微合金化對TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料微觀組織和力學(xué)性能影響的研究進(jìn)展

薛彥慶，李 博，王新亮，張 晗，郝啟堂

(西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國家重點實驗室，西安 710072)

為了滿足綠色節(jié)能、環(huán)保減排、可持續(xù)發(fā)展等需求，20世紀(jì)50年代以來，輕量化和結(jié)構(gòu)功能一體化成為鋁合金新的發(fā)展方向。日益嚴(yán)苛的服役環(huán)境和復(fù)雜的設(shè)計需求對材料提出了更高的性能要求，引入堅硬、穩(wěn)定兼具功能特性的異質(zhì)增強(qiáng)體形成鋁基復(fù)合材料是實現(xiàn)輕量化和結(jié)構(gòu)功能一體化的有效途徑[1-3]。鋁基復(fù)合材料(aluminum matrix composites，AMCs)以其低密度、高比強(qiáng)度/剛度、優(yōu)良的抗腐蝕性、穩(wěn)定的熱力學(xué)等優(yōu)點而得到科研和工業(yè)生產(chǎn)的青睞，已在航空航天、交通運輸、能源環(huán)境、電子封裝等領(lǐng)域得到越來越廣泛的應(yīng)用[4-7]。在TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中，為了充分發(fā)揮TiB2顆粒增強(qiáng)效應(yīng)，需要解決TiB2均勻分散的問題。因強(qiáng)烈的分子間作用力(van der Waals force)，TiB2會緊密纏結(jié)團(tuán)聚在一起，形成珊瑚狀結(jié)構(gòu)，難以均勻離散分布[8-12]。因此，TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究集中于開發(fā)先進(jìn)制備工藝以解決TiB2分散難題。電磁攪拌、超聲振動等物理工藝都取得了一定的成效，但同時會對TiB2顆粒與基體界面結(jié)合產(chǎn)生負(fù)面影響，能耗較大難以用于大規(guī)模工業(yè)化運用。此外，文獻(xiàn)[13-21]研究報道，TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、楊氏模量、伸長率等力學(xué)性能差異較大。TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的力學(xué)性能既取決于TiB2分散狀態(tài)，又與TiB2/α-Al界面結(jié)構(gòu)及時效析出相晶界密切相關(guān)，使得TiB2增強(qiáng)效果和α-Al基體塑性變形能力難以同步提高，導(dǎo)致TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能波動大，表現(xiàn)出“強(qiáng)度/模量-塑/韌性倒置”關(guān)系。為了充分發(fā)揮TiB2復(fù)合強(qiáng)化效應(yīng)，改善“強(qiáng)塑性倒置”關(guān)系，人們亟待探索TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料制備和性能調(diào)控的新工藝與新原理。

將微量合金元素引入復(fù)合材料中，通過改善熱失配、界面應(yīng)力集中、成分偏析，抑制縮孔、縮松、熱裂等問題，進(jìn)一步提升比強(qiáng)度、比模量等力學(xué)性能，是改善復(fù)合材料綜合力學(xué)性能較為高效的方法，而如何選擇合金元素、控制含量以及結(jié)合多級/分級熱處理工藝實現(xiàn)更為有效的協(xié)同作用，是研發(fā)高性能鋁基復(fù)合材料所面對的瓶頸與挑戰(zhàn)。近年來，國內(nèi)外在該領(lǐng)域進(jìn)行了大量探索，取得了一系列重要進(jìn)展。本文歸納了近年來微量添加合金元素在TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的應(yīng)用與發(fā)展，針對TiB2/Al基體界面結(jié)構(gòu)、強(qiáng)度-韌性力學(xué)性能，闡明并總結(jié)其作用機(jī)制與設(shè)計思路，為實際工業(yè)應(yīng)用中的TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料設(shè)計和研發(fā)，提供堅實的理論支持和重要的參考。

1 微量合金元素在鋁基復(fù)合材料中的存在形式與作用機(jī)制

1.1 微量合金元素對TiB2顆粒形貌的影響

TiB2顆粒的形貌尺寸、分布狀態(tài)是進(jìn)一步提升TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能的重要因素，團(tuán)聚態(tài)的顆粒會在微區(qū)產(chǎn)生應(yīng)力集中，容易成為裂紋源，從而大幅度降低材料韌性。從目前工作中發(fā)現(xiàn)，材料制備中加入適量具有相對表面活性的Mg，Ag，Cu，Zn等合金元素以及Sc，Zr，Ce，Y等稀土元素(RE)能夠調(diào)控增強(qiáng)體顆粒形態(tài)、分布和尺寸[22-25]。圖1給出了幾種典型微合金化元素對TiB2顆粒影響的掃描電鏡(SEM)圖片[24,26-27]。

