楊 清 陳 哲 李險(xiǎn)峰 吳 一 王浩偉

（上海交通大學(xué)金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240）

0 引言

現(xiàn)代航空、航天、汽車(chē)工業(yè)領(lǐng)域的快速發(fā)展對(duì)結(jié)構(gòu)材料輕量化提出了更高的要求，如更高的比強(qiáng)度、比模量、抗疲勞性能、耐蝕性能等。然而，單一材料的性能在很多方面越來(lái)越不能滿足高新技術(shù)發(fā)展的需求。金屬基復(fù)合材料（MMCs）的出現(xiàn)和應(yīng)用，極大地彌補(bǔ)了單一材料的缺點(diǎn)，逐漸成為科學(xué)研究的重要課題。金屬基復(fù)合材料的設(shè)計(jì)理念源于將兩種或兩種以上不同性質(zhì)的材料，通過(guò)物理或化學(xué)方法復(fù)合在一起形成一種新型的材料。各種材料在性能上取長(zhǎng)補(bǔ)短，產(chǎn)生協(xié)同效應(yīng)，使復(fù)合材料的綜合性能優(yōu)于原單一組成材料，甚至產(chǎn)生了原單質(zhì)材料所不具備的高性能與新功能以滿足某種性能要求。

在眾多的金屬基復(fù)合材料中，鋁基復(fù)合材料（AMCs）已成為發(fā)展高性能、輕量化先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料的首選。鋁及其合金在制備復(fù)合材料上具有很多優(yōu)點(diǎn)，如密度低、可塑性好等。這就決定了AMCs 具有質(zhì)輕、塑性好等優(yōu)點(diǎn)。按照顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料（PRMMCs）中增強(qiáng)相添加方法的不同可將其制備方法分為外加法和原位自生兩種。外加法制備顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料即將已經(jīng)制備好的增強(qiáng)體顆粒如氧化物、碳化物、氮化物通過(guò)攪拌鑄造或者機(jī)械混粉的方式復(fù)合到基體中［1?4］，此種方法制備的金屬基復(fù)合材料中的顆粒尺寸多為微米級(jí)，容易造成應(yīng)力集中，顆粒表面易受污染，顆粒與基體界面結(jié)合力較差。而原位自生方法制備的增強(qiáng)顆粒是通過(guò)在一定條件下元素之間或者元素與化合物之間的化學(xué)反應(yīng)，在基體中原位生成增強(qiáng)體顆粒。該方法具有以下優(yōu)點(diǎn)：（1）合成顆粒尺寸較小，容易制備出納米尺寸的陶瓷顆粒，具有同時(shí)提高材料強(qiáng)度和塑性的潛力［5?6］；（2）顆粒與基體的界面干凈，無(wú)化學(xué)反應(yīng)產(chǎn)物；（3）制備工藝簡(jiǎn)單，方法可控等。

本文對(duì)國(guó)內(nèi)外原位自生鋁基復(fù)合材料的研究現(xiàn)狀作簡(jiǎn)要評(píng)述，主要包括材料的設(shè)計(jì)與制備、微觀組織控制、性能等方面。

1 原位自生TiB2/Al基復(fù)合材料的制備

1.1 固/液反應(yīng)

1.1.1 自蔓延燃燒反應(yīng)（SHS）

自蔓延燃燒反應(yīng)首先利用外部提供必要的能量（點(diǎn)火），使局部體系發(fā)生放熱反應(yīng)，形成燃燒波，此后的化學(xué)反應(yīng)在自身反應(yīng)放出的大量的熱的前提下繼續(xù)反應(yīng)，從而蔓延至整個(gè)反應(yīng)體系，原始反應(yīng)物料逐漸轉(zhuǎn)化為反應(yīng)產(chǎn)物，合成所需要的材料［7?8］。與傳統(tǒng)工藝相比，該方法具有以下優(yōu)點(diǎn)：（1）反應(yīng)速度快，產(chǎn)量大；（2）反應(yīng)在自身放出的熱量下持續(xù)進(jìn)行，節(jié)約能量；（3）可以制備非平衡態(tài)的相，靈活性較強(qiáng)，通過(guò)調(diào)節(jié)反應(yīng)原理和反應(yīng)條件可制備出不同種類(lèi)的陶瓷顆粒，如硅化物、硼化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物、氫化物、復(fù)雜氧化物等。自蔓延燃燒反應(yīng)的研究主要集中在以下三個(gè)方面：（1）燃燒合成熱力學(xué)，在給定條件下判斷燃燒自發(fā)反應(yīng)的可能性，研究燃燒產(chǎn)物的平衡相組成；（2）燃燒反應(yīng)動(dòng)力學(xué)，即該反應(yīng)體系發(fā)生化學(xué)反應(yīng)的速度以及反應(yīng)的具體步驟；（3）燃燒反應(yīng)結(jié)構(gòu)宏觀動(dòng)力學(xué)，即尋找燃燒產(chǎn)物的結(jié)構(gòu)與燃燒條件之間的關(guān)系。

H.Li等人［9］以B2O3粉末、TiO2粉末、Al粉末以及Ti粉末為主要原材料，通過(guò)自蔓延燃燒反應(yīng)制備出TiB2/Al中間合金，然后通過(guò)合金化制備出TiB2/Al?Zn?Mg?Cu?Zr復(fù)合材料，經(jīng)過(guò)峰值時(shí)效熱處理后，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度提高了22.3%，屈服強(qiáng)度提高了20.2%，彈性模量提高了24.6%。TiB2顆粒的形貌及分布如圖1所示，TiB2顆粒主要呈現(xiàn)出六方形狀，平均顆粒尺寸為0.67μm。然而從圖1中可以看出，自蔓延燃燒反應(yīng)生成的TiB2顆粒容易發(fā)生團(tuán)聚，并且易含有其他產(chǎn)物。如J.Y.Xu等人［8］以TiO2粉末、B4C粉末以及純鋁粉末為原材料，通過(guò)自蔓延燃燒反應(yīng)制備出內(nèi)含TiB2顆粒、TiC顆粒以及Al2O3顆粒的復(fù)合粉末。反應(yīng)產(chǎn)物種類(lèi)較多，不利于燃燒反應(yīng)過(guò)程的控制。

