石墨烯增強鈦基復合材料研究進展

穆嘯楠，張洪梅，王 宇

(1.北京理工大學材料學院，北京100081)

(2.沖擊環境材料技術國家級重點實驗室，北京100081)

1 前 言

鈦合金由于其優異的比強度、耐蝕性和高溫性能，在航空航天、國防和汽車工業等領域擁有廣泛的應用前景[1-5]。經過幾十年的發展，鈦合金力學性能發展已逼近極限，難以滿足裝備更為嚴苛的應用需求。鈦合金的復合化成為重要的發展方向。非連續增強鈦基復合材料(discontinuously reinforced titanium matrix composites，DRTMCs)具有較高的模量、耐磨性、強度，與鈦合金相比具有顯著優勢[2，6，7]。DRTMCs按照增強體生成方式可以分為原位自生顆粒/晶須增強DRTMCs(如通過引入碳源、硼源在基體內原位自生TiC、TiB陶瓷相)和外加顆粒增強DRTMCs(如加入SiC、Al2O3、Si3N4等陶瓷顆粒)[8，9]。

近年來，碳納米材料由于其超高的物理和力學性能，在增強金屬綜合性能方面已展現出較為突出的效果，常用的碳納米增強體有碳納米管(carbon nanotubes，CNTs)、納米金剛石(nano diamonds，NDs)和石墨烯等。石墨烯納米片(graphene nanoplatelets，GNPs)是一種具有較大比表面積，保留了大部分石墨烯優異力學(理想狀態下石墨烯斷裂強度～130 GPa，楊氏模量～1.0 TPa[8])、熱學及電學性能的納米碳材料，作為增強體已廣泛應用于樹脂、陶瓷和金屬基復合材料。與傳統陶瓷顆粒和晶須增強的DRTMCs相比，GNPs/Ti復合材料表現出更加優異的強度、塑性和抗沖擊性等特性，受到國內外研究者廣泛關注[9-15]。然而，GNPs/Ti復合材料的設計和制備始終面對三大難題：其一，GNPs在鈦基體中的分散性較差；其二，由于鈦具有非常高的化學活性，GNPs極易與鈦基體發生嚴重界面反應而失去本征性能；其三，GNPs自身納米結構的完整性較差和缺陷較多。以往的研究表明，CNTs和NDs作為鈦基體的增強體也存在類似問題，大部分納米碳材料在DRTMCs制備過程中通常會形成微米尺寸TiC顆粒，使復合材料的性能提升難以達到預期效果。對于GNPs/Ti復合材料，如何抑制GNPs的嚴重反應，實現界面反應精準控制，較好發揮GNPs的本征增強作用，是重要的研究方向。GNPs/Ti復合材料的研究不僅對DRTMCs的發展具有重大意義，也對碳納米相增強金屬基復合材料的研發具有重要的理論指導意義。

2 GNPs/Ti復合材料制備方法

制備GNPs/Ti復合材料的方法有很多種，如圖1所示[16-22]，主要包括熱壓燒結、放電等離子燒結(spark plasma sintering，SPS)、微波燒結、熱等靜壓、粉末注射成型、激光熔覆等。其中熱等靜壓、金屬注射成型和激光熔覆等方法流程復雜、成本較高，尤其是這些工藝過程是在高溫環境下制備，難以實現GNPs與鈦基體的反應控制。傳統熱壓燒結工藝的燒結時間較長，使得GNPs與Ti幾乎全部發生反應生成TiC相。SPS工藝具有升溫速度快、燒結時間短、燒結溫度低等優勢，因此采用該方法制備的材料組織均勻細小且界面反應可控制[23]，SPS已成為目前GNPs/Ti復合材料的優選制備方法。

