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， 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微觀組織和力學(xué)性能影響等方面的研究進(jìn)展， 針對當(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。
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[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]。
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2.0~5.0ｍｍ，明顯 高 于 航 空 航 天 用 板 材 最 佳 厚 度 要 求 (1.0~1.5ｍｍ)。 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-2.0Sｎ-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)均會對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。
2.2變形量對板材微觀組織和力學(xué)性能的影響
研究表明， 對近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?？梢酝ㄟ^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大，促進(jìn)組織的均勻細(xì)化和等軸化。
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板材力學(xué)性能的影響， 發(fā)現(xiàn)變形量對鈦基復(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。
整體而言， 關(guān)于軋制工藝對鈦基復(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較少。
3、 軋后熱處理對板材的影響
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。 對基體合金而言， 熱處理過程通常會發(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晶粒明顯長大， 導(dǎo)致退火處理效果有所降低。 同時(shí)， 熱處理參數(shù)對最終組織狀態(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)相相對穩(wěn)定，基本無變化； 低溫長時(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。
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 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 ℃ / 0.5ｈ / 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)間過長時(shí)， 晶粒過度長大， 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)化也會對軋板拉伸性能產(chǎn)生一定影響。 綜上所述， 熱處理工藝對鈦基復(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較少； 同時(shí)，β相區(qū)熱處理尤其是固溶處理對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。
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。
參考文獻(xiàn) ＲｅｆｅｒｅｎCｅS
[1] ＭｏｒSi Ｋ， Ｐａｔｅｌ Ｖ Ｖ. ＰｒｏCｅSSiｎｇ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTiｔａｎiｕｍ-Tiｔａｎiｕｍ Bｏｒiｄｅ (TiBｗ) ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS-ａ ｒｅｖiｅｗ[ Ｊ].ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆＭａｔｅｒiAlSSCiｅｎCｅ， 2007， 42 ( 60 ): 2037－ 2047.
[2] Ｔｊｏｎｇ S C， Ｍａi Ｙ Ｗ. ＰｒｏCｅSSiｎｇ-SｔｒｕCｔｕｒｅ-ｐｒｏｐｅｒｔｙ ａSｐｅCｔSｏｆ ｐａｒTiCｕｌａｔｅ－ ａｎｄ ｗｈiSｋｅｒ-ｒｅiｎｆｏｒCｅｄTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ Cｏｍ-ｐｏSiｔｅS[Ｊ]. CｏｍｐｏSiｔｅS SCiｅｎCｅ ａｎｄ ＴｅCｈｎｏｌｏｇｙ， 2008， 68(3 / 4): 583-601.
[3] Ｈａｙａｔ Ｍ Ｄ， Siｎｇｈ Ｈ， Ｈｅ Ｚ， ｅｔ Al.Tiｔａｎiｕｍ ｍｅｔAl ｍａｔｒiｘCｏｍｐｏSiｔｅS: ａｎOｖｅｒｖiｅｗ [ Ｊ].CｏｍｐｏSiｔｅS Ｐａｒｔ Ａ， 2019，121: 418-438.
[4] Ｇｅｎｇ Ｌ， Ｎi Ｄ Ｒ， Ｚｈａｎｇ Ｊ， ｅｔ Al. ＨｙBｒiｄ ｅｆｆｅCｔOｆTiBｗ ａｎｄTiCｐOｎ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ iｎ SiｔｕTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS[Ｊ]. ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS，2008，463:488 －492.
[5] Sｈiｖａｋｕｍａｒ Ｎ， ＶａSｕ Ｖ， ＮａｒａSａiａｈ Ｎ， ｅｔ Al. SｙｎｔｈｅSiS ａｎｄCｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎOｆ ｎａｎｏ-Siｚｅｄ Al2Ｏ3 ｐａｒTiCｌｅ ｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ＺＡ-27ｍｅｔAl ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ].ＰｒｏCｅｄiａ ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ，2015， 10: 159-167.
