原位自生陶瓷顆粒增強鋁基復合材料制備及應用*

王浩偉

（上海交通大學金屬基復合材料國家重點實驗室，上海 200240）

輕量化是航空構件發展的重要方向之一。為使飛機有高效運輸和良好的飛行性能，要求其結構材料密度低，兼備高強、高韌、高抗疲勞和耐腐蝕等特性。鋁資源儲量豐富，通過在鋁中合金化、微合金化可顯著改善性能，進一步通過變形加工和熱處理可以獲得具有高的比強度、比模量和良好的斷裂韌性、抗疲勞和耐腐蝕的鋁合金材料。而且鋁合金具有易加工、技術成熟和成本較低等優點，是最常用的輕質金屬結構材料，自20世紀30年代以來就成為商業飛機的主要結構材料，鋁合金在商業飛機上的用量已占重要地位[1-4]。隨著航空工業的迅速發展，對飛機構件更強、更輕、更安全、更長壽命的需求愈加迫切，而鋁合金材料存在的性能短板也日益突出。

材料復合化設計突破了單體材料難以獲得良好綜合性能的缺點，成為新材料研發的重要方向。顆粒增強鋁基復合材料，繼承了鋁合金強度高、塑性好的優點，通過引入高強度、高模量的陶瓷顆粒，使之具有更高的強度、硬度、模量及更好的耐磨、耐熱等性能，拓展了鋁合金材料的應用領域[5-10]。目前國內外航空領域應用的顆粒增強鋁基復合材料主要是通過粉末冶金的方法制備而成，其典型的工藝流程為：首先通過氣霧化工藝制備超細低氧含量的鋁合金粉末；然后進行均勻化混粉、冷等靜壓、熱壓或熱等靜壓成型復合材料坯錠；再經過擠壓、軋制或鍛造等二次加工成型不同規格的鋁基復合材料坯件。制造過程相對復雜，成本較高，而且加入大量陶瓷顆粒后，材料的塑性顯著降低，導致二次加工成形性較差，尤其對于航空構件存在較大的應用安全隱患，通常需要設計特定的基體合金，例如最常用的2009 合金[5-11]，材料的牌號存在一定的局限性。此外，對于顆粒增強鋁基復合材料，顆粒尺寸、顆粒與鋁基體的界面結構和化學相容性對材料的綜合力學性能起著關鍵的作用。原位自生法制備顆粒增強鋁基復合材料，增強顆粒尺寸小、形狀規整、剛度高，同時界面干凈[6,12-13]，成為高性能顆粒增強鋁基復合材料的重要制備途徑。原位自生復合材料不僅具有較高的強度、剛度，良好的塑性和抗疲勞性能，同時又具備較好的液相成形、塑性成形、增材制造成形和機械加工性能，避免了傳統外加顆粒制備復合材料的工藝復雜、成本高、大型復雜零件制造困難等問題，在航空領域的應用前景良好。

