高性能原位自生鈦基復合材料制備加工與航天應用探索

韓遠飛，樂建溫，方旻翰，王立強，呂維潔

(1.上海交通大學 包頭材料研究院，內蒙古 包頭 014010)

(2.上海交通大學材料科學與工程學院 金屬基復合材料國家重點實驗室，上海 200240)

(3.浙江嘉鈦金屬科技有限公司，浙江 嘉興 314200)

1 前言

導彈、運載火箭和衛星等各類航天器往往在超高溫、超低溫、高真空、高應力、強磨損等極端條件下工作，這就要求航天材料需具有輕質高強、耐高溫、耐低溫和耐磨損等優異性能。鈦合金比強度高(強度:500～1500 MPa/密度:～4.5 g·cm-3)，且耐高溫及低溫性能優越，能在600 ℃高溫及-250 ℃低溫下長期服役，因此倍受航空工業的青睞，有“空間金屬”、“太空金屬”的美譽[1]。隨著探索太空步伐的逐漸加快，人們對高速大運力航天飛行器的需求愈加迫切，因此研制高性能鈦合金材料是十分必要的。復合化是鈦合金實現高性能化的有效途徑之一[2]。在鈦合金基體中引入B、TiB2、B4C、C、Si 和LaB6等反應劑原位反應生成TiB、TiC、和稀土氧化物(La2O3等)等陶瓷顆粒或晶須增強體，最終可獲得原位自生鈦基復合材料(in-situTMCs)[3，4]。in-situTMCs 在充分利用基體及增強體本征性能的同時，還可以通過靈活成分、設計結構和多樣形變加工調控等方式發揮不同組分間的協同耦合作用，顯著改善材料的綜合性能，從而滿足不同應用環境的服役需求，使其具有更加廣闊的航天應用前景和發展潛力[5-8]。

由于具有高比強度、高比模量、耐磨、耐熱等優良特性，目前TMCs 已成為各個國家爭奪高技術優勢的熱點之一，并將作為先進復合材料逐步取代部分傳統金屬材料應用于航天工業等戰略領域[5-9]。20 世紀80 年代，隨著美國航天飛機(NASP)和整體高性能渦輪發動機技術(IHPTET)的發展，以及歐洲、日本同類發展計劃的實施，給TMCs 發展提供了良好的機遇，并促進了該材料的長足發展。國內諸多研究機構和公司也已相繼開展了高性能TMCs 的研發，但在材料制備、加工以及應用方面的研究進展均遠低于預期[2，4，8]，目前僅面向具體的應用目標，開展過局部性、分散性的個案攻關，且相應的材料標準體系較少，尚未形成TMCs 產業及行業標準與軍用標準。雖然僅僅少數研制單位具備小批量的配套能力，但仍為我國國防和航天軍工建設提供了有力的支撐[4，8]。

近年來，TMCs 的相關研究逐漸從制備工藝探索、均勻化控制、形變加工及組織性能調控等轉為耐700 ℃以上高溫TMCs 的研制、復合構型的設計制備、近凈成形加工工藝(如等溫鍛造、精密鑄造和增材制造等)以及構件應用的探索等[8，10-12]。因此，本文將圍繞航天用高性能in-situTMCs 的研制，綜述其在制備技術、形變加工以及高溫力學性能等方面的研究進展，指出in-situTMCs 的研究方向以及在各類航天器上的潛在應用方向。

2 原位自生鈦基復合材料制備技術

2.1 制備技術和方法

從國內外研究現狀來看，TMCs 的制備主要采用原位自生法，以避免傳統外加法需要解決的外加增強體造成污染、浸潤性差以及嚴重的界面反應等難題。目前主流制備方法有兩個:熔鑄法和粉末冶金法，它們的裝置示意圖如圖1 所示[13，14]。以真空自耗電弧熔煉技術(VAR)和感應凝殼熔煉技術(ISM)為代表的熔鑄法具有工藝簡單、成本低廉以及易于制造大型復雜結構件等優點，已成為主流in-situTMCs 制備技術和方法之一[4]。以反應熱壓法(RHP)、熱等靜壓法(HIP)和放電等離子燒結法(SPS)為代表的粉末冶金法具有增強體含量及分布易精確控制、可近凈成形以及成材率高等優點，是目前制備in-situTMCs 使用最多的方法[8]。最早商業生產的顆粒增強TMCs 就是采用粉末冶金法制備的。in-situTMCs 的其它制備方法還包括機械合金化法、自蔓延高溫合成法、放熱擴散法、氣相沉積法、熔體浸滲法和激光熔覆法等[15]。上述合成方法按照原材料形態的不同可以分為固-固反應法，固-液反應法和氣-固反應法，其中固-液反應法和固-固反應法為目前應用最多的方法[15]。

