鈦(titanium, Ti)及鈦合金具有低密度、高強(qiáng)度、耐高溫、耐腐蝕、焊接性和生物相容性好等優(yōu)點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車、醫(yī)療及化工等多個(gè)領(lǐng)域的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)部件 [1?3] 。然而，隨著工業(yè)技術(shù)的進(jìn)步，傳統(tǒng)鈦合金在某些嚴(yán)格應(yīng)用中開始顯示出其性能上的局限性。相對(duì)于傳統(tǒng)鈦合金，鈦基復(fù)合材料(titanium matrix composites, TMCs)展現(xiàn)出更高的強(qiáng)度、比模量、耐磨損性和高溫穩(wěn)定性，因此，近年來受到了材料界的廣泛關(guān)注，尤其在航空航天等關(guān)鍵技術(shù)領(lǐng)域，TMCs呈現(xiàn)出巨大的應(yīng)用潛力 [4?6] 。

粉末冶金法(powder metallurgy, PM)和增材制造法(additive manufacturing, AM)是目前研究廣泛使用的鈦基復(fù)合材料成型工藝。與傳統(tǒng)的冶金手段相比，PM和AM具有更高的材料設(shè)計(jì)自由度、更高的材料利用率等優(yōu)點(diǎn)，可以更好地實(shí)現(xiàn)材料的微觀結(jié)構(gòu)控制 [7?10] 。在最常見的PM和AM工藝流程中，首先是通過震動(dòng)或球磨等手段確?；w粉末與添加相均勻混合。隨后，再選擇反應(yīng)熱壓、熱壓燒結(jié)、熱等靜壓、放電等離子燒結(jié)(sparkplasma sintering, SPS)、真空電弧熔煉(vacuum arcre-melting, VAR)、電子束熔化、選區(qū)激光熔化、直接激光沉積、電子束粉末床熔融(electron beam powder bed fusion, EB-PBF)等工藝進(jìn)行冶金成型，并在燒結(jié)過程中發(fā)生原位反應(yīng)生成一種或幾種高硬度、高彈性模量的強(qiáng)化相 [11?14] 。這種原位生成的強(qiáng)化相與基體化學(xué)鍵合形成共格或者半共格界面，與基體界面結(jié)合緊密，無界面反應(yīng)，從而有效提升材料力學(xué)性能 [15?16] 。

但燒結(jié)態(tài)的PM TMCs往往具有雜質(zhì)含量高、微觀結(jié)構(gòu)粗糙以及機(jī)械性能較差等問題。例如，復(fù)雜的預(yù)處理工藝容易引入Fe、O等雜質(zhì)，原位反應(yīng)所需的燒結(jié)溫度一般高于β相變溫度，導(dǎo)致基體晶粒和增強(qiáng)體粗化，因此，燒結(jié)態(tài)復(fù)合材料通常表現(xiàn)出高強(qiáng)度、低塑性的特征 [17?18] 。盡管陶瓷顆粒強(qiáng)化相如TiC和TiB能有效地抑制晶界移動(dòng)并優(yōu)化材料微觀組織，但它們?cè)赑M TMCs中的分布常局限于基體的一次粉末邊界(primary powder boundary, PPB)，形成連續(xù)或準(zhǔn)連續(xù)的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)。

這在基體內(nèi)部為位錯(cuò)的遷移提供了"軟區(qū)"，進(jìn)而平衡了材料的塑性形變 [19?24] 。然而，傳統(tǒng)的PM工藝中采用粉末表面預(yù)處理技術(shù)，導(dǎo)致強(qiáng)化相的細(xì)化效果常受到粉末尺寸的限制，增強(qiáng)體在PPB上聚集，從而不能完全發(fā)揮其晶粒細(xì)化和承載的功能。

對(duì)于那些要求強(qiáng)化相均勻分布的PM TMCs，需要經(jīng)過長時(shí)間的高溫?zé)Y(jié)來確保添加物的充分?jǐn)U散。

