吳敬璽，陳玉勇,杜之明,鄭壯壯

(哈爾濱工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江 哈爾濱 150001)

鈦基復(fù)合材料(titanium matrix composites, TMCs)是為突破傳統(tǒng)高溫鈦合金服役過程面臨的“熱障”溫度(600 ℃)，改善鈦合金服役性能，進(jìn)一步拓寬其應(yīng)用領(lǐng)域而開發(fā)的一種新材料，主要由純鈦或鈦合金基體及增強(qiáng)相組合而成[1-2]。增強(qiáng)相按其形貌特征可分為長(zhǎng)纖維增強(qiáng)相(SiC)和顆粒增強(qiáng)相(TiB、TiC、Al2O3、稀土氧化物及石墨烯等)[3-7]；典型鈦合金基體主要包括α+β型鈦合金(如TC4等)和近α型鈦合金(如Ti-1100、IMI834、BT18y及Ti60等)[8]。國內(nèi)外研究人員立足于實(shí)際服役環(huán)境和研究需求，根據(jù)增強(qiáng)相與基體合金的選擇要求并結(jié)合當(dāng)前常用制備工藝特點(diǎn)，經(jīng)過幾十年的探索，成功開發(fā)出一系列鈦基復(fù)合材料，如TiB/TC4、TiC/TC4、GONs(氧化石墨烯納米片)/TC4、(TiB+TiC)/近α-Ti、Y2O3/近α-Ti、(TiB+La2O3)/IMI834、(TiB+TiC+Y2O3)/近α-Ti等[9-15]。

鈦基復(fù)合材料具有低密度、高比強(qiáng)度、高比模量、優(yōu)異的高溫性能及耐腐蝕性能等突出優(yōu)勢(shì)，在航空航天、汽車制造、石油化工、船舶艦艇、海洋工程等領(lǐng)域表現(xiàn)出廣闊的應(yīng)用前景[16-18]。近年來，隨著航空航天等高端領(lǐng)域尤其是高超聲速飛行器的快速發(fā)展，腹板、翼肋、橫梁、尾翼、防火壁、結(jié)構(gòu)骨架等關(guān)鍵部位服役環(huán)境日趨苛刻，對(duì)高性能鈦基復(fù)合材料板材的需求極為迫切[19-20]。目前，國內(nèi)外在推動(dòng)低成本大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料板材工業(yè)化方面開展了大量的研究工作，并取得了一定成果[1-3,7,16,19,21-23]。本文通過綜述典型鈦基復(fù)合材料板材軋制工藝及其對(duì)微觀組織和力學(xué)性能影響等方面的研究進(jìn)展，針對(duì)當(dāng)前研究存在的關(guān)鍵問題進(jìn)行多角度分析，指出了相關(guān)研究的不足之處及未來的研究重心，以期為鈦基復(fù)合材料板材軋制工藝的制定提供系統(tǒng)指導(dǎo)，加強(qiáng)相關(guān)研究的目的性，從而為加速推進(jìn)大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料板材的研發(fā)指明方向。

1 鈦基復(fù)合材料板材軋制工藝概述

鈦基復(fù)合材料具有優(yōu)異的高溫服役性能，但其熱變形能力明顯較差，大變形或大尺寸鈦基復(fù)合材料板材的制備尤為困難。一方面，為滿足苛刻的服役要求，常選用高溫性能優(yōu)異的近α型高溫鈦合金作為基體，與其他類型鈦合金相比，近α型高溫鈦合金具有更窄的熱加工窗口和更高的熱加工參數(shù)敏感性[24-27]；另一方面，增強(qiáng)相的加入使其熱變形激活能進(jìn)一步提高(見表1)，導(dǎo)致復(fù)合材料的塑性變形能力顯著降低[24-25]。此外，熱變形過程特別是大變形過程中出現(xiàn)的吸氫、吸氧現(xiàn)象也會(huì)進(jìn)一步增加板材的制備難度。研究表明，鈦基復(fù)合材料的熱軋制過程與基體合金成分體系、增強(qiáng)相類型、分布、含量及熱軋制工藝參數(shù)密切相關(guān)[7,9-10, 15-16, 18, 23, 26]。因此，針對(duì)鈦基復(fù)合材料板材熱軋制中存在的難題，開展系統(tǒng)深入的研究，合理設(shè)計(jì)并優(yōu)化熱軋制工藝參數(shù)，對(duì)加快大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料板材工業(yè)化進(jìn)程，推動(dòng)航空航天事業(yè)的進(jìn)一步發(fā)展具有重要戰(zhàn)略意義。