圖1 微合金化作用機(jī)制下TiB2顆粒的掃描電鏡圖(a)沒有外加元素[26]；(b)添加Sc[26]；(c)添加La[26]；(d)添加Y[26]；(e)添加Mg[27]；(f)添加Ce[24]Fig.1 SEM images of TiB2 particles on the microalloying circumstances(a)no element addition[26];(b)Sc addition[26];(c)La addition[26];(d)Y addition[26];(e)Mg addition[27];(f)Ce addition[24]

此外，Huang等[33]研究了Sc的加入時機(jī)對TiB2顆粒的影響，他們分別在熔鹽反應(yīng)前后加入0.2%的Sc，經(jīng)過15 min和60 min的保溫，觀察TiB2顆粒形貌和晶界處團(tuán)聚。研究發(fā)現(xiàn)，在所有反應(yīng)體系中，TiB2顆粒都沿α-Al晶界聚集，而且Sc的加入皆會導(dǎo)致TiB2顆粒的粗化。反應(yīng)之前加入Sc，會促進(jìn)TiB2{0001}晶面的生長，而在熔鹽反應(yīng)完成后加入Sc，則會導(dǎo)致TiB2沿[0001]方向生長。

圖2 TiB2晶體的形態(tài)演變過程示意圖[26]Fig.2 Schematic illustration of morphology evolution process of TiB2[26]

盡管研究方法和實驗過程不同，但添加合適的微合金化元素會對TiB2顆粒形貌產(chǎn)生一定影響，尖角和棱退化被倒角面代替。區(qū)別在于，不同微合金化元素在TiB2不同晶面的吸附能力存在差異，導(dǎo)致TiB2顆粒不同晶面的生長速度不同，最終影響顆粒的形貌。Sc的加入相比其他元素，改性效果比較突出，但存在含量過高導(dǎo)致的TiB2顆粒團(tuán)聚加劇的不利影響。此外，Si，Zr的添加還會在TiB2/Al-Si復(fù)合材料中引起“中毒”影響[5,18]。因為制備過程的差異，即便是加入相同元素和相當(dāng)含量，微量合金元素對TiB2顆粒形貌的影響也會明顯不同。后期的工作重點應(yīng)當(dāng)致力于通過大量的實驗研究和分析測試，輔之以第一性原理、機(jī)器學(xué)習(xí)等模擬計算手段，在微合金化元素的單獨/聯(lián)合添加以及含量方面開展大量工作，以期獲得分布更為均勻、顆粒離散度適宜的TiB2顆粒。

1.2 微量合金元素對微觀組織的影響

微量合金化元素的添加對復(fù)合材料微觀組織的影響主要體現(xiàn)在3個方面：(1)改善TiB2顆粒在基體中的團(tuán)聚狀態(tài)；(2)細(xì)化基體α-Al晶粒；(3)通過合金化元素和空位、溶質(zhì)原子的交互作用機(jī)制，改變時效增強(qiáng)相的析出序列。

TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的缺點之一是顆粒易團(tuán)聚，密集分布的顆粒團(tuán)聚體會嚴(yán)重降低材料的力學(xué)性能和服役壽命。提高顆粒分布均勻性已經(jīng)成為目前研究復(fù)合材料的一大挑戰(zhàn)，研究認(rèn)為，凝固過程是影響復(fù)合材料性能的重要環(huán)節(jié)，TiB2顆粒對凝固過程的影響主要反映在形核和晶體生長兩方面，決定著顆粒在基體中的分布狀態(tài)。在顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料凝固過程中，顆粒與凝固界面的交互作用一般存在兩種狀態(tài)：(1)顆粒與凝固界面接觸時，被前進(jìn)的液/固界面捕獲，進(jìn)入晶粒內(nèi)部；(2)顆粒被液/固界面推移，偏析于晶界或枝晶間。復(fù)合材料凝固過程中存在顆粒被界面捕獲的臨界速度Vcr，當(dāng)凝固速度V大于臨界速度Vcr時，顆粒被捕獲而均勻分布在基體中，否則，顆粒將被推移至晶界或枝晶間。因此，以材料參數(shù)和工藝變量作為函數(shù)描述顆粒被凝固界面捕獲的臨界速度，控制顆粒在基體中的分布引起許多研究者的關(guān)注。

