隨著對航空飛行器大推重比與高飛行馬赫數(shù)的不斷追求，航空關(guān)重結(jié)構(gòu)件趨于輕量化、高強化發(fā)展。由于鈦基復(fù)合材料具有優(yōu)于鈦合金的強度、比強度以及高溫強度性能，被認為是重要的下一代航空材料。然而，高硬度、高強度增強相 (微納米顆粒或纖維) 在強化鈦基復(fù)合材料的同時，也會損失其塑韌性，這對具有高服役安全性的航空領(lǐng)域而言是不可忽視的缺陷。因此，鈦基復(fù)合材料的強韌性匹配與調(diào)和成為近年來的研究熱點之一 [1-2]

原位自生鈦基復(fù)合材料是利用前驅(qū)體與 Ti 的反應(yīng)，在復(fù)合材料制備過程中形成增強顆粒，顆粒與鈦合金基體的界面通過化學(xué)反應(yīng)形成冶金結(jié)合，因此與外加顆粒增強鈦基復(fù)合材料相比，顆粒的強化效果更為優(yōu)異，塑韌性保持度也更高。目前鈦基復(fù)合材料的原位反應(yīng)研究較為廣泛，已發(fā)展出 Ti₂B-TiB [3-4]、石墨 / 石墨烯 - TiC [5-6]、Re-ReO 等多種成熟體系。在原位自生法鈦基復(fù)合材料的基礎(chǔ)上，研究者發(fā)現(xiàn)將增強相的分布特征進行特定構(gòu)型的設(shè)計，可實現(xiàn)有針對性的強度或韌性調(diào)控。大量研究表明，復(fù)合材料中增強相呈不均勻分布時，形成 "富增強相" 與 "貧增強相" 兩種局部特征區(qū)域，能夠分別發(fā)揮強化與韌化的作用，據(jù)此開發(fā)出多種非均勻構(gòu)型的鈦基復(fù)合材料，如非連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)、層狀結(jié)構(gòu)、多級多尺度結(jié)構(gòu)等，在強度獲得顯著提高的同時，塑韌性趨近甚至超越基體鈦合金材料，從而使綜合力學(xué)性能突破了增強相均勻分布的鈦基復(fù)合材料的強度 - 塑性倒置關(guān)系。如 Li 等 [9] 采用 AlB₂為前驅(qū)體所制備的非連續(xù)網(wǎng)狀 1% TiB/Ti (體積分數(shù)) 復(fù)合材料，屈服強度與斷后伸長率分別達到了 567 MPa 與 13%, 均優(yōu)于基體材料，實現(xiàn)了強度 - 韌性的同步增強。然而，由于均勻構(gòu)型與非均勻構(gòu)型鈦基復(fù)合材料的制備工藝存在差異，如前者通常采用熔鑄法或高能球磨結(jié)合粉末冶金方法，后者多采用低能球磨結(jié)合粉末冶金方法 [12], 影響復(fù)合材料力學(xué)性能的因素較多，因此在前述工作中，多采用理論模型解釋增強相構(gòu)型的強韌化作用，強韌化機制有待進一步明確。

在前期研究中，采用 Ti₃SiC₂作為前驅(qū)體成功獲得了原位 TiC 顆粒增強的鈦基復(fù)合材料，同時發(fā)現(xiàn) Ti₃SiC₂所反應(yīng)生成的 TiC 顆粒具有均勻分布顆粒特征，而結(jié)合現(xiàn)有研究，采用石墨粉為前驅(qū)體制備 TiC 增強鈦基復(fù)合材料中的 TiC 通常形成團聚體，表現(xiàn)為非均勻分布特征。因此本文通過選用不同的原位反應(yīng)體系，分別采用 Ti₃SiC₂+Si 以及 Si + 石墨作為前驅(qū)體，設(shè)計出增強顆粒呈均勻分布與非均勻分布兩種類型的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，通過排除制備工藝的影響，定性化研究增強相構(gòu)型特征對鈦基復(fù)合材料強度與塑韌性的改善機制。

