鈦合金及鈦基複合材料在航空航天的應用和發展

隨著航空航天事業的快速發展，要求結構材料具有更低的密度、更長的使用壽命，並能承受更複雜嚴苛的服役條件。鈦合金及鈦基複合材料質量輕、比強度高，有著優異的耐腐蝕及耐高溫等綜合性能[1]，在飛行器及航空航天發動機上有著廣泛的應用，從20世紀50年代首次應用到現在，鈦合金在其服役條件下已經取得良好的經濟效益，但仍有很多工程化應用問題難以解決，如高溫鈦合金存在的「熱障」溫度，高強韌鈦合金難以同時達到較高的強度及優異的斷裂韌度，航空發動機用鈦合金在高速摩擦下發生的「鈦火」等問題。為克服傳統鈦合金存在的不足，深入研究鈦合金在不同服役條件下微觀組織對性能的影響，同時對鈦基複合材料及其工程化應用已成為研究熱點。本文對鈦合金及鈦基複合材料在航空航天領域的應用現狀進行總結，針對目前存在的問題進行了多維度分析，對未來的發展趨勢作出展望，並指出相應的研究重點。

1.

鈦合金及鈦基複合材料

在航空航天的發展現狀

1.1 鈦合金的發展現狀

自20世紀50年代起，鈦合金作為工業新金屬材料在全世界範圍出現後，航空工業鈦材用量已佔到全世界鈦材市場一半以上[2]。目前，飛機的結構材料主要是鋁合金、鈦合金、鋼、鎂合金及複合材料[3]，其中有優異減重效果的鈦合金在各個國家商用及軍用飛機上的用量佔比越來越高（如圖1）[4-6]。波音第一架客機Boeing 707機身鈦合金僅佔到總質量分數的0.2%，到最新一代客機Boeing 787，鈦合金佔比已達15%[5]。我國的大飛機C919的鈦合金用量與波音777相當，佔到9%～10%，而俄羅斯新一代客機MS-21鈦合金用量佔比達到25%。在國外第三代戰鬥機上鈦合金用量約佔機體結構質量的 20%～25%，在第五代戰鬥機 F-22上高達41%[6]。

鈦合金在航空工業上的應用主要為飛機結構用鈦合金和航空發動機用鈦合金[1]（如圖2）。飛機結構用鈦合金主要應用在飛機骨架、艙門、液壓管路及接頭、起落架、蒙皮、鉚釘、艙門、翼梁等，航空發動機用鈦合金主要應用在壓氣機葉片、盤和機匣等零件上[5]。飛機結構用鈦合金的使用溫度一般不高於350 ℃，其在比強度、韌性、抗疲勞性能、焊接工藝性能等方面有較高要求，如美國軍用大型運輸機C-17的安定面轉軸等關鍵部位採用高強高韌性的Ti-62222S鈦合金；航空發動機用鈦合金注重高溫下的比強度、熱穩定性、抗氧化性以及抗蠕變等性能，如F-22戰鬥機所用F119發動機的風扇採用了寬弦空心鈦合金葉片，在滿足性能要求的同時，可以進一步提高推重比[1，7]。鈦合金受到飛機設計者的青睞，其中主要的一方面是在保證結構強度的同時，大幅減輕結構質量，比如應用於液壓管道，和鋼管相比，減重可達40%。目前，應用於航空方面的新型高性能鈦合金主要為高溫鈦合金、高強韌鈦合金、阻燃鈦合金等，其中作為現代航空發動機關鍵材料之一的高溫鈦合金是主要的發展方向之一[8]。

圖1 鈦合金在飛機上的應用[4-6]
Fig. 1 Application of titanium alloy in aircraft[4-6]

鈦合金在航天方面上的主要應用是火箭發動機殼體、火箭噴嘴導管、飛彈的外殼及宇宙飛船的船艙或者燃料和氧化劑儲存箱及其他高壓容器（如圖3）[9]。對於航天飛行器來說，除滿足航空用鈦合金使用性能要求外，還必須具有耐高溫、耐低溫、抗輻射等性能。現如今，鈦合金已成為航天領域不可或缺的關鍵材料。如：美國「阿波羅」飛船的50個壓力容器約85%採用鈦製成；日本第一顆實驗衛星「大角」號採用了Ti-2Al-2Mn鈦合金；俄羅斯在「能源-暴風雪」號、「和平-1」號、「進步」號、「金星」號、「月球」號太空飛行器上也廣泛使用了鈦合金材料[10]。