崔春翔等[38-39]在研究原位自生納米TiN，AlN顆粒增強(qiáng)Al基復(fù)合材料的凝固過程中，得出臨界凝固速度Vcr為：

(1)

式中：ds為半徑為rp的顆粒與液/固界面的距離；r0為有效接觸半徑；h為顆粒與液/固界面接觸深度；σ為顆粒的表面自由能；η為黏滯系數(shù)；Δσ0為顆粒被液/固界面捕獲時引起的界面能差；g為重力加速度；Δρ=ρp-ρL，為顆粒與鋁熔體間的密度差。根據(jù)式(1)，認(rèn)為顆粒半徑愈小，愈容易被液/固界面吞噬。

Xue等[24,37]在原位合成TiB2/Al復(fù)合材料時添加CeO2，改善了顆粒在基體中的分布狀態(tài)。Ce元素的加入減小TiB2顆粒尺寸，降低臨界凝固速度Vcr。實驗結(jié)果證實，與未添加CeO2復(fù)合材料對比，顆粒聚集團(tuán)的尺寸明顯降低，晶界偏析現(xiàn)象也有顯著改善。

鑒于預(yù)測臨界速度的重要性，很多學(xué)者也致力于研究該計算模型，其中比較有代表性的是考慮表面能和力的交互作用的D. Shangguan模型[40]，如式(2)所示。

(2)

式中：a0為原子間距離；α為熱傳導(dǎo)系數(shù)；R為顆粒半徑；n為介于2～7之間的常數(shù)。

此外，Stefanescu模型[41]綜合分析了增強(qiáng)顆粒的尺寸和形狀、傳熱行為、液固界面形狀、溫度場梯度等因素。

(3)

式中Kp和KL分別為顆粒和基體相的熱導(dǎo)率。

根據(jù)以上模型的分析結(jié)果，發(fā)現(xiàn)顆粒的尺寸和形狀均會影響其在基體的分布。但顆粒尺寸大小與平衡態(tài)下基體的分布存有較大爭議，如Stefanescu模型認(rèn)為顆粒尺寸越大，越容易被吞噬，而崔春翔模型則認(rèn)為尺寸越小，越容易被吞噬。

在實驗研究方面，Zou等[25]發(fā)現(xiàn)，0.04%La的添加使得TiB2顆粒的平均尺寸為425 nm，降低了68%，而且TiB2顆粒的分布也更加均勻，他們把此歸因于La作為表面活性劑降低了熔體的表面張力。Wang等[36]研究發(fā)現(xiàn)，0.03%Sr加入對原位TiB2增強(qiáng)A356復(fù)合材料組織產(chǎn)生了較大影響，不僅明顯細(xì)化了α-Al晶粒，減小了TiB2顆粒尺寸，而且使得共晶Si的徑厚比發(fā)生了明顯改善。Zhou等[42]通過添加Y2O3研究了Y元素對TiB2/AlMg14微觀組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，Y2O3含量的增加使TiB2顆粒分布逐漸變得分散、均勻，面積較大的TiB2顆粒團(tuán)聚體逐步減少，密集的TiB2顆粒團(tuán)聚體轉(zhuǎn)變?yōu)樵鰪?qiáng)相顆粒逐步分散的分布形態(tài)，同時α-Al，AlMg14的晶粒進(jìn)一步細(xì)化。

