钛合金及其复合伙料是我国航空航天领域结构资猜中的关键资料，被称为航空工业的脊柱
。高温钛合金是在传统钛合金的基础上针对特定高温环境所开发迪胙合金系统，拥有比强度高、比刚度高、耐侵蚀、耐高温蹬着异机能，因而被用作现代航空航天发起机或高温段部件用关键结构资料[1–3]
。高温钛合金可用于工作温度 600 ℃ 以下的航空发起机高压压气机叶片、飞机机身构件及蒙皮等[4–6]
。

TiAl 合金在耐高温的基础上，拥有更优异的抗蠕变和抗氧化个性，合用于先进军用飞机发起机高压压气机及低压涡轮叶片等[7,8]，是目前代替镍基高温合金的梦想资料；Ti?V?Cr 系阻燃钛合金利用于航空发起机的尾喷管和加力点火室[9]，可有效预防航空发起机钛火风险
。

随着近几年航空航天领域的高速发展，对结构资料机能、资料轻量化和一体化战术利用的需要不休提高，为了满足有关特定领域的特定技术需要，在高温钛合金不休发展的同时，钛基复合伙料（titanium matrix composites，TMCs）也受到了宽泛关注[10,11]
。TiB、TiC、B4C[12]、氮化物、SiC、石墨烯、碳纳米管、TiB2、LaB6 等[12–14] 多种陶瓷颗 ；蛳⊥良浠衔锉挥糜诩忧款鸦，其中细 TiB晶须和超细 TiC 颗粒因其与钛拥有优异的化学相容性而被宽泛利用
。现阶段，基于粉末冶金法、熔铸法、自舒展高温合成法等 [15–17] 造作技术已经被用于造作颗粒加强钛基复合伙料
。

增材造作（additive manufacturing，AM）[18–20]技术凭借着特有的无需开模全数字化、急剧凝固速度和近净成形复杂零部件的怪异优势，使其在航空航天领域结构件和职能件的示范利用越来越宽泛，为金属基复合伙料的造备提供一种极具潜力的新步骤
。本文萦绕高温钛合金及增材造作造备钛基复合伙料，从微观组织个性、加强相选择、力学机能等方面系统梳理了现阶段国内表高温钛合金及其复合伙料钻研进展，并对该领域的发展趋向进行了瞻望，探求钛基职能梯度资料在航空造作方面的利用
。

1、 高温钛合金的发展及其微观组织

高温钛合金也称耐热钛合金（使用温度在 400 ℃以上），被宽泛利用于航空工业领域并对高温钛合金的需要呈高速增长趋向，代表合金有美国的Ti?1100、英国的 IMI834[21]、俄罗斯的 BT18Y、中国的 Ti60、Ti600 和 Ti65 等，成分均为 Ti?Al?Sn?Zr?Mo?Si 系，并且属于近 α 型钛合金[22]（如表 1所示）
。近 α 型钛合金两全了 α 型钛合金的高温蠕变强度和 α+β 型钛合金的高静强度，稳态下以 α 相为基体，含有不超过 2%（质量分数）的 β 相不变元素，拥有较好的结构和组织不变性，是航空航天用高温钛合金的重要合金系统
。Zr 和 Ti 在周期表中属于同族（IVB）元素，性质类似，并且原子尺寸靠近，不论在高温 β 相区还是在低温 α 相区，Zr 和 Ti 城市无限固溶，形成无限固溶体，对钛合金产生固溶强化
。

在 IMI829 钛合金基础上开发的英国 IMI834 合金，短时服役温度可达 650 ℃[23]，其特点是增长质量分数 0.06% 的 C，在 α+β 两相区经热处置后得到双态组织
。经固溶和时效热处置后，白色初生 α 相含量随着固溶温度的增大而削减，经时效处置合金中除初生 α 相表的 β 转变组织全数由次生 α 相组成，且次生 α 相描摹变动不大
。IMI834 钛合金棒材的最 佳 热 处 理 工 艺 为 (1005～ 1025 ℃)×2 h+水 淬 +(750～800 ℃)×2 h+空冷，合金的高温蠕变伸长率和悠久值别离提高到 0.147% 和 127 MPa，这重要与空冷过程中形成的细长次生 α 相有关[24]
。由于组织中还存在少量等轴初生 α 相，对合金有强化作用，与同类钛合金相比拥有显著优势
。目前已用于空客 A330 遄达 700 发起机的所有轮盘、鼓筒及后轴，选取一体式焊接，能使发起机沉量减轻
。