圖1 GNPs/Ti復合材料制備方法[16-22]：(a)熱壓燒結，(b)放電等離子燒結，(c)微波燒結，(d)熱等靜壓，(e)粉末注塑成型，(f)激光熔覆Fig.1 Preparation methods of GNPs/Ti composites[16-22]：(a) hot-pressing，(b) spark plasma sintering，(c) microwave sintering，(d) hot isostatic sintering，(e) powder injection molding，(f) laser melting deposition

西北有色金屬研究院張于勝等[24]采用SPS和熱軋工藝制備出GNPs/TC4、石墨顆粒(graphite particles，GPs)/TC4和氧化石墨烯(graphene oxide，GO)/TC4 3類鈦基復合材料，研究發現由于SPS快速升降溫的特點，900 ℃燒結和軋制條件下所制備的復合材料碳納米相未完全反應，其中GNPs的本征結構保留最好，所制備的GNPs/TC4復合材料屈服強度相比TC4、GPs/TC4和GO/TC4分別提高了24.6%，9.22%和5.62%。武漢理工大學史曉亮等[25]在1100 ℃、保溫10 min的條件下，制備出GNPs/TiAl合金復合材料，測試結果表明，與TiAl基體相比，GNPs使該復合材料摩擦系數降低了4倍、磨損率降低了4～9倍。哈爾濱工業大學孔凡濤等[26]對SPS制備的GNPs/Ti-47Al-2Cr-4Nb-0.3W復合材料的微觀結構進行研究，發現少量添加的GNPs對基體的晶粒細化有顯著效果，使平均晶粒尺寸降低了45%。東南大學王軍等[27]采用SPS工藝制備出高致密的GNPs/TC4復合材料，研究發現晶界處均勻分布的GNPs抑制了鈦合金基體中魏氏組織的形成，有利于復合材料組織細化和力學性能的提升。印度塔帕爾大學Sharma等[28]采用SPS工藝制備了GNPs/TC4復合材料，該復合材料納米硬度為5.29 GPa，彈性模量為119.8 GPa，比燒結態TC4分別提高了68.4%和140.5%。四川大學楊剛等[29]在850 ℃條件下制備了GNPs/Ti復合材料，并分析了其高溫壓縮性能，研究發現，在大電流(45 000 A)或等離子體局部高溫作用下，碳原子加速產生活化或非晶化，破壞了GNPs的本征結構[30]。北京理工大學張洪梅等[31-34]采用低溫快速成型工藝制備出GNPs/Ti復合材料，有效抑制了界面反應，其中GNPs質量分數為0.1%的GNPs/Ti復合材料具有優異的拉伸強度，比純鈦提高了54.2%～70%。東南大學的張法明團隊[27，35]對GNPs和洋蔥碳增強DRTMCs開展了系統研究，發現復合材料內部在形成了納米/亞微米級的TiC顆粒的同時保留了部分碳納米相，使該復合材料拉伸強度相比純Ti提高了40%。此外，重慶大學劉許旸等[36]、西南交通大學蔣小松等[37]、西安交通大學劉馬寶等[38]、北京航空材料研究院曹正等[39]、蘇州大學陳瑤等[40]在GNPs/Ti復合材料的制備方法研究方面也取得了一定的進展，為實現GNPs在鈦基體中應用提供了工藝借鑒和技術參考。

3 GNPs/Ti復合材料界面與微觀構型設計

相比傳統陶瓷顆粒和晶須增強體，GNPs厚度僅為幾至幾十納米，具有較高的比表面積(250～1000 m2/g)，因而GNPs/金屬復合材料中的界面區域占比得到較大提高，界面作為連接基體與增強相的“橋梁”，是GNPs/金屬復合材料性能的決定因素，也是目前研究的熱點。發展GNPs/Ti復合材料的界面設計及控制方法，優化制備工藝，揭示“界面結構-材料性能”的響應關系，已成為GNPs/Ti復合材料的重點研究方向[41，42]。