原位自生顆粒增強鋁基復合材料

原位自生的概念源于原位結晶，是鋁基復合材料先進制備技術之一，與傳統的外加技術相比，該技術具有以下特點：

（1）可通過合理選擇化學反應成分及條件，控制原位合成增強體種類、大小、數量和分布。

（2）原位生成的陶瓷增強體熱力學穩定，且避免了外加陶瓷顆粒與基體相容性不良的問題，與基體結合性好。

（3）增強體通過原位化學反應生成，省去了增強體單獨合成、處理和加入等步驟，工藝簡單，制造成本降低。

（4）包含原位生成增強體的液態金屬可用鑄造生產和制備形狀復雜、尺寸較大的凈近形構件。

原位自生顆粒增強鋁基復合材料是通過化學反應在鋁基體中形成細小穩定的增強顆粒制備而成，有自蔓延法、直接氧化法、接觸反應法、固-液反應法、無壓力浸潤法、混合鹽反應法等多種方式，鋁基復合材料中原位合成增強顆粒主要有TiB2、TiC、Al2O3、ZrB2、TiN 及TiAl3等[6,14-18]，其中混合鹽反應法制備TiB2顆粒增強鋁基復合材料的研究較廣泛。在鋁合金熔體中加入KBF4和K2TiF6，通過化學反應即可獲得細小的TiB2顆粒[12,19]。該技術是基于現有的鋁合金熔煉工藝，待鋁合金熔體中反應結束后，扒去不必要的副產物后澆鑄即可獲得鋁基復合材料，且沒有粗大的AlxTi 相形成，操作方法相對簡單，易于批量生產，在工藝和經濟上具有極強的競爭力和應用潛力。如圖1[13,20]所示，該方法制備的TiB2顆粒尺寸可控制在納米至亞微米范圍內，且顆粒形狀規整、與鋁基體存在共格關系，是鋁合金基體中較為理想的增強陶瓷顆粒。因此，原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料在制備高性能鋁基復合材料領域具有很好的發展潛力，得到國內外的廣泛關注。

圖1 原位自生TiB2顆粒特征Fig.1 Characterizations of in-situ TiB2 particles

上海交通大學特種材料研究所是國內開展原位自生鋁基復合材料研究的代表性單位之一。近年來，特種材料研究所團隊攻克了熔體反應控制和熔體純凈化處理等關鍵合成制備技術，可以生產高質量大型鋁基復合材料鑄錠、增材制造用鋁基復合材料粉末及絲材，形成了鑄件、型材、鍛件、板材和增材制造構件等多種不同性能級別的產品，已經開始應用于航空、航天、武器裝備、汽車、軌道交通等領域。

液相成形

由于原位自生合成的特點，原位自生鋁基復合材料繼承了基體合金的液相成形性能，原位顆粒增強鋁基復合材料可采用鑄造工藝直接制備鑄件，也可以通過半連續鑄造技術制備不同規格的鑄錠。

1 鑄造成形

鑄造成形是制備金屬構件的重要方法之一，尤其對于復雜薄壁件的制備具有獨特的優勢，而且工藝相對簡單，具有很好的經濟效益。液態金屬充型作為金屬液態加工的第一步，不僅影響鑄坯的外觀形狀，同時也決定鑄坯的內在質量。鑄坯表面和內部的氣孔、夾雜和冷隔等許多缺陷都與充型過程有關，這些缺陷往往成為鑄件早期失效的重要原因。對于顆粒增強鋁基復合材料，通常高熔點陶瓷顆粒的加入會增大熔體的黏度，且隨著顆粒尺寸和體積分數增大而增大，不利于鑄造充型，限制了液相成形制備復雜薄壁構件。然而，基于鑄造合金系列的原位自生TiB2顆粒增強鑄造鋁基復合材料，仍然具有良好的充型能力，因此可采用重力、低壓、差壓、調壓和真空吸鑄等鑄造技術實現鑄件成形，獲得具有高剛度、高強度、低膨脹、高阻尼等特性的復雜構件，性能如表1所示。原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料鑄造成形的復雜薄壁件（圖2）應用于航空、航天、武器裝備等領域，可實現結構減重、提升裝備的使用性能。

圖2 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料鑄造成形復雜薄壁件Fig.2 Complex and thin-wall castings of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

表1 原位自生TiB2/A356顆粒增強鋁基復合材料性能Table 1 Properties of in-situ TiB2/A356 composite

2 半連續鑄造

原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料熔體具有良好的流動性，可以采用鋁合金的熔鑄方式制備鑄錠，例如利用半連續鑄造方法制備大型鑄錠，進而為大型構件制備加工奠定基礎。同時，熔體中的TiB2顆粒可以顯著細化晶粒，一方面TiB2顆粒可以作為異質形核核心，提高形核率；另一方面，TiB2顆粒可以抑制晶粒長大過程，復合材料的晶粒組織得到明顯細化。

目前，上海交通大學安徽陶鋁材料研究院已建成年產4.5 萬t 的原位鋁基復合材料半連續鑄造生產線，可以生產各種規格圓鑄錠、扁鑄錠（圖3），其中圓錠規格為φ127～660mm，扁錠截面尺寸可達420mm×1620mm，單個鑄錠重量達11t，為后續塑性加工制備大型構件提供錠坯。

圖3 半連續鑄造原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料鑄錠Fig.3 Ingots of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite fabricated by direct chill casting