[6] Ｐｅｎｇ Ｈ Ｘ， Ｄｕｎｎｅ Ｆ Ｐ Ｅ， Ｇｒａｎｔ Ｐ S， ｅｔ Al. ＤｙｎａｍiCｄｅｎSi-ｆiCａTiｏｎOｆ ｍｅｔAl ｍａｔｒiｘ-Cｏａｔｅｄ ｆiBｒｅ CｏｍｐｏSiｔｅS: ｍｏｄｅｌｌiｎｇａｎｄ ｐｒｏCｅSSiｎｇ [ Ｊ]. ＡCｔａ ＭａｔｅｒiAliａ， 2005， 53 (3): 617－ 628.
[7] 田寧. 氧化石墨烯-金屬耦合強(qiáng)化鈦基復(fù)合材料組織與性能研究[Ｄ]. 西安: 西安石油大學(xué)， 2021.
[8] 何春艷， 張利軍. 國內(nèi)外高溫鈦合金的發(fā)展與應(yīng)用[Ｊ].世界有色金屬， 2016， 445(1): 21-25.
[9] ＴａBｒiｚi S Ｇ， Sａｊｊａｄi S Ａ， BａBａｋｈａｎi Ａ， ｅｔ Al. iｎｆｌｕｅｎCｅOｆSｐａｒｋ ｐｌａSｍａ Siｎｔｅｒiｎｇ ａｎｄ SｕBSｅｑｕｅｎｔ ｈｏｔ ｒｏｌｌiｎｇOｎ ｍiCｒｏ-SｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｆｌｅｘｕｒAl BｅｈａｖiｏｒOｆ iｎ-SiｔｕTiB ａｎｄTiCｒｅiｎｆｏｒCｅｄTi6Al4Ｖ CｏｍｐｏSiｔｅ [ Ｊ ] .
ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2015， 624: 271-278.
[10] Ｚｈａｎｇ CＪ， Ｌi Ｘ， Ｚｈａｎｇ S Ｚ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔSOｆ ｄiｒｅCｔ ｒｏｌｌiｎｇｄｅｆｏｒｍａTiｏｎOｎ ｔｈｅ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ ｔｈｅ2.5ｖｏｌ％ (TiBｗ ＋TiCｐ) /Ti CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ] .ＭａｔｅｒiAlSSCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2017， 684: 645-651.
[11] Ｚｈｅｎｇ Ｚ Ｚ， Ｋｏｎｇ Ｆ Ｔ， Cｈｅｎ Ｙ Ｙ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔOｆ ｎａｎｏ-Y2O3 ａｄｄiTiｏｎOｎ ｔｈｅ Cｒｅｅｐ BｅｈａｖiｏｒOｆ ａｎ ａS-CａSｔ ｎｅａｒ-αTiｔａｎiｕｍ Alｌｏｙ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS CｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎ， 2021， 178:111249.
[12] Ｌｅ Ｊ Ｗ， Ｈａｎ Ｙ Ｆ， Ｑiｕ Ｐ Ｋ， ｅｔ Al. Ｔｈｅ iｍｐａCｔOｆ ｍａｔｒiｘｔｅｘｔｕｒｅ ａｎｄ ｗｈiSｋｅｒOｒiｅｎｔａTiｏｎOｎ ｐｒｏｐｅｒｔｙ ａｎiSｏｔｒｏｐｙ iｎTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS: ｅｘｐｅｒiｍｅｎｔAl ａｎｄ CｏｍｐｕｔａTiｏｎA(yù)lｅｖAlｕａTiｏｎ[Ｊ]. CｏｍｐｏSiｔｅS Ｐａｒｔ B， 2021， 212: 108682.
[13] Ｙａｎｇ Ｊ Ｈ， Ｘiａｏ S Ｌ， Cｈｅｎ Ｙ Ｙ， ｅｔ Al. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅｅｖｏｌｕTiｏｎ ｄｕｒiｎｇ ｆｏｒｇiｎｇ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎOｆ (TiB ＋TiC＋ Y2O3) /α-Ti CｏｍｐｏSiｔｅ: ＤＲＸ ａｎｄ ｇｌｏBｕｌａｒiｚａTiｏｎ Bｅｈａｖiｏｒ [ Ｊ].ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2020， 827: 154170.