圖1 原位自生鈦基復合材料制備裝置示意圖:(a)真空自耗電弧熔煉[13]，(b)放電等離子燒結[14]Fig.1 Schematic diagram of two manufacturing equipments for in-situ TMCs:(a) consumable vacuum arc remelting[13]，(b) spark plasma sintering[14]

2.2 結構設計

增強體和金屬基體材料的選擇至關重要。近些年來，TiB 晶須/短纖維和TiC 顆粒被認為是in-situTMCs 最佳的增強相，這兩種增強體因熱膨脹系數與基體合金相差在50%以下，可有效降低復合材料在制備過程中產生的熱殘余應力，從而明顯提高TMCs 的力學性能[3，4，8]。此外，納米顆粒也逐漸被用作復合材料的增強相，上海交通大學眾多科研人員在鈦基體中引入稀土元素，生成納米/亞微米稀土氧化物，制備了微納復合改性TMCs，該納米顆粒不僅降低了基體氧含量，而且生成的納米增強相起到了彌散強化作用，顯著提高了in-situTMCs 的高溫瞬時強度和持久強度[4，15，16]。近年來，其它諸如碳納米管(CNTs)、石墨烯(Gr)、納米金剛石(NDs)和納米硅化物(Ti5Si3)等也逐漸被采用作為TMCs 的增強體，相應的TMCs 也表現出了優良的室溫和高溫力學性能[17，18]。

為了深入挖掘復合材料的性能潛力(強韌性)，除了在增強體和基體合金選擇方面努力，國內外眾多學者通過調控增強體的微觀空間分布，獲得了具備特定構型的顆粒增強TMCs[2，8]，例如TiB 增強體棒狀富集、網絡互穿、離散富集、環狀富集、三維準連續網絡狀和雙聯通等。圖2 為兩種典型微納米增強體構型設計:層狀構型和網絡構型。這兩種構型可以突破微/納米增強體強化TMCs 強韌性倒置關系瓶頸，獲得高韌性TMCs，甚至可以通過不同構型間的耦合疊加，衍生出梯度疊層結構、梯度網絡結構和超細網絡結構等新型構型，制備出滿足特殊服役條件的多功能TMCs。目前，增強相構型設計已成為in-situTMCs 的一個重要研究方向。增強相分布的可設計性為復合材料綜合性能的提升提供了更多的可能性，也為TMCs 的仿生構型設計制備鋪設了一條嶄新的道路。在仿生構型設計中，仿貝殼珍珠層層狀結構備受關注。Cui 等[19]利用純鈦箔片和TiB/Al 復合材料箔片制備出完全致密的仿生TiB-TiAl 疊層復合材料，該復合材料微觀結構表現出微米疊層結構，相較于基體材料，屈服強度提高了20%以上且仍保持了更好的延展性。

圖2 原位自生鈦基復合材料兩種典型構型:(a)層狀構型，(b)網絡構型Fig.2 Typical architectures of in-situ TMCs:(a) lamellar structure，(b) network structure

3 原位自生鈦基復合材料形變加工技術

3.1 傳統熱加工

采用熔鑄法制得的TMCs 鑄件或粉末冶金法制得的TMCs 燒結件往往無法直接滿足航天構件的性能要求，需要進行后續的形變加工。將硬質陶瓷增強體引入難變形的鈦合金基體，不僅增大了材料變形抗力，而且縮小了熱加工窗口，從而加大了in-situTMCs 的熱加工難度，限制了大型構件的制備及批量化生產[15]。因此，開展in-situTMCs 形變加工研究不僅具有重大的理論價值，而且可以加快推進其在航天領域中的應用。