圖1 TiB2/Al復(fù)合材料微觀組織BSE圖［9］Fig.1 Microstructures of TiB2/Al composites［9］

1.1.2 放熱彌散法

放熱彌散法是將固態(tài)反應(yīng)的單質(zhì)元素粉末進(jìn)行混合，并將混合體系加熱到足夠高的溫度使其開(kāi)始放熱反應(yīng)，不斷生成增強(qiáng)體顆粒，其流程圖如圖2所示［10］。KURUVILLA 等人［11］將純Ti 粉、B 粉以及鋁粉進(jìn)行混合，然后在一定條件下進(jìn)行壓制、燒結(jié)，通過(guò)彌散放熱法制備了TiB2/Al 復(fù)合材料。TiB2顆粒平均尺寸約為1 μm。該方法與自蔓延燃燒反應(yīng)方法類(lèi)似，都是利用反應(yīng)體系的放熱特性，可制備出各種類(lèi)型的陶瓷顆粒，但是同樣地存在大量副產(chǎn)物。MITRA 等人［12］同樣采用彌散散熱法制備了TiC/Al 復(fù)合材料。其制備過(guò)程難以控制，存在附加產(chǎn)物。近些年來(lái)，該方法應(yīng)用得較少。

圖2 放熱彌散法制備顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料示意圖［10］Fig.2 Illustration of the fabrication of PMMCs through XD method［10］

1.1.3 混合鹽法

混合鹽法是工業(yè)上一種常用的通過(guò)原位自生的方法制備顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的工藝。該方法是將含有增強(qiáng)體元素的鹽類(lèi)進(jìn)行混合，并添加到熔融的金屬熔體中去，混合鹽在高溫的作用下發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成所需的增強(qiáng)體顆粒。上海交通大學(xué)王浩偉教授課題組通過(guò)混合熔鹽法成功制備出TiB2/Al基復(fù)合材料，該方法按照Ti、B 原子比將K2TiF6和KBF4混合鹽加入到熔融鋁液中，將發(fā)生如下化學(xué)反應(yīng)［13?14］：

待反應(yīng)結(jié)束，過(guò)濾掉KAlF4和K3AlF6浮渣，將熔融復(fù)合材料澆鑄成鑄錠。

上海交通大學(xué)范同祥教授［15］基于Wilson 方程和拓展的Miedema 模型計(jì)算了合金元素添加對(duì)Al?Ti?B 熔體原位自生反應(yīng)制備TiB2顆粒穩(wěn)定性的影響，根據(jù)計(jì)算熔體中各組元的活度，發(fā)現(xiàn)TiB2、Al3Ti 和AlB2相的生成能顯著地受到合金元素種類(lèi)的影響，計(jì)算結(jié)果表明微量合金元素Mg、Cu、Zr、Ni、Fe、V 和La 元素能夠促進(jìn)TiB2、Al3Ti 相的生成，Zr 的作用最明顯。上海交通大學(xué)孫靖［14］觀察了在不同鋁合金體系下通過(guò)混合鹽反應(yīng)制備的TiB2顆粒的形貌變化，在純Al基體中生成的TiB2顆粒呈現(xiàn)出典型的盤(pán)狀六方形，具有明顯的棱角，TiB2顆粒尺寸為納米級(jí)，在Al?Si合金中生成的TiB2顆粒表面相對(duì)較為平滑，但同時(shí)存在一些棱角分明的方形顆粒，在Al?Cu 合金中生成的TiB2顆粒呈現(xiàn)更加明顯的六方棱柱或者立方棱柱外形，并且其C 軸方向較長(zhǎng)，在Al?Si?Cu 合金中生成的TiB2顆粒同樣呈現(xiàn)出典型的六方盤(pán)狀形貌，但其C軸長(zhǎng)度較短，呈現(xiàn)出扁平的六方盤(pán)狀。TiB2顆粒的形貌演變與TiB2顆粒的表面能有關(guān)，上海交通大學(xué)王倩［16］采用基于密度泛函理論的第一性原理計(jì)算方法計(jì)算了TiB2顆粒的低指數(shù)晶面，計(jì)算結(jié)果表明TiB2顆粒的（110）表面能最低，熱力學(xué)最穩(wěn)定，而Ti 終端（0001）面和（100）面相對(duì)于B 終端的（0001）面和（100）面更穩(wěn)定，TiB2顆粒的表面形貌與Ti原子和B原子在熔體的濃度有關(guān)。上海交通大學(xué)湯龑?zhuān)?7］采用同步輻射X 射線技術(shù)和透射電子顯微鏡分析了混合熔鹽反應(yīng)制備的納米TiB2顆粒的尺寸分布，其顆粒尺寸分布成對(duì)數(shù)正態(tài)分布，大部分的顆粒尺寸小于100 nm，并觀察了TiB2顆粒與Al 基體的界面取向關(guān)系如圖3所示，存在如下取向關(guān)系：

圖3 TiB2顆粒透射圖［17］Fig.3 TEM imageof TiB2 particles［17］

1.2 固/固反應(yīng)

機(jī)械合金化是一種固態(tài)的粉末加工方法，金屬粉末或者陶瓷顆粒在高能球磨機(jī)中高速運(yùn)轉(zhuǎn)球墨介質(zhì)的沖擊作用下不斷發(fā)生塑性變形、斷裂和焊合，其過(guò)程不僅涉及粉末的物理變化，還會(huì)發(fā)生一系列的化學(xué)反應(yīng)，在其較高的外部能量的輸入下，會(huì)生成一系列復(fù)雜的相，如非晶、金屬間化合物、碳化物、氧化物、高熵合金等［18?19］。Z.Sadeghian等人［20］將純Al粉、Ti粉以及B粉放入行星式球磨機(jī)內(nèi)在氬氣保護(hù)氣氛下進(jìn)行高能球磨，Ti粉和B粉在球磨介質(zhì)的高速撞擊下發(fā)生反應(yīng)生成TiB2顆粒，獲得超細(xì)晶復(fù)合粉末，粉末的微觀組織如圖4所示，并將超細(xì)晶復(fù)合粉末進(jìn)行放電等離子燒結(jié)，成功制備出TiB2/Al復(fù)合材料，抗拉強(qiáng)度達(dá)到543 MPa。該方法制備的復(fù)合材料晶粒尺寸細(xì)小，一般小于1μm，具有較高的強(qiáng)度，然而該工藝較為復(fù)雜，需要長(zhǎng)時(shí)間進(jìn)行球磨，并且容易引入大量的雜質(zhì)如氧化物等，復(fù)合材料的塑性較差，其力學(xué)響應(yīng)近似于直線型。

圖4 機(jī)械球磨制備的TiB2/Al超細(xì)晶復(fù)合粉末的透射圖［20］Fig.4 TEM images of the TiB2/Al powders with ultrafine grains fabricated by mechanical milling［20］