合金化元素?zé)崽幚磉^程中大量存在的空位、溶質(zhì)原子的交互作用機(jī)制，也會明顯改變時效增強(qiáng)相的析出序列。郝啟堂等[43-47]通過實驗觀察和理論研究發(fā)現(xiàn)，Mg和Ag單獨或者聯(lián)合添加對TiB2/Al-4.5Cu復(fù)合材料微觀組織和力學(xué)性能會產(chǎn)生重大影響，如圖3所示[47]。加入3%的Mg，經(jīng)過多級熱處理后，TiB2顆粒的團(tuán)聚現(xiàn)象明顯改善，反應(yīng)生成的TiB2顆粒平均尺寸約為130 nm，基體內(nèi)伴隨有大量彌散分布的納米級顆粒，且α-Al的晶粒尺寸也明顯降低；力學(xué)測試結(jié)果表明，多級熱處理后，復(fù)合材料的硬度和抗拉強(qiáng)度隨著Mg含量的增加而提高，但過量的Mg(≥4%)會造成TiB2顆粒細(xì)化效果的下降。Mg的加入能夠降低TiB2/α-Al界面能，減少脆性相Al3Ti，Al2B的生成，通過反應(yīng)生成的MgAl2O4使界面結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)門iB2/MgAl2O4/α-Al，從而有效抑制TiB2的團(tuán)聚，改善TiB2顆粒與Al液界面的潤濕性，提高形核率，進(jìn)一步細(xì)化α-Al晶粒尺寸，并且Mg和Ag的適量添加會抑制θ-Al2Cu和S-Al2CuMg相，生成大量熱穩(wěn)定σ-Al5Cu6Mg2和Ω-Al2Cu相。

圖3 Mg-Ag微合金化TiB2/Al-4.5Cu復(fù)合材料中σ-Al5Cu6Mg2,Ω-Al2Cu相的HAADF(a)，TEM(b)和HRTEM圖(c)[47]Fig.3 HAADF image(a),TEM image(b) and HRTEM image(c) of σ-Al5Cu6Mg2,Ω-Al2Cu phase in the Mg-Ag micro-alloying TiB2/Al-4.5Cu composites[47]

Zhang等[48]研究發(fā)現(xiàn)，添加Y的6%TiB2/Al-5Cu復(fù)合材料中，分布均勻的θ-Al2Cu，η1-Al8Cu4Y和TiB2對裂紋擴(kuò)展起阻礙作用。隨著Y含量的增加，晶界搭橋明顯增多，增強(qiáng)相TiB2顆粒團(tuán)聚體逐漸減少，顆粒分布更加均勻。熱裂萌生應(yīng)力隨著Y含量的增加逐漸增大，Y含量為1%時，對應(yīng)的熱裂萌生應(yīng)力達(dá)到288 N，添加Y顯著改善了復(fù)合材料的熱裂傾向性。通過研究可知，晶粒度和凝固溫度區(qū)間的減小，以及分布均勻的微觀組織都有助于復(fù)合材料熱裂傾向性的改善。

圖4 TiB2/Al界面OR1(1)和OR2(2)取向(Zn1.5Cu0.5)Mg相的STEM-HAADF圖(a)，對應(yīng)的FFT花樣(b)及示意圖(c)[49]Fig.4 STEM-HAADF images(a),corresponding FFT patterns(b) and schematic drawings(c) showing the (Zn1.5Cu0.5)Mg interphase formed at the TiB2/Al interface exhibiting the OR1(1) and OR2(2)[49]

Deng等[50]通過第一性原理研究分析了Mg和Si元素在TiB2/Al界面的偏析行為。偏析能計算結(jié)果表明，Mg和Si元素不傾向于偏析在Ti原子終止面，而傾向于偏析在B原子終止面。TiB2/Al界面黏附力計算結(jié)果顯示，當(dāng)Mg和Si元素偏析于TiB2/Al界面時，黏附力變小，抑制TiB2的形成，因此復(fù)合材料中，除了添加合金元素外，B元素的含量對于TiB2/Al界面結(jié)構(gòu)有著顯著影響。

毫無疑問，微合金化元素的添加，不僅會進(jìn)一步細(xì)化基體α-Al晶粒，改變徑厚比，而且會生成除了原有沉淀相之外的新的增強(qiáng)相，如Sc的加入會生成Al3Sc，Zr的加入會生成Al3Zr，Mg的添加會在TiB2/Al-4.5Cu復(fù)合材料中生成大量σ-Al5Cu6Mg2相和Ω-Al2Cu相。區(qū)別在于改性效果的差異，根據(jù)文獻(xiàn)[43,47]的研究結(jié)果，Al3Sc，Al5Cu6Mg2，Ω-Al2Cu等新的增強(qiáng)相還會在高溫服役性能方面提供優(yōu)異的增強(qiáng)效果。后期工作重點將是研究新的增強(qiáng)相與基體、原有強(qiáng)化相的界面耦合或者互斥作用，在秉持“素化”理念的前提下，獲得適宜工況服役條件的微合金化改性復(fù)合材料。

