激光增材与传统原位制备工艺下非连续增强钛基复合材料的组织性能及应用对比研究——针对激光增材技术在钛基复合材料制备中的创新应用，对比激光增材与熔铸真空热压烧结放电等离子烧结等传统原位制备工艺的差异

引言

钛合金具有密度低、比强度和比刚度高、耐高温性能和抗腐蚀性能好、生物相容和无毒等优点，在航空航天、舰船与海洋工程、兵器、先进交通、冶金和医疗卫生等领域应用广泛[1-3]。随着科学技术的快速发展，对钛合金构件的轻质、高强度、耐高温性能与高效精准成形制造技术提出了更高要求，传统钛合金无法全面满足上述需求，以钛合金为基体添加增强物制备的钛基复合材料是提升其基体钛合金高温性能的新方向。与传统钛合金相比，钛基复合材料具有更高的比强度、比刚度、耐磨性能和更好的高温持久性能与抗蠕变性能，显著提升了其使用温度，已经成为国际新金属材料领域研究的热点与重点[4-5]。

连续纤维增强钛基复合材料(Continuously Fiber-Reinforced Titanium Matrix Composites, CRTMCs)在20世纪80年代成功应用于航空发动机的核心部件。最常用的连续纤维增强钛基复合材料是美国的SCS-6型碳化硅纤维(SiCf)增强钛基复合材料，由此复合材料制造的低压涡轮风扇轴满足了强度和疲劳性能的设计要求;与Inconel718高温合金制造的低压涡轮风扇轴相比，其结构重量减轻了30%;与基体钛合金制造的低压涡轮风扇轴相比，其刚度增加了40%，已经应用于GE XTE-45验证机;与不锈钢相比，由此复合材料制造的驱动器活塞杆的结构重量减轻了40%，已经应用于F119航空发动机的排气喷口[6]。20世纪90年代初，美国IHPTET计划在XTC-16系列核心机的四级压气机中验证了SiC可增强钛基复合材料整体叶环转子部件,第3级整体叶环转子部件的重量约4.5kg,然而由镍基高温合金制造的同样结构和尺寸转子(非整体叶环)部件的重量为25kg，转子部件的结构重量减轻了82%[7]。但同时SiC也存在制备工艺比较复杂、成本较高，SiC增强钛基复合材料的力学性能各向异性严重、二次成形加工困难、增强物与基体钛合金界面反应剧烈等问题，限制了其工程应用。

非连续增强钛基复合材料(Discontinuously Fiber-Reinforced Titanium Matrix Composites, DRTMCs)是由一种或者多种陶瓷颗粒与晶须增强的钛基复合材料，具有近各向同性、可以进行二次成形加工等优势，通过成形加工可以制造出高性能钛基复合材料构件[8]。增强物以硼化钛晶须(TiB)或者颗粒(TiB)和碳化钛颗粒(TiC)为主，由于上述增强物与钛合金的化学性质比较接近，弹性模量和强度更高，能够显著提升基体钛合金的室温和高温力学性能，是钛基复合材料设计中的理想增强物;以碳纳米管、石墨烯为增强物的高强度高韧性钛基复合材料研究也取得了较大进展[9-11]。在采用直接外加工艺添加增强物制备钛基复合材料的过程中，容易引入污染物，降低增强物与基体钛合金的界面结合强度，但是，在增强物/基体钛合金的界面存在比较大的残余应力，将对钛基复合材料的力学性能产生非常不利的影响;由于增强物尺寸受粉末粒度的限制，同时其制造成本比较高，不利于工程应用。原位反应自生工艺是通过添加增强物目标元素的单质或者化合物与基体钛合金发生化学反应制备出钛基复合材料，能够获得原子结合的增强相/基体钛合金的界面结构，其界面处无中间反应物或者污染物，提升了钛基复合材料中增强相的承载能力，能够显著提升钛基复合材料的力学性能，因此，原位反应自生工艺是制备非连续增强钛基复合材料的常用工艺[12-14]。

