引言

高明声速飞行器高度符合将来战场兵器设备需要，，拥有战术性?带头性?前瞻性和革命性特点，，是大国博弈中新的战术制高点 [1-2]?钛合金以其轻质?高强?耐蚀?耐热等优异机能，，成为衡量飞行器选材先进水平的一个重要标志 [3-5]?随着列国对马赫数 5 + 高明音速飞行器钻研 [6-9] 的不休深刻，，为满足极端服役环境下的高速?长续航 / 射程?高机动性需要，，突破高温钛合金 600℃“瓶颈” 成为钛合金高机能化发展亟待解决的关键问题?非陆续加强钛基复合伙料 (Discontinuously Reinforced Titanium Matrix Composites, DRTMCs) 通过引入多种尺寸和种类 (如 TiB?TiC、、Ti?Si?以及稀土氧化物) 的晶须或陶瓷颗粒加强相 [10-13], 进一步提升钛合金的强度?模量?耐磨性?耐热性及服役温度?然而，，受限于钛合金及其复合伙料导热率较低?弹性模量低 (与钢相比)[14], 与刀具资料的化学反映性高造成黏附?磨损?断裂 [15], 资料利用率极低等不及，，传统热加工?机械减材加工步骤难以实现 DRTMCs 复杂构件低成本化和一体化成形制作 [16]?

增材制作 (Additive Manufacturing, AM) 技术在制作难加工资料?复杂及异型结构方面颇具优势 [17-21], 给复杂航天构件高质量?一体化成形带来契机，，极大拓展了 DRTMCs 的利用领域?[图 1 航空航天领域的重要金属增材制作工艺] 所示为航空航天领域使用的重要金属增材制作工艺，，由图 1 可知，，电弧?电子束?激光均可作为增材制作技术的热源 [22-24], 基于熔合技术和原料的分歧，，可将增材制作技术分为电弧 - 线材激光直接能量沉积 (AW-DED)?激光 - 线材直接能量沉积 (LW-DED)?电子束 - 线材直接能量沉积 (EBW-DED)?激光 - 粉末直接能量沉积 (LP-DED)?激光粉末床熔融 (L-PBF)?电子束粉末床熔融 (EBPBF)?超声波增材制作 (UAM)?辅助摩擦搅拌沉积 (AFS-D) 和冷喷射 (CS)?其中，，激光增材制作成形精度最高，，可达 0.02μm [25], 且能量节制精确?热输入小，，适合复杂构件的精密成形，，尤其是激光粉末床熔融 (Laser Powder Bed Fusion, L-PBF) 和激光直接能量沉积 (Laser Direct Energy Deposition, L-DED) 在航天领域利用最为宽泛?

本文将基于增材制作 DRTMCs 微观组织调控优势，，分析急剧凝固前提下微观网状结构的形成机理，，探求激光急剧凝固过程中产生的马氏体相对 DRTMCs 力学机能的影响，，以及通过调控加强相的含量?种类?尺寸来提高激光增材制作 DRTMCs 的机械机能，，并系统总结激光增材制作非陆续加强 DRTMCs 的强化机制，，进而瞻望增材制作 DRTMCs 的潜在航天利用远景?

1、、 激光增材制作钛基复合伙料组织调控及形成机理

1.1 微观组织调控道理

激光增材制作钛合金及单元加强钛基复合伙料时，，晶粒尺度出现显著的差距，，固然在激光增材制作中极高的冷却速度下，，合金的晶粒尺寸相比于其他制作步骤有所细化，，但是激光增材制作钛合金的组织在沿沉积方向和垂直沉积方向上依然出现显著的差距 [26], 这会导致高缺点敏感性?不均匀的晶粒结构?较差的机械机能，，从而限度其在航空航天领域的宽泛利用?相比于合金资料，，增长加强相后，，激光增材制作 DRTMCs 的晶粒尺寸显著变小，，如 图 2  所示?西北工业大学 Li 等 [27] 通过 L-DED 技术制备了 TiB 加强 Ti6242 复合伙料，，在合金中增长质量分数 2% 的 TiB?时，，加强相在原始 β 相晶界呈非陆续网状散布，，相比之下，，加强相的质量分数增长到 5% 的 TiB?时，，TiB 尺寸增大，，非陆续网状散布特点隐没，，大量加强相的存在可有效阻止变形过程中位错的活动，，起到承载强化的作用，，却极大降低了复合伙料塑性?因而，，合理节制加强相的尺寸及散布是调控 DRTMCs 力学机能的关键之一?