1.3 微量合金元素對復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

盡管鋁基復(fù)合材料中TiB2顆粒分布均勻性及顆粒形貌可控性目前都無法完全解決，但相比于基體合金，復(fù)合材料的各項性能都有明顯優(yōu)勢。TiB2顆粒對基體的增強(qiáng)作用一般體現(xiàn)在：當(dāng)材料受到破壞產(chǎn)生裂紋，裂紋擴(kuò)展到不可變形的硬質(zhì)顆粒處受到阻擋，使得擴(kuò)展的路徑改變，如裂紋分叉、偏轉(zhuǎn)、橋接、彎曲和釘扎等，從而耗散能量達(dá)到增強(qiáng)、增韌的效果。在Al基復(fù)合材料中，大部分TiB2顆粒被推移到晶界處以團(tuán)聚體的形式存在，但晶內(nèi)彌散分布著被吞噬的納米級顆粒，在材料變形過程中，位錯會在小顆粒處塞積，對材料起到強(qiáng)化作用。顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中屈服強(qiáng)度(yield strength, YS)的增加可歸因于：(1)晶粒細(xì)化強(qiáng)化(σH-P)(式(4))；(2)載荷傳遞強(qiáng)化(σLoad)(式(5))；(3)熱膨脹系數(shù)失配強(qiáng)化(σCTE)(式(6))；(4)位錯引起的Orowan強(qiáng)化(σOrowan)(式(7))。由上述原因引起的YS最終理論改進(jìn)可以通過式(8)進(jìn)行預(yù)測[51]。

根據(jù)Hall-Petch方程，由晶粒細(xì)化引起的材料屈服強(qiáng)度的增加為：

ΔσH-P=σ0+kyd-1/2

(4)

式中：ky為與材料性能相關(guān)的常數(shù)，又稱Hall-Petch斜率；d為Al的平均晶粒直徑。微量合金化元素添加后，能夠進(jìn)一步細(xì)化基體晶粒，進(jìn)而增加細(xì)晶強(qiáng)化作用。

TiB2/Al-4.5Cu復(fù)合材料受力變形過程中，載荷由硬度較低的α-Al通過Al/TiB2的界面?zhèn)鬟f到硬度較高的TiB2，使得α-Al和TiB2顆粒共同承擔(dān)載荷，這種現(xiàn)象被稱為載荷傳遞效應(yīng)。載荷傳遞效應(yīng)對復(fù)合材料屈服強(qiáng)度的作用(ΔσLoad)見式(5)[52]。

ΔσLoad=0.5fσym

(5)

式中：f為顆粒的體積分?jǐn)?shù)；σym為基體合金的屈服強(qiáng)度。在載荷傳遞強(qiáng)化中，α-Al和TiB2的界面結(jié)合程度對載荷的傳遞具有重要影響。良好的界面結(jié)合可以使載荷由金屬基體傳遞到顆粒上，而較差的界面結(jié)合(比如在界面上出現(xiàn)微孔、脆性的界面反應(yīng)產(chǎn)物等)不僅無法有效傳遞載荷，而且容易在界面處萌生裂紋，導(dǎo)致材料力學(xué)性能的下降。合金化元素的添加能夠增強(qiáng)α-Al和TiB2的界面結(jié)合強(qiáng)度，有助于載荷從金屬基體傳遞到顆粒增強(qiáng)體上，從而提高材料的強(qiáng)度。

TiB2顆粒與基體之間的熱膨脹系數(shù)失配可導(dǎo)致復(fù)合材料的強(qiáng)化，其主要影響機(jī)理是基體中位錯密度的大幅增殖，使得復(fù)合材料的塑性變形更加困難，從而產(chǎn)生CTE強(qiáng)化[24]。

(6)

式中：Gm為剪切模量，Gm=0.5Em(1+ν)-1，其中，Em和ν分別為基體的楊氏模量和泊松比；b為基體的伯格斯矢量；Tmelt-Troom為基體熔點和室溫的差值；αm-αp為基體和增強(qiáng)顆粒熱膨脹系數(shù)的差異；dp和Vp分別為增強(qiáng)顆粒平均直徑和體積分?jǐn)?shù)。