圖2 波音787材料使用情況[5]
Fig. 2 Boeing 787 material usage[5]隨著航空航天事業的進一步發展，發動機零部件將面臨更嚴苛的服役條件，承受更高的溫度，更大的衝擊載荷。而傳統的高溫鈦合金存在「熱障」溫度，即使用溫度不得超過600 ℃，這使得研究人員傾向於開發以鈦合金為基體的鈦基複合材料。鈦基複合材料的研究始於20世紀70年代，目前已成為超高音速宇航飛行器和新一代航空發動機的候選材料，其高溫性能及耐腐蝕性能均優於高溫鈦合金[11]。通過開發鈦基複合材料（TMCs），還可以進一步提高傳統鈦合金的強度、硬度，耐磨性等性能。除此之外，鈦基複合材料作為結構材料，還可以應用於酸、鹼、高溫、高壓等條件，被認為是可以進一步提升鈦材性能和擴大其應用範圍的新型材料[12]。圖3 CZ-XX系列用低溫 TA7ELI 鈦合金氣瓶[9]
Fig. 3 Low temperature TA7ELI titanium alloy gas cylinder for CZ-XX series[9]

鈦基複合材料可分為連續纖維增強鈦基複合材料（continuously reinforced titanium matrix composites，CRTMCs）和非連續晶須或顆粒增強鈦基複合材料（discontinuously reinforced titanium matrix composites，DRTMCs）[12]。近年來，國內上海交通大學、西北工業大學、哈爾濱工業大學、西北有色研究院等都對此展開了相關的研究工作（如表 1）。

表1 國內幾種鈦基複合材料的性能[13-17]
Table 1 Performances of several domestic titanium-based composite materials[13-17]DRTMCs的製造方式可分為外加法和原位合成工藝法兩種[18]，其中原位合成工藝法具有顯著優勢[19-21]：（1）基體中增強體的熱力學穩定性更高；（2）增強體與基體之間的界面結合增強；（3）通過調控增強體非均勻分布製備的DRTMCs，具有更綜合的力學性能。製造具有增強效果鈦基複合材料（TMCs）的常用增強相包括 Cr3C2，TiC，TiN，TiO2，Si3N4，SiC，TiB2，TiB，Al2O3和 Ti5Si3，硼顆粒和碳納米顆粒，納米管和纖維也已被用作有效元素添加在TMCs中（各增強相的物理性質如表2所示）。儘管目前碳納米管、石墨烯、碳纖維等是TMCs的研究熱點，但通過原位合成反應形成的TiB晶須（TiBw）和 TiC 顆粒（TiCp）始終被認為是 TMCs最佳增強相[22-24]，表2列出了幾種典型的TMCs增強相的物理性質。根據NASA報告的數據，可以看出鈦基複合材料在飛機上的應用不斷增長[12]（圖4）。作為航空航天用結構材料，鈦基複合材料在強度提高的同時，還需要很好的塑性、斷裂韌度以及高溫抗氧化性能。鈦基複合材料中的增強相會阻礙位錯運動，造成位錯塞積，導致塑性不佳，因此應對鈦基複合材料增強相的分布方式進行優化設計[11，25]。為提高TMCs的抗氧化性，一方面需形成連續、緻密且穩定的氧化膜，另一方面要使氧化膜和Ti基牢固結合[26]。

2.