但這種長時(shí)高溫?zé)Y(jié)導(dǎo)致明顯的強(qiáng)化相與基體晶粒粗化，進(jìn)而削弱了其力學(xué)性能 [18, 25] 。AM TMCs因?yàn)榫哂袠O高的熔池溫度和巨大的固/液前沿溫度梯度，導(dǎo)致晶粒形核被抑制，促使晶粒沿構(gòu)建方向外延生長，形成柱狀粗晶，形成平行于構(gòu)建方向的強(qiáng)<001>β-Ti織構(gòu)，產(chǎn)生強(qiáng)烈的各向異性 [26?28] 。此外，選區(qū)激光熔化等工藝中形成的晶界 α 也會(huì)對(duì)材料的強(qiáng)度與塑性產(chǎn)生不利影響 [29?30] 。在AM TMCs中，添加第二相陶瓷顆粒增強(qiáng)體可以實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化，抑制柱狀晶的形成 [31?32] 。但由于基體合金粉末顆粒的熔點(diǎn)、能量吸收率和尺寸與增強(qiáng)粉末顆粒的熔點(diǎn)、能量吸收率和尺寸之間存在巨大差異，容易形式缺陷 [33] 。另外，由于熔池內(nèi)的流動(dòng)性和溫度梯度高，陶瓷顆粒在熔池中的傳輸和分布容易受到擾動(dòng)，可能導(dǎo)致強(qiáng)化相的團(tuán)聚和前驅(qū)體的反應(yīng)不充分 [34?36] 。這種團(tuán)聚現(xiàn)象削弱了增強(qiáng)相的分散能力，限制其細(xì)化效應(yīng)。強(qiáng)化相與基體界面的冶金行為以及不一致的加熱和冷卻均容易在材料中產(chǎn)生氣孔、微裂紋等缺陷，形成應(yīng)力集中區(qū)，進(jìn)而影響材料的性能 [37?39] 。

在PM TMCs和AM TMCs中，許多存在的缺陷，這可以通過優(yōu)化粉末的預(yù)處理工藝得到緩解，例如提高混合粉末的球形度、增強(qiáng)添加相粉末的分散性以及采用納米級(jí)添加相等，其中，使用預(yù)合金化復(fù)合材料粉末被視為最有效的策略。預(yù)合金化粉末是將制備好的復(fù)合材料制備成復(fù)合材料粉末，這些粉末不僅可以較好地繼承復(fù)合材料中的強(qiáng)化相分布特性，還可以憑借如氣霧化等制粉技術(shù)的高冷速有效地細(xì)化強(qiáng)化相 [40] 。這些粉末可以直接用于PM或者AM成型，無需再進(jìn)行球磨等混合工藝，以保持粉末的球型度和流動(dòng)性，避免燒結(jié)過程中添加相的聚集，防止原位反應(yīng)不完全和強(qiáng)化相偏析的現(xiàn)象出現(xiàn)，也避免了PM工藝中出現(xiàn)原位反應(yīng)迅速而導(dǎo)致的燒結(jié)性差問題。預(yù)合金化粉末也可以再次與其他粉末進(jìn)行混合，在原有強(qiáng)化相的基礎(chǔ)上設(shè)計(jì)新的強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)，形成多級(jí)多尺度分級(jí)結(jié)構(gòu)，如在合金化粉末中強(qiáng)化相均勻分布的基礎(chǔ)上形成PPB強(qiáng)化相網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu) [41?43] 。這種多級(jí)結(jié)構(gòu)為改善金屬材料的整體性能和打破強(qiáng)塑性權(quán)衡提供了一種可能的途徑 [44?47] 。除此之外，預(yù)合金化復(fù)合材料粉末還能在AM工藝中制備出獨(dú)特的納米級(jí)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，從而更好地利用其結(jié)構(gòu)特性來進(jìn)一步提升合金的力學(xué)性能。

本文主要介紹近年來利用預(yù)合金化復(fù)合材料粉末制備的粉末冶金或增材制造鈦基復(fù)合材料研究進(jìn)展，探討這一創(chuàng)新工藝對(duì)材料性能的作用與影響機(jī)理，對(duì)預(yù)合金化鈦基復(fù)合材料的發(fā)展趨勢(shì)進(jìn)行展望。

1、 預(yù)合金化復(fù)合材料粉末制備工藝

制備預(yù)合金化復(fù)合材料粉末的主要方法有等離子旋轉(zhuǎn)電極法(plasma rotating electrode process,PREP)、電感應(yīng)熔化氣霧化法(electrode inductivemelting gas atomization, EIGA)、 氣 霧 化 法 (gas atomization, GA)、水霧化法、機(jī)械合金化法、電解法等 [48?53] 。這些方法的具體工藝流程和優(yōu)缺點(diǎn)如表1所示。為獲得更高質(zhì)量的粉末并在PM和AM過程中實(shí)現(xiàn)更為精細(xì)的強(qiáng)化相分布和體積分?jǐn)?shù)控制，預(yù)合金化復(fù)合材料粉末通常會(huì)選擇使用PREP、EIGA法進(jìn)行制備。