塑性變形過程中，位錯運動到硬度較高的TiB2時無法切過顆粒，在室溫條件下通過Orowan機(jī)制繞過顆粒。球形增強(qiáng)體顆粒的Orowan強(qiáng)化對材料屈服強(qiáng)度的作用為[53]：

(7)

通常，微米顆粒的Orowan強(qiáng)化效果有限，當(dāng)顆粒尺寸達(dá)到納米尺度時，Orowan強(qiáng)化引起的強(qiáng)度提高更加顯著。合金化元素添加后，進(jìn)一步細(xì)化增強(qiáng)顆粒直徑，使得納米顆粒的Orowan強(qiáng)化成為納米顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的主要強(qiáng)化機(jī)制之一。

(8)

遺憾的是，盡管關(guān)于微合金化TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料開展的研究工作較多，但是強(qiáng)化機(jī)理仍然局限于以上四種機(jī)制的探討。其原因主要是，微合金化元素的加入，主要作用是生成新的強(qiáng)化相，同時伴隨著基體晶粒細(xì)化，TiB2顆粒形貌調(diào)控，TiB2/Al界面結(jié)構(gòu)改變引起的塑性變形過程中的位錯增殖、擴(kuò)展和宏觀斷裂現(xiàn)象。如Xue等[24,37]引入Ce元素后，分別計算了細(xì)晶強(qiáng)化、Orowan強(qiáng)化、熱膨脹系數(shù)失配強(qiáng)化對整體屈服強(qiáng)度提升的作用。Li等[54]借助上述四種公式對Zr元素添加對TiB2/Al-Zn-Mg-Cu復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行了理論計算，發(fā)現(xiàn)與實驗結(jié)果匹配較好。未來的工作有賴于進(jìn)一步細(xì)分微合金化元素加入后，鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能進(jìn)一步提高的獨特效應(yīng)，總體強(qiáng)化效果的提升不是四種機(jī)制的線性疊加，而應(yīng)考慮在引入權(quán)重或分配系數(shù)、TiB2/Al界面強(qiáng)度等方面開展深入研究。

表1總結(jié)了微合金化對TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度(ultimate tensile strength, UTS)、彈性模量(elastic modulus, EM)、維氏硬度(Vickers microhardness)、伸長率(δ)的影響。發(fā)現(xiàn)根據(jù)上述模型計算的理論YS和實驗YS之間獲得了很好的一致性，表明上述強(qiáng)化模型可用于預(yù)測復(fù)合材料屈服強(qiáng)度的增加。在四種強(qiáng)化機(jī)制中，CTE強(qiáng)化是YS增加的主要原因。研究還發(fā)現(xiàn)，復(fù)合材料YS的增強(qiáng)是由TiB2粒子在基體中的分散決定的，可以用彌散系數(shù)來描述，改善TiB2粒子的分散性可以顯著提高復(fù)合材料的強(qiáng)度，但相關(guān)工作有待進(jìn)一步開展。

表1 微合金化對TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能的影響Table 1 Micro-alloying influence on the mechanical properties of TiB2 particle reinforced aluminum matrix composites