细化晶粒尺寸和解除巨大柱状晶粒是优化钛合金微观结构和机能的关键，，上海交通大学方旻翰等 [28-29] 选择低共晶成分 (2.5% 体积分数的 TiB 或 2.0% 原子百分比的 B) 的配比，，并将复合伙料铸锭进行 3 次溶解，，使 TiBw 均匀散布，，再通过气雾化法制备颗粒状态优良的球形钛基复合伙料粉末，，而后通过 L-DED 技术将复合伙料粉末制备得到致密度优良的金属部件，，这注明网状结构纳米加强体的引入有助于细化晶粒组织，，解除增材制作构件的各向异性，，同时，，加强相含量对钛基复合伙料微观组织中网状结构的尺寸及散布状态也有较大的影响?如 图 3 (a)  所示，，Fu 等 [30] 将 Ti6Al4V 和 TiB?混粉通过激光熔融沉积技术，，原位天生 TiB 纳米晶须，，从而达到细化晶粒的成效?TiB?含量的增长有助于减小等轴晶粒的尺寸，，这归因于原位 TiB 纳米晶须的异质成核可推进 α 板条和初生 β 晶粒的细化?

引入多元加强相，，也可得到一样的晶粒尺寸变动法规，，Liu 等 [31] 利用 Ti6Al4V 和碳化硼 (B?C) 混合粉末，，通过 L-DED 制作拥有三维网络结构的 (TiB+TiC)/Ti6Al4V 复合伙料；；在沉积过程中，，Ti6Al4V 液体和 B?C 的界面处的质量浓度和化学势较高而使 TiB 首先析出 [32],TiC 在 TiB 析出物上异质成核并成长；；由于在 β 晶界上形成 B 的微偏析 [33] 从而克制了晶粒的成长，，并解除了粗壮的初始 β 晶?如 [图 3 (b) TiB+TiC 双相加强] 所示，，当 B?C 体积分数为 0.5%~3% 时，，复合伙料内部出现网状结构；；当 B?C 的体积分数为 5% 时，，TiB 和 TiC 成核点过多，，减弱了复合伙料的网状结构特点?

上海交通大学刘化强等 [34] 选取原位 L-DED 技术，，原位合成了体积分数均为 1.2% 的 TiB+TiC?Ti?Si?+TiC 及 TiC 加强钛基复合伙料，，对比基体合金，，复合伙料在 XOY?YOZ?XOZ 这 3 个方向上均出现出晶粒细化成效，，引入的 TiB 与 TiC 加强相重要荟萃于初生 β 晶界，，形成了显著的网状结构；；在凝固初期，，初生 β-Ti 率先形核，，B 元素在固液界刻下沿的液相中富集，，使液相线温度降落，，导致成分过冷，，进而引起液固界面的不不变性，，并为藐小 β 晶粒在液固界刻下沿形核提供驱动力?此外，，由于加强体在晶界处荟萃，，其对晶界的 “钉扎” 作用使初生 β 晶粒变得细。；同时，，加强体也对晶界起到强化作用，，这有利于提高资料的强度与硬度，，复合伙料在各个方向上的硬度和抗拉强度均高于 Ti6Al4V 基体?