1、制备工艺

按照原材料形态，原位反应自生工艺包括3种:固-固反应工艺、固-液反应工艺和气-固反应工艺。其中，熔铸工艺和燃烧辅助熔铸工艺属于固-液反应工艺，真空热压烧结工艺和放电等离子烧结工艺属于固-固反应工艺，是常用的钛基复合材料制备工艺[12,15]。近年来，激光增材工艺得到了快速发展，为高性能钛基复合材料制备及其构件制造提供了新途径[16-18]。非连续钛基复合材料中增强相形貌与尺寸，包括微米级、亚微米级和纳米级尺寸晶须，很大程度上取决于采用的钛基复合材料制备工艺。熔铸工艺制备的钛合金复合材料中的增强相尺寸比较大，并且在复合材料内部容易形成孔洞等缺陷[19-21]，是熔铸工艺制备钛基复合材料时需要攻克的难题;真空热压烧结工艺和放电等离子烧结工艺制备的钛基复合材料中的增强相尺寸比较小[22-23]，激光增材工艺制备的钛基复合材料内部形成了大量的亚微米级和纳米级尺寸增强相[24-25]，对提升钛基复合材料力学性能十分有利。

1.1熔铸工艺

钛基复合材料的熔铸工艺是直接将反应物和钛合金一起熔炼，在熔炼过程中发生自生反应原位生成增强相的制备工艺。熔铸工艺可以在不改变基体钛合金熔炼工艺与设备条件下制备出钛基复合材料，其工艺流程短、设备要求简单、制备成本低，可以批量制造大尺寸钛基复合材料;同时，对于制造形状复杂的钛基复合材料构件具有显著优势。如果先采用高温自蔓延合成工艺或者放热扩散工艺获得中间产物，再采用熔铸工艺制备出钛基复合材料的工艺灵活性更高。以熔铸工艺为基础，将一定化学计量比的反应物粉末均匀混合并熔化，在熔化过程中通过反应物之间的放热反应生成增强相，即新发展的制备钛基复合材料的燃烧辅助熔铸工艺。

但是，为了降低钛基复合材料在熔铸过程中增强相的偏聚，保证增强相尺寸要求与增强相分布均匀，钛基复合材料熔体需要经过多次熔炼，有时熔铸坯料表面质量比较差，如图1所示[26]。严佳宏[27]的研究结果表明，经过3次真空自耗熔炼的TiBw/Ti6242复合材料中的陶瓷增强相(TiBw)呈弥散分布，有利于提升TiB/Ti6242复合材料的力学性能。同时，钛基复合材料内部存在微观组织缺陷，需要经过热变形工艺消除其微观组织缺陷，以利于二次成形加工。

1.2真空热压烧结工艺

钛基复合材料的真空热压烧结工艺是以放热扩散工艺为基础，将放热反应生成增强相工艺和随后热固结工艺合二为一，将原材料粉末混合后一起加热制备出钛基复合材料;通过热压烧结过程中混合粉末之间的原位反应生成增强相，此工艺类似于热等静压工艺。真空热压烧结工艺中，钛基复合材料各组元在真空或者气氛保护热压下直接发生原位反应生成超细的增强相颗粒，增强相与基体钛合金之间相容性比较好、界面结合强度比较高。真空热压烧结工艺过程是:(1)混合粉末致其均匀;(2)对混合后的粉末进行处理，包括真空下除气、冷等静压和热压烧结。钛基复合材料热压烧结过程中，外加压力使钛基复合材料致密化;烧结温度比较低，微观组织可控，能够实现构件的近净成形制造。钛基复合材料的真空热压烧结工艺简单，是制备钛基复合材料的常用工艺，已经制备出直径为300mm坯料、单件重量为100kg构件，如图2所示[28]。