2 原位自生TiB2/Al基復(fù)合材料微觀組織

2.1 鑄態(tài)組織

上海交通大學(xué)王浩偉課題組［10］研究了添加了不同合金元素Si、Cu、Nb、Sc 的TiB2/Al 復(fù)合材料的微觀組織。圖5為添加7%（w）Si 元素的復(fù)合材料的微觀組織圖，TiB2顆粒團(tuán)聚在晶界上，但是相較于TiB2/Al復(fù)合材料體系，TiB2顆粒分布有一定程度的改善，其團(tuán)聚體內(nèi)部結(jié)構(gòu)較為松散，顆粒團(tuán)聚因子為0.4。當(dāng)在TiB2/Al 復(fù)合材料體系中添加0.2%（w）Nb 時(shí)，由于Nb 等過(guò)渡族金屬元素容易與B 元素形成類(lèi)似于TiB2顆粒的穩(wěn)定結(jié)構(gòu)，因此Nb 元素的添加會(huì)使其容易在TiB2顆粒表面富集，因此會(huì)改善TiB2與Al 基體的界面性質(zhì)，從而改善TiB2顆粒在Al 基體中的分布。從其SEM 圖6可以看出，添加Nb 元素后，TiB2顆粒的表面光滑干凈，無(wú)粉末狀物質(zhì)產(chǎn)生，其顆粒分布得到明顯的改善，其團(tuán)聚傾向得到明顯的減弱。當(dāng)在TiB2/Al 復(fù)合材料體系中添加5%（w）Cu 元素時(shí)，其微觀組織與TiB2/Al?Si 復(fù)合材料微觀組織近似，TiB2顆粒仍然團(tuán)聚在晶界上，其改善顆粒分布的效果較差，且TiB2顆粒表面被粉末狀物質(zhì)所包覆，白色粉末狀物質(zhì)應(yīng)為Al?Cu合金的共晶相，共晶組織優(yōu)先在TiB2顆粒的表面生長(zhǎng)。

圖5 TiB2/Al?Si復(fù)合材料微觀組織［10］Fig.5 Microstructure of the TiB2/Al?Si composites［10］

圖6 TiB2/Al?0.2Nb復(fù)合材料微觀組織［10］Fig.6 Microstructures of TiB2/Al?0.2Nb composites［10］

2.2 熱加工微觀組織

2.2.1 熱擠壓微觀組織

當(dāng)復(fù)合材料基體為可變形合金時(shí)，復(fù)合材料一般需要經(jīng)過(guò)熱加工，從而獲得復(fù)合材料型材。當(dāng)材料發(fā)生熱塑性變形時(shí)，復(fù)合材料中的第二相陶瓷顆粒將會(huì)隨著基體一起發(fā)生粘塑性流動(dòng)，從而有利于改善陶瓷顆粒的分布。此外，材料經(jīng)過(guò)熱加工后將會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化晶粒尺寸，從而進(jìn)一步改善顆粒分布。上海交通大學(xué)王明［21］將原位自生方法制備的TiB2/Al?Zn?Mg?Cu 復(fù)合材料進(jìn)行單向擠壓，并觀察了鑄態(tài)以及擠壓態(tài)復(fù)合材料的微觀組織如圖7所示，在復(fù)合材料鑄態(tài)組織中TiB2顆粒團(tuán)聚在晶界上，形成TiB2顆粒團(tuán)簇，而在擠壓態(tài)復(fù)合材料中，TiB2顆粒呈現(xiàn)條帶狀分布，同樣位于變形晶粒的晶界上，其顆粒分布情況有所改善。

圖7 TiB2/Al復(fù)合材料微觀組織［21］Fig.7 Microstructures of TiB2/Al composites［21］

為了進(jìn)一步改善TiB2顆粒的分布，上海交通大學(xué)劉鈞［22］通過(guò)正交疊片擠壓工藝實(shí)現(xiàn)了原位自生TiB2/Al 復(fù)合材料中納米TiB2顆粒的均勻分散。圖8為正交疊片擠壓工藝示意圖，首先通過(guò)熔鹽反應(yīng)原位自生制備納米TiB2顆粒，然后將TiB2/Al 復(fù)合材料鑄錠經(jīng)過(guò)熱擠壓成塊狀，并采用電火花切割的方法將塊狀復(fù)合材料切割成預(yù)定尺寸，將切割后的材料進(jìn)行疊加，保證相鄰兩層復(fù)合材料的擠壓方向垂直，然后再一次熱擠壓，如此循環(huán)往復(fù)，可擠壓更多次數(shù)。從圖中可以看出，復(fù)合材料鑄態(tài)組織中納米TiB2顆粒在晶界上團(tuán)聚，當(dāng)進(jìn)行一次擠壓后，晶粒將沿著擠壓方向變形并被拉長(zhǎng)，且TiB2顆粒沿著擠壓變形的晶界上呈現(xiàn)條帶狀分布。當(dāng)進(jìn)行二次擠壓后，原先呈現(xiàn)條帶狀分布的TiB2顆粒將被均勻分散。

圖8 正交疊片擠壓示意圖及復(fù)合材料微觀組織圖［22］Fig.8 Illustration of AOEP processing and microstructures of the composites［22］

在復(fù)合材料中，第二相陶瓷顆粒的存在會(huì)促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。上海交通大學(xué)劉鈞［23］研究了正交疊片擠壓工藝下TiB2/Al?Zn?Mg?Cu 復(fù)合材料微觀組織演變，通過(guò)EBSD 可以發(fā)現(xiàn)在TiB2顆粒周?chē)嬖趹?yīng)變區(qū)如圖9所示，取向差從基體到變形區(qū)逐漸增加，畸變區(qū)的存在為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生提供了驅(qū)動(dòng)力。在鋁合金材料的熱變形中，由于位錯(cuò)的重排生成了低角晶界，且分布規(guī)律。由于TiB2顆粒對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有強(qiáng)烈的阻礙作用，因此在復(fù)合材料的熱變形中，TiB2顆粒阻礙了剪切帶的形成，使低角晶界的分布隨機(jī)，因此會(huì)促進(jìn)原始粗大晶粒的促進(jìn)。

圖9 熱擠壓復(fù)合材料EBSD圖［23］Fig.9 EBSD pattern of the composites under hot extrusion［23］

2.2.2 攪拌摩擦加工微觀組織

近些年來(lái)，攪拌摩擦加工成為新興的塑性加工熱點(diǎn)。在攪拌摩擦加工過(guò)程中，快速旋轉(zhuǎn)的攪拌頭沿著一定方向運(yùn)動(dòng)，其與材料的劇烈摩擦使加工區(qū)域快速升溫，并使材料發(fā)生劇烈的塑性流動(dòng)［24?25］。通過(guò)攪拌摩擦加工可以細(xì)化晶粒尺寸，同時(shí)改善第二相顆粒在復(fù)合材料中的分布。上海交通大學(xué)S.M.Ma 等人［26］研究了攪拌摩擦加工的TiB2/Al?Mg?Si復(fù)合材料的微觀組織和力學(xué)性能，如圖10所示，經(jīng)過(guò)攪拌摩擦加工后復(fù)合材料的晶粒尺寸大大減小，并且復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度以及抗拉強(qiáng)度相對(duì)于未經(jīng)過(guò)攪拌摩擦加工的復(fù)合材料大大提高，同時(shí)其斷裂延伸率也大大提升。