综上所述，，为优化钛合金微观组织结构和提高机能，，通过向钛合金中增长 B、、TiBw、、C、、B?C、、Si、、LaB?等，，原位或离位合成 TiB?TiC、、Ti?Si?以及稀土氧化物 (如 La?O?) 等加强相，，可有效克制粗壮 β 晶的成长并细化晶粒；；将钛合金的高韧性与加强相的高强度硬度个性进行优势匹配，，可获得更高强度?刚度?硬度?耐磨性的 DRTMCs?但是，，在制备 DRTMCs 过程中，，加强相种类的分歧导致微观结构存在显著差距；；同种加强相尺寸和散布的有效节制，，也是钻研者们面对的一大挑战?为获得微纳加强相的协同强化作用，，可选取多元强化设计思想，，构型化制备多元加强 DRTMCs, 合理调控分歧加强相的配比和尺寸散布，，以充分阐扬各个加强相的优势，，获得越发优异的资料综合机能?

1.2 网状结构形成机理

对于单元加强 DRTMCs, 与传统加强相散布均匀的 DRTMCs 相比，，拥有网状结构的 DRTMCs 凭借其特有的 “机械互锁” 和 “位错钉扎” 等微观结构个性 [13,35], 展示出更杰出的室温强度?高温机能?弹性模量和断裂韧性，，使其在航天?航空等行业中展示出巨大的利用潜力?通过激光增材制作技术，，能够实现对网状结构的精确节制，，为这类复合伙料的将来发展启发新的可能性 [29,34,36-38]?在高能激光束作用下形成的马兰戈尼对流带头熔池中的原子产生重排，，急剧冷却使温度降落到液相线，，基体晶粒形核成长，，将低溶化度原子推动到晶粒天堑，，随后溶质原子与基体溶液在天堑处产生原位反映形成加强相，，于天堑富集的加强相在持续凝固过程中克制晶粒长大，，从而形成网状结构?

图 4 所示为激光增材制作 DRTMCs 晶粒细化机制的相互依存模型示意图，，在 DRTMCs 的凝固过程中，，B 和 C 元素限度初生 β Ti 的成长 [39-40], 并会产生由成长限度因子 Q 节制的成分过冷量 ΔTcs?为了预测增材制作的晶粒直径 (dgs) 及揭示晶粒细化机制，，StJohn 等 [41] 提出了相互依存模型，，其公式如下:

式中: Q 为成长限度因子；；C?为合金成分的质量分数；；m 为液相线斜率；；k 为溶质分配系数；；xcs 为晶粒可能不造成长的成分过冷量对应的尺寸；；xdl' 为从固液界面到成分过冷足以触发晶粒形核地位的距离；；xSd 为等轴晶粒的均匀直径；；D 为溶质在液相中的扩散速度；；zΔTn 为重新达到最小形核所需的温度；；v 为成长速度；；Ci 为界面液相成分的质量分数?

由图 4 可知，，Tcs 为成分过冷温度，，Tn-min 为最小形核温度，，其他有关参数界说见文件 [30], 凭据相互依存模型公式，，在 t?时刻，，固液界刻下沿无成分过冷或溶质扩散时，，基底或增材沉积体前层可为外延成长提供初始过冷；；随着晶粒外延成长，，溶质从柱状晶粒前沿扩散到液体中，，从 t?到 t?时刻，，成分过冷量增长到 ΔTn-mm, 达到等轴晶粒成长必要的阈值，，微观晶粒由柱状晶粒转变为等轴晶粒，，凭借在初生 β-Ti 上的原位 TiB 晶须可视为异质成核点，，随着 B 含量的增长，，柱状晶粒长度缩短，，晶粒就会产生细化；；在 t?时刻，，等轴晶粒的均匀直径 xsd 与 ΔTn 有关；；达到 t?时，，一旦等轴晶核形成并长大，，就会触发随后的等轴晶核产生?因而，，可凭据以上相互依存模型，，利用 B 或 C 增长量预测激光增材制作钛基复合伙料的晶粒尺寸?