1.3放电等离子烧结工艺

钛基复合材料的放电等离子烧结工艺是采用脉冲直流电产生等离子体迅速加热石墨模具内的反应粉末进行烧结的制备工艺，如图3所示[29]。放电等离子烧结工艺具有传统粉末冶金工艺的特点，同时具有更高的升温速度(最高为1000℃·min^-1)、更短的保温时间(约10min)、更低的烧结温度(比传统烧结工艺低200~300℃)等优点，在粉末快速致密化过程中降低了能耗。放电等离子烧结工艺具有生产效率较高、微观组织细小均匀、致密度较高等特点。然而，放电等离子烧结工制备的钛基复合材料存在坯料尺寸较小、形状比较简单、生产成本较高和模具容易污染等问题。

1.4激光增材工艺

钛基复合材料的激光增材工艺是采用无模具与工装下快速制造任意形状构件的全数字化快速制造原理，以激光为能量源，通过逐层熔化沉积，由CAD模型逐步完成高性能“近终形”复杂构件的快速制造，是一种将高性能钛基复合材料制备与近终形构件制造融为一体的无模、非接触与数字化制造工艺。此工艺为高增强相含量、大尺寸复杂钛基复合材料构件的快速制造提供了新途径，如图4所示[30]。但是，钛基复合材料激光增材工艺对工艺参数要求比较严格，制备的钛基复合材料的横截面具有典型的熔池特征，为了满足钛基复合材料的微观组织要求，需要采用热处理工艺调整钛基复合材料的微观组织。LI L等[31-32]研究表明，与激光增材制备的Ti64基复合材料相比，激光增材制备的TiBw/Ti6242复合材料的室温力学性能优异(图中五角星)，其抗拉强度达1376MPa，伸长率为3.7%，如图5[22,24-25,31-36]所示。

2、热变形工艺

对于钛基复合材料，一方面需要采用热变形工艺消除在熔铸、激光增材等制备过程中形成的内部缺陷，调整钛基复合材料的微观组织与改善力学性能，降低钛基复合材料提前失效的风险，为钛基复合材料构件制造提供高质量的原材料;另一方面，采用热变形工艺对钛基复合材料进行二次成形加工，不仅能够进一步提升钛基复合材料的力学性能，而且能够制造出高性能的钛基复合材料构件，达成钛基复合材料构件成形与成性的目的。因此，采用包括锻造、挤压和轧制等代表性热变形工艺制造出满足钛基复合材料构件形状需求的同时，进一步提升其力学性能，是制造高性能钛基复合材料构件的重要途径

对于钛基复合材料，一方面由于增强相阻碍位错运动，增加了钛基复合材料的热变形抗力，对热变形制造设备的要求比基体钛合金的要求更高;另一方面增强相对钛基复合材料微观组织演变的影响比对基体钛合金的影响更为复杂，不仅容易出现微观组织不均匀现象，而且调控钛基复合材料热变形后的微观组织更难。特别是比较硬的增强相与比较软的基体钛合金之间的变形不协调效应更明显，容易形成孔洞等缺陷，这些缺陷是钛基复合材料构件服役过程中的裂纹源，为了抑制或者消除钛基复合材料中的内部缺陷，进一步加大了钛基复合材料的热变形加工难度。由于增强相控制了基体钛合金的晶粒尺寸，有时基体钛合金的晶粒度可以降低一个数量级;与基体钛合金相比，增强相含量比较低的钛基复合材料可以省略β相区的开坯锻造工序，直接进行热变形[21]。因此，钛基复合材料热变形时的核心问题是:通过优选热变形条件，调整增强相取向与分布、调控基体钛合金的微观组织、降低热变形制造钛基复合材料构件形成缺陷的风险，达成提升钛基复合材料构件的高温持久与蠕变性能的目的。