1、實驗材料與方法

1.1 原材料

研究采用球形 TA1 粉末 (純度> 99.5%, 質(zhì)量分數(shù)，下同，粒度 300 目，西安歐科技有限公司)、Ti₃SiC₂粉末 (純度 > 98%, 粒度 300 目，北京福斯曼科技有限公司)、Si 粉 (純度 > 99%, 粒度 5000 目，天津鑫耐金屬材料有限公司)、石墨粉 (純度 > 99%, 粒度 5000 目，輝風化工有限責任公司) 作為原材料。TA1 粉、Ti₃SiC₂粉、Si 粉以及石墨粉的形貌如圖 1a-d 所示。

1.2 制備方法

(1) 球磨混粉：將 TA1 粉、Ti₃SiC₂粉、Si 粉或 TA1 粉、Si 粉、石墨粉按比例進行稱重后進行干式球磨混粉。為消除前驅(qū)體的團聚，采用兩步法進行球磨：首先將 Ti₃SiC₂粉 - Si 粉或 Si 粉 - 石墨粉進行球磨，球料比為 20:1, 轉(zhuǎn)速 400 r/min, 球磨時間 10h; 第一步球磨結(jié)束后，直接向球磨罐中加入 TA1 粉，并補充磨球質(zhì)量至球料比 5:1, 在轉(zhuǎn)速 200 r/min 條件下球磨 10h, 獲得混合粉體。為避免金屬粉在球磨過程中氧化，向球磨罐中通入氬氣進行保護，球料篩分過程在真空手套箱中進行。(2) 復(fù)合材料燒結(jié)：采用真空熱壓燒結(jié)工藝制備 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，工藝參數(shù)為：燒結(jié)溫度 1200℃, 保溫時間 1h, 真空度 1×10⁻²Pa 以上。為了避免石墨模具中的 C 擴散造成樣品粘連，預(yù)先在模具型腔內(nèi)均勻噴涂 BN 脫模劑。

1.3 表征分析

按照標準金相試樣制備方法，用電火花線切割從燒結(jié)試樣中取出樣品，先后通過 240#、600#、1000#、2000# 耐水砂紙打磨平整，使用二氧化硅懸濁液進行拋光，最后置于酒精溶液中超聲清洗并吹干。使用 Kroll 溶液 (200 mL H₂O、20mL HF 和 40mL HNO₃配置而成) 腐蝕 5~7s, 獲得用于微觀表征的樣品。采用掃描電子顯微鏡 (HITACHI SU3500) 進行樣品的顯微組織觀察，采用 X 射線衍射儀 (Bruker D8 Advance) 進行樣品的物相分析，采用能譜儀 (Oxford X-max 50) 進行樣品中元素含量及分布的定性分析。

1.4 力學(xué)性能測試

根據(jù)國標 GB/T 7314, 使用萬能試驗機 (MTS CMT5305) 進行復(fù)合材料的室溫壓縮力學(xué)性能測試，壓縮速率為 0.5mm/min, 壓縮樣品尺寸為 Φ5mm×12mm, 為了減少實驗誤差，對同一成分樣品進行 5 次重復(fù)實驗取平均值。

2、實驗結(jié)果及討論

2.1 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料物相組成分析

分別以 Ti₃SiC₂粉 - Si 粉與 Si 粉 - 石墨粉為前驅(qū)體制備 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，其中 TiC 顆粒與 Ti₅Si₃顆粒的名義總含量為 10%(體積分數(shù)), 顆粒比例分別為 6:4、5:5 以及 4:6, 對應(yīng)的試樣編號如表 1 所示。

表 1 試樣成分設(shè)計 

Tab.1 Composition design for the samples

No.	TA1	Si	C	Ti₃SiC₂	增強相組成
TSC-4:6	94.22	-	-	-	4% TiC+6% Ti₅Si₃
TSC-5:5	93.47	0.41	-	-	5% TiC+5% Ti₅Si₃
TSC-6:4	92.68	-	-	7.32	6% TiC+4% Ti₅Si₃
SC-4:6	97.60	1.54	-	-	4% TiC+6% Ti₅Si₃
SC-5:5	97.65	-	1.07	-	5% TiC+5% Ti₅Si₃
SC-6:4	97.70	1.02	1.28	-	6% TiC+4% Ti₅Si₃