美国 Ti?1100[25] 合金作为防热瓦利用于超高速载人飞行器的热防护系统，是在原 Ti?6242S 钛合金的基础上通过调控 Al、Sn、Si 和 Mo 元素研发出来的一种近 α 型高温钛合金，其使用温度提高至 600 ℃
。Ti?1100 合金的特点是具备较低的韧性和较大的委顿裂纹扩大速度[26]，该合金对杂质元素氧和铁的含量（质量分数）节造在 0.07% 和 0.02% 以下，低含氧量有助于提高高温钛合金的蠕变机能和热不变性，低含铁量可预防蠕变抗力降落[27]
。付彬国[28] 通过调控 Ti?1100 中 Zr 元素调查 Zr 对合金的显微组织和力学机能的影响，钻研批注合金的铸态组织仍为魏氏组织，原始 β 晶界显著，重要由 α片层以及片层之间残留 β 相组成
。Zr 含量的增长对合金的组织拥有细化作用，并能提高合金的力学机能，显微硬度随 Zr 含量的增长而增长
。

在我国的高温钛合金发展中，稀土元素在合金系统中的利用一向被探求和钻研
。Ti60 是 Ti?Al?Sn?Zr?Mo?Nb?Ta?Si 系多元复合强化的近 α 型高温钛合金，利用于航空航天发起机涡轮叶盘叶片，合金中增长少量高熔点 β 型不变元素 Ta、Mo，稀土元素 Nd[29–31]，α 型不变元素 Al、Sn、Zr 和少量Si 元素的协同作用，硅化物、α2 相在 α 片层间析出，起到有效钉扎作用，故障 α 片层内的位错滑移和攀移，合金强化机造为细晶强化，固溶强化和金属间化合物（α2 相）、硅化物弥散强化 [32]，组织以针状 α 相和 β 相组成的魏氏组织为主[33]，伴有少量的网篮组织
。增长稀土元素反映天生稀土氧化物能够净化基体、提高热不变性，稀土化合物的第二相也可作为异质形核点故障晶粒长大，起到了细晶强化的作用，使 Ti60 拥有较高的高温强度和高温抗氧化性等综合力学机能，服役环境可达 600 ℃以上
。Ti65 合金是由 Ti60 合金优化而成的高温钛合金，其长时使用温度为 650 ℃，短时使用温度可达 750 ℃，在 Ti60 合金基础上削减元素 Sn、Zr，同时增长弱 β 不变元素 Ta 以及高熔点元素 W，添补了合金强度的损失，也改善了蠕变抗性和强度悠久机能
。原始 Ti65 板材为等轴组织，由等轴或拉长的 α 相和少量的晶间 β 相组成[34]，随着热处置温度的提高和固溶时效，组织转变为典型的双态组织，片层厚度增长[35]，实现了塑性的提高，是航空发起机高温部件的备选资料或作为复合伙料基体
。

2、 颗粒加强钛基复合伙料的发展

目枪合金的使用温度普遍局限于 600 ℃ 左右，重要原因是当温度超过 600 ℃ 时，合金耐热性降低，热强性与热不变性难以匹配协调，导致合金抗氧化性和委顿机能急剧降落，对航空发起机零部件存在有钛火风险[36]
。为突破 600 ℃ 这一使用瓶颈，钻研者发此刻高温钛合金中增长颗粒加强剂能有效提高钛合金高温机能，同时拥有各向同性、造备工艺单一、二次加工性好和低成本等特点
。常用的加强资料有 La2O3、SiC、TiC、TiB2、TiB 等
。