表1 典型鈦合金及鈦基復(fù)合材料在α+β相區(qū)的熱變形激活能(Q)

經(jīng)過近20年的探索，鈦基復(fù)合材料板材制備技術(shù)逐漸趨于成熟，主要包括熱軋制[12, 21, 23]、熱擠壓[32]、累積疊軋焊接[33]及軋制-擴(kuò)散連接[34]等工藝。其中，熱軋制技術(shù)憑借其突出的成本和工藝優(yōu)勢(shì)已成為當(dāng)前鈦基復(fù)合材料板材制備的主要方式[16, 18-19, 35]。一方面，熱軋制溫度區(qū)間相對(duì)較寬，可在β相區(qū)或α+β兩相區(qū)進(jìn)行(熱擠壓一般僅在β相區(qū)進(jìn)行)，為后續(xù)通過熱處理進(jìn)行組織調(diào)控提供了相對(duì)廣闊的空間；另一方面，熱軋制技術(shù)在組織細(xì)化與缺陷消除、增強(qiáng)相均勻分布、力學(xué)性能提高等方面均具有突出優(yōu)勢(shì)[36-37]。

國內(nèi)外研究人員通過合理設(shè)計(jì)熱軋制工藝，成功軋制出一系列鈦基復(fù)合材料板材，如表2所示[9,12,15,20-21,38-48]。分析可知，軋制溫度的選擇應(yīng)綜合考慮增強(qiáng)相含量和變形量的影響，當(dāng)增強(qiáng)相含量較高或變形量較大時(shí)，板材軋制難度較大，初始軋制溫度一般選擇β相區(qū)附近以降低變形抗力[12,20-21,39,40,46]。同時(shí)，為獲得大變形或大尺寸板材，必須嚴(yán)格控制軋制道次及道次變形量。軋制變形量較小時(shí)，板材制備相對(duì)容易，多采用低溫單道次軋制，如Tabrizi等[9]在900 ℃(α+β兩相區(qū))采用單道次軋制工藝成功制備出變形量為66%的2.5vol%(TiBw+TiCp)/TC4板材。隨著軋制變形量的增大，軋制溫度和軋制道次均需進(jìn)一步合理設(shè)計(jì)，如Le等[12]為獲得變形量為80%的2.4vol%(TiB+La2O3)/IMI834板材，將初始軋制溫度提高至1055 ℃(β相區(qū))，并采用多道次熱軋工藝(道次變形量為10%且每三道次回爐保溫10 min，見圖1a)。相似地，Zhang等[40]也在β相區(qū)(1110 ℃)采用多道次熱軋工藝(道次變形量約為40%，見圖1b)成功制備出變形量高達(dá)90%的5.0vol%(TiBw+TiCp)/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si板材。當(dāng)軋制變形量進(jìn)一步增大時(shí)，板材制備難度大幅提高，如韓遠(yuǎn)飛等[20]采用多道次熱軋工藝(圖1c)并嚴(yán)格控制不同軋制道次之間板材表面質(zhì)量、道次變形量和回爐次數(shù)，成功制備出變形量為95%的2.4vol%(TiB+RexOy)/Ti板材。綜上可以看出，隨著變形量的提高，軋制工藝更為復(fù)雜：軋制溫度顯著升高、軋制道次明顯增多。近年來，為進(jìn)一步優(yōu)化傳統(tǒng)熱軋制工藝流程，降低熱軋制成本，研究人員在傳統(tǒng)熱軋制工藝的基礎(chǔ)上成功開發(fā)出鑄態(tài)鈦基復(fù)合材料直接軋制工藝，并獲得了不同成分體系的鈦基復(fù)合材料板材[15,21,41-43]。