圖1所示為一種EIGA工藝制備預(yù)合金化粉末的典型過程 [40] 。首先，將基體Ti粉末與添加相粉末混合，再通過VAR等方式制得復(fù)合材料，將復(fù)合材料機(jī)械成型作為電感應(yīng)熔爐的陽極材料，在惰性氣體環(huán)境下的高頻感應(yīng)器中緩慢旋轉(zhuǎn)、加熱直至熔化為液態(tài)，從而下落形成穩(wěn)定液流 [54] 。金屬液流在自由下落過程中受高速惰性氣體沖擊逐漸形成金屬帶。氣流繼續(xù)沖擊金屬帶，使其分裂成小的金屬液滴。隨后，在表面張力的作用下，這些金屬液滴逐漸趨于球形，并在快速冷卻的過程中凝固，最終得到預(yù)合金化粉末顆粒 [55] 。

此外，PREP、EIGA等工藝由于涉及材料的熔化和凝固過程，會(huì)在粉末中出現(xiàn)一些特殊結(jié)構(gòu)。圖2所示為EIGA工藝極細(xì)TiB w 網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)形成機(jī)理示意圖 [56] 。其中，Tliq 、Teut 、Tβ 分別為Ti的熔點(diǎn)、共晶溫度、相轉(zhuǎn)變溫度。一種Ti-B復(fù)合材料在凝固過程中形成的特殊結(jié)構(gòu)見圖2。當(dāng)Ti-B為亞共晶成分時(shí)，其凝固途徑可以描述為：L→初生β-Ti+L→初生β-Ti+共晶(TiB+β-Ti)→α-Ti+α″-Ti。初生β-Ti在熔體中析出后，B受制于β-Ti中極低的固溶度而被排出到β-Ti邊緣，引發(fā)成分過冷 [56] 。當(dāng)B達(dá)到共晶濃度、溫度達(dá)到共晶點(diǎn)后，共晶(TiB+β-Ti)沿β-Ti邊緣析出，形成微米級(jí)尺寸的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu) [56] 。利用這種預(yù)合金化粉末進(jìn)行PM，可以形成在固態(tài)燒結(jié)過程中難以出現(xiàn)的細(xì)微網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，為進(jìn)一步優(yōu)化PM TMCs的力學(xué)性能提供了新的可能性。

2、 粉末冶金中預(yù)合金化復(fù)材粉末的應(yīng)用

在常規(guī)的PM TMCs中，受燒結(jié)溫度和擴(kuò)散速度的約束，添加相難以進(jìn)入金屬粉末的內(nèi)部，形成較為均勻的強(qiáng)化相分布；大部分陶瓷顆粒強(qiáng)化相分布在PPB中，形成網(wǎng)格尺寸與粉末尺寸近似的連續(xù)或準(zhǔn)連續(xù)大尺寸網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，限制了對(duì)材料強(qiáng)化相的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)。預(yù)合金化粉末不僅可以保留粉末內(nèi)部的強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)，還能在熔融、快速冷卻階段形成新的強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)，為PM TMCs引入新的強(qiáng)化相形態(tài)，在無需調(diào)整燒結(jié)工藝的前提下，提升PM TMCs的設(shè)計(jì)靈活性，進(jìn)而為材料性能優(yōu)化提供新的途徑。

2.1　粉末冶金中的組織細(xì)化效果

預(yù)合金化復(fù)材粉末的制備階段將會(huì)經(jīng)歷由熔體凝固的快速冷卻過程，在此階段，極高的過冷度將會(huì)促進(jìn)晶粒形核，抑制長大；同時(shí)，凝固中首先析出的強(qiáng)化相可以作為非均質(zhì)形核點(diǎn)進(jìn)一步促進(jìn)基體的形核。因此，粉末中基體與強(qiáng)化相的尺寸被顯著細(xì)化，進(jìn)而優(yōu)化了粉末冶金材料的力學(xué)性能，為充分保留預(yù)合金化粉末細(xì)化晶粒的效果，可以選擇SPS等低溫、快速的燒結(jié)工藝。

