出的硅化物均存在于新生成的α/β相界處，時效溫度提高，馬氏體分解加快，（α +β）數(shù)量增加，在α/β界面處出現(xiàn)更多形核質(zhì)點，且隨溫度升高Si元素擴散系數(shù)提高，因此硅化物的形核率和長大速率都提高，所以硅化物析出數(shù)量更多、更加均勻、尺寸更大。

2.5 熱處理對 TiBw/TA15（Si，Mo）復(fù)合材料力學(xué)性能影響

2.5.1 室溫壓縮性能分析

圖5 不同溫度時效處理后TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料基體顯微組織形貌 （a）550 ℃；（b）600 ℃；（c）650 ℃；（d）700 ℃Fig. 5 Microstructure of composite matrix aged at different temperatures （a）550 ℃；（b）600 ℃；（c）650 ℃；（d）700 ℃

圖6 550 ℃和650 ℃時效處理后TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料TEM照片 （a）550 ℃時效處理組織形貌；（b）硅化物衍射斑點；（c）550 ℃時效處理后面掃照片；（d）650 ℃時效處理后面掃照片F(xiàn)ig. 6 TEM micrographs of composites aged at 550 ℃ and 650 ℃ （a） microstructure of composites aged at 550 ℃ ；（b）silicide diffraction spots；（c）surface scanned photo of composites aged at 550 ℃；（d）surface scanned photo of composites aged at 650 ℃

通過前期實驗結(jié)果可知燒結(jié)態(tài)TiBw/TA15（Si，Mo）室溫壓縮屈服強度為 1063 MPa，抗壓強度為1604 MPa。圖7為不同熱處理狀態(tài)復(fù)合材料的室溫壓縮性能，1200 ℃/45 min/WQ淬火處理后室溫壓縮屈服強度為1511 MPa，抗壓強度達到1751 MPa，550 ℃時效處理后抗壓強度較固溶態(tài)有所升高；提高時效溫度至600 ℃后屈服強度（1693 MPa）和抗壓強度（1900 MPa）達到峰值，較固溶態(tài)分別提高了5.3%和8.5%，復(fù)合材料塑性下降明顯，斷裂應(yīng)變（3.6%）比550 ℃時效處理后（5.3%）下降32.06%；時效溫度繼續(xù)升高至650 ℃，抗壓強度降低，而斷裂應(yīng)變升高，700 ℃時效斷裂應(yīng)變最高，達9.7%，較固溶處理的6.7%提升了44.8%。

圖7 不同熱處理狀態(tài)TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料室溫壓縮性能Fig. 7 Compressive properties of composites with different heat treatment at room temperature

固溶態(tài)復(fù)合材料較高的強度水平有賴于固溶態(tài)基體均勻的針狀馬氏體組織產(chǎn)生的強化效果，550 ℃時效處理馬氏體未明顯分解，少量細小硅化物彌散析出起到強化作用（圖 6（a），6（c））；600 ℃時效時馬氏體少量分解，但更多小尺寸硅化物析出強化彌補馬氏體分解造成的強度下降，強度提高主要依靠細晶強化、固溶強化、彌散析出強化和載荷傳遞強化共同作用，而斷裂應(yīng)變降低主要是網(wǎng)狀界面處細小彌散析出的硅化物數(shù)量增加，網(wǎng)狀單元之間基體連通度降低，另一方面壓縮過程中位錯在網(wǎng)狀界面細小硅化物處塞積，裂紋易在此區(qū)域萌生并沿網(wǎng)狀界面迅速擴展；時效溫度高于650 ℃，馬氏體基本完全分解，基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝睿é?+ β），且硅化物尺寸增加強化效果減弱，彌散強化和固溶強化效果減弱均導(dǎo)致復(fù)合材料的抗壓強度降低、斷裂應(yīng)變提高。

2.5.2 高溫拉伸性能分析

圖8為 500 ℃、600 ℃、700 ℃時效處理后的高溫拉伸性能。由圖8可知，隨著測試溫度從500 ℃升高至700 ℃，復(fù)合材料屈服強度逐漸降低，主要是由于溫度升高基體材料軟化，同時溫度升高提高復(fù)合材料內(nèi)部能量，加快原子擴散，使位錯滑移和位錯攀移更容易進行，增強相附近的位錯塞積得到緩解使得材料強化效果減弱[26,29]。500 ℃與600 ℃拉伸測試復(fù)合材料性能變化趨勢與室溫壓縮性能變化相同，隨時效溫度提高復(fù)合材料的強度先上升后降低，600 ℃時效處理時強度最高。600 ℃ 時效處理后的 TiBw/TA15（Si，Mo）復(fù)合材料在500 ℃、600 ℃均有較好的性能表現(xiàn)，500 ℃屈服強度達到1100 MPa，600 ℃屈服強度為879 MPa，仍保持較好的強度水平。結(jié)合理論分析，TiBw網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)使復(fù)合材料整體高溫性能穩(wěn)定在較高的水平；固溶在材料中的Si元素，與其他合金元素如Zr元素等易在位錯附近偏聚形成溶質(zhì)原子氣團，對位錯遷移的阻礙作用明顯，析出的硅化物顆粒能夠阻礙材料內(nèi)位錯運動提高材料強度，但析出硅化物尺寸增加對復(fù)合材料強度有不利影響[27-29]，馬氏體分解程度與硅化物析出強化效果共同影響復(fù)合材料高溫拉伸性能；當(dāng)測試溫度升高到700 ℃時，由于鈦合金基體固有的原子間作用力減弱、β相體積分?jǐn)?shù)升高以及細小硅化物回溶等原因?qū)е?00 ℃鈦基復(fù)合材料強度明顯降低。