[14]Tiａｎ Ｎ， Ｄｏｎｇ Ｌ Ｌ， Ｗａｎｇ Ｈ Ｌ， ｅｔ Al. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄｔｒiBｏｌｏｇiCAl ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ ｎａｎｏCｏｍｐｏSiｔｅSｔｈｒｏｕｇｈ ｐｏｗｄｅｒ ｍｅｔAlｌｕｒｇｙ ｕSiｎｇ ｇｒａｐｈｅｎｅOｘiｄｅ ｎａｎｏSｈｅｅｔSｅｎｈａｎCｅｄ Cｏｐｐｅｒ ｐｏｗｄｅｒS ａｎｄ Sｐａｒｋ ｐｌａSｍａ Siｎｔｅｒiｎｇ[ Ｊ].ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2021， 867: 159093.
[15] ＲａSｔｅｇａｒi Ｈ Ａ， ＡSｇａｒi S， ＡBBａSi S Ｍ. ＰｒｏｄｕCiｎｇTi-6Al-4Ｖ/TiCCｏｍｐｏSiｔｅ ｗiｔｈ ｇｏｏｄ ｄｕCTiｌiｔｙ Bｙ ｖａCｕｕｍ iｎｄｕCTiｏｎｍｅｌTiｎｇ ｆｕｒｎａCｅ ａｎｄ ｈｏｔ ｒｏｌｌiｎｇ ｐｒｏCｅSS [ Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS ＆ＤｅSiｇｎ， 2011， 32(10): 5010-5014.
[16] ＭｏｒSi Ｋ. Ｒｅｖiｅｗ:Tiｔａｎiｕｍ-Tiｔａｎiｕｍ Bｏｒiｄｅ CｏｍｐｏSiｔｅS[Ｊ].ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆ ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ， 2019， 54(9): 6753-6771.
[17] Cａi C， Ｈｅ S， Ｌi Ｌ Ｆ， ｅｔ Al. iｎ-SiｔｕTiB/Ti-6Al-4Ｖ Cｏｍ-ｐｏSiｔｅS ｗiｔｈ ａ ｔａiｌｏｒｅｄ ａｒCｈiｔｅCｔｕｒｅ ｐｒｏｄｕCｅｄ Bｙ ｈｏｔ iSｏSｔａTiCｐｒｅSSiｎｇ: ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎ， ｅｎｈａｎCｅｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒ-TiｅS ａｎｄ Sｔｒｅｎｇｔｈｅｎiｎｇ ｍｅCｈａｎiSｍS[Ｊ]. CｏｍｐｏSiｔｅS Ｐａｒｔ B:Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ， 2019， 164: 546-558.
[18] Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， Ａｎ Ｑ， Ｇｅｎｇ Ｌ， ｅｔ Al. ＭｕｌTiSCAlｅ ａｒCｈiｔｅCｔｕｒｅａｎｄ Sｕｐｅｒiｏｒ ｈiｇｈ-ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎCｅOｆ ｄiSCｏｎTiｎｕｏｕSｌｙｒｅiｎｆｏｒCｅｄTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ] .ＡｄｖａｎCｅｄＭａｔｅｒiAlS， 2021， 33(6): 200688.
[19] 倪嘉， 柴皓， 史昆， 等. 顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的研究進(jìn)展[Ｊ]. 材料導(dǎo)報(bào)， 2019， 33(72): 369-373.
[20] 韓遠(yuǎn)飛， 縱楠， 呂維潔， 等. 一種耐 700 ℃ 高溫鈦基復(fù)合材料板材的制備:CＮ202010306461.7[Ｐ]. 2021 －08 －07.
[21] 鄭壯壯. 納米 Ｙ2O3 增強(qiáng)高溫鈦合金熱變形行為及板材組織性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)， 2019.