3 噴射成形

噴射成形技術作為一種新型的快速凝固工藝，近年來得到了迅速發展，具有工藝簡單、高沉積效率、近終成形等優點，通過該技術可獲得具備高性能的金屬基復合材料。此外，采用噴射成形工藝制備原位自生顆粒增強鋁基復合材料，可以細化晶粒，使陶瓷顆粒分布更加均勻，降低基體元素偏析程度，進而使該復合材料的性能得到進一步改善，滿足航空、航天及汽車等工業領域日益提高的產業需求。圖4（a）為噴射成形工藝制備的原位TiB2顆粒增強鋁基復合材料錠坯，復合材料錠坯中TiB2顆粒在鋁基體中分布更加均勻（圖4（b）），同時微觀組織得到明顯改善，晶粒尺寸得到顯著細化，晶粒組織為細小的等軸晶，平均晶粒尺寸大小為7.3μm（圖4（c）和（d））。

圖4 噴射沉積制備原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料及微觀組織Fig.4 In-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite prepared by spray deposition

塑性成形

鑄錠或錠坯通常需要進行塑性加工，以形成特定規格、形狀的構件，同時進一步優化組織，提高性能。原位自生顆粒增強鋁基復合材料具有良好的塑性成形能力，其錠坯可以采用鋁合金通用的塑性加工成形工藝進行加工，主要包括擠壓、鍛造、軋制、旋壓、超塑性成形等工藝。

1 擠壓

原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料可以提升材料的彈性模量、強度及高周疲勞極限強度，同時還具有良好的延伸率，例如典型的2 系和7系鋁基復合材料力學，其性能如表2所示。與粉末冶金法制備的顆粒增強鋁基復合材料相比（表3），由于原位自生顆粒增強鋁基復合材料中的增強顆粒體積分數較低，導致其彈性模量較低，但是強度和塑性具有明顯的優勢。

表2 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料力學性能Table 2 Mechanical properties of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

表3 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料與國內外典型的粉末冶金鋁基復合材料力學性能對比Table 3 Comparison of mechanical properties between in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites and other composites

在構件服役過程中，通常會產生疲勞失效的現象，疲勞壽命對構件的安全性至關重要。在鋁合金基體中引入高模量、高硬度的陶瓷顆粒可以顯著提高材料的高周疲勞（Highcycle fatigue，HCF）壽命[21-23]。如圖5所示，從S-N曲線可以看出，各個應力水平下，原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料疲勞壽命均得到大幅度提高。表4 為原位TiB2顆粒增強2024 和7050 復合材料的HCF極限強度（旋轉彎曲疲勞），相比基合金，復合材料的HCF 極限強度提升22%～44%，且隨著顆粒含量的增加，復合材料的HCF 極限強度明顯提升。原位自生顆粒增強鋁基復合材中由于增強顆粒斷裂或脫粘導致的疲勞裂紋萌生現象鮮有發生。細小的TiB2顆粒可以抑制疲勞裂紋萌生：一方面，TiB2顆粒可提高鋁基復合材料的彈性模量和屈服強度，即提高了材料的彈性極限，增大了材料發生屈服的最高應力范圍；另一方面，在循環應力作用下，即使是在材料宏觀屈服強度以下，材料在局部微觀區域會發生微觀塑性變形，產生位錯滑移，局部應力/應變集中引起開裂，加速裂紋萌生。納米陶瓷顆粒的存在，可以阻礙位錯運動，抑制位錯在滑移面上長程滑移，使微區的塑性變形更加均勻，減少滑移帶擴展和晶界應力集中，從而抑制局部萌生裂紋，提高疲勞壽命[21-22]。此外，由于原位生成的陶瓷顆粒具有尺寸小、形貌規整、界面結合良好與基體具有特定取向關系等特點，避免過早發生顆粒界面脫粘和顆粒斷裂而萌生疲勞裂紋的傾向。因此，在鋁合金中原位生成細小的陶瓷顆粒，不僅可以改善鋁合金靜態力學性能（強度、硬度、模量等），還可以顯著提高構件的抗疲勞性能，同時提高構件使用的安全性。