受制于TiB2/Al界面錯配度的非共格特點，以及大量團(tuán)聚于α-Al晶界處的微米級顆粒團(tuán)簇，同步提高顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料是傳統(tǒng)鑄造領(lǐng)域長期面臨的重大挑戰(zhàn)。為了解決該問題，科研工作者提出了變速度高能球磨(shift-speed ball-milling，SSBM)、熱壓(hot-pressing，HP)、攪拌摩擦焊(friction stir processing，F(xiàn)SP)、冷軋(cold spray，CS)、化學(xué)鹽或者Al-Ti-B中間合金粉體霧化預(yù)先處理(gas-atomization)等制備工藝，引入過時效和多級熱處理制度等方法。在材料結(jié)構(gòu)設(shè)計上，兩級或多級結(jié)構(gòu)(multiscale architecture)、網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(network architecture)、仿生結(jié)構(gòu)一定程度上均在進(jìn)一步提升鋁基復(fù)合材料強(qiáng)度的同時保持了較高韌性。在傳統(tǒng)鑄造領(lǐng)域，Dong等[3]通過超真空輔助壓力鑄造工藝制備了含有10%Sr的TiB2/AlSiMgCu復(fù)合材料，其抗拉強(qiáng)度為457 MPa，伸長率為5.5%，而硬度則達(dá)到了1.56 GPa，其性能的提升主要源于Sr的添加對共晶Si形貌的改善，對比傳統(tǒng)壓鑄領(lǐng)域的綜合力學(xué)性能有了明顯突破，而且工藝簡單，工業(yè)應(yīng)用可行性較強(qiáng)。Xie等[7]在制備TiB2/AlSi10Mg復(fù)合材料中，采取K2TiF6和KBF4粉體霧化、冷軋、攪拌摩擦焊混合制備工藝，很大程度上減少了材料缺陷，所制備復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)365 MPa，斷裂伸長率達(dá)16.0%。原因歸結(jié)為α-Al基體晶粒的明顯細(xì)化，TiB2/Al界面結(jié)合能的提高以及均勻離散分布的納米TiB2顆粒。Rong等[13]在研究Al2O3增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中，采用變速度高能球磨和熱壓混合制備工藝獲得了抗拉強(qiáng)度為481 MPa、斷裂伸長率為16.8%的突破，其強(qiáng)韌化機(jī)理歸因于，燒結(jié)過程中納米顆粒和晶須Al2O3擴(kuò)散到α-Al晶粒的內(nèi)部，從而抑制了界面反應(yīng)的進(jìn)行。該策略對于制備TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料也有所啟發(fā)。Li等[57]通過超聲滾壓技術(shù)制備了表面光滑的TiB2/2024Al復(fù)合材料，其抗拉強(qiáng)度為604 MPa，斷裂伸長率達(dá)到12.3%。同時綜合運用有限元模擬對多軸方向滾壓抑制TiB2團(tuán)聚效果的有效性進(jìn)行了分析，計算結(jié)果與實驗結(jié)果的匹配度較好。在復(fù)合材料構(gòu)型設(shè)計方面，大量工作集中于開展非連續(xù)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究(discontinuously reinforced aluminium matrix composites，DRAMCs)。圖5為不同構(gòu)型設(shè)計示意圖[58]。Xu等[27]通過疊片粉末冶金技術(shù)制備了Zn，Mg，Cu合金化的CNT/Al-Zn-Mg-Cu復(fù)合材料，其楊氏模量為82 GPa，抗拉強(qiáng)度為639 MPa，伸長率為9.9%。在實現(xiàn)較高強(qiáng)度的同時塑性顯著提升，原因主要是，采用粉末冶金技術(shù)能夠獲得成分分布均勻的微觀組織，而且能夠有效避免空洞、雜質(zhì)等鑄造缺陷，從而通過對位錯的整體阻礙作用賦予其更高強(qiáng)度和塑性。

圖5 不同構(gòu)型設(shè)計示意圖[58](a)離散顆粒；(b)棒狀/層狀/環(huán)狀分布狀態(tài)；(c)離散顆粒形成的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)；(d)連續(xù)顆粒形成的3D網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(雙連續(xù)結(jié)構(gòu))Fig.5 Schematic diagrams of different configuration design patterns[58](a)isolated particles;(b)bar/laminated/ring-like pattern;(c)network with isolated particle-lean phase;(d)3D network with interconnected particle-lean phase forming the bicontinuous microstructure

鋁基復(fù)合材料構(gòu)型設(shè)計是借助組元本征性能，發(fā)揮協(xié)同、耦合及多功能響應(yīng)機(jī)制基礎(chǔ)上的新型制備工藝技術(shù)。其能充分調(diào)控復(fù)合材料晶粒間裂紋的萌生與擴(kuò)展機(jī)制，同時發(fā)揮微納尺度材料優(yōu)異的本征力學(xué)性能，從而得以協(xié)調(diào)材料的強(qiáng)度和韌性的矛盾。合金化元素的加入能夠?qū)崿F(xiàn)多組分、多結(jié)構(gòu)、多尺度、多維度結(jié)構(gòu)，突破傳統(tǒng)鋁基復(fù)合材料設(shè)計和合成制備的常規(guī)理念，為未來新材料和新結(jié)構(gòu)的設(shè)計提供前瞻性的思路，同時也為未來設(shè)計和制造具有獨特結(jié)構(gòu)和功能特性的新材料和新結(jié)構(gòu)提供理論依據(jù)。目前關(guān)于微合金化TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料構(gòu)型設(shè)計和復(fù)合制備工藝方面開展的工作有限，今后還應(yīng)在進(jìn)一步借鑒上述工藝的基礎(chǔ)上，從理論分析計算和實驗驗證方面深入開展工作。