美國於1954年成功研製出使用溫度可達350 ℃的α+β兩相型高溫鈦合金，在航空航天領域得到廣泛的應用。之後，隨著航空航天技術的不斷發展，各國不斷研發出有著更高使用溫度、更長使用壽命的高溫鈦合金。目前，能穩定在600 ℃使用的高溫鈦合金有英國的IMI834、美國的Ti-1100、俄羅斯的BT18Y和BT36等合金，已成功應用到T55-712及Trent700等航空發動機[27]。表3列出典型600 ℃及600 ℃以上高溫鈦合金的成分及特點[27-29]。這些合金均以Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si作為主成分系，不同之處在於其中的合金化含量以及β穩定元素不同[30]。表4列出幾種典型600 ℃及600 ℃以上高溫鈦合金的力學性能[27, 31-33]。目前為止，能穩定在600 ℃以上應用的航空發動機用鈦合金的發展依然面臨著巨大的困難和挑戰，表2 鈦基複合材料中常用的增強體物理性質
Table 2 Physical properties of reinforcement commonly used in titanium-based composites圖4 鈦基複合材料在美國戰鬥機上的使用率[12]（a）SP公司研發了一種TMC齒輪用於空軍F-16戰機（b）和新型發動機TMC葉片（c）Fig. 4 Utilization rate of titanium-based composite materials in American fighters[12]（a），SP company has developed a TMC gear for the Air Force F-16 fighter（b）and TMC blade for new engine （c）Si3N4 ≈385 ≈1900 ≈2.5 Unstable ≈3.2這是因為材料的熱強性和熱穩定性在600 ℃以上是一對主要的矛盾，嚴重製約了高溫鈦合金的發展[34]。即使其使用溫度很難突破600 ℃，但相關研究從未停止，主要集中在以下六個方面：（1）優化β穩定元素的含量，改善合金高溫抗拉強度。Si在鈦合金中屬於共析型β相穩定元素，雖然它的引入可以提高其高溫蠕變抗性，但由於本身的脆性以及矽化物的析出嚴重影響了合金的高溫穩定性和室溫延展性[29，31]。宋曉雲等[35]降低Si在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系中的含量，提高β穩定元素Mo、Nb、W的含量，製備出新型高溫鈦合金BTi-6431S，雖然在650 ℃下斷面伸長率有所下降，但極限抗拉強度（UTS）卻能與600 ℃下的Ti-1100和BT36相當，圖5為三組不同的熱處理方式（見表5）後合金BTi-6431s的拉伸性能，包括屈服強度（YS）、極限抗拉強度（UTS）和延伸率（EL）。表3 國內外幾種典型600 ℃及600 ℃以上高溫鈦合金[27-29]
Table 3 Several typical high temperature titanium alloys at and above 600 ℃ at home and abroad[27-29]

表4 國內外幾種典型600 ℃及600 ℃以上高溫鈦合金的力學性能[27，31-33]
Table 4 Mechanical properties of several typical high temperature titanium alloys at 600 ℃ and above at home and abroad[27，31-33]

圖5 熱處理後不同溫度下的拉伸性能[35] （a）室溫；（b）650 ℃
Fig. 5 Tensile properties at different temperatures after heat treatment [35] （a）room temperature；（b）650 ℃表5 BTi-6431S合金的熱處理方式[35]
Table 5 Heat treatment method of BTi-6431S alloy[35]

（2）添加稀土元素，提高合金的熱穩定性。稀土元素能夠通過脫氧作用淨化鈦合金基體，並在晶界彌散析出高熔點稀土氧化物形成位錯環來強化基體、抑制α2等脆性相的析出與長大，提高合金的熱穩定性[29]。陳子勇等[36]添加微量元素Er和Re，設計出新型耐650 ℃高溫鈦合金Ti-6.5Al-2.5Sn-9Zr-0.5Mo-1Nb-1W-0.25Si-0.1Er和Ti-6.5Al-2.5Sn-9Zr-0.5Mo-1Nb-1W-0.25Si-0.1Re，兩種合金在 650 ℃下的力學性能與600 ℃下Ti60合金性能相當，如圖6所示為兩種高溫鈦合金在室溫和高溫環境下的拉伸性能。