表4 HCF（107周次）極限強度對比（旋轉彎曲疲勞）Table 4 Comparison of HCF strength(107 cycle,rotating-bending fatigue)

圖5 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料旋轉彎曲疲勞S-N曲線Fig.5 S-N curves of rotating-bending fatigue of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

2 軋制

原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料可以通過軋制工藝，制備不同厚度規格的板材。通過半連續鑄造制備的原位TiB2/2024 復合材料鑄錠（3%（質量分數）TiB2/2024-T4），經過均勻化退火，軋制成板材（圖6（a））。軋制過程與鋁合金類似，通常采用熱軋和冷軋工藝，制備不同厚度的板材。此外，原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料在冷軋過程中可以不經過退火連續多道次冷軋，提高了效率，降低了成本，有利于工業化生產。軋制板材典型的微觀組織結構如圖6（b）和（c）所示，晶粒沿軋制方向（RD）和橫向（TD）上均有所拉長。通過軋制變形后，TiB2顆粒在鋁合金基體中的分布均勻，如圖6（d）所示。軋制板材在RD 和TD 方向的室溫拉升性能可以看出，二者差異較小，近似表現各向同性，這主要與TiB2顆粒分布和晶粒取向相關：一方面，TiB2顆粒分布較為均勻；另一方面，軋制TiB2/2024 復合材料板材的晶粒是典型的金屬回復再結晶組織結構（圖6（b））。因此，軋制TiB2/Al 復合材料板材微觀組織和力學性能近似各向同性。

圖6 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料軋制板材微觀組織及力學性能Fig.6 Microstructures and mechanical properties of thin sheet of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite

3 超塑性成形

超塑性成形是塑性加工成形的重要技術之一，材料的超塑性成形能力與其組織特征密切相關。對于某些特殊工藝制備的原位自生顆粒增強復合材料而言，其同時具備細小等軸晶粒結構、高角晶界比例以及大量彌散分布的穩定納米TiB2顆粒，這些組織結構特征保證了該復合材料的超塑性成形能力。如圖7所示，冷軋加高溫退火工藝制備TiB2/7050復合材料的超塑性力學行為特征，在合適的熱變形條件（變形溫度、應變速率）下，冷軋退火TiB2/7050 復合材料的流變應力低于50MPa，斷裂延伸率可達300%以上；在450℃、1×10-3/s 條件下，該復合材料具有最大延伸率（557%），可對其進行超塑性加工，直接成形得到復雜結構產品。原位自生顆粒增強鋁基復合材料超塑性的主要機理為鋁基體內大量高角晶界在高溫下容易發生軟化，在一定流變應力作用下，細小等軸晶的晶界易發生晶界滑移機制，使復合材料在較低應力水平下發生大塑性變形而不發生斷裂。同時，基體的晶粒結構熱穩定性也是保證復合材料可以超塑性成形的重要因素。

圖7 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料超塑性行為Fig.7 Super plasticity behavior of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite

由于原位自生顆粒增強鋁基復合材料的特性，其可以利用鋁合金的塑性成形方式進行加工成形。典型案例如圖8所示，可以通過常規的擠壓變形獲得擠壓棒材、管材和型材，通過軋制技術制備鋁基復合材料板材，通過鍛造制備復雜板筋板類鍛件，通過旋壓制備大尺寸管件，利用環軋工藝制備大型復合材料環軋件，此外，還可以利用超塑性成形復雜空腔件。

圖8 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料塑性加工構件Fig.8 Plastic forming components of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