圖 2 是分別以 Ti₃SiC₂粉 - Si 粉 (TSC 組) 和 Si 粉 - 石墨粉 (SC 組) 為增強顆粒前驅(qū)體的鈦基復(fù)合材料 XRD 衍射圖。在 TSC-4:6、TSC-5:5、TSC-6:4 以及 SC-6:4 樣品中均檢測到明顯的 α-Ti 衍射峰，表明 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料的基體組織為 α-Ti 相。同時，在 XRD 衍射圖譜中均存在 TiC 與 Ti₅Si₃衍射峰，說明在燒結(jié)過程中前驅(qū)體 Ti₃SiC₂發(fā)生了分解反應(yīng)生成 TiC 顆粒，Si 元素及添加 Si 粉與 Ti 反應(yīng)生成了 Ti₅Si₃顆粒，如公式 (1) 和 (2), 這與之前的研究結(jié)果一致；

另外，在 SC 組中，石墨粉與 Si 粉分別于 Ti 反應(yīng)生成了 TiC 顆粒與 Ti₅Si₃顆粒。在 XRD 圖中還觀察到，SC 組與 TSC 組燒結(jié)試樣中的 α-Ti 衍射峰均向更高角度偏移 (圖中虛線為標準 α-Ti 衍射峰，參考 ICSD44-1294), 這是由于復(fù)合材料中加入的 Si 原子以置換固溶的方式固溶于基體 α-Ti 晶格結(jié)構(gòu)中，由于摻雜的 Si 原子半徑小于 Ti 原子，隨著晶格中固溶的 Si 原子量增多，α-Ti 的晶格常數(shù)逐漸降低，導(dǎo)致 α-Ti 衍射峰向右偏移。當基體中固溶的 Si 原子量達到飽和后，復(fù)合材料中析出 Ti₅Si₃顆粒，而 TSC 組和 SC 組混合粉末在 1200℃下制得的燒結(jié)試樣中均檢測到了 Ti₅Si₃峰，說明對于此時的 TSC 組與 SC 組燒結(jié)試樣，Ti 晶格中的 Si 原子固溶量均已達到飽和，因此 TSC 組、SC 組燒結(jié)試樣中 α-Ti 衍射峰均向右偏移且偏移程度相同。通過上述對 TSC 組與 SC 組 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料的 XRD 分析，初步確定了兩組復(fù)合材料中均含有 TiC 顆粒與 Ti₅Si₃顆粒。由于兩組樣品的成分均是通過定量化計算進行配比，可以認為其物相種類、含量均相同。

2.2 前驅(qū)體對增強顆粒分布規(guī)律的影響

以 Ti₃SiC₂粉 / Si 粉為前驅(qū)體制備的 TSC 組粉體，和以石墨粉 / Si 粉為前驅(qū)體制備的 SC 組粉體均在 1200℃燒結(jié)工藝下獲得了 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，兩組試樣的微觀組織不同，且隨著 TiC:Ti₅Si₃增強相比例變化，表現(xiàn)出不同的組織變化規(guī)律。如圖 3a~c 為 TSC 組復(fù)合材料的 SEM 形貌圖，當增強顆粒 TiC:Ti₅Si₃比例發(fā)生改變，分別為 4:6、5:5、6:4 時，其物相構(gòu)成均為 α-Ti 相、TiC 顆粒以及 Ti₅Si₃顆粒，與 XRD 結(jié)果相符。其中，微米 TiC 顆粒呈近等軸狀，孤立分布于基體晶界處或晶粒內(nèi)部，基體中彌散分布的 TiC 顆粒構(gòu)成了非連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。此外，從圖中還可看到，除等軸狀 TiC 顆粒外，還有一些細小的蠕蟲狀顆粒，結(jié)合 XRD 分析，可確認這些蠕蟲狀小顆粒是 Ti₅Si₃。蠕蟲狀 Ti₅Si₃顆粒主要分布于基體晶粒內(nèi)，隨著復(fù)合材料中加入 Si 元素增多，晶內(nèi) Ti₅Si₃顆粒數(shù)量增多。圖 3d~f 是 SC 組復(fù)合材料的 SEM 形貌圖，可明顯觀察到等軸狀 α-Ti 基體組織與晶界顆粒團聚體，結(jié)合 XRD 分析結(jié)果，可確定團聚體由 TiC 顆粒與 Ti₅Si₃顆粒構(gòu)成。這些團聚顆粒圍繞等軸 α-Ti 晶分布，構(gòu)成了準連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