圖6 合金熱處理態的拉伸性能[37] （a）室溫；（b）650 ℃
Fig. 6 Tensile properties of alloy in heat-treated state[37] （a）room temperature；（b）650 ℃（3）研發高溫抗氧化塗層，進一步提高合金表面抗氧化性能。高溫鈦合金在長時熱暴露後，導致其抗氧化性下降[28]。李旭升[38]總結500～750 ℃的高溫鈦合金的氧化行為，發現近α高溫鈦合金不但在表面會形成氧化層，而且在接近基體的一側會形成富氧層，由於高溫環境的影響，其會轉變成一層堅硬且脆的金屬氧化物，故也稱為表面氧脆層，並會隨著溫度的升高逐漸變厚。（4）研究Ti-Al基合金的抗氧化機制，進一步提高其高溫抗氧化性能。Ti-Al基有著優異的高溫強度，抗氧化性能和高溫抗蠕變性能，已成功應用在波音747-8和787的發動機上[39]。為進一步探究Ti-Al基優異的抗氧化機制，陳道倫等[40]在結合密度泛函理論相關的熱力學，研究了新型TiAlNbCr合金的微觀組織演變。（5）改善熱加工工藝，精準調控更高溫度下合金的組織性能。目前，絕大部分研究都集中在對600 ℃高溫鈦合金的力學性能和微觀組織演變上[37，41]。樊江昆等[42]研究了 650 ℃ 的 Ti65 合金的微觀組織、織構的演化及熱變形行為，進一步指導優化熱加工工藝，圖7為Ti65合金熱變形過程析出原理圖，經過熱壓縮變性後，在等軸 α相區的間隙析出了次生 α納米晶粒（αs），納米矽化物均勻分散在初生 α 區域（αp）；對於 α+β 相區，板條狀α′分布在 β 晶粒中，經熱壓縮變形後，在 α′晶間析出了FCC孿晶，β晶界間也分布著動態再結晶（DRX）β相。圖7 Ti65合金熱變形過程中析出過程示意圖[42]
Fig. 7 Diagram of precipitation process during hot deformation of Ti65 alloy[42]圖8 室溫下Ti-6Al-4Zr-0.5W-0.6Si合金的拉伸曲線（a）和各種高溫鈦合金的極限拉伸強度延性比較（b）[43]
Fig. 8 Tensile curve of Ti-6Al-4Zr-0.5W-0.6Si alloy at room temperature（a）and comparison of ultimate tensile strength ductility of various high-temperature titanium alloys（b）[43]圖9 高溫下Ti-6Al-4Zr-0.5W-0.6Si合金的拉伸曲線[43]
Fig. 9 Tensile curve of Ti-6Al-4Zr-0.5W-0.6Si alloy at high temperature[43]（6）細小且彌散分布的矽化物可以明顯提高合金強度和高溫抗蠕變性能[29]。Si在鈦合金中以固溶態和彌散析出的矽化物存在，可有效阻礙位錯運動，提高鈦合金的高溫蠕變抗性[43]。但Si含量超過0.4%時，高溫下粗大脆性相矽化物會降低合金的熱穩定性，劉彬等[43]通過粉末冶金製備出Si含量較高且具有細小彌散的矽化物的Ti-6Al-4Zr-0.5W-0.6Si合金，再通過熱變形消除孔隙，其力學性能見圖8和圖9，在室溫和高溫下表現出優異的拉伸性能。高強韌鈦合金一般指在室溫下抗拉強度在1000 MPa以上，斷裂韌度在55 MPa·m1/2以上的鈦合金，主要用作飛機的機身結構件，在減輕機身自重的同時，還能滿足高負載部件的使用要求[44]。國際上廣泛應用的高強韌鈦合金主要以美國開發的Ti-1023（ TB6） 、 Ti-153（ TB5） 、 β-21S（ TB8） 、Ti62222S以及蘇聯開發的 BT22（TC18）合金[45]為代表，表6列出這些鈦合金的化學成分和部分力學性能[4, 44-48]。這部分合金的抗拉強度一般不超過1200 MPa，但為滿足更高強度的航空大型結構件，美國Boeing公司和俄羅斯VSMPO在BT22合金基礎上研製了新型高強鈦合金Timetal555（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe），亦稱 Ti-5553，強度可達 1367 MPa[49]；歐洲空客公司和俄羅斯 VSMPO基於BT22合金改進設計了VST-55531（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr），亦稱 Ti-55531，抗拉強度可達 1350 MPa，斷裂韌度為51.5 MPa·m1/2[44]。發展至今，單一的高強度已經不能滿足鈦合金在部分結構件上的應用，我國近幾年逐漸開始研製具有更高斷裂韌度的高強韌損傷容限型鈦合金，其中TC21合金在1100 MPa強度下塑韌性匹配良好[45]，其他具有良好強韌性匹配合金有 TB10[50]、TB19[51]、Ti-1300[52]、BTi-6554及 Ti-63等，這部分合金屈服強度在1200 MPa 以上，斷裂韌度可達到 70 MPa·m1/2。近亞穩β型和亞穩β型鈦合金由於具有高比輕度、深淬透性和良好的耐腐蝕性等良好的綜合性能，在航空航天領域獲得廣泛的應用，但近亞穩β型鈦合金通過改變微觀組織可以獲得更優異的性能，目前高強韌鈦合金成分大都是基於BT22開發的Ti-Al-Mo-V-Cr系鈦合金，並添加適量的β穩定元素Fe或可抑制α2生成的Zr提高合金的強度和斷裂韌度，但應避免產生成分偏析[44]。趙永慶[45]等通過計算Mo當量並考慮合金元素對合金強度及韌性的影響，設計出新型高強韌β型鈦合金Ti-5321，雙態區固溶時效處理後，經過β退火後緩冷時效（BASCA）熱處理工藝，合金的抗拉強度可以達到 1275 MPa，斷裂韌度超過 65 MPa·m1/2，圖 10為BASCA熱處理後的金相組織。