[22] 劉世鋒， 宋璽， 薛彤， 等. 鈦合金及鈦基復(fù)合材料在航空航天的應(yīng)用和發(fā)展[ Ｊ]. 航空材料學(xué)報(bào)， 2020， 40(3): 77-94.
[23] 張長江. (TiB ＋TiC) /Ti 復(fù)合材料高溫變形行為及組織性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)， 2013.
[24] Sｕｎ Ｘ Ｌ， Ｌi Ｈ， Ｈａｎ Ｙ Ｆ， ｅｔ Al. CｏｍｐｒｅSSiｖｅ ｒｅSｐｏｎSｅａｎｄ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒAl ｅｖｏｌｕTiｏｎOｆ BiｍｏｄAl Siｚｅｄ ｐａｒTiCｕｌａｔｅSｒｅiｎｆｏｒCｅｄ (TiB ＋ Ｌａ2O3 ) /Ti CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ]. ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆAlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2018， 732: 524-535.
[25] Ｍａ Ｆ C， Sｈi Ｚ B， Ｌiｕ Ｐ， ｅｔ Al. Sｔｒｅｎｇｔｈｅｎiｎｇ ｅｆｆｅCｔOｆ iｎSiｔｕTiCｐａｒTiCｌｅS iｎTi ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅ ａｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｒａｎｇｅ ｆｏｒ ｈｏｔ ｗｏｒｋiｎｇ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS CｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎ， 2016，120: 304-310.
[26] Ｚｈａｎｇ CＪ， ＬiａｎＹ Ｚ， Cｈｅｎ Ｙ Ｆ， ｅｔ Al. Ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎBｅｈａｖiｏｒ ａｎｄ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎOｆ ａTiBｗ/ ｎｅａｒ α-TiCｏｍｐｏSiｔｅ ｗiｔｈ ｆiｎｅ ｍａｔｒiｘ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ [ Ｊ ].ＭｅｔAlS，2019， 9(4): 481.
[27] Ｗａｎｇ Ｋ Ｘ， Ｚｅｎｇ Ｗ Ｄ， Ｚｈａｏ Ｙ Ｑ， ｅｔ Al. Ｆｌｏｗ Bｅｈａｖiｏｕｒａｎｄ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒAl ｅｖｏｌｕTiｏｎOｆTi-17 Alｌｏｙ ｗiｔｈ ｌａｍｅｌｌａｒ
ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ｄｕｒiｎｇ ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ iｎα＋βｐｈａSｅ ｆiｅｌｄ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ ＴｅCｈｎｏｌｏｇｙ，2014， 27: 21 －28.
[28] 徐文臣， 單德彬， 李春峰. ＴＡ15 鈦合金的動(dòng)態(tài)熱壓縮行為及其機(jī)理研究[Ｊ]. 航空材料學(xué)報(bào)， 2005， 25(4):10-15.
[29] 張長江. Ｙ 含量對Ti-6Al-2.5Sｎ-4Zr-0.7Mo-0.3Si 鈦合金組織和 性 能 的 影 響 [ Ｄ].哈 爾 濱: 哈 爾 濱 工 業(yè) 大學(xué)， 2009.
[30] Ｗａｎｊａｒａ Ｐ， Ｊａｈａｚi Ｍ， ＭｏｎａｊａTi Ｈ， ｅｔ Al. Ｈｏｔ ｗｏｒｋiｎｇBｅｈａｖiｏｒOｆ ｎｅａｒ-α Alｌｏｙ IMI834[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄＥｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2005， 396: 50-60.
[31] Ｗａｎｇ B， Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， Ｇｅｎｇ Ｌ， ｅｔ Al. CｏｍｐｒｅSSiｖｅ BｅｈａｖiｏｒSａｎｄ ｍｅCｈａｎiSｍSOｆTiB ｗｈiSｋｅｒS ｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ｈiｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅTi60 Alｌｏｙ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS[ Ｊ] . ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄＥｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2015， 648: 443-451.