將 TSC 與 SC 兩組材料的微觀組織進行對比后可以發(fā)現(xiàn)，以 Ti₃SiC₂粉 / Si 粉為前驅(qū)體制備的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，增強顆粒的團聚得到了解決，即 TSC 試樣中彌散分布的 TiC 顆粒構(gòu)成了非連續(xù) - 非均勻增強結(jié)構(gòu)，較好解決了 SC 組中 TiC 團聚問題；蠕蟲狀 Ti₅Si₃顆粒分布在晶內(nèi)，而非偏聚在 TiC 周圍，兩種顆粒共同組成了近均勻構(gòu)型。在 TSC 組試樣中，增強相 Ti₅Si₃顆粒與 TiC 顆粒形成了連續(xù)、不均勻的分布，為不均勻構(gòu)型。

2.3 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料微觀組織演變

分別以 Ti₃SiC₂粉 / Si 粉為前驅(qū)體及以石墨粉 / Si 粉為前驅(qū)體制備混合粉末，真空熱壓燒結(jié)后獲得原位自生顆粒增強的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，兩組復(fù)合材料中增強顆粒的分布特征及形貌差別很大，因此有必要探討前驅(qū)體 Ti₃SiC₂粉 / Si 粉與石墨粉 / Si 粉對增強顆粒形貌及分布特征的影響，深入分析兩組試樣在燒結(jié)過程中的組織演變過程。

在 TSC 組混合粉末中，Ti₃SiC₂發(fā)生原位分解反應(yīng)生成基體中非連續(xù)分布的 TiC 顆粒。Gu 等 [15] 對 Ti-Ti₃SiC₂體系的反應(yīng)進行了研究，發(fā)現(xiàn)在 1000℃時 Ti-Ti₃SiC₂體系可通過原位分解反應(yīng)制得 TiC 顆粒。通過比較 Ti₃SiC₂與 TiC 的晶體結(jié)構(gòu)，如圖 5 所示，研究者認為 Ti₃SiC₂晶胞可看做是兩個密排 Si 原子層連接兩個被共享的八面體 Ti₆C 和一個完整的 Ti₆C。Zhou 等 [16] 通過對比 TiC 與 Ti₃SiC₂晶體結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn) Ti₃SiC₂的 (001) 晶面與 TiC 的 (111) 晶面非常相似，如圖 5b 和 c 所示。在 Ti₃SiC₂分解生成 TiC 的過程中，Ti₃SiC₂晶格中較弱的 Ti-Si 鍵斷裂，而較強 Ti-C 鍵不發(fā)生斷裂。當 Ti₃SiC₂中周期性排列的 Si 原子層被抽離后，剩下的 Ti₆C 八面體可組合在一起形成有空位缺陷的 TiC。因此，Ti₃SiC₂粉末原位分解生成 TiC 顆粒的實質(zhì)是周期性排列的 Si 原子的脫出，該轉(zhuǎn)化過程具有等體積的特征，晶格脫嵌 Si 原子所形成的 TiC 顆粒可以保留 Ti₃SiC₂的形貌與空間分布。

結(jié)合以上分析，TSC 復(fù)合材料的微觀組織演變過程可以歸納為：均勻包裹在球形 TA1 粉體表面的 Ti₃SiC₂粉末發(fā)生分解反應(yīng)，Ti-Si 鍵斷裂、Ti₃SiC₂晶格中的周期性排列的 Si 原子脫出，并固溶于基體中，原前驅(qū)體粉末的晶格結(jié)構(gòu)中剩下鍵合能力較強的 Ti-C 鍵，Ti-C 組成有空位缺陷的 TiC 顆粒。單顆 Ti₃SiC₂顆粒原位分解生成單顆 TiC 顆粒，保留了 Ti₃SiC₂的空間位置，形成非連續(xù)分布特征。在熱壓燒結(jié)過程中，由于 Ti₃SiC₂晶格中的 Si 原子脫出且 Si 在 α-Ti 基體中具有較高的擴散速率和較大的溶解度，Si 原子在 TA1 基體中得到充分擴散，局部 Si 原子濃度較低但分布較為均勻，最終形成的蠕蟲狀 Ti₅Si₃且多數(shù)分布于晶內(nèi)，其增強相形成過程如圖 6 所示。