增材制造

隨著航空構件設計朝著輕量化、結構復雜化及結構功能一體化的方向快速發展，傳統材料成形工藝難以滿足這些復雜結構件的制造需求，而基于激光選區熔化（SLM）的金屬增材制造技術具有激光利用率高、成形材料致密度高、力學性能優、尺寸精度好、可設計性強等特點逐漸在航空領域中被應用。目前，對不銹鋼、鈦合金和鎳基高溫合金等材料的研究和應用已經日益成熟。然而，由于鋁合金具有流動性差、激光反射率高、熱導率大、易氧化等特點，給成形過程帶來了很大的困難，主要原因為[24-26]：一方面，鋁合金粉末普遍流動性較差，在送粉過程中易出現粘粉的現象；另一方面，鋁的激光反射率較高，熱導率較大（217.7W/（m·K）），激光能量利用率低，成形過程需要較高的激光功率，過多的能量輸入導致材料內部熱量積累。尤其是激光立體成形，成形速度快，激光功率高，容易形成較大的殘余應力，導致產品變形甚至開裂，最后鋁合金易氧化，這就要求成形過程必須在惰性氣體的保護下進行。然而，在高溫下鋁合金極易和氣氛中殘余的氧氣發生反應，容易引入氧化物夾雜從而在試樣內部形成缺陷。目前，關于鋁合金激光立體成形的研究以流動性能較好的Al-Si 合金或AlSi10Mg 合金為主。由于TiB2顆粒的激光反射率較低（約20%），TiB2顆粒增強鋁基復合材料激光吸收率（TiB2/AlSi10Mg，80%）遠高于純鋁（6%）及SLM 常用的AlSi10Mg 合金粉（40%），利用原位自生TiB2/Al 基復合材料中的TiB2陶瓷顆粒可以提高激光吸收率，極大改善鋁合金增材制造成形中存在的問題[27]。

如圖9[27]所示，原位自生TiB2/Al-Si 和TiB2/Al-Cu 系復合材料粉末相比合金粉末質量更優，更利于增材制造成形。圖10[28-29]為增材制造原位TiB2/Al 基復合材料微觀組織與性能，不同特征面均為細小的等軸晶，強度和塑性同時提高，而且明顯降低各向異性。此外，對于增材制造鋁基復合材料構件，材料制備過程中冷卻速度快，合金基體的過飽和固溶度高，可以直接進行人工時效。如圖10（c）所示，增材制造鋁基復合材料經人工時效后強度顯著增加[29]。基于原位自生顆粒增強鋁基復合材料在增材制造領域中的優越性，可用于制造空心、復雜構件，如圖11所示。通過粉體打印的航空發動機空心風扇葉片最高等效空心率可達60%；制備的飛機艙門鉸鏈臂不僅實現減重，且尺寸穩定性好。

圖9 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料粉末微觀形貌特征Fig.9 Powder morphology of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

圖10 激光選區熔化制備AlSi10Mg合金與TiB2/AlSi10Mg復合材料微觀組織和性能對比，以及熱處理對力學性能影響Fig.10 Comparison of microstructures and tensile properties of SLMed AlSi10Mg and TiB2/AlSi10Mg,and effects of heat treatment on mechanical properties

此外，原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料可以利用絲材增材制造快速制備大型構件（圖11），可獲得細晶組織和較高的力學性能，而且該方法具有較高的生產效率。因此，原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料的發展對鋁基復合材料和增材制造在航空領域的發展具有重要的推動作用。

圖11 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料增材制造構件Fig.11 Components of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites prepared by additive manufacturing

機械加工與表面處理

原位自生顆粒增強鋁基復合材料具有優良的機械加工性能。如圖12所示，銑削加工原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料構件，其銑削阻力遠低于常規顆粒增強鋁基復合材料，甚至低于鋁合金材料。相比合金而言，復合材料在加工之后表面粗糙度更小，加工引入的殘余應力更低（圖13[30]）。這主要得益于原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料在切削過程中，細小的TiB2顆粒隨鋁合金基體切屑的剝離機制，相比常規SiC顆粒增強鋁基復合材料的顆粒切斷機制，TiB2顆粒的剝離需要的切削力更小，切削表面產生的二次變形區更小，且對刀具的磨損也更少，有助于延長刀具壽命[30]。利用原位自生顆粒增強鋁基復合材料良好的機械加工性能，可以將塑性變形加工后的復合材料直接通過機械加工的方式加工成產品，具有較高的力學性能和表面質量。

圖12 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料機械加工性能Fig.12 Machinability of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

圖13 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料機加工后的表面形貌、粗糙度及殘余應力Fig.13 Morphology,roughness and residual stress on machined surface of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