表2 典型鈦基復(fù)合材料板材的主要軋制工藝參數(shù)

圖1 典型鈦基復(fù)合材料板材的軋制工藝[12,20,40]Fig.1 Rolling processes of typical titanium matrix composites sheets：(a) 2.4vol%(TiB+La2O3)/IMI834 sheet with 80% deformation； (b) 5.0vol%(TiBw+TiCp)/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si sheet with 90%deformation； (c) 2.4vol%(TiB+RexOy)/Ti sheet with 95%deformation

根據(jù)表2進(jìn)一步可知，鈦基復(fù)合材料軋制變形量主要集中在60%～90%，板材厚度多為2.0～5.0 mm，明顯高于航空航天用板材最佳厚度要求(1.0～1.5 mm)。這主要是由以下2方面原因所致：第一，鈦基復(fù)合材料進(jìn)行大變形時(shí)，大量增強(qiáng)相容易折斷，微裂紋和表面缺陷更易形成，板材力學(xué)性能嚴(yán)重惡化；第二，隨著板材厚度減小，熱量損失更為嚴(yán)重，需要增加軋制道次和回爐次數(shù)，從而導(dǎo)致軋制過程吸氫、吸氧嚴(yán)重，板材脆化進(jìn)一步加劇[49]。此外，大尺寸鈦基復(fù)合材料板材軋制過程易變形、易開裂等問題尚未得到較好解決，大尺寸板材的軋制過程仍面臨諸多“卡脖子”難題。近年來，國外關(guān)于大尺寸鈦基復(fù)合材料板材的研究鮮有報(bào)道，而國內(nèi)經(jīng)過多年努力雖取得一定成果(如哈爾濱工業(yè)大學(xué)陳玉勇教授團(tuán)隊(duì)成功軋制出2000 mm×300 mm×2 mm的5.0vol%(TiBw+TiCp)/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo板材，代表了當(dāng)前國內(nèi)鈦基復(fù)合材料板材軋制的先進(jìn)水平)，但仍處于實(shí)驗(yàn)室研究階段。綜上所述，關(guān)于鈦基復(fù)合材料板材軋制工藝的研究雖已取得一定成果，但大變形或大尺寸高性能薄板的制備過程中仍存在許多亟待解決的關(guān)鍵問題。因此，如何經(jīng)濟(jì)高效地制備出大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料薄板并推動(dòng)其工業(yè)化進(jìn)程，將是未來研究的重點(diǎn)和主要方向。

2 軋制工藝對(duì)板材的影響

軋制溫度、變形量或道次變形量、軋制速率等工藝參數(shù)均會(huì)對(duì)基體合金的塑性變形能力、增強(qiáng)相特征(類型、含量、分布和長(zhǎng)徑比等)及基體與增強(qiáng)相的協(xié)調(diào)變形作用產(chǎn)生重要影響，從而實(shí)現(xiàn)對(duì)微觀組織的調(diào)控，最終獲得期望力學(xué)性能的鈦基復(fù)合材料板材。近年來，國內(nèi)外研究人員對(duì)不同成分體系鈦基復(fù)合材料板材的微觀組織及力學(xué)性能開展了廣泛研究并取得了一定成果。