Tong 等 [17] 對 Ti-C 反應(yīng)進行了熱力學(xué)和動力學(xué)計算，表明 TiC 生成機理主要以溶解 - 析出機制為主；Choi 等 [18] 研究了在合成 TiC 過程中石墨和不定形炭對反應(yīng)機理、產(chǎn)物形貌等的影響，發(fā)現(xiàn)石墨與鈦粉反應(yīng)活性高、Ti-C 反應(yīng)完全。低能球磨工藝使得前驅(qū)體石墨粉均勻包裹在球形 TA1 粉表面，當燒結(jié)溫度達到 1200℃時，Ti-C 界面前沿處 C 原子平衡濃度較高，由于 C 原子在 Ti 基體中固溶度較低，難以發(fā)生長程擴散，因而石墨表面易發(fā)生 Ti-C 反應(yīng)生成 TiC 顆粒。根據(jù) Gibbs-Thomson 關(guān)系，前驅(qū)體顆粒半徑越小，界面前沿固溶的 C 原子平衡濃度越高，因而生成 TiC 顆粒的結(jié)晶驅(qū)動力越高，因此 SC 組混合粉末易于在石墨表面促進 TiC 顆粒的形核。不規(guī)則狀的石墨表面凹凸不平，存在大量界面缺陷，可為 TiC 顆粒的不均勻形核提供形核位點，因此在石墨表面局部位置將生成許多 TiC 晶核。復(fù)合材料中石墨粉含量越多則形核位置越多且越接近，空間距離縮短的形核位置導(dǎo)致后續(xù)長大過程中相鄰 TiC 體積增加的同時發(fā)生顆粒表面接觸，因而 SC 組燒結(jié)過程中石墨與 TA1 粉生成團聚狀的 TiC。

均勻包裹在球形 TA1 粉表面的 Si 粉可作為形成 Ti₅Si₃顆粒的前驅(qū)體，燒結(jié)過程中 Ti-Si 界面前沿處富集大量 Si 原子，由于 Ti₅Si₃優(yōu)先在能量較高的缺陷位置處形核，如晶界、相界、位錯等處，這些位置畸變大、能量高，而之前的研究證實了 TiC 顆粒可作為 Ti₅Si₃顆粒的異質(zhì)形核核心 [14], 因而 SC 復(fù)合材料中先形成的 TiC 顆粒可促進 Ti₅Si₃顆粒的形核，導(dǎo)致 Ti₅Si₃顆粒偏聚于 TiC 顆粒周圍。根據(jù)上述分析，SC 復(fù)合材料的微觀組織演變過程如圖 7 所示。

2.4 前驅(qū)體對 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

對不同前驅(qū)體制備的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料進行室溫壓縮測試，圖 8 為復(fù)合材料的室溫壓縮曲線，表 2 為室溫壓縮力學(xué)性能。比較而言，TSC 復(fù)合材料具有高強度、低塑性，SC 組復(fù)合材料具有高塑性、低強度。TSC 試樣的屈服強度為 1590~1915MPa, 抗壓強度為 1856~2266MPa, 壓縮斷裂應(yīng)變?yōu)?18%~21%, 隨著 Ti₅Si₃顆粒含量的增加，強度逐漸增大而塑性逐漸降低。SC 試樣的屈服強度為 805~888MPa, 抗壓強度為 1530~1680MPa, 壓縮斷裂應(yīng)變?yōu)?24%~26%, 其力學(xué)性能隨 Ti₅Si₃顆粒含量的變化趨勢與 TSC 試樣相同，但變化的幅度明顯更低，說明 SC 試樣中的 Ti₅Si₃顆粒對其性能的影響較小。這是由于 SC 試樣中的 TiC 顆粒與 Ti₅Si₃顆粒組成了團聚體，Ti₅Si₃顆粒的含量變化基本不改變增強顆粒團聚體的尺寸及體積分數(shù)，而在 TSC 試樣中，Ti₅Si₃顆粒與 TiC 顆粒呈相對彌散分布，由于 Ti₅Si₃的尺寸更小，強化作用更為明顯，因此強度隨其含量增大而提升。

表 2 TSC 組和 SC 組試樣室溫壓縮力學(xué)性能 

Tab.2 Room temperature compressive mechanical properties of the TSC and SC composites