表6 國際典型高強韌鈦合金[4，44-48]
Table 6 International typical high-strength titanium alloy[4，44-48]

圖10 Ti-5321合金經BASCA熱處理後的金相組織[45]
Fig. 10 Microstructure of Ti-5321 alloy after BASCA heat treatment[45]β型高強韌鈦合金一般經固溶時效處理，許多研究表明，即使熱處理加熱速率或冷卻速率存在微小差別，也會導致析出相的變化，從而產生不同的力學性能[53-54]，因此，需要通過優化工藝參數提高鈦合金的塑韌性和損傷容限性能。趙永慶等探究對熱加工工藝十分敏感的Ti-1300合金析出相對力學性能的影響，發現固溶處理後α相在晶界析出，可阻礙位錯的運動，提高合金的強度，但分布不均勻，並且表面粗糙，在時效處理後，從β相中彌散析出細小的二次α相，進一步提高合金的強度，而且由於之前的初生α相和強化的晶界抑制β晶粒的長大，使合金依舊擁有良好的韌性[55]。航空發動機鈦合金零部件的熱係數低，燃燒熱高，在高速摩擦和粒子撞擊下容易引發「鈦火」。鈦合金燃燒速率快，一般在4～20 s[56]，燃燒反應一旦開始很難終止，會造成巨大的經濟損失。為解決「鈦火」這一難題，設計並開發阻燃鈦合金就顯得尤為重要。目前國內外根據不同的阻燃機理開發出Ti-V-Cr和Ti-Cu兩個系阻燃鈦合金[57-59]。Ti-V-Cr系合金最具代表性的是美國普惠公司研發的Alloy C（Ti1270）合金[59-60]，後在其基礎上通過少量添加Si、C元素製備出Alloy C+合金[59-60]，提高了合金蠕變性能。我國在Alloy C合金的基礎上研製出Ti40和TF550兩種阻燃鈦合金[58，61-63]（見表7）。Ti40鈦合金[64]具有良好的室溫塑性，但高溫塑性較差，使該合金在高溫變形時，金屬流動困難，晶界易裂開，熱加工較為困難。TF550阻燃鈦合金是北京航空材料研究院在Alloy C+的基礎上，對Si、C元素含量優化並研發的。與Ti40阻燃鈦合金相比，TF550使用溫度提高了 50 ℃，在550 ℃仍具有很好的蠕變和持久性能。雖然TF550的密度和成本更高一些，但其高溫性能更具優勢。近年來，我國西部超導公司（WST公司）聯合西北有色金屬研究院、北京航空材料研究院、西北工業大學等單位在Alloy C、Alloy C＋和Ti40合金的基礎上，通過調整Si、C元素的含量而研製成功的一種新型高合金化型Ti-V-Cr系阻燃鈦合金—WSTi3515S[65]。WSTi3515S阻燃合金具有良好的室溫、高溫拉伸，蠕變和韌性斷裂等性能，由於WSTi3515S合金研究起步較晚，目前工程化的研究還在進行中。表7 Ti-V-Cr系阻燃鈦合金研究發展[58-62]
Table 7 Research and development of Ti-V-Cr series flame retardant titanium alloy
Ti-Cu系合金具有成本低，密度低，加工性能好等優點。俄羅斯研發的BTT-1和BTT-3[61]，以及我國西北有色金屬研究院研發的Ti-14都屬於Ti-Cu系（見表8）。Ti14阻燃鈦合金具有較好的加工性能，室溫性能，熱穩定性能以及阻燃性能，存在低熔點的Ti2Cu相是其抗燃燒的主要原因[61-62，64-66]。表8 Ti-Cu阻燃鈦合金研究進展[56-57，61]
Table 8 Research progress of Ti-Cu flame retardant titanium alloy[56-57，61]目前國內最常用的阻燃鈦合金為Ti40和Ti14，Ti40是Ti-V-Cr系典型的阻燃鈦合金，Ti14是Ti-Cu系典型的阻燃鈦合金。陳永楠等[67]對Ti40和Ti14的阻燃機理進行深入分析發現，與阻燃性能較差的TC4合金相比，Ti40和Ti14具有更好的耐燃性。在Ti40合金中，由於Cr、V元素與氧反應分別形成Cr2O3和V2O5，生成的氧化物層的密度高於TiO2，Ti難以與氧氣接觸，抑制了進一步的燃燒反應；而在Ti14合金中，由於Cu元素向外擴散，形成富銅層，部分銅與氧氣反應生成CuO和CuO2，減少了鈦與氧氣的接觸。同時由於共析反應，生成大量Ti2Cu相，從而提高了耐燃性能（如圖11）。鈦及鈦合金具有良好的低溫韌性、高的比強度，在低溫下熱傳導率低、膨脹係數小、無磁性等特點，近年來，低溫鈦合金在航空航天領域低溫服役零件中成為備受矚目的工程材料[9，68]。