2.1锻造工艺

锻造工艺能够有效细化钛基复合材料铸锭的微观组织，获得微观组织与力学性能相匹配的钛基复合材料与构件，但是钛基复合材料对锻造工艺参数十分敏感，其锻造工艺窗口很窄，必须严格控制转移时间、锻造温度、变形量和速度等重要工艺参数，系统优化钛基复合材料构件的微观组织与力学性能，如图6所示[37]。DU Z Y等[38]阐明了真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合材料在α+β相区等温压缩时陶瓷增强相对基体Ti55钛合金动态再结晶的影响机理，如图7所示。DU Z Y等[39]揭示了真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合材料等温压缩时孔洞的演化规律与机理，发现基体Ti55钛合金对复合材料内部裂纹萌生具有一定的抑制作用，但是热变形加速了复合材料内部的位错塞积转化为应力集中并传递给陶瓷增强相，一旦产生的内应力超过陶瓷增强相的强度，将在垂直于陶瓷增强相/基体钛合金的界面萌生裂纹使陶瓷增强相碎化，碎片化后的陶瓷增强相将发生迁移与分离，形成内部空洞缺陷，如图8所示。通常情况下，热模锻造的模具温度较低，锻造时热量损失较大，锻造工艺受限比较多，仅仅依靠单一调整锻造温度或者道次压下量或者速度对钛基复合材料构件的微观组织与力学性能的提升作用有限。真空热压烧结制备的TiBw/TA15复合材料等温压缩过程中的表面完整、没有出现凹坑和裂纹等缺陷，表明具有一定的塑性变形能力;真空热压烧结制备的TiBw/TA15复合材料等温压缩后的室温最大伸长率为9.2±0.3%、抗拉强度为(1100±18)MPa，与真空热压烧结制备的TiBw/TA15复合材料的室温最大伸长率(3.5%±0.25%)和抗拉强度(1015±6)MPa相比，分别提升了163%和8.4%[40]。熔铸制备的 TiBw/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si复合材料经过多向锻造后的室温屈服强度和强度极限分别为(1124.8±9.4) MPa、(1172±10.1)MPa，极限伸长率为3.97%±0.7%[41]。LI L等[42]优化了真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合材料的锻造工艺参数，如图9所示，发现真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合材料等温锻造后，在没有塑性损失的情况下，室温拉伸强度极限提升了150MPa(五角星)，实现了强塑性的良好匹配，如图10所示[41-42,44-50]。真空热压烧结制备的TiBw/Ti-6Al-4V复合材料经过4道次多向锻造后的室温抗拉强度为1200 MPa、最大伸长率为9%，经过7道次多向锻造后的室温抗拉强度为1286 MPa、最大伸长率为4.7%[43]。上述研究结果表明，锻造工艺对提升钛基复合材料的力学性能有显著作用[42-43]。

2.2挤压工艺

钛基复合材料在挤压过程中处于三向压应力状态，对低塑性钛基复合材料的塑性变形与微观组织细化十分有利，并且是制备钛基复合材料棒材、管材和型材的必要工艺途径。钛基复合材料挤压时的模具预热温度为500℃左右，挤压温度为1000℃以上，钛基复合材料横截面上的温差比较大，变形不均匀十分严重，需要通过增大挤压比和提高挤压速度改善钛基复合材料的变形不均匀性，因此需要大吨位的挤压设备，同时需要合理控制挤压比和挤压速度防止变形热的急剧增加对挤压变形不均匀性的影响。采用正挤压、反挤压、等通道转角挤压和包套挤压工艺制备的钛基复合材料如图11所示[51-54]。