2.1 軋制溫度對(duì)板材微觀組織和力學(xué)性能的影響

軋制溫度作為影響鈦基復(fù)合材料板材組織與性能的重要工藝參數(shù)之一備受研究人員關(guān)注。目前，鈦基復(fù)合材料板材軋制主要集中在α+β兩相區(qū)或β相區(qū)進(jìn)行。在α+β兩相區(qū)進(jìn)行熱軋時(shí)，α相和β相之間變形抗力差，復(fù)合材料塑性變形受滑移系相對(duì)較少的α相控制，變形抗力較大。此時(shí)，增強(qiáng)相的存在可以有效抑制α相中的位錯(cuò)滑移，促進(jìn)α相球化、動(dòng)態(tài)回復(fù)或動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等過程的進(jìn)行。Roy等[50]研究了α+β兩相區(qū)內(nèi)軋制溫度對(duì)TiB/Ti-6Al-4V復(fù)合材料微觀組織演變的影響，發(fā)現(xiàn)隨著軋制溫度的升高，α相球化過程加快且由TiB斷裂引起的孔洞逐漸消失，微觀組織實(shí)現(xiàn)了從片層狀到等軸狀的有效轉(zhuǎn)變；同時(shí)，TiB對(duì)α相球化過程的促進(jìn)作用進(jìn)一步提高了較低溫度下軋制無缺陷鈦基復(fù)合材料板材的成功率(圖2a)。當(dāng)軋制溫度升高至β單相區(qū)時(shí)，復(fù)合材料的塑性變形由滑移系較多的β相控制，變形抗力降低，軋板組織類型發(fā)生明顯轉(zhuǎn)變；同時(shí)，增強(qiáng)相與基體之間的協(xié)調(diào)變形能力顯著提高，TiB晶須和大尺寸TiC顆粒等陶瓷增強(qiáng)相折斷程度明顯降低，可以有效阻礙β相中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，促進(jìn)β相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(圖2b)[23,40,51]。值得注意的是，由于軋制材料與軋輥之間溫差較大，軋制過程存在較大溫降，所以當(dāng)在β相區(qū)熱軋時(shí)，實(shí)際軋制溫度可能仍處于α+β兩相區(qū)，導(dǎo)致軋態(tài)組織與預(yù)期狀態(tài)存在較大差異[12]。綜上所述，軋制溫度升高在促進(jìn)球化、回復(fù)和再結(jié)晶等軟化過程進(jìn)行的同時(shí)，還可以促進(jìn)增強(qiáng)相與基體之間的協(xié)調(diào)變形，弱化或消除因軋制造成的增強(qiáng)相斷裂，從而對(duì)鈦基復(fù)合材料板材微觀組織產(chǎn)生重要影響。

表3為不同軋制溫度下典型鈦基復(fù)合材料板材的拉伸性能。由文獻(xiàn)[21]可以看出，當(dāng)軋制溫度由α+β兩相區(qū)升高至β相區(qū)時(shí)，板材強(qiáng)度提高，延伸率降低。一方面，軋制溫度升高至β相區(qū)使得軋板由雙態(tài)組織或等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢咏M織，細(xì)小的片層間距可以大幅縮短位錯(cuò)滑移距離，抑制應(yīng)力集中和裂紋擴(kuò)展；另一方面，軋制溫度升高可以有效提高基體流動(dòng)性，快速彌合因增強(qiáng)相斷裂造成的孔洞，為獲得拉伸性能優(yōu)異的板材提供良好的塑性變形條件。此外，β相區(qū)熱軋還可以提高軋制過程中增強(qiáng)相與基體之間的協(xié)調(diào)變形能力，降低增強(qiáng)相破碎程度，使其強(qiáng)化作用得以保證。值得注意的是，對(duì)TiC增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料而言，軋制溫度提高至β相區(qū)會(huì)弱化C元素在α相或等軸組織中的固溶強(qiáng)化作用，導(dǎo)致室溫強(qiáng)度降低、延伸率提高[52]；高溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明[23,50],鈦基復(fù)合材料的高溫拉伸性能受組織類型的影響較大。所以，軋制溫度對(duì)鈦基復(fù)合材料板材拉伸性能的影響需綜合考慮組織類型、基體流動(dòng)能力、增強(qiáng)相類型及增強(qiáng)相與基體之間的協(xié)調(diào)變形能力等因素。