目前，針對in-situTMCs 的傳統形變加工技術如鍛造、軋制、擠壓等已經開展了廣泛的研究，主要包括熱變形過程中應力應變關系、顯微組織演變分析、本構模型的構建及熱加工圖繪制等，使得研究人員對變形過程中基體及增強體的變形行為及強化機理有了更加深入的認識。通常認為傳統形變加工具有以下幾個作用:①消除熔鑄法制備的TMCs 的鑄造缺陷，提高粉末冶金法制備的TMCs 的致密度，破壞鈦粉表面氧化物惰性層，提高增強體與基體界面結合強度；② 細化基體顯微組織，產生熱形變強化，顯著改善材料性能；③提高增強體分布均勻性，使得增強體沿著變形流向分布，短纖維或晶須狀增強體沿著變形方向定向排布。上海交通大學Lu等[20-22]將(TiB+La2O3)/IMI834、(TiB+TiC+La2O3)/IMI834、(TiB+TiC)/Ti-1100、TiC/Ti-1100、(TiB+TiC)/TiC18、(TiB+TiC)/Ti64 和(TiB+La2O3)/Ti64 等多種TMCs 高溫熱變形后，其基體組織均得到明顯的細化，且相較于鑄態復合材料，其抗拉強度及延伸率均得到大幅提高。哈爾濱工業大學Huang 等[8，23]發現TiB/Ti60 復合材料經熱擠壓后，有效分散了TiB 晶須團聚，獲得了優異的室溫及高溫抗拉強度。Srinivasan 等[24]采用熱軋法制備了TiB/Ti-6Al-4V 板材，發現添加微量B 元素可以降低Ti-6Al-4V 合金板材的軋制變形開裂傾向，從而實現上述復合板材的直接軋制。但仍需要注意，TMCs 對熱加工工藝十分敏感，加工窗口非常狹窄。不合適的變形工藝將使晶須或短纖維增強體破碎，降低晶須或短纖維長徑比，并弱化其承載強化效果。此外，不當的熱加工工藝會破壞TMCs 的特殊構型，使其失去構型的作用。因此，必須嚴格控制熱變形工藝(變形溫度、變形量、變形速率等)，才能有效調控顯微組織，發揮增強體與基體間耦合強化效應，優化材料性能。

3.2 精密加工

為了克服傳統加工方法成材率低、難以實現大型化、批量化生產等缺點，基于“近凈成形”思想的TMCs 精密加工技術備受關注。目前，常用于TMCs 的精密加工技術主要有3 種，分別是:等溫超塑性變形加工技術，精密鑄造技術，增材制造技術加工，如圖3 所示[25-29]。

等溫超塑性變形加工技術是一種基于金屬超塑性原理發展起來的高效近凈成形技術。該技術既可以節約原材料，又能夠大幅度降低材料加工成本，并且成形尺寸精度高，對促進TMCs 的工程化應用具有重要的現實意義。Dunand 等[30]率先證實了TiB 和TiC 增強的TMCs 在精密鍛造過程中具有相變超塑性，最大延伸率達到了260%，并認為α/β兩相應力的不匹配是TMCs 精密鍛造超塑性變形的主要機制。上海交通大學Lu 等[25]研究了原位自生(TiB+TiC)/Ti-1100、TiC/7715D 和TiB/IMI834復合材料的超塑性變形行為，發現這些復合材料分別在800 ℃/10-3s-1、1050 ℃/10-3s-1以及950 ℃/10-3s-1 獲得659%，802%和682%的最大延伸率，證實了增強體的引入有利于降低TMCs 的超塑性變形溫度，細小增強體更有利于改善TMCs 的超塑性。目前，針對相關超塑性變形的研究證明了采用等溫精密鍛造技術制備航天用in-situTMCs 的可行性。但針對多元多尺度復合材料的超塑性變形行為，尤其是增強體與基體間以及不同增強體間的變形協調機制、組織性能一體化調控等仍需要進行更加深入的研究。