圖10 TiB2/Al?Mg?Si復(fù)合材料微觀組織［26］Fig.10 Microstructure of TiB2/Al?Mg?Si composites［26］

2.3 快速凝固/粉末冶金微觀組織

快速凝固/粉末冶金工藝不僅具有細(xì)化晶粒、增加合金元素固溶度、細(xì)化合金初生相等優(yōu)點(diǎn)，同時(shí)可以改善納米陶瓷顆粒在復(fù)合材料基體中的分布。英國(guó)帝國(guó)理工大學(xué)P.D.Lee等人［27］從實(shí)驗(yàn)和理論上研究了在鑄造條件下冷卻速度對(duì)鋁熔體固/液界面吞噬/排斥TiB2顆粒臨界速度的影響規(guī)律。此外，澳大利亞昆士蘭大學(xué)P.L.Schaffer［28］研究位于晶界上和晶粒內(nèi)部的TiB2顆粒與Al 基體的取向關(guān)系，發(fā)現(xiàn)位于晶界上的TiB2顆粒與周?chē)X基體沒(méi)有明顯的取向規(guī)律，而位于晶粒內(nèi)部的TiB2顆粒與Al 基體之間存在明顯的低指數(shù)間的界面取向關(guān)系。上海交通大學(xué)楊清［29］通過(guò)快速凝固真空氣霧化工藝制備了TiB2/Al復(fù)合材料粉末，然后將復(fù)合粉末進(jìn)行燒結(jié)后處理。圖11（a）為6.8%（w）TiB2/Al?Zn?Mg?Cu 復(fù)合粉末的SEM 圖，復(fù)合粉末外形呈現(xiàn)規(guī)則球狀，并且從圖11（b）可以看出，部分TiB2顆粒分布在晶界上，部分TiB2顆粒分布在晶粒內(nèi)部，說(shuō)明了快速移動(dòng)的固/液界面對(duì)TiB2顆粒的吞噬作用。從圖11（c）的EBSD 質(zhì)量圖可以統(tǒng)計(jì)出分布在晶粒內(nèi)部與分布在晶粒外部的TiB2顆粒數(shù)量近似，但由于TiB2顆粒尺寸為納米級(jí)，很多分布在晶粒內(nèi)部的較小的TiB2顆粒超過(guò)了EBSD 的分辨率從而無(wú)法識(shí)別出，因此實(shí)際上大部分的TiB2顆粒分布在晶粒內(nèi)部。

圖11 TiB2/Al?Zn?Mg?Cu復(fù)合粉末微觀組織［29］Fig.11 Microstructures of the TiB2/Al?Zn?Mg?Cu composite powders［29］

2.4 增材制造微觀組織

增材制造（3D 打?。┘夹g(shù)具有極快的凝固速度，微觀組織與增材制造的參數(shù)有關(guān)，如掃描時(shí)間、掃描步長(zhǎng)、激光功率等。上海交通大學(xué)肖亞開(kāi)［30?31］首先通過(guò)混合熔鹽反應(yīng)制備出TiB2/Al?Si?Mg復(fù)合材料鑄錠，然后將復(fù)合材料鑄錠通過(guò)真空氣霧化工藝制備出復(fù)合材料粉末，然后將粉末進(jìn)行選區(qū)激光熔覆（SLM）成型。圖12（a）為選區(qū)激光熔覆的TiB2/Al?Si?Mg 復(fù)合材料的透射明場(chǎng)圖，將圖中白色線框部分放大如圖12（b）所示，根據(jù)其元素面分布圖可以看出，在選區(qū)激光成型熔覆形成的胞晶組織內(nèi)TiB2顆粒均勻分布，這主要是由于快速凝固時(shí)固/液界面對(duì)陶瓷顆粒的吞噬作用［32］。此外，TiB2顆粒還可以改善成型的晶粒組織。肖亞開(kāi)［30］對(duì)比了Al?10Si?Mg 合金以及TiB2/Al?10Si?Mg復(fù)合材料選區(qū)激光成型的晶粒組織如圖13所示，合金材料的晶粒呈現(xiàn)出典型的柱狀晶，且沿著<001>方向生長(zhǎng)，具有各向異性較強(qiáng)、織構(gòu)明顯、晶粒尺寸較大等特點(diǎn)，而復(fù)合材料的晶粒呈現(xiàn)出等軸狀，各向異性大大減弱，晶粒尺寸相對(duì)較小，并將此現(xiàn)象歸功于TiB2顆粒的異質(zhì)形核作用和對(duì)晶界的釘扎作用。位于晶界上的納米TiB2顆粒會(huì)阻礙晶界的移動(dòng)，同時(shí)TiB2顆粒是強(qiáng)有力的異質(zhì)形核基體，初生α ?Al 極容易在TiB2顆粒的（0001）面上形核。

圖12 選區(qū)激光成型的TiB2/Al?Si復(fù)合材料微觀組織［32］Fig.12 Microstructures of the as?built TiB2/Al–7Si–Cu–Mg sample［32］

圖13 選區(qū)激光熔覆AlSi10Mg合金不同方位的EBSD圖［30］Fig.13 EBSD inverse pole figure（IPF）maps in two perpendicular views of SLMed AlSi10Mg and TiB2/AlSi10Mg alloy［30］

3 原位自生TiB2/Al基復(fù)合材料的力學(xué)性能

顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料具有其組元（基體、增強(qiáng)相）所不具備的更加優(yōu)異的綜合力學(xué)和物理性能，通常情況下增強(qiáng)體顆粒相對(duì)于金屬基體合金具有更高的硬度和彈性模量，而金屬基體相對(duì)于陶瓷顆粒具有更好的塑性、斷裂韌性、熱導(dǎo)率、電導(dǎo)率等，因此通過(guò)對(duì)復(fù)合材料基體合金以及增強(qiáng)體顆粒的選擇和微觀結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，可以制備出高強(qiáng)、高模量、低密度等綜合性能良好的結(jié)構(gòu)材料。