微觀構型設計可對DRTMCs綜合力學性能的提升產生顯著效果[31，43-45]，近年來，具有特殊微觀構型的DRTMCs受到廣泛關注。研究發現，網狀結構可以細化基體晶粒，有助于基體和增強體協調變形，抑制裂紋擴展；層狀結構具備很強的抗裂紋萌生與擴展能力，可以實現對裂紋鈍化、偏轉和橋接等各種韌化機制的協調，充分發揮韌化效果[46，47]。本文匯總了近幾年國內外較為典型的GNPs/Ti復合材料界面與微觀構型設計研究報道[32，36，45，48-60]，如圖2所示。

圖2 GNPs/Ti復合材料界面與微觀構型設計方法[32，36，45，48-60]Fig.2 Micro-configuration design and preparation methods of GNPs/Ti composites [32，36，45，48-60]

粉末冶金制備GNPs/Ti復合材料涉及燒結、熱加工和熱處理等工藝過程，盡管界面處原位生成的TiC層可有效提高界面結合強度，提升GNPs載荷傳遞效率，但同時也會破壞GNPs二維納米結構，降低本征增強效果。如日本大阪大學Kondoh教授團隊[61]采用SPS和熱擠壓工藝(擠壓比為3∶7，擠壓溫度為1000 ℃)制備了CNTs/Ti復合材料，擠壓后增強體分散性得到較大提高，但碳納米材料的本征結構損傷嚴重。奧地利研究中心Melendez等[62]通過粉末冶金法制備出碳納米材料(CNTs、NDs)增強的DRTMCs，研究發現，碳納米材料與基體反應生成了高含量的TiC，該復合材料雖具有高的硬度和強度，但塑(韌)性較差。韓國延世大學Shin等[63]在較低溫度(500 ℃左右)和高壓力條件下燒結制備了GNPs/Ti復合材料，研究發現，GNPs與Ti基體之間基本沒有界面反應，而是通過Ti-C離子鍵和范德華弱鍵結合，由于界面結合強度較弱，導致復合材料在加載條件下界面易脫粘。由此可知，若GNPs/Ti復合材料界面TiC相含量過低，將使得界面結合強度不夠，性能提升不足；TiC相生成過量，將容易破壞GNPs的本征結構，降低復合材料塑(韌)性，引發材料脆性失效。因此，如何為GNPs披上一層“恰到好處”的TiC層“外衣”，是復合材料綜合性能提升的關鍵。

研究人員開展了界面微結構演化和反應調控等相關工作。北京理工大學張洪梅等[30，31，64，65]率先研究了GNPs/Ti復合材料的界面演化機制，基于低溫高壓SPS預成型和快速熱處理工藝制備了GNPs/Ti復合材料。研究發現，TiC優先在GNPs的開口邊緣位置形核生長。如圖3所示[66]，在850 ℃熱處理條件下，隨著反應時間的延長(熱處理時間120～600 s)，界面處的TiC相形貌從初始的“顆粒孤島”(圖3a)變成“蠕蟲狀”的長條(圖3b)，最后彼此相連形成厚度約150 nm致密的“片層狀”結構(圖3c)。旋進電子衍射分析結果表明，800 ℃以下熱處理反應生成的TiC層無擇優取向，而是由眾多細小納米TiC顆粒相連組成；850 ℃以上熱處理反應生成的TiC層會產生<101>和<111>織構以及生長層錯[66]。當界面反應層達到致密狀態，碳原子將主要以穿過TiC層的方式到達Ti基體，使TiC繼續生長[31]。西安交通大學劉馬寶等[38]分析了GNPs/TC4復合材料的界面微結構演化，研究發現，GNPs/TC4復合材料界面主要形成致密的TiC反應層(無其他碳產物生成)，且反應層的致密化可明顯降低碳原子的擴散速率，使GNPs的本征結構在TC4合金基體中較好地保留。上述研究揭示了GNPs與Ti(合金)復合材料界面元素的反應擴散行為、界面產物的生長特性和形貌演變規律。