No.	屈服強度 σₛ/MPa	抗壓強度 σᵦ/MPa	斷裂應(yīng)變 δ/%
TSC-4:6	1590±92	1856±103	21±0.5
TSC-5:5	1856±55	2195±37	19±0.1
TSC-6:4	1915±68	2266±32	18±0.2
SC-4:6	805±28	1530±33	26±0.2
SC-5:5	880±12	1593±61	25±0.4
SC-6:4	888±28	1680±46	24±0.3

2.5 不同構(gòu)型 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料強韌化機制分析

以 Ti₃SiC₂粉 / Si 粉為前驅(qū)體制備的 TSC 復(fù)合材料中存在相對均勻分布的微米級 TiC 顆粒以及尺寸更小的 Ti₅Si₃顆粒，可充分發(fā)揮其強化作用提高復(fù)合材料的強度。Orowan 機制是顆粒增強金屬基復(fù)合材料的重要強化機制之一，在復(fù)合材料的變形過程中，由于增強顆粒的直徑較小且硬度高，位錯無法切過，只能通過繞過機制移動，從而在顆粒附近形成位錯環(huán)，對復(fù)合材料形成強化效果。Orowan 強化機制可通過下式計算:

式中，G 為剪切模量；b 為柏氏矢量；ν 為泊松比；λ 為顆粒間距；D 為顆粒平均尺寸；f 為增強相體積分數(shù)。根據(jù)公式，Orowan 強化效果與顆粒間距有關(guān)，而顆粒間距又與增強相體積分數(shù)、顆粒尺寸有關(guān)。當基體中增強顆粒尺寸越小且體積分數(shù)越高，顆粒間距越小，復(fù)合材料中 Orowan 強化效果越強。

對比不同前驅(qū)體所制備的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，Ti₃SiC₂+Si 粉反應(yīng)生成的 TiC 顆粒與 Ti₅Si₃顆粒較為彌散的分布，能夠充分發(fā)揮顆粒的 Orowan 強化機制，因此強度性能更為優(yōu)異。并且，隨著尺寸更為細小的 Ti₅Si₃顆粒含量的增加，復(fù)合材料的強度逐漸增大，與前述規(guī)律相符，也進一步說明 Orowan 機制的重要作用。而以石墨粉 / Si 粉為前驅(qū)體制得的 SC 組復(fù)合材料中存在連續(xù)分布的 TiC 顆粒 / Ti₅Si₃顆粒，形成了團聚體，使增強相的等效尺寸顯著增大，因此相比與 TSC 復(fù)合材料，其 Orowan 強化效果降低，材料的強度性能弱化。此外，團聚體內(nèi)部顆粒的結(jié)合強度相對顆粒 - 基體結(jié)合更低，并且團聚顆粒與基體接觸面積小于彌散顆粒的接觸面積，界面處載荷傳遞效率低，進一步降低了連續(xù)分布顆粒 (團聚體) 的強化作用，因此 SC 組復(fù)合材料的強度明顯低于 TSC 組復(fù)合材料。值得注意的是，SC 組復(fù)合材料中，隨著 TiC 顆粒 - Ti₅Si₃顆粒比例的改變，材料的強度值變化不明顯，與 TSC 組的情況進行對比，可以進一步說明團聚顆粒發(fā)揮的強化作用很低。因此可以認為，增強顆粒呈不連續(xù)分布的構(gòu)型，對復(fù)合材料的強度是有利的，在此基礎(chǔ)上，降低顆粒的直徑，有利于強化作用的提高。