3.1 靜態(tài)室溫力學(xué)性能

3.1.1 彈性模量

陶瓷顆粒的引入提高了金屬基復(fù)合材料的彈性模量，這對(duì)于精密測(cè)量設(shè)備具有重要意義。H?S 理論根據(jù)彈性介質(zhì)理論獲得各向同性復(fù)合材料的彈性模量、剪切模量的上下限［33］，如式：

式中，下標(biāo)M、P 分別表示基體和顆粒，V表示體積分?jǐn)?shù)，然后彈性模量可根據(jù)下式計(jì)算：

而H?T 模型假設(shè)第二相顆粒完美的均勻地沿著受力方向分布，從而得到復(fù)合材料彈性模量的半經(jīng)驗(yàn)型模型［2］：

式中，EP為陶瓷顆粒彈性模量，Em為基體彈性模量，s為顆粒的長(zhǎng)徑比。復(fù)合材料的彈性模量主要由基體彈性模量、顆粒彈性模量以及顆粒的體積分?jǐn)?shù)所決定。顆粒的體積分?jǐn)?shù)越高，復(fù)合材料的彈性模量越高。N.Chawla 等人［2］對(duì)比了SiC/2080 復(fù)合材料的彈性模量實(shí)驗(yàn)值與H?S、H?T 模型的預(yù)測(cè)值如圖14所示，復(fù)合材料實(shí)測(cè)彈性模量處于H?S 模型預(yù)測(cè)值范圍之內(nèi)，H?T 模型預(yù)測(cè)值與實(shí)驗(yàn)值更接近。S.C.Tjong等人［34］研究了粉末冶金方法制備的TiB2/Al?4%（w）Cu 復(fù)合材料的彈性模量與TiB2添加量的關(guān)系，如圖15所示，隨著TiB2顆粒含量的增加，復(fù)合材料的彈性模量提高。

圖14 SiC/2080復(fù)合材料的彈性模量實(shí)驗(yàn)值與H?S模型、H?T模型預(yù)測(cè)值對(duì)比［2］Fig.14 Comparison of the experimental elastic modulus of SiC/2080 composites with that predicted by H?S and H?T model［2］

圖15 TiB2/Al?Cu復(fù)合材料彈性模量與TiB2含量的關(guān)系［34］Fig.15 Elastic modulus of TiB2/Al?Cu composites with different content of TiB2 particles［34］

3.1.2 強(qiáng)化機(jī)制

金屬基復(fù)合材料相較于基體合金具有更高的強(qiáng)度和硬度，其強(qiáng)化機(jī)制包括奧羅萬(wàn)（Orowan）和應(yīng)力轉(zhuǎn)移強(qiáng)化機(jī)制以及由于顆粒引入而導(dǎo)致位錯(cuò)密度提高的位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制。當(dāng)顆粒與基體結(jié)合良好的復(fù)合材料受到施加載荷時(shí)，應(yīng)力將會(huì)從較軟的基體相轉(zhuǎn)移到較硬的顆粒上，從而達(dá)到強(qiáng)化效果，對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值為［35?37］：

式中，l為顆粒沿著受力方向的長(zhǎng)度，t為顆粒的厚度，當(dāng)顆粒為軸向?qū)ΨQ(chēng)時(shí)，上式可轉(zhuǎn)換成

與基體物理化學(xué)性質(zhì)完全不同的第二相顆粒對(duì)運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)起著強(qiáng)烈的阻礙作用。陶瓷顆粒的尺寸一般較大，硬度較高，當(dāng)運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)遇到陶瓷顆粒時(shí)，位錯(cuò)將無(wú)法切過(guò)陶瓷顆粒，在外加應(yīng)力的作用下，位錯(cuò)將逐漸彎曲，直至形成奧羅萬(wàn)位錯(cuò)環(huán)［35，38?40］，Orowan強(qiáng)化機(jī)制對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可用下式表示［35］，

式中，M為泰勒因子，G為剪切模量，ν為泊松比，λ為顆粒間距，為有效顆粒尺寸。陶瓷顆粒的引入除了會(huì)直接帶來(lái)奧羅萬(wàn)強(qiáng)化、應(yīng)力轉(zhuǎn)移強(qiáng)化機(jī)制外，還會(huì)增加復(fù)合材料的位錯(cuò)密度，從而增加位錯(cuò)強(qiáng)化的貢獻(xiàn)。位錯(cuò)密度提高，一方面是由于可變形金屬在變形過(guò)程中，由于變形的不均勻性，會(huì)產(chǎn)生幾何必須位錯(cuò)，并阻礙位錯(cuò)的回復(fù)，另一方面當(dāng)復(fù)合材料在淬火時(shí)，由于陶瓷顆粒與基體之間的熱膨脹系數(shù)的差異而在顆粒周?chē)a(chǎn)生位錯(cuò)，進(jìn)一步提高位錯(cuò)密度［41］。

式中，A為常數(shù)，Δα為基體與顆粒之間的熱膨脹系數(shù)差異，ΔT為淬火溫度差，VP為顆粒體積分?jǐn)?shù)，b為伯氏適量，dp為顆粒尺寸。

奧羅萬(wàn)強(qiáng)化和由于熱膨脹系數(shù)差異而產(chǎn)生的位錯(cuò)強(qiáng)化都隨著顆粒尺寸的減小而增加。原位自生陶瓷顆粒的尺寸一般遠(yuǎn)小于外加法添加的陶瓷顆粒尺寸，因此原位自生納米陶瓷增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)度較高。S.C.Tjong 等人［34］采用粉末冶金的方法混合Al?Cu 合金粉末和外加的TiB2顆粒粉末制備出5%（w）TiB2/Al?Cu 復(fù)合材料，經(jīng)過(guò)熱處理后發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度相對(duì)于其基體合金的屈服強(qiáng)度提高了6 MPa，而L.Wang 等人［42］通過(guò)原位自生反應(yīng)制備的5%（w）TiB2/Al?Cu?Mn 復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度相對(duì)于其基體合金屈服強(qiáng)度提高了42 MPa，外加法添加的TiB2顆粒尺寸為45μm，而原位自生法添加的TiB2顆粒尺寸為為亞微米級(jí)，因此TiB2顆粒的奧羅萬(wàn)強(qiáng)化效果顯著，如圖16所示。金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)度不僅受到增強(qiáng)相陶瓷顆粒的特性包括體積分?jǐn)?shù)、尺寸、分布的影響，而且還受到基體合金種類(lèi)以及成型工藝的影響。

圖16 外加法和原位自生方法制備的復(fù)合材料與其基體合金材料的屈服強(qiáng)度對(duì)比圖［34，42］Fig.16 Comparison of the yield strength of the alloy and composites with in?situ particles or external particles［34，42］