圖2 不同軋制溫度下典型鈦基復(fù)合材料板材的顯微組織[23,40,50-51]Fig.2 Microstructures of typical titanium matrix composite sheets rolled at different temperatures： (a) Ti-6Al-4V-0.1B；(b) 5.0vol%(TiB+TiC)/near α-Ti

表3 不同軋制溫度下典型鈦基復(fù)合材料板材的拉伸性能

2.2 變形量對(duì)板材微觀組織和力學(xué)性能的影響

研究表明，對(duì)近α或α+β鈦合金而言，在α+β兩相區(qū)軋制時(shí)，隨著軋制過程的進(jìn)行，β相逐漸被拉長(zhǎng)或破碎、原始β晶界附近α相之間的差別逐漸消失，當(dāng)變形量提高至一定程度時(shí)，α相和β相依次發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶直至完全；在β相區(qū)熱軋時(shí)，隨著變形量的提高，等軸β晶粒依次經(jīng)歷低程度形變(晶粒被拉長(zhǎng)并逐漸形成變形帶)、晶界處β相動(dòng)態(tài)再結(jié)晶開始發(fā)生、β相完全再結(jié)晶等過程[51]。值得注意的是，雖然變形量對(duì)鈦基復(fù)合材料基體合金微觀組織演變規(guī)律的影響與對(duì)普通鈦合金的影響基本一致，但增強(qiáng)相的存在使其具有明顯不同的組織演變特征。田寧[7]研究了軋制變形量對(duì)石墨烯增強(qiáng)TC4鈦基復(fù)合材料微觀組織的影響，發(fā)現(xiàn)石墨烯會(huì)在晶界處團(tuán)聚誘發(fā)孔洞或裂紋，但提高變形量可以有效抑制這一缺陷的形成(圖3a)。此外，變形量對(duì)準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀增強(qiáng)相增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料的作用與上述分析基本一致[47]。Chen等[42]通過探究軋制過程中TiB顆粒對(duì)Ti-2Al-9.2Mo-2Fe合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為的影響發(fā)現(xiàn)，TiB顆粒可以通過阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶提供額外的形核位點(diǎn)，且隨變形量提高，TiB顆粒主導(dǎo)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更為凸顯(圖3b)。類似地，Zhang等[10]在研究2.5vol%(TiB+TiC)/近α-Ti軋制過程時(shí)也發(fā)現(xiàn)，斷裂的TiB和TiC不僅可以為α相的非均勻形核提供形核位點(diǎn)，還可以有效阻礙α相的長(zhǎng)大，起到均勻細(xì)化組織的作用，實(shí)現(xiàn)α相的等軸化；隨變形量提高，增強(qiáng)相斷裂程度加劇并趨向平行于軋制方向排列，上述作用進(jìn)一步加強(qiáng)(圖3c)。綜上所述，軋制變形量的提高會(huì)促進(jìn)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使球化、動(dòng)態(tài)回復(fù)及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等過程更為完全；同時(shí)，也會(huì)使增強(qiáng)相斷裂程度加劇但分布更為均勻并趨向平行于軋制方向排列，既可以為晶粒形核提供額外的形核位點(diǎn)，又可以有效抑制晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)組織的均勻細(xì)化和等軸化。

圖3 不同軋制變形量下典型鈦基復(fù)合材料板材的顯微組織[7,10,24]Fig.3 Microstructures of typical titanium matrix composite sheets after rolling under different deformation：(a) GONs-2Cu/TC4；(b) TiB/Ti-2Al-9.2Mo-2Fe； (c) 2.5vol%(TiB+TiC)/near α-Ti