在預(yù)合金化復(fù)材粉末中，LI等 [56] 通過快速共晶反應(yīng)的方法，并采用VAR、GA技術(shù)，在預(yù)合金化粉末中植入納米級(jí)TiB w 構(gòu)成超細(xì)網(wǎng)格結(jié)構(gòu)(網(wǎng)格直徑為2~5 μm)，并解釋了這種TiB w 超細(xì)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的形成機(jī)理。材料中的納米TiB w 可在900 ℃保持穩(wěn)定。在溫度達(dá)到900 ℃以上時(shí)，納米TiB w 開始分解和生長，并依據(jù)奧斯瓦爾德熟化過程粗化至微米尺度，再遵循合并機(jī)制進(jìn)一步粗化 [57] 。基于此，LI 等 [58] 在 TiB/IMI834 復(fù)合材料粉末中添加La2O₃ 構(gòu)建超細(xì)網(wǎng)絡(luò)，優(yōu)化材料的強(qiáng)塑性。由于La與[O]的強(qiáng)親和力和La2O₃ 的高熔點(diǎn)，La2O₃ 在亞共晶TiB/Ti中首先被析出，作為非均質(zhì)形核位點(diǎn)促進(jìn)β-Ti析出，之后與納米共晶TiB共同構(gòu)成超細(xì)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，如圖 3 所示 [58] 。La2O₃ 提供 β-Ti 形核位點(diǎn)，共晶(TiB+β-Ti)包裹初生β-Ti，兩者共同作用極大地細(xì)化了β-Ti，并原位構(gòu)建超細(xì)網(wǎng)格結(jié)構(gòu)。同時(shí)，這種結(jié)構(gòu)不僅可以有效阻止粗魏氏體組織形成，還能有效等軸化基體晶粒。與IMI834合金相比，(TiB+La2O₃ )/IMI83在室溫拉伸測(cè)試中展現(xiàn)了強(qiáng)度和塑性的雙重增強(qiáng)效果。此外，復(fù)材在600 ℃的高溫下抗拉強(qiáng)度達(dá)到了 774.8 MPa，與部分鍛造的 TMCs抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，與IMI834合金對(duì)比，其耐熱溫度提高了100 ℃。

預(yù)合金化粉末還可以通過均勻化共析元素以實(shí)現(xiàn)晶粒的等軸化與細(xì)化，從而優(yōu)化TMCs的塑性。在鈦合金中，α-Ti因?yàn)榕cβ-Ti的晶格錯(cuò)配產(chǎn)生擇優(yōu)取向而呈現(xiàn)板條狀。粗大的板條狀α-Ti晶內(nèi)滑移阻力大、應(yīng)變相容性差而表現(xiàn)出較低的延展性 [59] 。而α-Ti的細(xì)化與等軸化可以有效降低局部應(yīng)力集中現(xiàn)象、轉(zhuǎn)移載荷，優(yōu)化材料韌性 [60] 。先前的研究表明，共析元素(Ni、Cu、Fe等)會(huì)加速Ti的自擴(kuò)散，促進(jìn)α-Ti擇優(yōu)取向生長，難以獲得等軸化微觀組織 [61] 。GAN等 [62] 對(duì)Ti-2Ni粉末進(jìn)行球磨、化學(xué)鍍，將納米Ni粉末均勻分布在Ti表面，采用PREP制備預(yù)合金化粉末后熱壓成型，實(shí)現(xiàn)了Ni在原子水平上的均勻化。這種工藝有效避免了常規(guī)Ti-Ni材料中Ni的局部成分不均勻而導(dǎo)致的針狀Ti 2 Ni在β-Ti→α-Ti轉(zhuǎn)變前的異常析出，進(jìn)而避免了針狀Ti 2 Ni誘導(dǎo)的α-Ti擇優(yōu)生長，實(shí)現(xiàn)了晶粒的完全等軸化，如圖4所示 [62] ，在強(qiáng)度提升的基礎(chǔ)上將Ti-2Ni材料塑性提升4倍。

2.2　粉末冶金中制備新型多級(jí)強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)

預(yù)合金化復(fù)合材料粉末在其內(nèi)部形成了常規(guī)合金粉末所不具備的強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)。為粉末冶金及其他固態(tài)燒結(jié)工藝提供了引入新型強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)的可能性。由此，結(jié)合傳統(tǒng)PM TMCs制備工藝可以制備出具有多級(jí)強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)的新型PM TMCs，為材料的組織調(diào)控和性能優(yōu)化開辟了新的途徑。