結構件的表面質量對疲勞性能十分關鍵，尤其是航空構件，通常需要表面處理以提高疲勞性能。超聲滾壓（Ultrasonic rolling，UR），是一種新型表面機械強化方法，集成了深滾、超聲沖擊、表面機械研磨等多種工藝特點，具備強化工藝過程可控性高，表層殘余壓應力和加工硬化水平高、層深大，表層晶粒細小等優點，可產生極光潔的強化表面，如圖14（a）所示。如圖14（b）和（c）所示，原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料經過UR 處理后，構件的表面粗糙度顯著降低，而且在表面引入較大的殘余壓應力（圖14（d））。因此，經過UR 處理后的鋁基復合材料疲勞壽命大幅度提升（圖14（e）），主要是因為表面粗糙度下降、引入較深的表面殘余壓應力以及表面形成的納米晶梯度組織結構（圖14（f））。表面粗糙度的降低會使得表面應力集中系數減小，降低微裂紋在試件表面萌生的可能性。晶粒細化使晶界數量增大，可以阻止裂紋萌生，由此提升了材料的疲勞強度。

圖14 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料構件表面UR加工處理Fig.14 UR surface treatment of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

構件在服役過程中，可能接觸潮濕空氣、海水等復雜的環境而引起腐蝕，導致構件遭受腐蝕破壞甚至發生失效，因此材料在服役過程中的防腐蝕十分必要。在構件表面制備耐蝕性的包覆層，可有效保護構件表面，延長其在復雜環境下的使用壽命。原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料可以通過常用的陽極氧化和微弧氧化技術進行表面防腐處理，在鋁基復合材料表面形成一層耐腐蝕的膜結構，阻止構件被腐蝕破壞。如原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料表面經陽極氧化和微弧氧化處理后，在3.5% NaCl 溶液中的阻抗均明顯增大，耐腐蝕性能顯著提高（圖15）。

圖15 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料表面處理和抗腐蝕性能Fig.15 Macro photos and corrosion resistance of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composite after surface treatments

焊接

焊接是金屬加工的重要技術之一，具有良好的焊接性能不僅可以降低材料的加工成本，還可以對破壞的構件進行維修，降低使用成本。原位自生顆粒增強鋁基復合材料可以采用機械攪拌摩擦、電弧、激光、電子束等多種焊接工藝進行焊接。例如，通過攪拌摩擦焊可顯著細化復合材料的晶粒組織，改善顆粒更加彌散分布，焊核區與母材相比，屈服強度、抗拉強度、延伸率等力學性能均有明顯提升，經過T6熱處理之后焊縫的強度仍可達到母材的95.5%[31]。圖16 為原位TiB2顆粒增強鋁基復合材料制備的筒體焊接及焊接破壞試驗，在攪拌摩擦焊的筒體環焊縫區域結構完整，焊接表面質量良好，無明顯的孔洞、溝槽等缺陷，X 射線探傷檢測合格；在焊接破壞試驗中，由于焊接區的強度較高，并未在構件焊接位置發生破壞。

圖16 原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料焊接及焊接破壞性試驗Fig.16 Welding and welding damage test of in-situ TiB2 particles reinforced Al matrix composites

結論與展望

在鋁合金熔體中直接合成高強度、高剛度且界面結合良好的細小TiB2陶瓷顆粒，所制備的TiB2顆粒增強鋁基復合材料可獲得良好的綜合力學性能和加工性能，而且不局限于基體合金體系，可設計性強。原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料可以液相成形制備大尺寸復雜薄壁件，還可以通過半連續鑄造、噴射沉積及粉末冶金制備大型錠坯，經過塑性變形加工制造各種規格的型材、棒材、管材、絲材、板材、鍛件及環軋件等，而且TiB2顆粒可以顯著提高激光吸收率，可用于增材制造成形復雜、空心構件。此外，該復合材料具有近似合金的機械加工性能，可降低加工成本、提高構件表面質量，而且該材料具有良好的焊接性能，能反復重熔鑄造利用，降低使用成本。原位自生TiB2顆粒增強鋁基復合材料制備工藝簡單、成本低、綜合性能好，在航空航天、汽車、武器裝備等領域具有廣闊的應用前景，對構件的輕量化、復雜化、多功能化設計及取代部分進口材料具有重要的意義。