钛基复合材料在β相区挤压后的微观组织为片层状，限制了采用热处理工艺调整其微观组织的裕度。包套挤压制备的TiBw/Ti-6Al-4V复合材料的室温抗拉强度和最大伸长率分别为1274 MPa和9.4%，钛基复合材料包套挤压时需要严格控制预烧结温度和挤压温度，否则会产生孔洞和界面反应层等缺陷，降低钛基复合材料的致密度，难以实现工程应用[53]。项娟[54]研究表明，真空自耗电弧熔炼制备的(TiB+La2O3)/Ti-6Al-4V复合材料的室温抗拉强度和最大伸长率分别为956 MPa和13.25%，700℃下对真空自耗电弧熔炼制备的(TiBw+La2O3)/Ti-6Al-4V复合材料等通道转角挤压后，室温抗拉强度为1100MPa，800℃下的室温抗拉强度为1128MPa;与真空自耗电弧熔炼制备的复合材料相比，(TiBw+La2O3)/Ti-6Al-4V复合材料等通道转角挤压后，室温抗拉强度提升了18%，最大伸长率为10%左右，塑性略有下降。真空热压烧结制备的TiB/Ti60复合材料的室温抗拉强度和最大伸长率分别为(1080±6) MPa和1.5%±0.2%，对真空热压烧结制备的Ti60/TiBw复合材料挤压后，室温抗拉强度和最大伸长率分别为(1377±5)MPa和5.0%±0.3%[55]。

2.3轧制工艺

钛基复合材料轧制过程中的形变强化和晶粒细化效应将提升其强度和塑性，但是增大轧制量，容易使增强相折断，导致复合材料的强度和塑性降低。采用多道次轧制工艺能够细化钛基复合材料的微观组织，增强相趋于定向分布与均匀分布，同时消除微观组织缺陷，从而能够获得优异的综合力学性能，并且是制备钛基复合材料板材和箔材的必要工艺途径。但是，钛基复合材料在轧制过程中与轧辊的温差比较大，热量损失比较多，要求增大轧制速度、减小道次轧制量和增加轧制道次，并且回炉加热频繁，降低了轧制工艺对钛基复合材料的微观组织和力学性能的改善作用。因此，需要优化钛基复合材料的轧制条件。黄菲菲[56]研究表明，熔铸制备的TiBw/Ti-6Al-4Sn-10Zr-1Mo-1Nb-1W-0.25Si-0.3Y复合材料轧制后的抗拉强度和最大伸长率由铸态的828.1 MPa和 0.7%分别提升到 1341.7 MPa和3.6%，室温抗拉强度提升了62%。熔铸制备的(TiB+TiC)/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si复合材料轧制后，室温抗拉强度和最大伸长率由熔铸状态的1097.8 MPa和1.29%提升到α+β相区轧制状态的1327.6 MPa和3.82%;β相区轧制状态的1298.6 MPa和4.94%[57]，最大伸长率提升了282.9%。

3、热处理工艺

为了使金属构件具有定制的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和成形工艺之外，金属构件的热处理工艺必不可少。与热变形工艺相比，热处理工艺在不改变钛基复合材料构件形状和整体化学成分的条件下，通过改变构件的微观组织，赋予或者改善构件的使用性能。由于陶瓷增强相的热稳定性比较好，在钛基复合材料的热处理过程中几乎不发生变化。因此，钛基复合材料的热处理工艺是针对基体钛合金的微观组织进行调控。同时，需要考虑钛基复合材料的特殊性:(1)Ti-6Al-4V钛合金热处理后的微观组织由针状α集束+晶间β相构成，TiBw/Ti-6Al-4V复合材料热处理后的基体Ti-6Al-4V钛合金由等轴α相+晶间β相组成，陶瓷增强相TiBw促进了等轴α相的形成;(2)陶瓷增强相TiBw明显推迟了基体钛合金的相变，有利于提高钛基复合材料的软化温度或者相变温度，从而提升钛基复合材料的高温强度和使用温度。虽然，陶瓷增强相TiB在钛基复合材料热处理过程中属于稳定相，但是，陶瓷增强相TiB会影响基体钛合金热处理过程中的相变、析出相形核和晶粒长大等。钛基复合材料热处理过程中的加热温度、保温时间和冷却速度是影响其微观组织的主要因素，其中加热温度决定晶粒尺寸、相组成与比例。虽然，基体钛合金在β相区的β晶粒容易粗化，降低了钛基复合材料的塑性，但是，由于陶瓷增强相对基体钛合金的晶粒长大有抑制作用，可以对钛基复合材料进行合适的β热处理。