圖3 GNPs/Ti復合材料在850 ℃熱處理條件下界面TiC相形貌隨時間的演化過程[66]：(a)120 s，(b)300 s，(c)600 s Fig.3 Interfacial TiC morphology evolution with time of GNPs/Ti composite during heat treatment at 850 ℃[66]：(a) 120 s，(b) 300 s， (c) 600 s

研究人員還嘗試采用GNPs表面改性方式調控界面。如北京理工大學[64]和西北有色院[67]等研究單位采用化學鍍方法在GNPs表面引入Ni、Cu、Ag等納米顆粒層，制備了Ni@GNPs、Cu@GNPs和Ag@GNPs納米復合增強體，研究發現：GNPs表面金屬化可以有效延緩復合材料界面反應的進程。由于納米金屬層可抑制碳原子擴散，界面反應產物由粗大TiC顆粒(尺寸約幾百納米)轉變為細小的TiC顆粒(尺寸約十幾納米)。同時，金屬層轉變為金屬間化合物層，提高了GNPs與鈦基體的界面結合強度，并且隨著金屬層原子的擴散，鈦基體發生相轉變(如β相產生和次生α析出)，進一步改變了基體微觀組織形貌，使復合材料實現了“1+1>2”的GNPs、界面反應層和基體析出相協同增強效果，準靜態拉伸性能明顯優于相同工藝參數下GNPs/Ti復合材料。西北工業大學陳彪團隊[68]通過超聲分散和物理吸附的方式得到了SiCp@GNPs納米復合增強體，采用SPS工藝制備出SiCp@GNPs/Ti復合材料，該復合材料耐磨性能比純鈦提高了86.8%，研究發現：GNPs表面納米SiCp層與GNPs表面金屬化的效果類似，抑制了界面反應，減少了GNPs在燒結制備過程中缺陷的形成，反應生成的少量TiC和Ti5Si3相有利于提高界面結合強度。綜上所述，研究者在GNPs/Ti復合材料界面反應機理及界面產物生長特性等方面開展的基礎研究可為GNPs/Ti復合材料的界面設計及控制提供理論依據。

在微觀構型設計方面，哈爾濱工業大學黃陸軍等[46]以提高DRTMCs室溫塑性和高溫強度為目標，基于Hashin-Shtrikman理論，采用晶界強韌化設計的方法，制備出TiBw增強體呈準連續三維網狀分布的DRTMCs，有效提高了材料的塑(韌)性。東南大學張法明團隊[47]采用SPS工藝制備了具有三維網狀結構的少層石墨烯(few-layer graphene，FLG)/TC4復合材料，研究了SPS工藝溫度對復合材料微觀組織演變、壓縮/拉伸力學性能和摩擦學行為的影響規律，分析了強化機理。FLG通過低能球磨在TC4粉末表面均勻分散，并經燒結過程在復合材料晶界處原位生成三維網絡分布的FLG-TiC復合增強體。由于FLG和TiC在網絡邊界的協同強化作用，該復合材料相比TC4基體綜合力學性能明顯提高，且磨損率顯著降低。圖4a為FLG/TiC增強TC4合金基體的微觀作用機制示意圖[47]。西北工業大學陳彪團隊[69]制備了具有GNPs網狀分布特征的GNPs/TC4復合材料，研究發現，網狀結構一定程度緩解了復合材料裂紋應力集中，微裂紋傾向于沿著網絡邊界和GNPs/碳化物顆粒進行形核和長大，有利于微裂紋分支和偏轉。

圖4 FLG/TC4復合材料的三維網絡結構示意圖和界面結合模型(a)[47]，微觀層狀GNPs/Ti復合材料三維微觀結構及微裂紋偏轉(b)[31]，受蒼耳植物外形啟發設計的具有“三維界面”特征的GNPs-(TiBw)/Ti復合材料(c)[34]，GNPs-(TiBw)/Ti復合材料拉伸斷口的SEM照片(d)[32]Fig.4 Schematics of 3D network structure and interfacial bonding model of FLG/TC4 composites (a)[47]，cracks deflection in micro-laminated GNPs/Ti composite (b)[31]，“3D interface” in GNPs-(TiBw)/Ti composite inspired by Xanthium sibiricum (c)[34]，SEM image of the tensile fracture of GNPs-(TiBw)/Ti composites (d)[32]