3.1.2.1 Al-Si-Mg合金

Al?Si?Mg 合金為可熱處理強(qiáng)化型合金，在時(shí)效過(guò)程中會(huì)析出β′強(qiáng)化相［43?44］。此外，由于Al?Si?Mg合金粉末具有良好的流動(dòng)性，因此該合金體系被廣泛用來(lái)研究增材制造工藝［26，45?46］。在增材制造工藝中會(huì)形成沿著特定晶體學(xué)取向的粗大的柱狀晶，且該晶體學(xué)取向?yàn)闊釡囟忍荻茸畲蟮姆较颍瑥?qiáng)烈的熱流阻止了該方向晶體的形核。沿著特定方向分布的粗大柱狀晶的存在會(huì)使材料產(chǎn)生性能各向異性，更會(huì)嚴(yán)重影響材料的塑性和斷裂韌性，使材料容易在粗大晶粒的晶間產(chǎn)生裂紋并發(fā)生失效破壞。此外，由于在凝固過(guò)程中在粗大柱狀晶間的區(qū)域難以獲得熔體的補(bǔ)充，在此區(qū)域容易形成空洞，進(jìn)一步危害了材料的塑性和斷裂韌性?；诖?，美國(guó)加利福尼亞大學(xué)的J.H.Martin［47］和上海交通大學(xué)王浩偉教授課題組［31，48］基于晶體生長(zhǎng)和異質(zhì)形核理論，提出通過(guò)添加異質(zhì)形核劑提高晶粒的形核率，促進(jìn)細(xì)小等軸晶粒的生成，進(jìn)而使材料在受載荷時(shí)應(yīng)力、應(yīng)變分布均勻，提高了材料的強(qiáng)度、塑性和斷裂韌性。從圖17中可以看出通過(guò)選區(qū)激光熔覆制備的TiB2/Al?Si?Mg復(fù)合材料的強(qiáng)度和延伸率大大地提高。

圖17 選區(qū)激光熔覆TiB2/AlSi10Mg復(fù)合材料力學(xué)性能［32］Fig.17 Comparison of the mechanical properties of as?builtTiB2/AlSi10Mg composites［32］

3.1.2.2 Al-Cu-Mg合金

Al?Cu?Mg 合金同樣為典型的析出強(qiáng)化型合金，通過(guò)時(shí)效熱處理可生成主要強(qiáng)化相θ′相，同時(shí)還會(huì)生成S 相（Al2CuMg），此外Mg 元素具有固溶強(qiáng)化效果［49?52］。第二相陶瓷顆粒的引入會(huì)進(jìn)一步提高材料的強(qiáng)度和彈性模量。但同時(shí)，陶瓷顆粒的引入會(huì)影響復(fù)合材料的最佳熱處理工藝。正如前文所述，陶瓷顆粒的引入會(huì)使復(fù)合材料在淬火過(guò)程中在陶瓷顆粒周?chē)a(chǎn)生位錯(cuò)和大量的空位，加速了合金元素的形核、長(zhǎng)大和粗化過(guò)程，縮短了最佳時(shí)效時(shí)間［53?55］。此外，第二相陶瓷顆粒的引入提供了大量的顆粒與鋁基體的界面，為析出相的形核提供了異質(zhì)形核位點(diǎn)，如Y.Ma 等人［56］在TiB2/Al?Zn?Mg?Fu 復(fù)合材料的熱處理研究中發(fā)現(xiàn)了在TiB2顆粒與Al基體不同界面處生成了晶體結(jié)構(gòu)不同的富含Zn、Cu、Mg 元素的中間相。同時(shí)，復(fù)合材料在熱加工或熱處理過(guò)程中可能會(huì)在顆粒團(tuán)簇區(qū)域生長(zhǎng)粗大中間相，粗大中間相在固溶時(shí)難以被溶解進(jìn)基體中，如在以Al?Cu?Mg、Al?Zn?Mg?Cu 等基體的復(fù)合材料中在TiB2顆粒團(tuán)簇區(qū)存在大量的S 相、T 相［22］，在其他合金體系中同樣發(fā)現(xiàn)TiB2顆粒與粗大中間相共存的現(xiàn)象［57］。上海交通大學(xué)洪天然［58］提出提高固溶溫度來(lái)進(jìn)一步溶解與TiB2顆粒形成復(fù)合團(tuán)簇的粗大中間相。上海交通大學(xué)耿繼偉［59］提出一種新的熱處理制度，即將原位自生TiB2/Al?Cu?Mg 復(fù)合材料在固溶處理后進(jìn)行預(yù)拉伸，使復(fù)合材料內(nèi)的位錯(cuò)分布更加均勻，抑制了由于局部位錯(cuò)的不均勻分布而導(dǎo)致析出第二相分布不均勻，再將復(fù)合材料進(jìn)行人工時(shí)效，最終析出相將均勻分布，并消除了晶界無(wú)析出帶，復(fù)合材料的力學(xué)性能大大得到提高，如圖18所示。

圖18 TiB2/2024復(fù)合材料不同預(yù)拉伸應(yīng)變下時(shí)效后拉伸力學(xué)性能與文獻(xiàn)中報(bào)道的其他2024合金或外加法添加陶瓷顆粒的復(fù)合材料力學(xué)性能對(duì)比［59］Fig.18 Comparison of the tensile properties of TiB2/2024 composites after pre?stretch aging with previously reported 2024 alloys and ex?situ particle reinforced 2024 composites［59］

3.2 疲勞性能

3.2.1 金屬基復(fù)合材料的疲勞壽命

金屬基復(fù)合材料作為典型的結(jié)構(gòu)材料，在服役時(shí)經(jīng)常承受各種形式的載荷，尤其是在變動(dòng)載荷下的疲勞行為，可能會(huì)使材料內(nèi)部產(chǎn)生微觀損傷和力學(xué)性能的退化。事實(shí)表明現(xiàn)實(shí)工程上發(fā)生的構(gòu)件破壞情況大多數(shù)都是由于構(gòu)件的疲勞斷裂，而且疲勞斷裂之前往往沒(méi)有明顯的宏觀征兆，因此可能會(huì)造成災(zāi)難性的后果。因此，研究金屬基復(fù)合材料在交變載荷下的使用壽命以及疲勞損傷裂紋的萌生、擴(kuò)展過(guò)程具有非常重要的科學(xué)和工程意義。