在这些加强资猜中，TiC 和 TiB 的热膨胀系数与钛基体的热膨胀系数（(9.41～10.03)×10^?6 K^?1）类似[36?38]，能够有效降低复合伙料造备时产生的热残存应力，造备出拥有优良耐磨性（硬度加强）、高抗压强度和优异的高温不变性（即抗蠕变机能）的轻质钛基复合伙料
。

高温钛合金与其原位自生后的复合伙料相比，硬度、屈服强度和抗拉强度都有显著提升，但塑性会降低
。与 IMI834 相比，郑博文等[39] 造备的 TiC、TiB 和 La₂O₃ 三元加强 IMI834 基复合伙料洛氏硬度增长到 HRC 55.1
。Qin 等[40] 原位合成 (TiB+TiC)/Ti6242 复合伙料，其氧化速度低于 Ti6242
。神祥博[41] 使用放电等离子烧结法别离造备分歧体积分数的 TiB/Ti 复合伙料，TiB 组织的长径比力高，互订交叉呈立体网状散布；随着 TiB 含量的增长，晶须团圆增多，在 Ti 与 TiB2 界面处天生的 TiB 密度最高，使内部 TiB2 不能直接与 Ti 颗粒反映，只能与少量通过扩散进入的 Ti 原子产生反映，团圆趋向越来越显著
。在力学机能方面，随着 TiB 含量的提高，TiB/Ti 复合伙料的相对密度呈降落的趋向，但硬度不休增大，抗拉强度出现出先增大后减幼的趋向，在烧结温度为 950 ℃ 时造得的体积分数 3%的 TiB/Ti 复合伙料抗拉强度最高，同时延长率随烧结温度和 TiB 含量的提高呈降落趋向，压缩屈服强度和抗压强度增大，与塑性成反比
。

与基体合金相比，复合伙料拥有更高的显微硬度、更低的磨损率，阐发出更优的耐磨性，在航空航天用金属资猜中有着沉要的意思
。Attar 等[42] 使用铸造技术造备 Ti?5%TiB2（质量分数），得到的铸态复合伙猜中 TiB 颗粒偏粗，只观察到较厚和较长的硼化物颗粒，并没有出现大量平行针状 TiB，显微硬度高于工业纯钛，杨氏模量和强度的数值均优于粉末冶金造备的复合伙料，但孔隙的存在导致复合伙料弹性模量和强度的降低
。Yamamoto 等[16]造备了 B/Ti 原子比为 0.3～0.6 迪胙基复合伙料，由 Ti 基体和分散的片状 TiB 反映产品组成，硬度随 B 原子数分数单调增长，复合伙料的维氏硬度为 5.6～7.1 GPa，屈服应力随 B 原子数分数的增长而增大；随着 B/Ti 原子比的增长，磨损量减幼，对磨损率的改善在 B/Ti 原子比为 0.3 左右达到鼓和
。Li 等[43] 以 Ti?4.5Fe?6.8Mo?1.5Al 为基体，别离增长体积分数 5%、10%、15% 的 TiB2，通过机械合金化法得到复合伙料
。随着烧结资料从高温冷却，母相晶粒尺寸越幼，晶内缺点越多，过渡时析出相的形核速度越大，得到的组织越藐幼，Ti 的晶粒细化和晶格畸变在晶粒内部堆集了大量的微缺点（位错、空位），进一步细化晶粒
。随着 TiB 含量的增长，钛基复合伙料的密度和硬度也随之增长，当 TiB2 体积分数为 15% 时，钛基复合伙料的最高密度达到 4.713 g·cm?3，显微硬度达到 HV 851.58
。

3、 增材造作技术造备钛基复合伙料钻研进展

相对于传统造作技术，增材造作作为一种高速发展的近净成形精密加工技术，选取“离散+堆积”道理，这是一种自下而上的步骤，由零件三维数据驱动直接造作零件，实现了复杂几何状态构件的一体化近净成形，削减功夫和成本的同时，增材造作工艺的高冷却速度导致了微观结构的大幅细化，提高了硬度和强度[18, 44]
。目前，增材造作技术已使用 于造备各类分歧类型及成分组成迪胙基复合伙猜中，如 TiC/Ti[45]、TiB/CP?Ti[46, 47]、TiB/Ti?6Al?4V[48, 49]、TiC/Ti?6Al?4V 等，为多种钛合金与钛基复合伙料复杂零部件的研造打开了一扇新的窗户
。但由于零件尺寸受限度，多用于复杂精密中幼零件的加工
。