戎旭东等[58]研究表明，真空热压烧结制备的TiBw/Ti60复合材料的室温抗拉强度为1105 MPa、最大伸长率为1.2%，经过1100℃x1h固+600℃x 8h时效处理后，TiBw/Ti60复合材料的室温抗拉强度为1552 MPa、最大伸长率为1.5%;经过1000℃x1h固溶、600℃x8h时效处理后的室温抗拉强度为1460MPa、最大伸长率为2.2%，说明热处理提升了复合材料的综合力学性能。虽然，真空热压烧结制备的TiBw/Ti60复合材料的抗拉强度比较高，塑性比较低;但是，热处理能够消除复合材料制备过程中造成的元素偏析。李九霄[59]研究表明,熔铸制备的(TiB+La2O3)/Ti-6.6Al-4.6Sn-4.6Zr-0.9Nb-1Mo-0.32Si复合材料经过990℃x2 h+AC固溶+600℃x4h+AC时效的α+β处理后的室温屈服强度为1103 MPa、最大伸长率为16%，经过1060℃x1 h+WQ/AC/OC固溶+650℃x2 h+AC时效的β处理后的室温屈服强度为1087MPa，说明熔铸制备的(TiB+La2O3)/Ti-6.6Al-4.6Sn-4.6Zr-0.9Nb-1Mo-0.32Si复合材料β水冷或者油冷处理后的屈服强度明显高于β空冷处理后的屈服强度，因为β水冷和油冷处理后的微观组织为针状α片层，所以复合材料的室温拉伸性能比较低。熔铸制备的TiBw/Ti-6Al-4V复合材料经过挤压和990℃固溶+水冷处理后的室温强度极限由挤压状态的1207MPa提升到1312MPa、最大伸长率由12%降低为4%，经过挤压和9次960℃x10 min+750℃x10 min+空冷处理后的室温抗拉强度和最大伸长率分别由1192 MPa和2.35%改变为1087 MPa和8.73%[60];室温抗拉强度下降了8.8%，最大伸长率提升了271.5%。激光增材制备的Ti65钛合金、体积分数分别为1%和2%的TiBw/Ti65复合材料经过5次加热冷却后的最大伸长率分别提升了13.04%、83.33%和45.26%[61]。真空热压烧结制备的TiBw/Ti-6Al-4V复合材料经过多向锻造后的室温抗拉强度为1286MPa和最大伸长率为4.7%，循环热处理后的室温最大伸长率达到10%以上，提升了112%以上，抗拉强度降低到1000MPa[43]，下降了22.4%。

与熔铸制备的TiBw/Ti6242复合材料热处理前相比，在不损失室温最大伸长率或者损失比较少的情况下，熔铸制备的TiBw/Ti6242复合材料热处理后的室温抗拉强度提升了14%~21%;时效温度为600℃时，热处理后的室温抗拉强度和屈服强度分别为1297.53和1160.4MPa;时效温度为650℃时，热处理后的室温抗拉强度和屈服强度分别为1263.12、1150.92MPa，最大伸长率由8.56%降低为6.68%;时效温度为700℃时，热处理后的室温抗拉强度和屈服强度分别提升了13.31%和12.48%，最大伸长率降低为7.38%(图13五角星)，在同类型钛基复合材料中展现出较好的强塑性匹配，如图13所示[22,25,27,35,61-70]。谭骁[71]研究表明，添加B4C的激光增材Ti65复合材料经热处理后，700℃的抗拉强度最大为657.4MPa，最大伸长率为42.25%。与近α钛合金或者钛基复合材料的700℃拉伸力学性能比较，发现添加B4C的激光增材制备的Ti65复合材料热处理后具有优异的综合力学性能，即使是与增强相含量高的钛基复合材料相比，添加B4C的激光增材制备的Ti65复合材料热处理后仍然具有很好的高温强度(图14中五角星)，最大伸长率不低于未增强的近α钛合金，如图14所示[44,71-78]综上所述，合理的热处理工艺能够有效控制钛基复合材料的微观组织转变，提升其综合力学性能。