[32] Ｔａｎａｋａ Ｙ， Ｙａｎｇ Ｊ Ｍ， Ｌiｕ Ｙ Ｆ， ｅｔ Al. SｕｒｆａCｅ ｎａｎｏｄｅｆｏｒｍａ-TiｏｎOｆ ｄiSCｏｎTiｎｕｏｕSｌｙ ｒｅiｎｆｏｒCｅｄTi CｏｍｐｏSiｔｅ Bｙ iｎ SiｔｕａｔｏｍiCｆｏｒCｅ ｍiCｒｏSCｏｐｅOBSｅｒｖａTiｏｎ[Ｊ]. ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆ ＭａｔｅｒiAlSＲｅSｅａｒCｈ， 2007， 22(11): 3098-3106.
[33] ＫａｒIMI Ｍ， Ｔｏｒｏｇｈiｎｅｊａｄ Ｍ Ｒ. Ａｎ AlｔｅｒｎａTiｖｅ ｍｅｔｈｏｄ ｆｏｒｍａｎｕｆａCｔｕｒiｎｇ ｈiｇｈ-Sｔｒｅｎｇｔｈ CＰTi-SiCCｏｍｐｏSiｔｅS BｙａCCｕｍｕｌａTiｖｅ ｒｏｌｌ Bｏｎｄiｎｇ ｐｒｏCｅSS[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS ＆ ＤｅSiｇｎ，2014， 59(7): 494-501.
[34] Ｌiｕ B Ｘ， Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， Ｇｅｎｇ Ｌ， ｅｔ Al. ＦａBｒiCａTiｏｎ ａｎｄ SｕｐｅｒiｏｒｄｕCTiｌiｔｙOｆ ｌａｍiｎａｔｅｄTi-TiBｗ/Ti CｏｍｐｏSiｔｅS Bｙ ｄiｆｆｕSiｏｎｗｅｌｄiｎｇ[Ｊ]. ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2014， 602:187-192.
[35] Ｗａｎｇ S， Ｈａｎｇ Ｌ Ｊ， Ｚｈａｎｇ Ｒ， ｅｔ Al. ＥｎｈａｎCiｎｇ ｄｕCTiｌiｔｙｏｆTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS Bｙ ｍｕｌTiｍｏｄAl α-ｇｒａiｎS[Ｊ].SCｒiｐｔａ ＭａｔｅｒiAliａ， 2019， 170: 161-165.
[36] Ｍｕ Ｘ Ｎ， Ｚｈａｎｇ Ｈ Ｍ， Cａi Ｈ Ｎ， ｅｔ Al. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅｅｖｏｌｕTiｏｎ ａｎｄ Sｕｐｅｒiｏｒ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ ｌｏｗ Cｏｎｔｅｎｔｇｒａｐｈｅｎｅ ｎａｎｏｐｌａｔｅｌｅｔS ｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ｐｕｒｅTi ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2017， 687:164-174.
[37] ＧｏｒSSｅ S， ＭiｒａCｌｅ Ｄ B. ＭｅCｈａｎiCAl ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTi-6Al-4Ｖ/TiB CｏｍｐｏSiｔｅS ｗiｔｈ ｒａｎｄｏｍｌｙOｒiｅｎｔｅｄ ａｎｄ AliｇｎｅｄTiBｒｅiｎｆｏｒCｅｍｅｎｔS[Ｊ]. ＡCｔａ ＭａｔｅｒiAliａ， 2003， 51(9): 2427－ 2442.
[38] Ｚｈａｎｇ CＪ， Ｚｈａｎｇ S Ｚ， Ｌiｎ Ｐ， ｅｔ Al. ＴｈｅｒｍｏｍｅCｈａｎiCAlｐｒｏCｅSSiｎｇOｆ (TiB ＋TiC) /Ti ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS ａｎｄ ｅｆｆｅCｔSｏｎ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅS [ Ｊ].ＪｏｕｒｎA(yù)lOｆＭａｔｅｒiAlS ＲｅSｅａｒCｈ， 2016， 31(9): 1244-1253.