國內外低溫鈦合金髮展應用已日趨成熟（具體應用見表9），蘇聯最早研製的OT4、OT4-1、BT5-1KT和ПT-3BKT等α鈦合金已在航天火箭裝備中獲得大量應用[10，69-72]。近年來，俄羅斯某金屬研究院用BT6合金製造工作溫度可達-200 ℃的H600 mm的模鍛件和承載託架等[69-72]。美國在阿波羅計劃中，開發TA7ELI、Ti-6Al-4VELI、Ti8Al1Mo1V以及 Ti6Al3Nb2Zr等低溫鈦合金[69-71]。20世紀80年代初，日本主要對美國開發的Ti-6Al-4VELI和TA7ELI低溫鈦合金進行斷裂機理研究，並應用在超導領域。最近，日本研製的LT700鈦合金在低溫下具有較高的屈服強度，其塑性與Ti-5Al-2.5SnELI合金相當，且有較好的斷裂韌度。我國對低溫鈦合金的研究起步較晚，西北有色金屬研究院先後研製適用於低溫管路系統的Ti2Al2.5Zr、Ti3Al2.5Zr和CT20等系列低溫鈦合金[69，73-74]。目前，我國開發出一種低溫鈦合金CT77[72]，塑-脆轉變溫度低於-196.15 ℃，具有優異的冷成形和熱成形性能。有關國內外部分低溫鈦合金的典型力學性能示於表10。圖11 Ti40和Ti14兩種不同的阻燃機制[67]
Fig. 11 Two different flame retardant mechanisms of Ti40 and Ti14[67]表9 國內外低溫鈦合金應用發展情況[69-73]
Table 9 Application development situation of low-temperature titanium alloy at home and abroad[69-73]表10 國內外幾種低溫鈦合金典型的力學性能[69-73]Table 10 Typical mechanical properties of several low-temperature titanium alloys at home and abroad[69-73]目前普遍認為β鈦合金在低溫下塑性較差，對低溫鈦合金的研發主要集中於α和α+β型的鈦合金[75]，但是由於α和α+β型鈦合金的強度較低，應用範圍受到限制，對於高速轉動部件（如葉輪）等，其性能還不能很好地滿足要求。因此，開發綜合性能更加優異的低溫鈦合金和成型工藝方法是未來國內外先進航空航天武器的發展需求。鈦基複合材料早期研究以碳化矽纖維為增強體來提高基體合金的力學性能[76-77]。但纖維增強的鈦基複合材料的發展受到成本高、加工工藝複雜等因素的限制[78-81]。非連續增強的鈦基複合材料（DRTMCs）因性能提升顯著、製備工藝簡單且各向同性成為研究熱點。DRTMCs按製備方法分為外加法和原位合成法，由於增強體尺寸受限，製備過程複雜且成本昂貴限制了傳統外加法的應用[11，25，82]。因此，目前主流方法採用原位合成工藝製備非連續增強鈦基複合材料，製得的複合材料中增強顆粒與基體的相容性好，避免了外加增強顆粒的汙染和增強顆粒與基體的界面之間產生化學反應，增強體和基體界面結合良好，而且在熱力學上穩定[12，18]。主要製備技術有：粉末冶金法[26]、自蔓延高溫合成法[83]、熔煉法[16]、快速凝固法[12]等。以熱等靜壓（RHP）法為例說明DRTMCs的製造過程，如圖12所示。非連續增強的鈦基複合材料可以滿足高性能太空飛行器的結構要求，從而減少油耗，延長飛行器的飛行時間，具備更好的機動性能。鈦基複合材料的研究始於20世紀70年代中期，美國的整體高性能渦輪發動機技術（IHPTET）以及日本、歐洲的同類型計劃共同推動了鈦基複合材料的發展。美國Dynamet公司採用粉末冶金技術（PM）研製出CermeTim-C（TiC）系列複合材料，在燒結過程中，通過固相擴散作用TiC發生一定降解反應，與基體呈現冶金結合狀態。這一系列複合材料已經成功應用於飛彈殼體、飛機發動機等領域。此外，美國擬在F22Z戰機和F119發動機上使用DRTMCs以減輕飛機質量。2003年，荷蘭SP航宇製造了第一架採用鈦基複合材料作為起落架的飛機。國內對於DRTMCs的研究也在不斷的深入中，上海交通大學的呂維潔等主要研究以陶瓷顆粒為增強體的非連續顆粒增強的鈦基複合材料。增強體的分布類型如圖13所示，TiC和TiB與鈦基的密度和熱膨脹係數相近，在與鈦基複合時產生的殘餘應力低，且作為增強相與鈦基間結合穩定。其中TiB的彈性模量和硬度高，且能有效提高鈦及鈦合金的性能並延長使用壽命，因此被視為鈦基複合材料的最佳增強相[22，84-87]。TiC由於力學性能優異，抗氧化性和高溫抗蠕變性能等均優於TiB，也被認為是鈦基複合材料中較優的增強相之一[15-16，88]。圖12 粉末冶金過程的示意圖[18] （a）鈦與陶瓷粉混合；（b）將混合粉末在氬氣氛下進行低/高能球磨；（c）通過反應熱壓（RHP）在溫度和壓力下燒結共混粉末