4、热变形构件应用

钛基复合材料构件包括室温下和高温下使用的构件，坦克履带连接件和汽车零件为室温下使用构件，航天飞行器发动机用气动格栅为高温下使用构件，如图15所示[28,81-83]。对于室温下使用的钛基复合材料构件一般要求其强度、结构减重效果和耐腐蚀性能比较好，坦克履带连接件还需要考虑其耐磨性能;对于高温下使用的钛基复合材料构件一般要求其使用温度、高温强度、高温蠕变性能和结构减重效果。

日本丰田汽车公司将钛基复合材料应用于汽车发动机的进气阀和排气阀制造,阀门系统的结构重量减轻了40%,气门弹簧系统的结构重量减轻了16%，因此，减轻了整车质量，提升了车辆的有效载荷。由于提升了汽车发动机功效，高速行驶时噪音降低了30%。同时，由于钛基复合材料的耐腐蚀性能优良，因而显著减少了整车排气系统的更换次数。采用钛基复合材料制造的悬架弹簧由于弹性模量更高，与高强度钢相比，能够减少悬架弹簧的匝数和直径，因此悬架弹簧的结构重量减轻了35%~70%[79]。柴宏宇[80]研究表明，与TA15钛合金相比，(TiB+TiSi3)/TA15复合材料构件在600℃、265 MPa下其蠕变断裂寿命提升了29倍，应变量减小了63%;在650℃、150MPa下其蠕变断裂寿命提升了56倍，应变量减小了73%;在700℃、100MPa下其蠕变断裂寿命提升了58倍，应变量减小了81%;同时，(TiB+Ti5Si3)/TA15复合材料构件的持久性能也得到了大幅度提升。黄陆军等[81]采用钛基复合材料制造的航天发动机的气动格栅尺寸为Φ580mmx10mm，使用温度为720℃，单个构件的结构重量减轻了46.9%。TiBw/TC4复合材料挤压丝材的室温强度极限为1118MPa、最大伸长率为21.9%，断面收缩率为29%;经过热处理后的室温抗拉强度为1334MPa，最大伸长率为11%，断面收缩率为23%，剪切强度为740MPa，与国外同类产品相比，剪切强度提升了13.8%;根据NAS标准对螺栓类紧固件进行了疲劳性能测试，螺栓13万次未断[28]。

5、结论

(1)非连续增强钛基复合材料常用的原位反应自生制备工艺包括:熔铸工艺、真空热压烧结制备工艺、放电等离子烧结工艺和激光增材工艺。熔铸工艺可以批量制备出大尺寸钛基复合材料，真空热压烧结工艺容易制备出力学性能比较高的钛基复合材料，放电等离子烧结工艺可以制备出致密度高的钛基复合材料，激光增材工艺将高性能钛基复合材料制备与构件制造融为一体，容易实现智能化与快速制造。

(2)热变形工艺不仅能够消除钛基复合材料制备过程中形成的内部缺陷，而且通过塑性变形调整微观组织进而同步改善钛基复合材料构件的强度与塑性。

(3)钛基复合材料的热处理工艺可以进一步调整基体钛合金的微观组织。钛基复合材料热处理后的室温极限伸长率提升明显，室温强度极限也有所改善，合理的热处理工艺优化了钛基复合材料的强度-塑性匹配，提升了复合材料的综合力学性能。

(4)钛基复合材料热变形构件的应用不仅显著减轻了装备部件的结构重量，而且经过热变形和热处理后钛基复合材料的使用寿命得到显著提升。

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（注，原文标题：钛基复合材料及其热变形工艺研究进展_李淼泉）