精密鑄造成形技術避免了復合材料形變加工難等問題，能夠實現TMCs 復雜構件的一次成形，因此成為航天用TMCs 極富前景的加工方式之一。然而，國內外關于TMCs 精密鑄造工藝的研究，尤其是關于多元增強TMCs 的流動性、凝固結晶機制等的研究仍然比較少，目前國內部分單位已相繼開展此類研究。哈爾濱工業大學尚俊玲[26]利用自蔓延感應熔煉熔鑄成形工藝制備了in-situTiB 增強TMCs 薄壁結構飛機發動機葉片。研究結果證明，盡管增強體會使熔模精密鑄造中熔體的流動性下降30%，但仍然滿足成形薄壁復雜形狀構件的要求，能夠成形出壁厚為0.975～2.46 mm 的薄壁構件。上海交通大學王冀恒等[27-29]開展的TMCs 精密鑄造研究發現增強體影響了復合材料的凝固結晶路徑，抑制了粗大晶粒的長大。進一步采用精密鑄造結合熱等靜壓技術成功制備了航天用TMCs 精密鑄件，實現了75%～90%的原材料利用率。因此，開展TMCs 的精密鑄造關鍵技術研究，對進一步推動TMCs 精密鑄件在航天領域的應用具有重要戰略意義。

圖3 原位自生鈦基復合材料精密加工技術[25-29]:(a)等溫超塑性成形，(b)精密鑄造成形，(c)增材制造成形Fig.3 Precision manufacturing of in-situ TMCs[25-29]:(a) isothermal superplastic forming，(b) precision casting，(c) additive manufacturing

增材制造技術，又稱3D 打印技術，是近10 多年來飛速發展的一種近凈成形精密加工技術[7，31-39]。該技術的制備路徑為:將目標構件構造成一個三維模型，通過離散使其分散為若干二維切片，再經過逐層累積的方法制造目標構件，最終實現構件的一體化近凈成形。該技術的出現，為多種鈦合金與TMCs 的研制打開了一扇新窗戶。不僅在材料的設計上具有較大的自由度，可以根據性能導向要求設計不同材料比例，在微觀結構上實現構型優化，提高材料的強韌性；還可以直接一次成形復雜結構件，實現宏觀構件尺寸與微觀組織結構的有效統一，保證材料性能與構件功能性的要求。目前，成功應用于TMCs 的增材制造技術主要有兩種:激光直接沉積(direct laser deposition，DLD)和選區激光熔化沉積(selective laser melting，SLM)。DLD 技術能較快速地制備構件，在大型構件、梯度材料的制造以及激光熔覆修復方面有很大的應用潛力，圖3c 為采用DLD 技術制備的一體化構件；SLM 工藝適宜成形精度高、表面質量高的典型復雜結構件，如薄壁和細微內流道等。

高品質TMCs 粉體制備及表面改性是構件性能的重要保障，也是in-situTMCs 增材制造的首要工作。目前，復合材料粉體的制備方法一般分為機械法和非機械法兩類。機械混合法，采用直接混合或球磨方式，將球形金屬粉或合金粉與陶瓷增強體或前驅體混合。這種方式制粉效率高、成本低，但容易使粉末整體的球形度和流動性降低，且不能保證陶瓷顆粒的均勻分布。南京航空航天大學Gu 等[31]采用機械混粉實現了TiC/Ti 復合材料的增材制造，且最終制得的材料致密度較高。上海交通大學Han 等[32，33]提出了一種將增強體“植入”TMCs 粉末內部的非機械混粉法，該方法無需經過機械球磨，將TMCs 直接通過氣霧化或旋轉電極等工藝制粉，經過兩次循環熔化和快速凝固，實現納米增強體內嵌于復合材料粉體，該粉體球形度好、衛星粉較少、流動性佳、無空心粉，制粉效果良好。目前，增材制造技術已經成功應用于多種類型TMCs 的制備，如TiC/Ti，CNTs/Ti-6Al-4V，TiB/CP-Ti，TiB/Ti-6Al-4V，TiC/Ti-6Al-4V等，實現了復合材料力學性能的顯著提升[34-37]。其中，采用SLM 工藝制備的TiB/CP-Ti 復合材料，壓縮屈服強度從560 提升至1103 MPa，抗壓強度從1136 提升至1421 MPa[34]。采用DLD 工藝制備的TMCs，TiB 增強體呈三維準連續網狀分布，展現了增材制造技術在TMCs構型設計上的潛力[38]。但仍要注意，大部分增材制造TMCs 構件仍存在塑韌性較差的問題，這主要歸因于增強體引入導致激光吸收率、熔體黏度等性質的變化所引起的材料孔隙、空洞等缺陷數量、大小及分布等特征的變化。研究表明，隨著增強體含量的增加，所得材料的孔隙率有較為明顯的上升[7]。此外，在動態力學方面，關于增材制造TMCs 疲勞性能的研究報道較少。增材制造Ti-6Al-4V 疲勞性能測試表明，由于其內部存在孔洞等缺陷，以及其較差的表面質量，相對于傳統工藝制備的同種合金，該合金的疲勞性能較差[7，39]。如何進一步提高構件的疲勞性能將是增材制造TMCs 在航空航天領域應用研究的發展趨勢。