表4為典型鈦基復(fù)合材料板材經(jīng)不同變形量軋制后的拉伸性能。結(jié)合表4進(jìn)一步分析軋制變形量對(duì)板材力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)變形量對(duì)鈦基復(fù)合材料板材拉伸性能的影響較為復(fù)雜。軋制變形量增大，鈦基復(fù)合材料塑性變形加劇，位錯(cuò)纏結(jié)、堆積等障礙形成，板材位錯(cuò)密度不斷提高，導(dǎo)致加工硬化成為拉伸過程中的主要變形機(jī)制，從而使得室溫拉伸強(qiáng)度提高而塑性降低；隨著軋制變形量進(jìn)一步增大(>80%)，軋制過程動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等軟化行為發(fā)生，位錯(cuò)密度逐漸降低，板材的加工硬化狀態(tài)得以弱化消除，從而使得室溫強(qiáng)度有所降低而塑性顯著提高[53-54]。此時(shí)，增強(qiáng)相多平行于軋制方向排列且分布均勻性明顯提高，這是板材拉伸性能進(jìn)一步優(yōu)化的重要原因。Zhang等[10]發(fā)現(xiàn)增大軋制變形量可以有效促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，顯著提高晶粒細(xì)化程度，細(xì)晶強(qiáng)化作用大大增強(qiáng)，板材強(qiáng)度和塑性均隨變形量的增大持續(xù)提高。然而，當(dāng)變形量過大時(shí)，熱軋過程吸氫、吸氧嚴(yán)重，板材脆化加??；同時(shí)，增強(qiáng)相大量折斷甚至與基體脫粘，大量缺陷或孔洞形成，拉伸性能嚴(yán)重惡化[49]。因此，分析變形量對(duì)鈦基復(fù)合材料板材拉伸性能的影響需從復(fù)合材料成分體系、熱軋過程變形機(jī)制(加工硬化、回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶)、增強(qiáng)相破碎程度及分布均勻性等方面綜合考慮。

表4 典型鈦基復(fù)合材料板材經(jīng)不同變形量軋制后的拉伸性能

整體而言，關(guān)于軋制工藝對(duì)鈦基復(fù)合材料板材微觀組織和拉伸性能影響的研究已取得一定進(jìn)展，但相關(guān)研究重點(diǎn)主要集中在軋制溫度和變形量，且當(dāng)前研究仍存在許多不足之處：① 軋制溫度對(duì)鈦基復(fù)合材料板材微觀組織和拉伸性能影響的研究主要涉及α+β兩相區(qū)向β相區(qū)升溫，熱軋溫度尤其是β相區(qū)熱軋對(duì)板材組織演變的作用機(jī)制有待進(jìn)一步明晰，α+β兩相區(qū)內(nèi)或β相區(qū)內(nèi)軋制溫度升高對(duì)板材拉伸性能影響的研究也需要進(jìn)一步完善；② 板材軋制變形量主要集中于40%～80%，關(guān)于大變形量對(duì)鈦基復(fù)合材料板材微觀組織和拉伸性能影響的研究相對(duì)較少。