鈦基復(fù)合材料的塑性主要由較軟的基體提供，在室溫壓縮變形過程中復(fù)合材料的塑性變形能力受到材料成分、組織結(jié)構(gòu)等的影響，同時與增強顆粒的尺寸、形貌、分布特征等顆粒特征有關(guān)。對比 TSC 組與 SC 組試樣在室溫壓縮實驗中的塑性變形能力，可以明顯看出 SC 組試樣室溫壓縮塑性更好，表現(xiàn)出更大的斷裂應(yīng)變。與 TSC 組試樣的室溫塑性相比，SC 組塑性更加優(yōu)異，超過前者 4% 左右 (TSC 組燒結(jié)態(tài)試樣的斷裂應(yīng)變在 20% 左右，SC 組燒結(jié)態(tài)試樣的斷裂應(yīng)變在 24% 左右), 這是由于復(fù)合材料的塑性變形主要由金屬基體中的位錯滑移引起，只有保留充足的位錯運動空間才能使復(fù)合材料表現(xiàn)出良好的延展性與塑性。從 SC 組試樣的微觀組織圖中可看出，連續(xù)分布的微米 TiC 與 Ti₅Si₃構(gòu)成準連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，在復(fù)合材料中劃分出明顯的增強相富集區(qū) (硬相區(qū)) 與增強相貧化區(qū) (軟相區(qū)), 為位錯滑移提供充足的空間，并保證了單個位錯遷移率，因而 SC 組復(fù)合材料表現(xiàn)出良好的延展性與塑性。而 TSC 組燒結(jié)態(tài)試樣中蠕蟲狀 Ti₅Si₃顆粒主要分布于晶內(nèi)，在對基體形成強化的同時，不可避免的導(dǎo)致了變形過程中位錯平均自由程大大減少，甚至使得復(fù)合材料塑性下降、脆性增加，因此 TSC 復(fù)合材料的室溫塑性不如 SC 復(fù)合材料。通過以上對比分析，可以說明非均勻構(gòu)型所劃分出的 "貧增強相" 區(qū)域?qū)��?fù)合材料的塑韌性有明顯的積極作用。

3、結(jié)論

(1) 借助不同前驅(qū)體的原位反應(yīng)特點，分別利用 Ti₃SiC₂+Si 以及 Si + 石墨前驅(qū)體設(shè)計制備出兩種類型 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，前者增強顆粒呈近彌散均勻分布構(gòu)型，后者呈連續(xù)非均勻分布構(gòu)型。(2) 彌散非連續(xù)顆粒的強化作用更為突出，以 Ti₃SiC₂+Si 為前驅(qū)體制備的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料，室溫壓縮屈服強度達到了 1790~1915 MPa; 以 Si + 石墨為前驅(qū)體制備的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料屈服強度僅為 805~888 MPa。均勻構(gòu)型的強化作用可歸因于彌散分布顆粒的 Orowan 強化機理。(3) 非均勻構(gòu)型所劃分出的 "貧增強相" 區(qū)域具有顯著的韌化作用，以 Si + 石墨為前驅(qū)體制備的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料室溫壓縮斷裂應(yīng)變達到了 24%~26%, 而以 Ti₃SiC₂+Si 為前驅(qū)體制備的 (TiC+Ti₅Si₃)/Ti 復(fù)合材料僅為 18%~21%。非均勻構(gòu)型的韌化作用可以歸因于增強相含量低的基體局部區(qū)域為位錯滑移提供了充足的空間。

參考文獻

[1] ZHANG X S, CHEN Y J,HU J L. Recent advances in the development of aerospace materials [J]. Progress in Aerospace Sciences, 2018,97:22-34. 

[2] 魏子超，韓遠飛，李劭鵬，黃光法，毛建偉，呂維潔。非連續(xù)納米相增強鈦基復(fù)合材料研究進展與展望 [J]. 航空制造技術(shù)，2022,65 (16):104-125. WEI Z C, HAN Y F, LI S P, HUANG G F, MAO J W, LYU W J. Research progress and development tendency of discontinuously nano-reinforced titanium matrix composites [J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2022,65 (16):104-125. 

[3] ZHOU Z G, LIU Y Z,LIU X H, ZHAN Q K, WANG K D. Microstructure evolution and mechanical properties of in-situ Ti6Al4V-TiB composites manufactured by selective laser melting [J]. Composites Part B: Engineering, 2021, 207:108567. 

[4] FANG M H,HAN Y F, SHI Z S, HUANG G F, SONG J W,LU W J. Embedding boron into Ti powder for direct laser deposited titanium matrix composite: Microstructure evolution and the role of nano-TiB network structure [J]. Composites Part B: Engineering, 2021,211:108683. 

[5] YAN Q, CHEN B, LI J S. Super-high-strength graphene-titanium composites at ambient temperature [J]. Carbon, 2020,174:451-462. 