綜上所述，增材制造技術在in-situTMCs 的制備方面已經取得了初步的研究成果，證明了其適用性，未來將具有非常廣闊的應用前景。但要將增材制造制備的in-situTMCs 構件應用到航空航天領域，仍是一個非常具有挑戰性的課題。

4 原位自生鈦基復合材料的力學性能

航天極端苛刻環境要求in-situTMCs 不僅擁有超高室溫強韌性，還必須具備優異的高溫力學性能。因此，室溫比強度、比剛度以及高溫強度、熱穩定、抗蠕變等性能指標皆是該材料能否在航天結構件中得以應用的重要檢驗標準。以往研究表明，影響TMCs 力學性能的因素主要包括3 個方面:①基體合金成分及顯微組織；② 增強體的體積分數、形狀及分布等；③基體與增強體間的界面特性。因此，設計基體和增強體，優化材料制備及加工工藝，是獲得高性能TMCs 以滿足航天極端苛刻環境服役需求最有效的途徑[40-43]。

基體的合理設計和選擇主導著TMCs 的最終性能，因此，在設計基體材料時候，應根據使用目的和服役性能要求綜合考慮。純Ti 及Ti-6Al-4V 是應用最為廣泛的鈦及鈦合金，常被選作基體材料。但純Ti 及Ti-6Al-4V的高溫性能較差，相應的復合材料不適合作為高溫結構件。常用的高溫鈦合金主要有英國的IMI834、美國的Ti6242S 和Ti-1100、俄羅斯的BT36 以及國內的Ti60 和Ti600 等，它們的最高服役溫度為600 ℃。以此類高溫鈦合金為基體制備的耐熱in-situTMCs 能夠突破鈦合金600 ℃的極限服役溫度，提升50～200 ℃，從而使得航天結構件能夠在更高服役溫度下應用[8]。下文將以耐熱in-situTMCs 為主，從室溫及高溫拉伸性能、蠕變性能和斷裂韌性3 方面綜述和對比分析TMCs 的力學性能。

4.1 拉伸性能

圖4 為部分高溫鈦合金及其復合材料的室溫及高溫拉伸性能[23，41，44-50]。向鈦合金基體中引入硬質陶瓷相的顆粒或晶須，相較于未增強的高溫鈦合金基體，耐熱TMCs 室溫及高溫拉伸強度和彈性模量均有顯著提高。隨著增強體體積分數的提高，復合材料的強度也隨之增加。TiB 晶須是耐熱TMCs 最常用的增強體，其強化效果與晶須的長徑比及取向密切相關，長徑比越大，強化效果越好，沿軸向加載時，強化效果最佳。TiC 及稀土氧化物(如La2O3、Y2O3等顆粒)也可以顯著改善TMCs 的高溫力學性能。這類顆粒增強體的強化效果受到顆粒尺寸的影響，同等體積分數下，顆粒尺寸越小強度效果越高。因此，納米尺寸稀土氧化物對復合材料強度的貢獻高于微米尺寸TiC 顆粒增強體[41]。隨著服役溫度的提高，TMCs 的強度衰減，但仍表現出優異的高溫性能，絕大部分復合材料650 ℃時的抗拉強度顯著優于傳統高溫鈦合金600 ℃時的抗拉強度，甚至部分復合材料700 ℃時的抗拉強度也與傳統高溫鈦合金600 ℃時的抗拉強度相當[23，42]。因此耐熱TMCs 有望取代傳統鈦合金應用于服役溫度為650 ℃，甚至700 ℃的航天高溫構件中。

添加微量增強體細化了基體的微觀組織，不僅提高了耐熱TMCs 的強度，也改善了其延伸率。但隨著增強體含量的增加，復合材料的塑性下降明顯。這是由于在變形時剛性的陶瓷相與彈塑性鈦基體間變形不協調，在二者界面處形成應力集中，成為初期裂紋源。TiB 晶須在變形過程中起承載強化作用，當長徑比大于臨界長徑比時，TiB 晶須所承載的應力大于TiB 極限抗拉強度，發生斷裂失效；而長徑比小于臨界長徑比時，界面處切應力大于界面結合強度而發生脫粘失效。TiB 晶須的斷裂或脫粘以及團聚，極易在鈦合金基體中引起局部應力集中，導致復合材料塑性降低。