當(dāng)材料的破壞發(fā)生在循環(huán)次數(shù)大于105時(shí)，該條件下的疲勞稱(chēng)為高周疲勞。高周疲勞性能是一個(gè)非常重要的疲勞性能指標(biāo)，對(duì)于顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料而言，硬質(zhì)顆粒的引入提高了材料的疲勞壽命。V.Sivananth［60］對(duì)比了添加0、10%、12%、15%（w）的TiC/Al?Si復(fù)合材料的疲勞壽命，發(fā)現(xiàn)隨著TiC顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，復(fù)合材料在相同的應(yīng)力水平下循環(huán)次數(shù)增加。N.Chawla 等人［61］同樣發(fā)現(xiàn)隨著顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加復(fù)合材料的疲勞壽命增加。這主要?dú)w功于兩個(gè)方面：一方面是由于顆粒的引入細(xì)化了晶粒尺寸，而晶粒尺寸的細(xì)化提高了材料的疲勞壽命，材料的疲勞極限強(qiáng)度與晶粒尺寸服從Hall?Petch 關(guān)系［62］；另一方面顆粒的引入提高了復(fù)合材料的彈性模量［63］，B.G.Park 對(duì)比了20%（v）Al2O3/6061 復(fù)合材料和6061 基體合金的疲勞壽命，發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料的疲勞壽命高于合金材料，并把疲勞壽命的提高歸功于復(fù)合材料彈性模量的提高［64］。此外，N.Chawla 等人［61］還發(fā)現(xiàn)對(duì)于添加相同體積分?jǐn)?shù)陶瓷顆粒的復(fù)合材料，其彈性模量相同，但是復(fù)合材料的疲勞壽命隨著顆粒尺寸的降低而增加如圖19所示，因此材料的疲勞性能不僅與復(fù)合材料的彈性模量有關(guān)，還與其微觀組織有關(guān)，事實(shí)上，隨著陶瓷顆粒尺寸的降低，復(fù)合材料的強(qiáng)度提高，因此在同一應(yīng)力水平下施加循環(huán)載荷，復(fù)合材料對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的抗力提高，最終可能提高了復(fù)合材料的疲勞壽命。此外，增強(qiáng)體與基體之間的界面結(jié)合情況同樣會(huì)顯著地影響復(fù)合材料的疲勞性能。良好的界面結(jié)合會(huì)起到有效傳遞載荷、調(diào)節(jié)材料內(nèi)的應(yīng)力分布、阻礙裂紋擴(kuò)展等作用［65?66］。

圖19 顆粒尺寸對(duì)材料疲勞壽命的影響［61］Fig.19 Fatigue life of the composites with different particle size［61］

綜上所述，通過(guò)添加顆粒尺寸細(xì)小、與基體結(jié)合良好的第二相陶瓷顆粒有利于提高復(fù)合材料的疲勞壽命，而原位自生納米陶瓷顆粒具有顆粒尺寸細(xì)小、界面干凈整潔的優(yōu)點(diǎn)，因此原位自生納米陶瓷顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有較好的抗疲勞性能。上海交通大學(xué)耿繼偉［67］研究了原位自生納米TiB2/Al?Cu?Mg 復(fù)合材料的高周疲勞性能，并與文獻(xiàn)中報(bào)道的通過(guò)外加法添加的其他陶瓷顆粒增強(qiáng)的Al?Cu?Mg 基復(fù)合材料的疲勞強(qiáng)度極限做對(duì)比，發(fā)現(xiàn)原位自生方法制備的TiB2/Al?Cu?Mg 復(fù)合的疲勞極限遠(yuǎn)高于其他復(fù)合材料體系。

3.2.2 TiB2顆粒對(duì)疲勞裂紋萌生、擴(kuò)展的影響

結(jié)構(gòu)材料的疲勞斷裂過(guò)程主要分為裂紋萌生、裂紋擴(kuò)展和瞬時(shí)斷裂過(guò)程。顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料相對(duì)于基體合金引入了與基體物理化學(xué)性質(zhì)完全不同的陶瓷顆粒，其疲勞斷裂過(guò)程除了有晶界、晶粒取向、加載條件等影響因素外，還顯著地受到第二相陶瓷顆粒的影響。結(jié)構(gòu)材料裂紋的萌生一般起源于晶體缺陷處，如位于試樣表面的夾雜、粗大中間相、晶體表面機(jī)加工痕跡等。如上海交通大學(xué)王菲菲［68］研究原位自生TiB2/A356 復(fù)合材料的疲勞斷口如圖20所示，可以看到疲勞裂紋起源于棒狀試樣貼近表面處的夾雜，根據(jù)能譜分析，該夾雜主要富含F(xiàn)、Cl、K等元素，推測(cè)應(yīng)為混合熔鹽法制備TiB2顆粒時(shí)的殘鹽。上海交通大學(xué)耿繼偉［69］通過(guò)掃描電鏡原位觀察TiB2/Al?Cu?Mg 復(fù)合材料疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展，發(fā)現(xiàn)裂紋可起源于三類(lèi)位置如圖21所示：（1）TiB2顆粒、S 相、θ 相團(tuán)簇區(qū)；（2）TiB2顆粒團(tuán)簇區(qū)、大尺寸TiB2顆粒聚集區(qū)、單個(gè)大尺寸TiB2顆粒；（3）粗大第二相。粗大的富含合金元素的中間相一般為脆性相，在應(yīng)力的作用下極容易開(kāi)始斷裂，形成裂紋源。在制備顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中，陶瓷顆粒的引入極容易生成陶瓷顆粒與粗大合金相的團(tuán)簇，因此需要對(duì)顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的微觀組織進(jìn)行調(diào)控，力圖使復(fù)合材料中的增強(qiáng)相顆粒分布均勻。

圖20 TiB2/A356復(fù)合材料疲勞裂紋起源［68］Fig.20 Crack initiation in the TiB2/A356 composites［68］

圖21 TiB2/2024復(fù)合材料疲勞裂紋起源位置［69］Fig.21 Typical fatigue crack initiation sites of the composite after fatigue tests［69］