[6] YAN Q, CHEN B, CAO L, LIU K Y, LI S, JIA L, KONDOH K,LI J S. Improved mechanical properties in titanium matrix composites reinforced with quasi-continuously networked graphene nanosheets and in-situ formed carbides [J]. Journal of Materials Science & Technology, 2022, 96:85-93. 

[7] XU Y, LIU Z,ZHU X H,JIANG Z L, CHEN H, WANG N. Effect of rare earth Ce addition on microstructure and mechanical properties of titanium alloy Ti-6Al-4V [J]. Materials Letters, 2023, 330:133244. 

[8] ZHANG Z Q, YANG Q,YU Z M, ZHANG T G,JING J N. Microstructure and performance of Ti-based wear-resistant laser cladding coatings with rare-earth oxides [J]. Materials Letters, 2023, 350:134856. 

[9] LI Q, HUANG S, ZHAO Y K,GAO Y M, RAMAMURTY U. Simultaneous enhancements of strength, ductility, and toughness in a TiB reinforced titanium matrix composite [J]. Acta Materialia, 2023,254:118995. 

[10] LI S P, WANG X Y, WEI Z C, HAN Y F, SHI H G, LE J W, HUANG G F, ZHANG D, LU W J. Simultaneously improving the strength and ductility of the as-sintered (TiB+La₂O₃)/Ti composites by in-situ planting ultra-fine networks into the composite powder [J]. Scripta Materialia, 2022, 218:114835. 

[11] LI J X, HAN Y F, YANG D Y, MAO J W. Effect of heat treatment on creep properties of directed energy deposited Ti-6Al-4V alloy [J]. Frontiers in Materials, 2019,6:276. 

[12] LI Q,HUANG S, GAO Y M, RAMAMURTY U. Deformation, fracture, and fatigue crack growth behavior in TiB-reinforced near-α Ti matrix composites fabricated using powder metallurgy technique [J]. Materials Science and Engineering: A, 2024,916: 147351. 

[13] HUANG X Y, GAO Y M, YI Y Y, XIAO P, JIAN Y X, WANG Y R, ZHAO S Y,LIU Q K, REN Z J. Microstructure evolution mechanisms and strength improvement of (6.5 vol% TiC+3.3 vol% Ti₅Si₃)/Ti6Al4V composites via heat treatment [J]. Materials Science and Engineering: A, 2021,805:140581. 

[14] HUANG X Y, GAO Y M, WANG Z P, YI Y L, WANG Y R. Microstructure, mechanical properties and strengthening mechanisms of in-situ prepared TiC/Ti6Al4V composites [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 792:907-917. 

[15] GU W L,ZHOU Y C. Reactions between Ti and Ti₃SiC₂ in temperature range of 1273-1573 K [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2006, 16 (6):1281-1288. 

[16] ZHOU Y C, SUN Z M. Crystallographic relation between Ti₃SiC₂ and TiC [J]. Materials Research Innovations, 2000,3 (5):286-291. 

[17] TONG X C,FANG H S. Al-TiC composites via stupreheating ingot metallurgy and rapid solidification technology: Part I. Microstructural evolution [J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1998,29:875-891. 

[18] CHOI Y,RHEE S W. Effect of carbon sources on the combustion synthesis of TiC [J]. Journal of Materials Science, 1995, 30:4637-4644. 

[19] MA K K, WEN H M, HU T, TOPPING T D, ISHEIM D, SEIDMAN D N, LAVERNIA E J, SCHOENUNG J M. Mechanical behavior and strengthening mechanisms in ultrafine grain precipitation-strengthened aluminum alloy [J]. Acta Materialia, 2014,62:141-155. 

[20] CLYNE T W. An introduction to metal matrix composites [M]. Cambridge: Cambridge University Press, 1993. 

[21] HUANG L J, WANG S, DONG Y S, ZHANG Y Z, PAN F, GENG L, PENG H X. Tailoring a novel network reinforcement architecture exploiting superior tensile properties of in-situ TiB/Ti composites [J]. Materials Science and Engineering: A, 2011,545:187-193.

（注，原文標題：鈦基復(fù)合材料增強相分布構(gòu)型對其力學(xué)性能的影響研究）

---

tag標簽:鈦基復(fù)合材料,航空航天材料,構(gòu)型-性能關(guān)聯(lián),前驅(qū)體遺傳效應(yīng),增強相分布,強韌化機制解耦

---