此外，基體顯微組織對TMCs 力學性能的影響也十分顯著。不同的鈦合金顯微組織間在力學性能方面各有優劣。目前，耐熱TMCs 更多地呈現為片層組織，這是由于片狀組織的斷裂韌性、裂紋擴展速率、蠕變性能、持久性能等比等軸組織、雙態組織要好。增強體可以有效阻礙β晶粒長大，從而使得TMCs 在β相區加工及β熱處理過程的加工窗口更大，這也是TMCs 的一大優勢。此外，通過調控增強相分布狀態，可制備出構型結構TMCs，使其室溫及高溫強度較鈦合金有明顯改善[8]。但后續的熱加工過程會嚴重破壞這種特殊構型，使得在相同增強體含量下，相較于增強體均勻分布的耐熱TMCs，其高溫強度并無明顯的優勢。密排六方結構的α-Ti 基體具有本征各向異性，因此基體織構對于TMCs 性能的影響也不容忽視。在β相區擠壓的TiB/Ti-6Al-4V 中，由于基體存在強的＜0001＞//ED 絲織構，使得該復合材料的軸向強度顯著高于橫向強度，且隨著增強體含量的增加，基體織構弱化，這種強度的各向異性也逐漸減弱[43]。經β相區擠壓后TiB/Ti60 的基體形成了強的＜0001＞//ED 織構，且TiB 晶須沿著擠壓軸向定向排布，因此該復合材料在軸向上取得了優異的高溫拉伸強度[23]。但目前關于基體織構和定向排布對復合材料力學性能各向異性影響的相關研究還較少。

圖4 部分高溫鈦合金和耐熱原位自生鈦基復合材料室溫和高溫拉伸性能[23，41，44-50]Fig.4 Mechanical properties of in-situ high-temperature TMCs at room and high temperatures[23，41，44-50]

4.2 蠕變性能

抗蠕變性是評價in-situTMCs 能否在長期服役的高溫構件中得以應用的先決條件。由于高溫下鈦合金基體會發生蠕變，而陶瓷增強體則不會，因此與傳統金屬類似，TMCs 蠕變可以分為3 個階段:初始蠕變階段、穩態蠕變階段及蠕變速率加快直至斷裂階段。穩態蠕變階段的穩態蠕變速率是評價材料蠕變抗力的重要指標，材料的穩態蠕變速率越低，蠕變抗力越高。與固溶合金不同，TMCs 的蠕變行為存在如下特征:①TMCs 穩態蠕變速率遠比基體穩態蠕變速率低，與增強體含量、分布及形狀密切相關；② TMCs 穩態蠕變速率與應力間仍符合冪律關系，但應力指數更大；③TMCs 蠕變激活能高于基體的自擴散激活能；④ TMCs 存在蠕變門檻應力。

對于in-situTMCs，增強體類型及含量對其穩態蠕變速率有著顯著的影響，在基體組織基本相同的條件下，復合材料的穩態蠕變速率比基體合金的穩態蠕變速率低了1～2 個數量級，增強體的加入有效提高了復合材料的蠕變抗力，如圖5 所示[44]。通常認為復合材料蠕變抗力的強化主要來自門檻應力和應力傳遞效應。門檻應力值取決于增強體之間的平均間距，這與增強體體積分數和彌散程度有關。La2O3顆粒對門檻應力的提高作用主要體現在高應力區。而應力傳遞效應與增強體的含量、取向分布及形態有關。應力傳遞效應隨著增強體含量增加單調遞減，且低應力區的傳遞因子顯著高于高應力區，應力傳遞效應隨溫度上升而提高。具有大的長徑比且沿主應力排布的TiB 晶須的應力傳遞效應更突出。另外，TMCs 的高溫蠕變變形主要由晶內位錯滑移、攀移以及晶界滑移引起，所以基體組織形態對復合材料蠕變性能的影響要遠甚于增強體對復合材料蠕變性能的影響。片層組織的蠕變性能優于雙態組織及等軸組織，并且β晶粒及α片層越粗大，復合材料蠕變抗力越好[46，47]。