圖8 不同溫度時效處理后TiBw/TA15（Mo，Si）復(fù)合材料在不同溫度下的高溫拉伸性能Fig. 8 High temperature tensile properties of composites aged at different temperatures

2.6 拉伸斷口分析

600 ℃時效處理的樣品在500 ℃和700 ℃高溫拉伸的斷口如圖9所示。圖9（a）所示斷口整體較粗糙，表面為起伏的顆粒狀形貌，裂紋沿著TiBw增強相分布的網(wǎng)狀界面擴展，以每個網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)為單元進行拉拔，拉伸過程中裂紋擴展路徑曲折，能夠明顯提高復(fù)合材料的力學(xué)性能[10，25]。從高倍放大圖像可以看到斷裂面上TiB晶須斷裂和拔出的痕跡，拉伸過程中晶須承受載荷發(fā)生斷裂或超過增強相與基體的結(jié)合強度從基體中被拔出，對復(fù)合材料起到了強化作用。圖9（b）可以看出斷口韌窩尺寸細小，這與時效析出細?。é?+ β）組織相對應(yīng)，也與時效生成的細小彌散硅化物有關(guān)，TiB晶須附近基體通過載荷傳遞和變形傳遞起到提高材料變形協(xié)調(diào)性和鈍化裂紋的作用，在斷口能看到較為明顯的撕裂棱。拉伸溫度升高至700 ℃，斷口形貌如圖9（c）、（d）所示，溫度升高材料斷裂機制變?yōu)槠x網(wǎng)狀界面的穿晶斷裂，復(fù)合材料強度下降晶須承受應(yīng)力未達到斷裂極限，且TiBw增強相與基體結(jié)合力下降，因此TiBw增強體發(fā)生脫粘和拔出現(xiàn)象更加明顯，如圖9（c）在斷口中能觀察到更多完整的六棱柱狀TiB晶須暴露出來。

圖9 不同溫度高溫拉伸斷口顯微形貌 （a）500 ℃低倍；（b）500 ℃高倍；（c）700 ℃低倍；（d）700 ℃高倍Fig. 9 Tensile fracture surfaces of the composites tested at different temperatures （a）500 ℃ ，low magnification；（b）500℃， high magnification；（c）700 ℃ ，low magnification；（d）700 ℃， high magnification

3 結(jié)論

（1）以TA15鈦合金粉末、細小TiB2粉和MoSi2粉為原料，通過低能球磨結(jié)合熱壓燒結(jié)技術(shù)，制備出網(wǎng)狀結(jié)構(gòu) TiBw/TA15（Si，Mo）復(fù)合材料，原位反應(yīng)自生形成的TiBw增強相分布在TA15鈦合金顆粒周圍形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，MoSi2以固溶析出形式形成（Ti，Zr）5Si3細小增強相和Mo固溶原子分布在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)內(nèi)部。

（2）熱處理沒有改變 TiBw/TA15（Si，Mo）復(fù)合材料內(nèi)部TiBw的形貌與分布，鈦基復(fù)合材料整體依然保持網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)特征；淬火處理后基體為均勻針狀馬氏體，較低溫度時效處理基體仍保留大部分馬氏體組織，隨著時效溫度提高，基體組織發(fā)生針狀α'向片層狀（α + β）的轉(zhuǎn)變以及細小硅化物逐漸析出。

（3）隨時效溫度提高，復(fù)合材料強度先升高后降低，塑性變化趨勢與之相反；1200 ℃/45 min固溶處理后復(fù)合材料抗壓強度為1751 MPa，斷裂應(yīng)變?yōu)?.7%，隨后經(jīng)過600 ℃/90 min時效處理復(fù)合材料抗壓強度最高達到1900 MPa，斷裂應(yīng)變下降至3.6%，700 ℃/90 min時效處理復(fù)合材料強度降低，斷裂應(yīng)變升高至9.7%；高溫拉伸性能變化趨勢與室溫壓縮性能變化一致。

（4）熱處理沒有改變復(fù)合材料斷裂方式，斷口特征為顆粒狀斷口，裂紋沿復(fù)合材料網(wǎng)狀界面萌生和擴展，最終為典型的微孔聚集型斷裂形式。