北京理工大學張洪梅團隊[31]設計出GNPs/Ti片狀復合粉末構筑了復合材料層狀結構(圖4b)，不僅解決了GNPs的團聚問題，同時獲得了良好的GNPs本征增強效果，制備的層狀結構GNPs/Ti復合材料打破了傳統DRTMCs的壓縮屈服強度極限(達到～2 GPa)?；诜律鷮W思想，他們設計出具有三維復合結構的GNPs-(TiBw)/Ti界面[32-34，48](簡稱“三維界面”，如圖4c)，顯著提升了復合材料的拉伸強度(比純Ti基體提升200 MPa)，并保持優異的室溫塑性(23.2%)。圖4d為GNPs-(TiBw)/Ti復合材料拉伸斷口形貌[32]，可以看出，TiB晶須作為橋梁連接了GNPs-TiC-Ti的多重界面，減緩了TiC層的斷裂速度，同時抑制了GNPs與周圍基體的界面脫粘，防止TiC層與相鄰基體的變形分離，GNPs的存在還可以橋接裂紋，進一步獲得增韌效果，促進GNPs更好地發揮其本征強化作用。

4 GNPs/Ti復合材料力學性能與失效機制

GNPs/Ti復合材料相比TiC(或TiB)/Ti復合材料在力學性能上表現出更顯著的強化效率，更優異的強塑性匹配，且GNPs應用于鈦合金也具有類似的增強效果[24，30，70-76]。選取部分具有代表性GNPs/Ti復合材料與TiC(或TiB)/Ti復合材料進行力學性能對比(圖5a和5b)。另一方面，微觀構型設計表現出更突出的DRTMCs增塑/增韌特性[30，41，58，64，68，77-97]，尤其是GNPs/Ti復合材料層狀結構設計(代表成果統計見圖5c)。進一步優化微觀構型和界面微觀結構，可以為GNPs/Ti復合材料綜合性能提升提供新思路與新途徑。

圖5 GNPs/Ti復合材料與傳統原位自生TiC(或TiB)/Ti復合材料性能對比：(a)拉伸強度[24，30，70-72，74-76]，(b)斷后延伸率[24，30，70-72，74-76]，(c)不同微觀構型的復合材料的歸一化拉伸強度與斷后伸長率分析圖[30，41，58，64，68，77，85，87，89，93，95-97]Fig.5 Comparison of properties of GNPs/Ti composites and traditional in-situ TiC (or TiB)/Ti composites：(a) ultimate tensile strength[24，30，70-72，74-76]，(b) elongation to fracture[24，30，70-72，74-76]，(c) normalized tensile strength and normalized tensile elongation of composites with different structural types[30，41，58，64，68，77，85，87，89，93，95-97]

目前研究表明，GNPs/Ti復合材料的強化機制主要為細晶強化、載荷傳遞、固溶強化、織構強化和Orowan強化等(與目前已深入研究的顆粒增強金屬基復合材料強化機制類似，在此不做贅述)。在塑(韌)性提升機制方面，除了微觀構型起到的顯著效果之外，界面微觀結構也是影響復合材料增強和增塑(韌)的關鍵因素，也是微觀構型發揮效果的前提。通過測量界面斷裂韌性(如壓痕實驗法、四點彎曲實驗法等[98])可以對界面特性進行評估，但增強相尺寸為納米尺度時，宏觀的實驗方法難以表征界面特性。研究人員采用數學模型(如等應力-等應變模型、剪切-滯后理論模型和粘結區模型等)對材料的宏觀力學性能進行擬合，間接計算界面結合強度。首先對除載荷傳遞強化機制外的其它強化貢獻進行定量計算，并利用差減法得出載荷傳遞作用的強化貢獻，然后使用剪切-滯后強化模型倒推，間接計算出復合材料的界面結合強度[99]。事實上，經過拉伸變形，復合材料拉伸斷口的韌窩附近或靠近增強體的區域通常會產生納米孔洞或明顯的應力集中。與初始狀態相比，此時復合材料的界面狀態已發生改變，增強體-基體的界面力學特性不能被真實反映。