[39] 黃菲菲. 原位TiB 增強(qiáng)高溫鈦合金基復(fù)合材料的組織與性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)， 2014.
[40] Ｚｈａｎｇ CＪ， Ｇｕｏ CＸ， Ｚｈａｎｇ S Ｚ， ｅｔ Al. Ｔｈｅ ｅｆｆｅCｔOｆｒｏｌｌiｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅOｎ ｔｈｅ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅCｈａｎiCAlｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ 5ｖｏｌ％ (TiBｗ ＋TiCｐ) /Ti CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ].ＪＯＭ， 2020， 72(3): 1376-1383.
[41] SｒiｎiｖａSａｎ Ｒ， ＭiｒａCｌｅ Ｄ， ＴａｍiｒiSａｋａｎｄAlａ S. ＤiｒｅCｔ ｒｏｌｌiｎｇｏｆ ａS-CａSｔTi-6Al-4Ｖ ｍｏｄiｆiｅｄ ｗiｔｈ ｔｒａCｅ ａｄｄiTiｏｎSOｆ Bｏｒｏｎ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2008， 487(1 /2): 541-551.
[42] Cｈｅｎ Ｒ， Ｔａｎ CＷ， Ｙｕ Ｘ Ｄ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔOｆTiB ｐａｒTiCｌｅSｏｎ ｔｈｅ Bｅｔａ ｒｅCｒｙSｔAlｌiｚａTiｏｎ BｅｈａｖiｏｒOｆ ｔｈｅTi-2Al-9.2Ｍｏ-2Ｆｅ-0.1B ｍｅｔａSｔａBｌｅ BｅｔａTiｔａｎiｕｍ Alｌｏｙ [ Ｊ ].ＭａｔｅｒiAlSCｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎ， 2019， 153: 24-33.
[43] Ｇｕｏ Ｘ Ｌ， Ｌｕ Ｗ Ｊ， Ｗａｎｇ Ｌ Ｑ， ｅｔ Al. Ａ ｒｅSｅａｒCｈOｎ ｔｈｅCｒｅｅｐ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS ｒｏｌｌｅｄ ｗiｔｈｄiｆｆｅｒｅｎｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ｄｅｇｒｅｅS [ Ｊ ].ＭａｔｅｒiAlS ＆ ＤｅSiｇｎ，2014， 63: 50-55.
[44] Ｍｕ Ｘ Ｎ， Cａi Ｈ Ｎ， Ｚｈａｎｇ Ｈ Ｍ， ｅｔ Al. iｎｔｅｒｆａCｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎａｎｄ Sｕｐｅｒiｏｒ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ ｍｕｌTi-ｌａｙｅｒ ｇｒａｐｈｅｎｅｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ｐｕｒｅTi ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅ [ Ｊ] .ＭａｔｅｒiAlS ＆ＤｅSiｇｎ， 2018， 140: 431-441.
[45] 李陽.TiBｗ/Ti65 復(fù)合材料組織與力學(xué)性能研究[Ｄ].哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)， 2020.
[46] 王富鑫， 付明杰， 錢健行， 等.TiBｗ/ ＴＡ15 復(fù)合材料板材組織及力學(xué)性能研究[Ｊ]. 航空制造技術(shù)， 2021， 64(10): 95-101.
[47] 黃陸軍， 唐驁， 戎旭東， 等. 熱軋制變形對網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)TiBｗ/Ti6Al4Ｖ 復(fù)合材料組織與性能的影響[Ｊ]. 航空材料學(xué)報(bào)， 2013， 33(2): 8-12.
[48] 楊富堯. 原位合成TiB 晶須增強(qiáng)Ti60 復(fù)合材料的組織和性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)， 2010.[49] 黃陸軍.增強(qiáng)體準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀分布鈦基復(fù)合材料研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)， 2010.