WANG等 [41] 通過PREP制備TiB/TC4復(fù)合材料粉末，并通過低能球磨和反應(yīng)熱壓工藝設(shè)計(jì)制備了具有不同強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)的復(fù)合材料，分別為同時(shí)具有網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)和粉末內(nèi)均勻分布結(jié)構(gòu)的多級(jí)強(qiáng)化復(fù)合材料1TiB/(1TiB+TC4)、只有TiB網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的2TiB/TC4 和只有 TiB 均勻分布結(jié)構(gòu)的 2TiB+TC4，其TiB分布的TMCs微觀結(jié)構(gòu)如圖5所示 [41] 。其中，1TiB/(1TiB+TC4)為在TiB/TC4復(fù)合材料粉末基礎(chǔ)上外加網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)分布的TiB。從實(shí)驗(yàn)結(jié)果來看，均勻分布的強(qiáng)化相使得復(fù)合材料具有最高的強(qiáng)度，但其塑性明顯下降；相對(duì)地，網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的復(fù)合材料強(qiáng)度最弱。而多級(jí)強(qiáng)化復(fù)合材料在維持高塑性的同時(shí)，強(qiáng)度也明顯提升。經(jīng)過1 h×1 200 ℃燒結(jié)后，與TC4合金相比，3種復(fù)材都出現(xiàn)明顯的細(xì)化，細(xì)化程度大致相同，強(qiáng)化相的分布與形貌對(duì)基體晶粒的細(xì)化效果差別較小，同時(shí)，材料中TiB的粒徑均大于100 nm，故3種復(fù)合材料的細(xì)晶強(qiáng)化、奧羅萬強(qiáng)化效果類似，強(qiáng)度的差異來自載荷傳遞，2TiB+TC4中均勻分布的強(qiáng)化相載荷傳遞效率最高。在2TiB/TC4中，因?yàn)榉勰﹥?nèi)部的貧TiB區(qū)存在，強(qiáng)化不夠全面，此外，網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)中TiB局部體積分?jǐn)?shù)較高，使得TiB存在相互作用，對(duì)基體的強(qiáng)化效果進(jìn)一步降低。2TiB+TC4因?yàn)椴淮嬖谪歍iB區(qū)，基體中位錯(cuò)無法長距離移動(dòng)，導(dǎo)致其塑性最低。而1TiB/(1TiB+TC4)既包含強(qiáng)化相局部體積分?jǐn)?shù)較低的貧TiB區(qū)，又存在均勻分布的TiB優(yōu)化復(fù)材的載荷傳遞效率，所以其塑性最強(qiáng)。

WANG等 [63] 制備了TiB/TA15+Si復(fù)合材料，研究了預(yù)合金化粉末所帶來的強(qiáng)化相多級(jí)分布結(jié)構(gòu)的高溫力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)在550~600 ℃時(shí)，粉末內(nèi)(powder embedded, PE)均勻分布的TiB依然能夠顯著強(qiáng)化合金，而當(dāng)溫度達(dá)到650 ℃以后，PPB-TiB逐漸成了主導(dǎo)的強(qiáng)化因子。PE-TiB主要強(qiáng)化α/β界面，在達(dá)到材料的臨界溫度后，α/β界面強(qiáng)度弱化明顯，變形中PE-TiB阻礙位錯(cuò)移動(dòng)，位錯(cuò)在PE-TiB所釘扎的α/β界面上堆積、產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)而更容易產(chǎn)生破裂，故在高于臨界溫度的環(huán)境中，PPB-TiB可以更有效地強(qiáng)化材料。擁有多級(jí)TiB結(jié)構(gòu)的復(fù)合材料在室溫和高溫下均具有優(yōu)異的力學(xué)性能，如圖 6 所示 [63] 。其中，1TiB/(TA15+1TiB+Si)具有多級(jí)TiB結(jié)構(gòu)。

LI等 [64] 在超細(xì)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的基礎(chǔ)上構(gòu)建了特殊的晶界/晶內(nèi)結(jié)構(gòu)TiB w /IMI834復(fù)合材料，包括晶界亞微米TiB w 和晶內(nèi)納米TiB，如圖7所示 [64] 。在β相區(qū)溫度進(jìn)行熱壓燒結(jié)時(shí)，原始的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)開始溶解，部分TiB粗化至亞微米級(jí)，并分布于晶界上，其余大部分納米TiB被粗化的β-Ti吸收入晶內(nèi)，形成獨(dú)特的晶界/晶內(nèi)結(jié)構(gòu)(占比分別為83.6%和16.4%)，結(jié)構(gòu)形成機(jī)理示意圖見圖7(d)。在晶界TiB w 細(xì)化β-Ti的基礎(chǔ)上，晶內(nèi)納米TiB w 可以作為α-Ti的形核位點(diǎn)并抑制α-Ti晶界的移動(dòng)，有效細(xì)化α-Ti尺寸。即使在β相區(qū)的較高燒結(jié)溫度下，預(yù)合金化粉末中的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)也能有效遏制晶粒的粗化，解決了傳統(tǒng)PM中較高的溫度所引發(fā)的晶粒粗化問題。在材料變形過程中，晶界TiB w 增強(qiáng)了晶界容納位錯(cuò)的能力，而晶內(nèi)納米TiB w 則可以增強(qiáng)基體晶粒容納位錯(cuò)的能力，這2種強(qiáng)化方式共同提高了材料的整體力學(xué)性能，使得在不添加La2O₃ 的前提下，將600 ℃下的抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步提升至825 MPa。