圖5 IMI834 合金及其復合材料不同溫度下穩態蠕變速率與應力雙對數關系[44]Fig.5 Double-logarithm relationship between steady creep rate and stress at different temperatures of IMI834 alloy and its composites[44]:TMC1-(1.82vol% TiB+0.58vol% La2O3)/IMI834；TMC2-(4vol% TiB+0.42vol% TiC+0.58vol% La2O3)/IMI834；TMC3-(8.16vol% TiB+1.26vol% TiC +0.58vol% La2O3)/IMI834；TMC4-(8.29vol% TiB+1.71vol% TiC)/IMI834

4.3 斷裂韌性

斷裂韌性體現了材料抵抗裂紋擴展的能力，是評價材料韌性好壞的一個重要指標。圖6 為部分耐高溫鈦合金及其復合材料的斷裂韌性。從圖中可知，以美國Ti1100[47]和俄羅斯VT8(Ti-6.5Al-3.3Mo-0.3Si)[48]為基體的TMCs 的斷裂韌性明顯低于其基體合金，IMI834 為基體的TMCs 斷裂韌性與其基體接近，但低于前兩種高溫鈦合金及其復合材料[49，50]。這是因為在變形過程中，增強體的尖端與基體界面處形成應力集中，增強體與基體脫粘為裂紋擴展提供了快速通道，而這對于裂紋擴展路徑增加作用很微小，從而增強體的加入對復合材料的斷裂韌性不利。此外，TiB 晶須取向對于復合材料的斷裂韌性也有顯著影響，垂直于晶須軸向TMCs 的斷裂韌性高于平行于晶須軸向的TMCs[50]。從圖中亦可知，除了增強體對復合材料斷裂韌性的影響，基體的微觀組織類型對復合材料的斷裂韌性也有顯著的影響。在β相區變形或經β熱處理得到的片層組織的斷裂韌性高于經兩相區熱變形或熱處理得到的等軸或雙態組織。斷裂韌性與材料的屈強差(σb-σ0.2)呈正相關，屈強差越大，即屈強比越低，斷裂韌性越高[49]。

圖6 高溫鈦合金及其復合材料斷裂韌性[47-50]Fig.6 Fracture toughness of high-temperature titanium alloys and their composites[47-50]

5 原位自生鈦基復合材料的航天應用

隨著航天技術的發展，飛行器對超高速度及大運力要求加大，飛行器的服役環境更加惡劣，TMCs 突出的性能是其能得以在航天飛行器上應用的主要原因。新型TMCs 以其高比強度、高比剛度和優異的高溫性能等特性有望成為未來航天飛行器主要結構材料之一，以下對TMCs 在各類航天器中的應用趨勢作簡要介紹。

(1)戰術導彈零部件(圖7)[51]。戰術導彈由于自由飛行時間短，體積效應非常重要，使得TMCs 在其中的應用具有明顯的優勢。TMCs 高的比強度和比剛度，可以使導彈采用較薄的彈體，實現減重，從而提升飛行速度。TMCs 用作導彈尾翼或者彈翼，其較高的比剛度可以減少導彈顫動和彈頭偏轉，提高導彈的制導精度。因此，TMCs 適用于制造彈體、尾翼、彈翼、導引頭組件、發射管和排氣管等導彈零部件。

圖7 原位自生鈦基復合材料在戰術導彈上潛在應用示意圖[51]Fig.7 Potential application of in-situ TMCs in tactical missiles[51]

(2)火箭發動機零部件。美國國防部和航空航天局提出了一項改進航天推進系統性能計劃(IHPRPT)，欲使得發動機推重比提高60%，成本降低20%。采用輕質高強鈦及TMCs 正是其重要改進措施之一。在低溫工作環境下，TMCs 可用于制作部分泵體、葉輪、導流輪和導流片等，代替目前鍛造的鈦合金和高密度鎳基合金；在中溫工作環境下，可應用高剛度TMCs 制造法蘭盤、夾套、支撐結構以及固體火箭助推器箱等(圖8)[1]；在較高溫度工作環境下，TMCs 可用于制造渦輪轉子、定子、外殼等。目前，歐洲航天局已經成功將TMCs 應用于織女星(VEGA)小型運載火箭及阿里亞娜6 型(A6 Avionics)火箭，并計劃進一步拓展其使用領域，如航空中需要高剛度的起落架結構及需要高耐磨性的剎車構件，以及利用攪拌摩擦焊加工將TMCs 用于航天構件連接(圖9)[52，53]。