北京理工大學張洪梅等[44，66，100]采用微納擴散偶實驗結合動力學計算的界面精細控制方法，通過短時熱處理獲得不同碳-鈦反應程度的GNPs/Ti復合材料。在準靜態及高應變率動態加載條件下開展了GNPs/Ti復合材料力學響應行為研究，分析不同界面微觀結構對GNPs載荷傳遞和復合材料塑(韌)性提升的影響規律，揭示了GNPs及界面微觀結構在載荷作用下的失效機制。研究表明，適當的界面反應可產生GNPs-TiC“協同強韌化”效果。圖6為準靜態拉伸變形后GNPs/Ti復合材料微觀組織和斷口形貌，從圖中可以看出，界面附近的基體中存在Frank-read位錯源和位錯環，以及大量的線段狀位錯線，在TiC反應層與Ti基體的界面處也發現了位錯環以及大量位錯纏結。TiC反應層在載荷傳遞的過程中出現了多處微裂紋形核現象(如圖中紅色虛線所示)，部分微裂紋還呈現出較大偏轉。微裂紋的產生說明界面載荷傳遞的應力達到了TiC反應層的臨界斷裂應力，然而TiC反應層產生的微裂紋在GNPs兩側并非是對稱的，同時GNPs與TiC反應層也無界面脫粘現象，因此GNPs在載荷傳遞的過程中對界面反應層的裂紋擴展起到了有效地抑制作用，微裂紋如果繼續擴展，則必須繞過GNPs與TiC的界面。TiC反應層與GNPs在復合材料拉伸過程中保持高效的協同承載能力，盡管TiC反應層在拉伸過程中微裂紋不斷形核并長大，但始終能夠有效地將來自基體的加載應力傳遞到GNPs，隨著拉伸過程的繼續進行，GNPs在到達臨界斷裂應力后產生撕裂或斷裂，這意味著本征結構保留完好的石墨烯不僅可以起到高效的載荷傳遞作用，還可以有效抑制界面處微裂紋的擴展，從而同時提高復合材料的強度和塑(韌)性。

圖6 擁有適當界面反應的GNPs/Ti復合材料拉伸變形后微觀組織TEM照片(a)和拉伸斷口SEM照片(b)[66]Fig.6 Microstructure TEM image (a) and fracture surface SEM images (b) of GNPs/Ti composite with suitable interface reaction degree under tensile deformation[66]

當GNPs/Ti復合材料處于過度反應界面狀態時(即TiC反應層過厚，GNPs本征結構破壞嚴重)，GNPs將成為一種“缺陷”。圖7a所示為存在嚴重界面反應的GNPs和斷裂TiC層TEM形貌照片，與圖6相比，相同拉伸應變條件下，該界面處微裂紋的尺寸明顯增大，這些微裂紋穿透了整個TiC層。圖7b顯示了斷裂界面附近的GNPs非晶相，這是導致GNPs-TiC結合較弱以及微裂紋快速擴展的主要原因。因此，嚴重反應界面狀態的GNPs很難抑制裂紋的擴展，從而降低了TiC的斷裂韌性(圖7c)。也就是說，GNPs不能有效地承受來自Ti基體的載荷，GNPs本征結構消失和較大損傷也將導致粗大的TiC反應層成為普通脆性陶瓷相，使GNPs-TiC“協同強韌化”效果消失[66，101]。