3 軋后熱處理對(duì)板材的影響

熱處理是鈦基復(fù)合材料板材消除殘余應(yīng)力、調(diào)控組織、改善力學(xué)性能的重要手段。常見的熱處理方式包括退火處理、固溶處理和時(shí)效處理等。對(duì)基體合金而言，熱處理過程通常會(huì)發(fā)生β相與α相的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、殘余β相或馬氏體相分解、α相有序轉(zhuǎn)變、ω相變及硅化物析出等行為，它們受熱處理溫度、冷卻速率、保溫時(shí)間等參數(shù)影響較大。圖4為典型鈦基復(fù)合材料板材熱處理后的顯微組織[7,43,55]。退火溫度升高促進(jìn)了初生α相→β相轉(zhuǎn)變、α相和β相的靜態(tài)再結(jié)晶及再結(jié)晶β相→次生α相轉(zhuǎn)變等過程的發(fā)生，實(shí)現(xiàn)了細(xì)化組織的目的(圖4a、4b)；但是，當(dāng)退火溫度較高時(shí)，α晶粒明顯長(zhǎng)大，導(dǎo)致退火處理效果有所降低。同時(shí)，熱處理參數(shù)對(duì)最終組織狀態(tài)也有決定性影響。一般而言，在α+β兩相區(qū)固溶處理后可獲得雙態(tài)組織或等軸組織，而在β單相區(qū)固溶處理后可獲得片層組織[45]。Yang等[55]研究了固溶+時(shí)效熱處理工藝對(duì)5.0vol%TiBw/Ti60復(fù)合材料微觀組織的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)950 ℃淬火后，軋態(tài)片層α相消失，淬火態(tài)板條α′相形成；后續(xù)經(jīng)500 ℃時(shí)效，板條α′相消失，細(xì)小等軸α相形成；當(dāng)時(shí)效溫度升高至600 ℃時(shí)，細(xì)小等軸α相不斷合并，最終形成近網(wǎng)籃組織(圖4c)。熱處理對(duì)增強(qiáng)相形貌和分布的影響與熱處理參數(shù)及增強(qiáng)相類型密切相關(guān)：低溫短時(shí)熱處理時(shí)，增強(qiáng)相相對(duì)穩(wěn)定，基本無變化；低溫長(zhǎng)時(shí)熱處理時(shí)，增強(qiáng)相形貌和分布的改變與增強(qiáng)相類型有關(guān)，如樹枝狀或條狀TiC易發(fā)生熔斷或顆?；?，TiB則相對(duì)穩(wěn)定；高溫?zé)崽幚頃r(shí)，增強(qiáng)相形貌和分布隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)發(fā)生明顯改變，如TiC含量逐漸降低甚至趨于完全消失，TiB則由纖維狀轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧罨蚪容S狀，而稀土氧化物類增強(qiáng)相(Y2O3、La2O3等)相對(duì)穩(wěn)定，其形貌和分布變化較小[56-57]。此外，在熱處理過程中，增強(qiáng)相還可以有效抑制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，造成位錯(cuò)堆積，為基體相靜態(tài)再結(jié)晶提供有利形核位點(diǎn)，進(jìn)一步促進(jìn)組織細(xì)化。

圖4 典型鈦基復(fù)合材料板材熱處理后的顯微組織[7,43,55]Fig.4 Microstructures of typical titanium matrix composite sheets after heat treatments：(a) GONs-2Cu/TC4；(b) TiB/TC4；(c) TiBw/Ti60

熱處理通過調(diào)控基體合金組織類型及增強(qiáng)相形貌、分布等特征，實(shí)現(xiàn)對(duì)鈦基復(fù)合材料拉伸性能的優(yōu)化。近年來，相關(guān)學(xué)者就熱處理對(duì)鈦基復(fù)合材料板材拉伸性能的影響開展了一定的研究工作，如表5所示。田寧[7]通過探究退火溫度對(duì)GONs-2Cu/TC4軋板室溫拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)退火溫度升高促進(jìn)了α相和β相靜態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行，大量等軸α相形成，顯著降低了滑移系激活難度，從而使得板材強(qiáng)度降低而延伸率增大。Yang等[55]通過探究熱處理工藝對(duì)5vol%TiBw/Ti60復(fù)合材料板材室溫和高溫拉伸性能的影響，成功優(yōu)化出適宜的固溶和時(shí)效處理制度，淬火(950 ℃/0.5 h/WC)或淬火+500 ℃時(shí)效后板材具有較好的綜合拉伸性能。分析可知，時(shí)效處理階段回復(fù)或再結(jié)晶等軟化過程弱化了加工硬化和熱處理強(qiáng)化，軋板強(qiáng)度降低而塑性提高；但當(dāng)時(shí)效溫度過高或保溫時(shí)間過長(zhǎng)時(shí)，晶粒過度長(zhǎng)大，導(dǎo)致強(qiáng)度和塑性均有所惡化。值得注意的是，熱處理過程中增強(qiáng)相形貌、含量和分布的改變及由增強(qiáng)相引起的晶粒細(xì)化也會(huì)對(duì)軋板拉伸性能產(chǎn)生一定影響。綜上所述，熱處理工藝對(duì)鈦基復(fù)合材料板材微觀組織和力學(xué)性能影響的研究已取得一定進(jìn)展，但研究重點(diǎn)主要集中在熱處理溫度和時(shí)間，而關(guān)于冷卻速率的研究相對(duì)較少；同時(shí)，β相區(qū)熱處理尤其是固溶處理對(duì)板材微觀組織和拉伸性能影響的研究仍需要進(jìn)一步系統(tǒng)加強(qiáng)；此外，熱處理過程增強(qiáng)相與基體組織之間的相互作用機(jī)制也需要進(jìn)一步闡明。