Fig. 12 Schematic diagram of the powder metallurgy process[18] （a）mix titanium with ceramic powder ；（b）the mixed powder is subjected to low/high energy ball milling under argon atmosphere；（c）sintering the blended powder under temperature and pressure by reactive hot pressing（RHP）圖13 4類增強體非均勻分布形式示意圖及相應典型SEM圖[25]
Fig. 13 Schematic diagram of non-uniform distribution of 4 types of reinforcement and corresponding typical SEM picture[25]（a）clustering；（b）laminated/bar；（c）network；（d）bi-continuous稀土氧化物有利於鈦基體的晶粒細化，提高其熱穩定性，被視為鈦合金中有潛力的增強體[82]。目前，可考慮添加的稀土元素有 La[84，86，89-90]，Nd，Y[88]，Ce，Er，Gd等。稀土氧化物是高熔點化合物，在加入鈦基體後，主要起內部氧化作用，且在鈦基體內呈彌散分布，進一步強化基體。因此，加入稀土元素能明顯提高鈦基體的高溫瞬時強度和持久強度。哈爾濱工業大學的黃陸軍等通過設計新型網絡結構的增強分布，顯著提高由粉末冶金（PM）製造的鈦基複合材料（TMC）的可塑性和強度[15]。並以Hashin-Shtrikma晶界理論為基礎提出Ti5Si3 +TiBw/Ti6Al4V複合材料的設計理念[91]，如圖14所示。一方面，分布在Ti6Al4V基體周圍的TiBw增強層形成一級網絡微觀結構，如圖14（a）所示。另一方面，從圖14（b）可以看出，Ti5Si3在β相內部（β相圍繞α相）形成了二級網絡微觀結構。分布在Ti6Al4V基體晶粒周圍的TiBw可能會提高材料的強度，同時分布於β相中的Ti5Si3可以改善基體的延展性。東南大學的張法明等通過SPS製備具有3D網絡架構的多層石墨烯（GR）增強的 Ti6Al4V（TC4）基納米複合材料，它具有優異的機械性能和延展性能，製備過程如圖15，其網絡接口增強機制見圖16[92]。此外張法明等首次實現TMC中納米金剛石（ND）增強材料的網絡分布，有效解決TMC強度和延展性之間的衝突[93]。圖14 不同複合材料的示意圖[91] （a）具有單尺度網絡微觀結構的TiBw/Ti6Al4V複合材料；（b）兩尺度的（Ti5Si3 + TiBw）/Ti6Al4V複合材料網絡微觀結構。
Fig. 14 Schematic diagram of different composite materials[91]（ a） TiBw/Ti6Al4V composite material with single-scale network microstructure；（b）twoscale（Ti5Si3 + TiBw）/Ti6Al4V composite network microstructure目前，非連續增強鈦基複合材料的主流研究方向是以TiB和TiC作為增強體，採用不同的原位合成方式，不斷改進複合材料的結合形式，以得到具有更優異性能的DRTMCs。此外，石墨、烯金剛石等也是新的研究熱點，研究人員致力於以此解決TMC強度和延展性之間的矛盾。圖15 3 D網絡結構的GR/TC4納米複合材料製造過程的示意圖[92]
Fig. 15 Schematic diagram of 3D network structure of GR/TC4 nanocomposite manufacturing process[92]圖16 網絡接口增強機制的示意圖[92]
Fig. 16 Schematic diagram of network interface enhancement mechanism[92]