圖8 鈦合金材料骨架結構[1]Fig.8 Digital photo of the skeleton structure of titanium alloys[1]

(3)衛星、載人航天器、空間站等空間飛行器部件。為減輕衛星的結構重量，增加有效載荷，提高功能比，要求空間飛行器部件材料具有較高的比強度，TMCs 較高的比強度使其可應用于新型通信衛星的承力筒錐段，采用TMCs 制備大口徑雙波紋殼結構，可減重50%，抗載能力提高80%。TMCs 還可以用于制造星箭連接包、燃料儲箱、數傳衛星天線支架以及空間機器人的機械臂及關節結構[54]等，在空間機器人結構輕量化設計中發揮了重要作用。如以色列拉斐爾先進防御系統有限公司采用Ti6Al4V 鈦基合金研制了航天器儲箱[55]。TMCs 以其更高的比強度和比模量，有望替代現有中強鈦合金燃料儲箱，實現航天器有效減重。

圖9 歐洲航天局及日本住友成功應用鈦基復合材料作支撐桿結構件[52，53]Fig.9 Successful application of TMCs as support rods by European Space Agency and Sumitomo (Japan)[52，53]

(4)航天飛行器防熱系統部件。近年來，超高速航天飛行器的金屬熱防護發展趨勢為以新型鈦合金和鈦鋁基復合材料作為機體機構和以其為基的復合材料作為蒙皮，這類可重復多次使用的耐高溫輕質高強材料已成為未來空天飛機的主要備選結構材料。目前，服役溫度在500～900 ℃的金屬防熱材料主要選用鐵鈷鎳為基體的高溫合金，而耐熱TMCs 服役溫度在650 ℃以上，甚至可以短時應用于800 ℃以上，因此有望作為防熱材料替代高溫合金，實現大幅度減重的目標。德國航天中心指出，未來航天器表面將大部分采用鈦鋁合金蜂窩復合結構防熱系統。美國第一代超高聲速載人飛行器——航天飛機熱防護系統部分采用Ti1100 高溫鈦合金作為防熱瓦，第二代空天飛機防熱系統也采用Ti1100 鈦合金，亞軌道單級入軌火箭運載器X-33 也是采用Ti1100 高溫鈦合金作為其機身背風面大面積防熱系統材料，圖10 給出了X-33防熱隔熱板照片[56]。我國航天材料及工藝研究所也研制出鈦合金多層壁防熱瓦件及鈦合金與高溫合金蜂窩復合結構，可以實現結構/防熱一體化。未來TMCs 制備的熱防護構件將進一步提高熱防護效率。

圖10 亞軌道單級入軌火箭運載器X-33 防熱隔熱板(由高溫合金和Ti1100 高溫鈦基合金組成)[56]Fig.10 Digital photo of the heat shield of X-33 reusable launch vehicle (fabricated by Nickel based superalloy and Ti1100 matrix alloy)[56]

綜上分析，新型TMCs 未來將在戰術導彈零部件，火箭發動機零部件，衛星、載人航天器、空間站等空間飛行器部件，以及航天飛行器防熱系統部件中展現出較好的應用潛力，有望成為未來航天器主要結構材料之一。

6 結語

在國家重大需求牽引下，原位自生鈦基復合材料(in-situTMCs)制備及精密成形技術在獲得長足進步的同時，也遇到了許多技術難題，如工藝復雜、制造成本高。雖然尚未被航天業廣泛地接受，但仍然體現出巨大的航天應用潛力。多元多尺度混雜強化、納米增強體改性、構型設計及保持，以及發展先進的等溫超塑成形、精密鑄造和金屬激光增材制造技術，是未來制備更高性能、功能結構一體化TMCs 的重要研究方向。另外，TMCs 除了需要具備良好的室溫強韌性，還必須具備優異的高溫力學性能、蠕變性能和斷裂韌性等，這些性能要求也是TMCs 在航天極端苛刻環境應用時必須考慮的關鍵指標。因此，未來在開發新型in-situTMCs 時，不僅要深入拓展高性能材料的基礎研究，也要持續擴大材料在航天領域的應用探索，從而形成“研發—應用—發展”的良性循環。