對(duì)材料屈服強(qiáng)度來源進(jìn)行分解后發(fā)現(xiàn)，強(qiáng)化相的結(jié)構(gòu)強(qiáng)化相效應(yīng)在優(yōu)化材料力學(xué)性能中占據(jù)主導(dǎo)作用，并且其數(shù)值與晶內(nèi)納米增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)呈線性正相關(guān)。

LIU等 [65] 采用VAR、EIGA工藝制備了TiB w /Ti預(yù)合金化粉末。經(jīng)過與Al、V粉末的混合和SPS燒結(jié)后，利用材料的自擴(kuò)散(interdiffusion)和富TiB w區(qū)域的自組織(self-organization)行為制備了具有多級(jí)強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)的TiB/TC4復(fù)合材料：包括具有三維微顆粒結(jié)構(gòu)(3D-MPA)的細(xì)晶粒 TC4 基體的富含TiB w 區(qū)域結(jié)構(gòu)以及由均勻分布的3D-MPA增強(qiáng)體和貧 TiB w 基體區(qū)域組成的整體結(jié)構(gòu)，如圖 8(a)所示 [65] 。在固態(tài)燒結(jié)過程中，Ti、Al和V元素發(fā)生空位擴(kuò)散，而復(fù)材粉末中TiB w 網(wǎng)絡(luò)超細(xì)，導(dǎo)致發(fā)生進(jìn)一步偏析，局部體積分?jǐn)?shù)提高。由于TiB w 對(duì)基體的釘扎作用，3D-MPA區(qū)基體晶粒細(xì)化明顯，粒徑達(dá)到 5.8 μm 左右，而粗晶區(qū)晶粒粒徑約為42.3 μm，如圖8(b)所示，由此將材料劃分為“硬區(qū)”和“軟區(qū)”。這種3D-MPA結(jié)構(gòu)的引入為材料帶來了異質(zhì)變形誘導(dǎo)(hetero-deformation induced, HDI)強(qiáng)化。多界面的結(jié)構(gòu)使3D-MPA具有更強(qiáng)的位錯(cuò)存儲(chǔ)能力和應(yīng)變硬化能力。細(xì)晶區(qū)中的基體能夠進(jìn)行多滑移系統(tǒng)的塑性變形，表現(xiàn)出更強(qiáng)的變形協(xié)調(diào)能力，有助于緩解與TiB w 之間的應(yīng)力集中現(xiàn)象；而粗晶區(qū)基體可以發(fā)生大量的塑性變形，為細(xì)晶區(qū)域提供了釋放應(yīng)力和阻滯裂紋的條件，從而增加了斷裂能量，確保了塑性變形的順利進(jìn)行。與TC4合金和均勻分布的TiB/TC4相比，LIU等 [65] 設(shè)計(jì)的材料強(qiáng)塑性高，增韌效果顯著。

3 、增材制造中預(yù)合金化復(fù)材粉末的應(yīng)用

區(qū)別于固態(tài)燒結(jié)，AM中粉末會(huì)再次經(jīng)歷熔化及快冷凝固過程。因而，在常規(guī)的AM TMCs中，受添加相在粉末表面的集中分布和熔體流動(dòng)性的限制，AM容易導(dǎo)致添加相反應(yīng)不充分、團(tuán)聚現(xiàn)象以及缺陷的形成，進(jìn)而導(dǎo)致材料的力學(xué)性能尤其是塑性較低。而預(yù)合金化粉末內(nèi)部提供了更均勻的強(qiáng)化相分布，解決了均勻性的問題，在成型過程中，強(qiáng)化相再次熔化使得添加元素的分布更為均勻，凝固階段強(qiáng)化相的析出更為均勻和細(xì)小，因而可以進(jìn)一步約束晶粒長大以細(xì)化晶粒并促進(jìn)等軸晶的形成。預(yù)合金化制粉過程中的高冷卻速度能夠有效地降低強(qiáng)化相尺寸，為后續(xù)AM產(chǎn)生更細(xì)小的納米強(qiáng)化相創(chuàng)造條件，從而顯著提升材料的力學(xué)性能。同時(shí)，基于熔體中強(qiáng)化相元素均勻性的提升，AM TMCs中還能形成新型的強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)。預(yù)合金化復(fù)合材料粉末的應(yīng)用，在無需改變成型工藝的前提下實(shí)現(xiàn)了AM TMCs設(shè)計(jì)靈活性的提升，為組織調(diào)控和性能優(yōu)化提供了新的思路。