表5 熱處理工藝對(duì)典型鈦基復(fù)合材料板材拉伸性能的影響

4 結(jié) 語

隨著航空航天、海洋工程等高端領(lǐng)域尤其高馬赫數(shù)飛行器、深?？臻g站等重大裝備的飛速發(fā)展，對(duì)大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料薄板的需求與日俱增。目前，關(guān)于鈦基復(fù)合材料熱軋工藝的研究雖然取得了一定成果，但大變形或大尺寸高性能薄板制備過程中易變形、易開裂等關(guān)鍵問題仍未得到較好解決。同時(shí)，關(guān)于熱軋制工藝及軋后熱處理工藝對(duì)板材組織與力學(xué)性能影響的研究仍存在許多不足之處。

(1) 目前，大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料板材的軋制過程仍面臨諸多瓶頸問題，如薄板軋制過程吸氫、吸氧導(dǎo)致性能惡化以及工藝穩(wěn)定性較差且成本較高等。因此，探索大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料薄板的低成本高效穩(wěn)定軋制工藝，科學(xué)設(shè)計(jì)優(yōu)化軋制工藝參數(shù)，推動(dòng)鈦基復(fù)合材料板材的工業(yè)化進(jìn)程，仍將是鈦基復(fù)合材料板材的重要研究方向。

(2)β相區(qū)熱軋、大變形量及β相區(qū)固溶處理對(duì)鈦基復(fù)合材料板材組織演變影響規(guī)律的研究有待進(jìn)一步完善，增強(qiáng)相與基體組織之間的相互作用機(jī)制也需進(jìn)一步明晰。深入探究軋制過程組織演變機(jī)制可以為合理調(diào)控軋制工藝參數(shù)、提高工藝穩(wěn)定性提供有力的科學(xué)依據(jù)，也可為獲得性能優(yōu)異的薄板提供良好的組織基礎(chǔ)。

(3)α+β兩相區(qū)內(nèi)或β相區(qū)內(nèi)軋制溫度升高、大變形量、熱處理冷卻速率及β相區(qū)固溶處理對(duì)鈦基復(fù)合材料板材拉伸性能及拉伸過程組織演變規(guī)律影響的研究相對(duì)較少；當(dāng)前板材力學(xué)性能的研究主要集中在拉伸行為，關(guān)于其他力學(xué)性能如蠕變行為、超塑行為的研究極度匱乏。未來，不僅要加強(qiáng)對(duì)上述不足之處的系統(tǒng)深入探索，還要進(jìn)一步明晰力學(xué)性能-微觀組織-軋制工藝之間的內(nèi)在聯(lián)系，深化性能、組織及軋制工藝的三位一體綜合研究，加快大變形或大尺寸高性能鈦基復(fù)合材料板材的工業(yè)化進(jìn)程。