陶瓷顆粒對(duì)裂紋的擴(kuò)展的影響主要體現(xiàn)在兩個(gè)方面：（1）裂紋穿過(guò)陶瓷顆粒，使陶瓷顆粒發(fā)生斷裂；（2）裂紋繞過(guò)陶瓷顆粒，使裂紋發(fā)生偏折。P.Hruby等人［70］采用同步輻射X 射線成像技術(shù)原位觀察了SiC/Al2080 復(fù)合材料疲勞裂紋擴(kuò)展情況，如圖22所示，當(dāng)應(yīng)力比值R=0.1 時(shí)，裂紋遇到SiC 顆粒時(shí)將會(huì)發(fā)生偏折，基本沒(méi)有顆粒發(fā)生斷裂，但是當(dāng)應(yīng)力比值R 增大到0.6 時(shí)，裂紋尖端的應(yīng)力場(chǎng)將使顆粒發(fā)生斷裂。N.Chawla 等人［71］同樣發(fā)現(xiàn)了應(yīng)力比值R 對(duì)裂紋尖端與顆粒交互作用的影響規(guī)律，此外，并根據(jù)新雙參數(shù)（Kmax?ΔK）模型分析對(duì)了2080 合金、20%（v）SiC/2080、30%（w）SiC/2080 三種材料的Kmax?ΔK曲線，發(fā)現(xiàn)2080 鋁合金呈現(xiàn)出理想的“L”型，說(shuō)明了在高應(yīng)力比值區(qū)域，疲勞裂紋的擴(kuò)展主要受Kmax參數(shù)所控制，在低應(yīng)力比值區(qū)域，疲勞裂紋的擴(kuò)展主要受應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍ΔK 所控制，然而隨著SiC 顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加，Kmax?ΔK曲線逐漸偏離了理想的“L”型，這主要是由于陶瓷顆粒的引入增加了其他因素對(duì)裂紋擴(kuò)展的影響，如顆粒與基體的脫粘、顆粒的斷裂。關(guān)于陶瓷顆粒對(duì)裂紋擴(kuò)展速率的影響有兩種不同的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象，N.Chawla 等人［71］發(fā)現(xiàn)在2080Al合金中添加SiC 顆?？梢约涌炱诹鸭y的擴(kuò)展，從其da/dNvs.ΔK曲線上可以看到其斜率m值隨著顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加而增大，說(shuō)明了在裂紋擴(kuò)展區(qū)基于Paris 公式的裂紋擴(kuò)展速度的提高，并將此現(xiàn)象歸咎于粗大的SiC 顆粒致使的材料斷裂韌性的降低。然而，Y.Sugimura 等人［72］在研究SiC/Al?3.5%（w）Cu 復(fù)合材料的疲勞行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，SiC 顆粒對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響與應(yīng)力比值R有關(guān)，當(dāng)應(yīng)力比值R較小時(shí)，SiC顆粒的引入加速了疲勞裂紋的擴(kuò)展，裂紋擴(kuò)展阻力降低，當(dāng)應(yīng)力比值R由0.1 增加到0.5 時(shí)，在低應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍時(shí)，SiC 顆粒的引入對(duì)裂紋擴(kuò)展速率影響較小，在高應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍時(shí)，SiC 顆粒的引入阻礙了裂紋的擴(kuò)展。第二相顆粒陶瓷對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙與顆粒對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙有關(guān)。如圖23所示，TiB2/Al?Cu?Mg 復(fù)合材料在高周疲勞實(shí)驗(yàn)時(shí)TiB2顆粒將與位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用，TiB2顆粒阻礙了疲勞裂紋的擴(kuò)展［67］。

圖22 疲勞裂紋的擴(kuò)展路徑［70］Fig.22 Fatigue crack growth behavior at specimen surface［70］

4 結(jié)語(yǔ)

通過(guò)混合熔鹽法制備的納米TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有增強(qiáng)體顆粒尺寸小、與基體界面結(jié)合良好等優(yōu)點(diǎn)，進(jìn)而進(jìn)一步提高材料的比強(qiáng)度、比模量、抗疲勞性能等，該復(fù)合材料已被廣泛應(yīng)用到航空航天領(lǐng)域、軌道交通領(lǐng)域、汽車(chē)零部件等，未來(lái)將進(jìn)一步探索該復(fù)合材料在各個(gè)領(lǐng)域的應(yīng)用、簡(jiǎn)化制備和加工工藝、降低生產(chǎn)成本。此外，隨著現(xiàn)代航天航空工業(yè)的發(fā)展，對(duì)金屬基復(fù)合材料的要求已不僅僅局限在其力學(xué)性能方面，同時(shí)可能還要求其具有良好的物理性能，如良好的導(dǎo)熱性、導(dǎo)電性、中子屏蔽性能、低熱膨脹性等。因此，為了制備出結(jié)構(gòu)功能一體化的金屬基復(fù)合材料，必須優(yōu)化金屬基復(fù)合材料中第二相顆粒的分布以及成分設(shè)計(jì)、采用新型加工工藝。

經(jīng)過(guò)多年的努力，原位自生TiB2/Al 基復(fù)合材料的研究獲得了一系列研究成果，但是仍然存在很多科學(xué)問(wèn)題需要進(jìn)一步研究，其主要研究方向可概括以下幾個(gè)方面。

（1）原位自生TiB2顆粒的晶體生長(zhǎng)特性

TiB2顆粒呈六方結(jié)構(gòu)，其顆粒形狀與顆粒表面能、合金元素含量、顆粒尺寸等因素有關(guān)。方形的TiB2顆粒容易引起應(yīng)力集中，而球形顆粒更有利于復(fù)合材料性能的提高。因此，探索TiB2顆粒的晶體生長(zhǎng)特性、控制TiB2顆粒的生長(zhǎng)形貌和尺寸具有重要意義。

（2）TiB2顆粒的分散特性

納米TiB2顆粒由于比表面積較大，因此極發(fā)生團(tuán)聚。在TiB2/Al復(fù)合材料的鑄態(tài)組織中TiB2顆粒主要沿著晶界團(tuán)聚分布。團(tuán)聚態(tài)的TiB2顆粒增強(qiáng)效果較弱，大大降低了材料的塑性和抗疲勞性能。因此，探索TiB2顆粒的分散工藝、進(jìn)一步提高顆粒的分布均勻性具有重要意義。

（3）納米TiB2顆粒的增強(qiáng)增塑機(jī)制

納米TiB2顆粒的引入可同時(shí)提高材料的強(qiáng)度和塑性，其強(qiáng)化機(jī)制主要為Orowan 強(qiáng)化和應(yīng)力轉(zhuǎn)移強(qiáng)化，其增塑機(jī)制尚不清楚，因此探索原位自生TiB2/Al復(fù)合材料的強(qiáng)度、塑性與顆粒特性的關(guān)系具有重要意義。

（4）金屬基復(fù)合材料的拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)優(yōu)化

金屬基復(fù)合材料的拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)影響了復(fù)合材料的力學(xué)和物理性能，通過(guò)設(shè)計(jì)特定的復(fù)合材料構(gòu)型如仿生結(jié)構(gòu)、層狀結(jié)構(gòu)、網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)等可極大地提高復(fù)合材料的綜合性能。目前來(lái)看，復(fù)合材料的構(gòu)型單一，離工業(yè)化應(yīng)用還有較大距離。結(jié)合計(jì)算機(jī)構(gòu)型仿真可極大地加快復(fù)合材料結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，加速?gòu)?fù)合材料的研發(fā)過(guò)程。