NIU等 [33] 通過電子束熔化工藝，使用預(yù)合金化粉末制備了TiB、Ti 5 Si 3 和Y 2 O 3 增強(qiáng)的鈦合金復(fù)合材料。在增材制造階段中，材料遵循亞共晶的凝固路徑，即L→β-Ti+L→β-Ti+TiB。由于過冷度極高、冷卻速度快，TiB w 在預(yù)合金化粉末的基礎(chǔ)上進(jìn)一步細(xì)化。同時(shí)，Y 2 O 3 在熔體中首先析出，在TiB和Y 2 O 3 的協(xié)同作用下，鈦合金基體組織被顯著細(xì)化。強(qiáng)化相與基體組織的細(xì)化使得鈦合金材料與常規(guī)復(fù)合材料相比，使用更少的TiB含量(B質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%)，達(dá)到了更高的抗拉強(qiáng)度(約70 MPa)。

此外，材料的塑性從1%提高至3.2%。PAN等 [40] 采用VAR和EIGA工藝制備了TiB w /Ti的預(yù)合金化復(fù)合材料球形粉末。借助于EIGA工藝中極高的冷速(4.6×10 ² ~6.7×10 ³ K/s)，粉末內(nèi)形成了微米級(jí)的TiB w 網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)組織。將復(fù)合材料粉末進(jìn)一步選區(qū)激光熔化成型后，粉末內(nèi)部TiB w 再次經(jīng)歷熔化、快速凝固過程，形成了沿著晶界分布的納米級(jí)TiB w 網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)。這種結(jié)構(gòu)有效地提高了復(fù)合材料的強(qiáng)度和塑性，在室溫下抗拉強(qiáng)度達(dá)到851 MPa，斷后伸長率為10.2%。在此工作基礎(chǔ)上，PAN等 [66] 進(jìn)一步通過EIGA與EB-PBF制備納米TiB w 增強(qiáng)TC4復(fù)合材料。在EIGA與EB-PBF的雙重快速凝固過程下，材料中形成了沿晶界析出的納米TiB w 準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)絡(luò)形貌，并實(shí)現(xiàn)了晶粒的顯著細(xì)化。材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 121 MPa，與EB-PBF制備的TC4抗拉強(qiáng)度相比提高27%，而斷后伸長率仍保持在8.9%，比鍛造的復(fù)合材料提高82%。通過拉伸斷裂行為分析了這種特殊結(jié)構(gòu)對(duì)材料強(qiáng)塑性的優(yōu)化機(jī)理，如圖9所示 [66] 。在施加載荷的作用下，TC4中微孔開始積累、連接，隨后形成微裂紋(圖 9(a))。在納米 TiB w 增強(qiáng)的 EB-PBF TiB w /TC4中，微裂紋來自于晶界中的位錯(cuò)堆積和纏結(jié)，納米TiB w 增強(qiáng)的晶界處產(chǎn)生微孔、部分TiB w 被拔出，說明TiB w 可以有效地承載載荷并橋接微孔，從而抑制微裂紋的產(chǎn)生、延緩裂紋的擴(kuò)展(圖9(b))。隨著變形繼續(xù)進(jìn)行，晶界微孔連接，微裂紋形成。

當(dāng)裂紋擴(kuò)展至TiB w 網(wǎng)格中心的軟區(qū)時(shí)，裂紋尖端鈍化、發(fā)生偏轉(zhuǎn)，需要額外的能量以驅(qū)動(dòng)新裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，復(fù)材的塑性因此得以保持。在軋制的TiB w /TC4中，TiB w 破裂，裂紋由此萌生，并引發(fā)斷裂(圖9(c))。TiB w /TC4復(fù)合材料采用預(yù)合金化粉末通過EB-PBF成型后產(chǎn)生的極細(xì)納米TiB w 表現(xiàn)出與基體更強(qiáng)的變形協(xié)調(diào)能力，避免粗TiB w 承載過程中的開裂，在載荷條件下實(shí)現(xiàn)更有效的載荷傳遞效果，增強(qiáng)了材料的強(qiáng)塑性。