使用于钛合金及其复合伙料方面的增材造作技术重要有两种：一种是预置铺粉的选区激光溶解技术[50, 51]（selective laser melting，SLM），如图 1（a）所示；另一种是喷嘴同步送粉的激光直接沉积技术[52, 53]（direct laser deposition，DLD），用自动喷粉（同轴或非同轴）的方式将原始粉末引入由高功率激光产生的熔池中焊接成形，如图 1（b）所示
。

B 单质和 TiB2 可与 Ti 基体原位自生晶须状 TiB第二相，这是一种硬度很高的陶瓷加强相，与未加强复合伙料相比，TiB₂ 陶瓷的增长显著改善了复合伙料的硬度、强度和耐侵蚀机能[54]，拥有较好的弹性模量以及高温蠕变机能，但资料塑性有所降低，这是由于原位合成 TiB 相的强化作用和基体晶粒细化的了局[46, 47, 55, 56]
。通过激光的高能量密度，粗壮的共晶块状 TiB 能够细化至亚微米级或纳米级的晶须状和等轴状
。激光加工过程中分散到熔体中的固体加强粒子在基体凝固过程中作为异相形核位点，导致基体晶粒细化，从而提高了硬度和强度，如图 2 所示，通过增材造作技术造备迪胙基复合伙料与原基体合金相迸撞度均提高
。这种晶粒细化水平重要受加强颗粒尺寸、体积分数和散布模式的影响
。

加强颗粒体积分数的增长和尺寸的减幼被以为有利于基体晶粒细化
。如图 3 所示，钦兰云等 [56] 在TC4 粉末平别离增长质量分数为 0.16%、1.61% 和3.22% 的 TiB2 粉末，天生了针状 TiB，并且随着 B含量的增长，TiB/Ti?6Al?4V 复合伙料的 α 片层尺寸显著减幼、晶粒细化
。在 TiB2 增长量较大的试样中，针状 TiB 加强相荟萃在一路成簇成长，更有 部门出现联结成长的景象，显微硬度、抗拉强度和屈服强度显著提高
。

在增材造作加工中最常见的缺点之一是孔隙，重要散布在未熔合、未溶解/部门溶解粉末颗粒、轨路间/层间分层中
。这些气孔作为应力集中部位，会削减有效承载面积，对力学机能产生不利影响，蕴含强度、蠕变机能和委顿寿命等[57, 58]
。通过调整工艺参数使 TiC、TiB 变为纳米级并组成三维（3D）原位超细网络结构可有效提高相对密度 [59, 60]
。Li    等[58] 以 Ti?6Al?4V 和 B4C 粉末为原料，通过优化的选区激光溶解工艺，原位合成了无裂纹、相对密度险些为 99% 的大块型钛基纳米复合伙料，当体积能量密度在 120 J·mm?3 时，TiB 沿 [010]B27 方向的晶粒成长速度较快，组织为超细 TiB 短纤维，形玉成陆续的“壁状”结构，使相对密度提高，少量的纳米级 TiC 出现相当幼的球状状态，也能起到复合伙料第二相强化作用
。

热不变性是高温钛合金的沉要力学指标之一，国内重要是在原有高温钛合金成分的基础上通过增长稀土元素来达到提升热不变的成效
。稀土元素可与合金中的硫等杂质元素反映，在晶界析出，净化基体，并作为脱氧剂与合金中的氧元素反映天生稀土氧化物，细化铸态晶粒，净化基体并故障位错活动，同时提高热不变性[30]
。丁超[61] 通过增长稀土元素钇使 Ti600 合金和钛基复合伙料产生细晶强化，提高合金和复合伙料的热不变性
。Bermingham 等[62]在电弧增材造作过程中向 Ti?6Al?4V 中参与微量LaB₆ 和硼，钻研其对合金组织和拉伸机能的影响，发现镧的合金化极大地扭转了熔池的状态和熔珠状态
。Feng 等[63, 64] 通过激光熔覆设备造备 LaB₆+AlB₂加强 Ti?6Al?4V 钛基复合伙料，其化学反映为2LaB₆+12Ti+3O→12TiB+La₂O₃
。钻研发现，增长适量的 LaB₆ 能够天生 La₂O₃ 加强相，并在基体中均匀散布，同时 La₂O₃ 推进了 TiB 的非均匀形核，使 TiB 晶粒细化，提高显微硬度、耐磨性和抗高温氧化性，扩大其在高温航空航天领域的利用
。