[50] Ｒｏｙ S， SｕｗａS S. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｘｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎｄｕｒiｎｇ SｕB-ｔｒａｎSｕS ｔｈｅｒｍｏｍｅCｈａｎiCAl ｐｒｏCｅSSiｎｇOｆTi-6Al-4Ｖ-0.1B Alｌｏｙ: Ｐａｒｔ i. ｈｏｔ ｒｏｌｌiｎｇ iｎ (α ＋ β) ｐｈａSｅ ｆiｅｌｄ[Ｊ]. ＭｅｔAlｌｕｒｇiCAl ａｎｄ ＭａｔｅｒiAlS ＴｒａｎSａCTiｏｎS Ａ， 2013，44: 3303-3321.
[51] iｖａSiSｈiｎO Ｍ， ＴｅｌiｏｖｙCｈ Ｒ Ｖ， iｖａｎCｈｅｎｋｏ Ｖ Ｇ， ｅｔ Al.
ＰｒｏCｅSSiｎｇ， ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ， ｔｅｘｔｕｒｅ， ａｎｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆ ｔｈｅTi-6Al-4Ｖ-1.55B ｅｕｔｅCTiCAlｌｏｙ [ Ｊ]. ＭｅｔAlｌｕｒｇiCAlａｎｄ ＭａｔｅｒiAlS ＴｒａｎSａCTiｏｎS Ａ， 2008， 39: 402-416.
[52] ＲａSｔｅｇａｒi Ｈ， ＡBBａSi S Ｍ.ＰｒｏｄｕCiｎｇTi-6Al-4Ｖ /TiCCｏｍｐｏSiｔｅ ｗiｔｈ Sｕｐｅｒiｏｒ ｐｒｏｐｅｒTiｅS Bｙ ａｄｄiｎｇ Bｏｒｏｎ ａｎｄ
ｔｈｅｒｍｏ-ｍｅCｈａｎiCAl ｐｒｏCｅSSiｎｇ[ Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄＥｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2013， 564: 473-477.
[53] Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｇ， Cｈｅｎ Ｙ Ｙ， Ｋｏｎｇ Ｆ Ｔ， ｅｔ Al. ＤiｒｅCｔ ｒｏｌｌiｎｇOｆTi-6Al-4Ｖ-0.1B Alｌｏｙ SｈｅｅｔS iｎ ｔｈｅβｐｈａSｅ ｒｅｇiｏｎ [ Ｊ].ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2013， 577: 1-8.
[54] 郭相龍. 變形量對(TiB ＋ Ｌａ2O3) /Ti 復(fù)合材料組織結(jié)構(gòu)復(fù)合材料組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能影響的研究[Ｄ]. 上海:上海交通大學(xué)， 2013.
[55] Ｙａｎｇ Ｆ Ｙ， Ｌi Ａ B， Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， ｅｔ Al. SｔｕｄｙOｎ ｔｈｅ ｆａBｒi-CａTiｏｎ ａｎｄ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔOｆ ｔｈｅ Sｈｅｅｔ ｍａｔｅｒiAlOｆ iｎ SiｔｕTiBｗ/Ti60 CｏｍｐｏSiｔｅS[ Ｊ]. Ｒａｒｅ ＭｅｔAlS， 2011， 30 (1):614-618.
[56] 金云學(xué)， 曾松巖， 張二林， 等.TiC/Ti 合金中共晶TiC形態(tài)的形成機(jī)制研究[Ｊ]. 稀有金屬材料與工程， 2003，32(6): 451-455.
[57] Ｚｈａｎｇ S Ｚ， Ｘｕ Ｈ Ｚ， Ｌi Ｇ Ｐ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔOｆ CａｒBｏｎ ａｎｄａｇiｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔOｎ ｐｒｅCiｐiｔａTiｏｎOｆOｒｄｅｒｅｄ α2 iｎTi-5.6Al-4.8Sｎ-2Ｚｒ-1Ｍｏ-0.35Si-0.7Ｎｄ Alｌｏｙ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2005， 408(1 / 2): 290-296.
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