受制于基體力學(xué)性能的差異，微合金化對TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能的增強(qiáng)效果也會有顯著不同，如Ce，Sr，Mg的加入會引起屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、顯微硬度、伸長率的同步提高，而Zn，Zr等元素的加入則會使伸長率大幅下降，鋁基復(fù)合材料綜合力學(xué)性能的提升有賴于大力解決“強(qiáng)韌性倒置”的壁壘。目前，前沿工作著力于研究在微合金化改性基礎(chǔ)上巧妙設(shè)計的雙峰結(jié)構(gòu)、多級結(jié)構(gòu)、網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)、仿生結(jié)構(gòu)等，這在一定程度上改善了強(qiáng)度提高、塑性下降的現(xiàn)狀，但強(qiáng)韌性同步大幅提高的工業(yè)化應(yīng)用問題依然懸而未決，所制備材料的穩(wěn)定性也飽受質(zhì)疑，極大限制了其工業(yè)的大規(guī)模使用，如何在控制成本、提能增效方面獲得適宜于工業(yè)化制造的復(fù)合材料成分設(shè)計和制備工藝依然任重道遠(yuǎn)。

2 結(jié)束語

本文綜述了TiB2/Al復(fù)合材料中幾種典型元素改善增強(qiáng)相/基體界面結(jié)構(gòu)、調(diào)控強(qiáng)度-韌性力學(xué)性能的研究進(jìn)展，對其存在狀態(tài)和作用機(jī)理進(jìn)行了分析，并對其與熱處理的協(xié)同作用機(jī)制進(jìn)行了探討。近年來，制約鋁基復(fù)合材料發(fā)展的關(guān)鍵問題(如工藝復(fù)雜、成本較高)正逐步得到解決，部分國家(如美國、法國、日本、英國等)已進(jìn)入規(guī)?；瘧?yīng)用階段，取得了顯著的經(jīng)濟(jì)效益。我國在該領(lǐng)域的研究起步較晚，研究的深度和廣度較為有限，工業(yè)上的應(yīng)用方興未艾，產(chǎn)業(yè)化環(huán)境的差距則更為明顯。

微量添加合金元素是進(jìn)一步改善鋁基復(fù)合材料綜合性能、深入挖掘復(fù)合材料潛力的重要手段之一。下一步的研究工作，應(yīng)致力于在TiB2顆粒細(xì)化晶粒的準(zhǔn)確機(jī)制、微量合金化元素的添加類別和含量、適合于不同成分材料的制備工藝、熱處理/等通道擠壓等后處理工藝方面進(jìn)行合理設(shè)計，以實現(xiàn)微觀結(jié)構(gòu)納米化、強(qiáng)度-韌性同步大幅提高的微合金化改性鋁基復(fù)合材料。尤其是微量微合金化方面的系統(tǒng)深入研究，通過多元、多相界面的引入，可改善熱失配、減少應(yīng)力集中、抑制溶質(zhì)元素偏析等缺陷，一定程度上解決縮孔、縮松、熱裂等應(yīng)用問題，從而大幅度提升比強(qiáng)度、比模量等力學(xué)性能。而選擇何種合金元素及其含量，通過創(chuàng)新制備工藝和選擇熱處理制度實現(xiàn)更為有效的協(xié)同作用，是研發(fā)高性能鋁基復(fù)合材料所面對的瓶頸與挑戰(zhàn)。

鋁基復(fù)合材料中復(fù)合體系設(shè)計和優(yōu)化、加工成形及服役過程中組織與性能的演變規(guī)律等基礎(chǔ)科學(xué)問題和前沿探索研究獲得了一定進(jìn)展，仿生設(shè)計和構(gòu)型設(shè)計有望表現(xiàn)出高強(qiáng)度、高彈性模量、耐高溫、耐磨以及良好的韌性，從而為高效制備低成本、性能優(yōu)異的多功能鋁基復(fù)合材料提供應(yīng)用途徑。不斷深化研究相關(guān)技術(shù)攻關(guān)和經(jīng)驗積累，將為實際工業(yè)應(yīng)用中的TiB2/Al-Cu復(fù)合材料設(shè)計提供堅實的理論支持和重要的參考借鑒。