为了满足航空航天等领域对结构件职能多样化的要求，二维钛基职能梯度资料拥有沉要的利用远景
。激光直接沉积技术拥有怪异的逐层增材造作个性，是造备职能梯度资料的沉要工艺，能够打印分歧预混合比例的 Ti/TiC 或 TiB+TiC+α-Ti 周期性层状结构，并且无离散界面
。此表，增材造作中的成分梯度对于成立钛–硼二元系统涡轮叶片微观结构和机能的影响拥有沉要意思，通过扭转粉末成分和使用适当的 CAD 建模来节造多层结构硬度，以此来扩大资料在航空航天和汽车行业的可能性[65]
。但是，目前在直接激光沉积陶瓷颗粒加强迪胙基职能梯度资料微观组织中仍存在未熔陶瓷颗粒散布不均匀、初生加强相中树枝状粗壮、钛基体组织较粗壮等问题，这些问题限度了钛基职能梯度资料的综合力学机能，进一步地限度了其工程利用
。

Zhang 等[66] 选取分歧比例的 Ti 和 TiC 预混合粉体造备薄壁，得到了 TiC 体积分数最高达 40%的 Ti?TiC 复合伙料，所有激光沉积资料都是齐全致密的，没有任何气孔或裂纹等缺点
。Nartu 等[65]用激光工程化净成形（laser engineered net shaping，LENS）工艺造备原位 Ti?35%B4C（质量分数）复合伙料，其中一层重要由 TiB2 和枝晶间 TiC 相组 成，而另一层的微观结构较为复杂，由 TiB、TiC、部门熔融 B4C 和 α-Ti 相组成
。增长激光功率可使这些层的高度/厚度增长，在激光功率 700 W 前提下阐发出最好的综合磨损和硬度，由于 TiB +TiC+α-Ti层沉淀数密度的增长，使硬度的分层区域增长
。这种同步送粉激光直接沉积技术诱导的天然分层复合伙料为未来工程利用复合伙料的设计和开发启发了一条新的蹊径
。

4、 总结与瞻望

随着我国科技创新“三步走」亟略布局和航空航天工业的发展，高温钛合金领域被高度器沉
。高机能钛基复合伙料是高温钛合金的进一步发展方向，其理论使用温度可突破 600 ℃，能够显著扩大钛合金的利用领域，传统造作步骤在资料显微组织、造备技术及后处置等方面已经获得较多钻研成就
。随着增材造作技术在航空航上帝题职能部件中的利用， 将原位天生颗粒加强钛基复合伙料与增材造作技术相结合，造备致密化水平高、耐高温、高强度的复合伙料，钻研加强体的种类、状态尺寸、体积分数对粉体溶解凝固个性影响法规，使钛基中 TiB、TiC 加强相达到纳米级，不仅能够提高复合伙料的硬度和强度，并且能够提高复合伙料的延展性
。

为进一步提高增材造作技术在颗粒加强钛基复合伙猜中的利用，能够从以下方面动手：钻研在增材造作过程中加强剂的溶化和反映、加强相析出反映及原位合成机理，并不休迭代和优化复合粉末的造备工艺，实现打印适配性验证及力学机能测试，以实现加强体与基体界面的结合调控；可通过正交试验和数值仿照钻研调控加强相含量，形成颗粒加强剂–基体成分配比–工艺参数–微观组织–力学机能的关联法规以便利用于分歧机能要求的场所，同时获得最佳的综合机能
。

参 考 文 献

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