3.

（1）高溫鈦合金目前依然不能在600 ℃下穩定工作，需制定出更加合理的高溫鈦合金成分，進一步完善特殊的熱加工及熱處理工藝，並與高溫抗氧化塗層更好的結合應用在航空航天發動機中。
（2）高強韌損傷容限型鈦合金是新型飛機重要的結構材料，探究具有優異組織性能的加工工藝，研製更高強度和斷裂韌度的合金有著重要的研究前景。（3）國內Ti-Cr-V系和Ti-Cu系鈦合金的阻燃機理研究有一定進展，但在工程化應用上，阻燃鈦合金的加工性能以及阻燃性能評價方法還需進一步的研究和探索。（4）現有的α及含少量β相低溫鈦合金強度低且加工性差，已不能滿足先進航天火箭發展的需要。由此，對高強韌富β型鈦合金的研發是未來低溫鈦合金髮展的必然趨勢。（5）針對非連續增強的鈦基複合材料，應在現有TiB、TiC和石墨烯等增強體的基礎上，嘗試加入稀土元素，或對材料進行分層和多尺度架構的設計。此外，可以採用例如增材製造等新型製備方式。最後，可以在實驗中引入分析模型，第一性原理和有限元方法的基礎研究，以預測變形，解釋機制並有效地指導實驗。

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