FANG等 [67] 采用GA和直接激光沉積工藝制備出納米TiB網(wǎng)絡(luò)增強(qiáng)的TiB w /Ti。材料內(nèi)形成了網(wǎng)格直徑約9 μm的超細(xì)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，并伴有大量的等軸晶粒，如圖10所示 [67] 。這種微米級(jí)的超細(xì)網(wǎng)絡(luò)顯著限制了材料的塑性變形和裂紋擴(kuò)展 [68] 。此外，常規(guī)AM TMCs中因?yàn)橹鶢畛跎碌?lt;001>擇優(yōu)取向，而導(dǎo)致凝固過程中出現(xiàn)明顯的α織構(gòu)，進(jìn)而使材料表現(xiàn)出各向異性 [69?72] 。但FANG等 [67] 通過預(yù)合金化粉末的方式有效地等軸化基體晶粒，從基體晶粒形態(tài)上優(yōu)化材料負(fù)載中分散應(yīng)力的能力。試樣具有較大的強(qiáng)度和延展性(抗拉強(qiáng)度為636 MPa，伸長率為 10.6%)。對(duì)強(qiáng)化相機(jī)制進(jìn)行分析發(fā)現(xiàn)，材料除細(xì)晶強(qiáng)化、載荷傳遞、熱失配強(qiáng)化、奧羅萬強(qiáng)化之外還存在著TiB w 網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)帶來的結(jié)構(gòu)強(qiáng)化，這種來自網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化使材料的強(qiáng)度大于強(qiáng)化相均勻分布的復(fù)合材料的強(qiáng)度。LIU等 [73] 對(duì)類似結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行了解釋，即在材料的變形過程中，幾何必須位錯(cuò)(geometrically necessary dislocations, GNDs)將從網(wǎng)格內(nèi)部軟區(qū)向TiB w 強(qiáng)化的晶界移動(dòng)，隨著變形進(jìn)行，GNDs在晶界前堆積，應(yīng)力場(chǎng)相互疊加，在網(wǎng)格內(nèi)部產(chǎn)生背應(yīng)力(如圖11所示，其中，σ為應(yīng)變)，強(qiáng)化網(wǎng)格中心的基體組織，提高材料強(qiáng)度。

基于此機(jī)制，可以得到推論：在TMCs中，網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)可以通過HDI強(qiáng)化網(wǎng)格中心的基體軟區(qū)。若網(wǎng)絡(luò)的尺寸過大，則在網(wǎng)格內(nèi)部得到的充分強(qiáng)化的基體體積較小，這是因?yàn)榫嚯x網(wǎng)絡(luò)(軟硬區(qū)界面)越遠(yuǎn)，背應(yīng)力效果逐漸減弱。因此，更細(xì)小的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)能夠更有效地通過HDI機(jī)制增大材料的基體強(qiáng)度。FANG等 [67, 73] 采用預(yù)合金化粉末制備出超細(xì)TiB，材料保留一定的伸長率，韌性增強(qiáng)。

4、 結(jié)論

1) 采用預(yù)合金化復(fù)合材料粉末制備TMCs是一種先進(jìn)制造工藝，相關(guān)研究仍處于萌芽階段，尚未形成完整的理論與技術(shù)體系。當(dāng)下對(duì)預(yù)合金化TMCs 粉末的研究主要集中在 TiB 增強(qiáng)的 TMCs，對(duì)其他種類TMCs的研究較少。擴(kuò)展預(yù)合金化粉末的研究范圍，探索預(yù)合金化工藝對(duì)不同種類強(qiáng)化相與TMCs的影響，對(duì)拓寬該技術(shù)的應(yīng)用具有重要意義。

2) 在預(yù)合金化粉末的制備過程中，冷速與材料成分對(duì)粉末中基體與強(qiáng)化相的尺寸、形態(tài)影響重大。預(yù)合金化粉末技術(shù)的應(yīng)用解決了TMCs中熱穩(wěn)定強(qiáng)化相的分布調(diào)控與尺寸調(diào)控難題，為設(shè)計(jì)新型強(qiáng)化相與基體組織結(jié)構(gòu)提供了思路?？稍诖嘶A(chǔ)上開發(fā)新型TMCs，探索強(qiáng)化相結(jié)構(gòu)、位置分布、尺寸對(duì)材料性能的調(diào)控與影響機(jī)理。

3) 目前，這一技術(shù)在強(qiáng)化相分布、尺寸以及基體晶粒形貌和尺寸的控制方面取得了一定進(jìn)展，但相關(guān)研究仍處于起步階段，特別是在數(shù)值模擬方面的工作較少，限制了對(duì)材料性能影響機(jī)理的深入理解和工藝優(yōu)化。

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