圖7 存在嚴重界面反應的GNPs/Ti復合材料拉伸變形后：(a)微觀組織TEM照片[101]，(b)微裂紋貫穿界面TEM照片[101]，(c)界面處GNPs有/無非晶層界面時的失效模型[66]Fig.7 GNPs/Ti composite with severe reaction degree under tensile deformation：(a) TEM image of the microstructure[101]，(b) TEM image of the cracks propagation on interface[101]，(c) the failure model of the interface without/with GNPs amorphization[66]

北京理工大學張洪梅團隊[33，65]采用分離式霍普金森壓桿結合限位環技術，研究了高應變率沖擊加載條件下復合材料GNPs和TiC的力學響應行為(3000 s-1)。圖8a所示為850 ℃熱軋態GNPs/Ti復合材料(適當界面反應)的動態壓縮應力應變曲線。初始應變條件下界面處首先產生微孔洞(圖8b)，可以觀察到微孔洞內部存在斷裂的TiC反應層，以及處于“橋接”狀態且尚未斷裂的GNPs；當試樣的應變為0.15時，則達到以GNPs斷裂為主要現象的微裂紋形核階段(圖8c)，隨著應變的繼續增加，微裂紋隨之延伸、擴展和連接，最終形成橫向主裂紋造成的復合材料應力塌陷，如圖8d所示，可以證明在沖擊環境中依然存在GNPs-TiC“協同強韌化”效應。

圖8 3000 s-1條件下GNPs/Ti復合材料的動態壓縮真應力-應變曲線(a)，復合材料在不同應變下的SEM照片(b～d)[65]Fig.8 True stress-strain curves (3000 s-1) and fracture process of the GNPs/Ti composites obtained by the stop-ring method (a)，the corresponding SEM images at various strains (b～d)[65]

目前，GNPs-TiC“協同強韌化”效應已隨著GNPs/Ti復合材料界面反應精細可控的逐步實現，被越來越多的研究者發現。然而，其深層次機理研究仍不夠深入，進一步探究GNPs/Ti復合材料界面微觀結構關鍵參量與復合材料力學響應的關系(尤其是在高溫、高應變率等極端服役條件下)，需要更先進的界面表征方法，進而揭示界面特性對GNPs/Ti復合材料變形與失效機制的影響規律[78]。

5 結 語

近些年來，國內外針對石墨烯納米片(graphene nanoplatelets，GNPs)/Ti復合材料的設計和制備取得了較大進展，但尚未形成完整的體系，許多工作有待深入研究[102-104]：

(1)如何實現GNPs在鈦基體中的本征增強，是設計GNPs/Ti復合材料的核心問題。目前該復合材料的制備工藝窗口較為狹窄，高溫固結與低溫反應控制仍是制備GNPs/Ti復合材料的主要矛盾，可進一步探索可靠的低溫/室溫成型或預成型方法；也可通過優化GNPs表面改性層種類和性質，實現界面反應的可設計與可調控。

(2)采用材料基因工程方法設計GNPs/Ti復合材料，將實驗科學和計算科學結合來深入挖掘GNPs和界面微觀結構在鈦基體中的作用機制，突破正向設計和精準制備技術，進一步提升GNPs/Ti復合材料的綜合性能；面向國際前沿技術，開展GNPs/Ti復合材料新方法、新技術的研發，強化原創性基礎理論、方法和模型的研究。

(3)針對國家重大需求，開展面向特殊應用環境的結構-功能一體化新型鈦基復合材料設計和制備研究，如高強韌抗沖擊GNPs/Ti復合材料、輕質耐高溫GNPs/Ti復合材料、高強高導熱GNPs/Ti復合材料等，充分利用石墨烯特殊的二維納米結構特性，發揮出石墨烯優異的本征力學和物理性能。

(4)目前GNPs/Ti復合材料仍處于實驗室研究階段，需加強GNPs/Ti復合材料制備向中試、工程化和低成本化方向發展，包括材料的制備工藝放大、工藝優化、材料質量性能的穩定性研究等。