单元加强 DRTMCs 的单一加强相呈网状散布，，对其网状结构形成机理进行具体分析 [28-29], 发此刻熔体冷却凝固的初始阶段，，B 元素在初始 β 晶粒的固液界面处富集，，难以形成有效的成分过冷，，形核驱动力较弱，，导致柱状晶和后续枝晶的成长?由于冷却过程中散热速度极快，，在凝固起头后，，温度梯度减缓，，成分过冷可能提供足够的形核驱动力，，并在柱状晶的前端形成初生等轴 β 晶，，从而实现柱状晶向等轴晶的转变，，实现复合伙料的晶粒等轴化?由 Ti-B 相图可知，，在达到共晶温度时，，渣滓还未凝固的液相为共晶成分，，且该部门液相处在等轴晶粒的晶界处，，凝固时便产生共晶反映，，天生纳米 TiB 加强体，，并出现三维准陆续网状特点?

当增长多元加强体时，，其网状结构存在新的形成机制，，对此，，张捷等 [42] 发展了多元加强 DRTMCs 激光增材制作的钻研，，在混合粉末中增长质量分数为 1% 的 B?C 颗粒，，通过原位自生反映，，制备拥有 TiB 和 TiC 双相加强的网状结构 DRTMCs, 其形成机理如图 5 所示?由图 5 可知，，在凝固的初期阶段，，首先析出初生 β 晶粒，，由于 B 和 C 元素在 Ti 中的溶化度极低 [43], 因而 B 和 C 元素被架空在初生 β 相晶界处；；随着温度降落，，B 元素与 Ti 首先产生原位反映天生 TiB, 随后达到 Ti?B?C 三元共晶成分和温度，，因而在 β 相晶界形成 TiB+TiC+β 的三元共晶相；；当温度进一步降落到 α 相转变温度，，初生 β 相转变为 α 相，，最终形成 TiB+TiC 加强网状结构 DRTMCs?因而，，通过加强相的引入，，促使钛合金基体中粗壮 β 晶粒的细化，，也有利于实现资料的细晶强化?

2、、激光增材制作钛基复合伙料的力学机能

激光增材制作 DRTMCs 的抗拉强度较其他制备伎俩 (如热等静压?烧结?铸造等) 显著提高，，这重要归因于其在急剧冷却过程中形成极其藐小的晶粒，，大量的晶界及晶界处富集的加强相可有效阻止位错活动，，尤其是选取冷却速度较大的 L-PBF 技术制备 DRTMCs 时，，会形成大量的马氏体相，，以上原因均可有效提高资料的抗拉强度?但是，，增材制作 DRTMCs 强度的提高往往以就义塑性为价值，，存在严重的强 - 塑性不匹配景象，，大量晶界及脆性相的存在均可作为裂纹产生的源头及扩大蹊径，，这就大大降低了资料的延长率?因而，，钻研者们选取合理的热处置制度?调节加强相的含量等伎俩，，试图解决增材制作钛基复材强 - 塑性不匹配问题，，并获得肯定成就，，以下将分析影响激光增材制作 DRTMCs 力学机能的成分?

2.1 马氏体相对力学机能的影响

2.1.1 激光增材制作形成马氏体相的机理

以典型的 Ti6Al4V 合金为例，，当 Ti6Al4V 从 T?温度以上起头冷却时，，转变相与冷却速度有关?Ahmed 等 [44] 钻研了冷却速度对 Ti6Al4V 相变的影响 (见图 6 ), 当冷却速度高于 410℃/s 时，，可观察到齐全的马氏体微观结构，，称为 α' 马氏体相，，马氏体转变由非扩散过程节制，，转变速度很快，，能够以为与功夫无关 (见图 6 (c)); 在冷却速度为 20~410℃/s 领域内可观察到块状转变，，转变相为拥有较大晶粒尺寸的 α 相，，被称为 Massive α 相，，是马氏体的不齐全转变相 (见图 6 (d)); 当冷却速度低于 20℃/s 时，，转变相为 Widmanstatten α 相，，在缓慢冷却前提下有足够的功夫通过扩散机制进行晶粒成长，，其状态特点是出现交叉的层状或板条状 (见图 6 (e))[45]?别的，，α 马氏体是一种可转变相，，在肯定温度下长功夫加热会产生分化，，是扩散节制的转变，，分化的温度领域为 600~900℃[46]?

如 [图 7 (a) L-PBF 制作基体原始组织中的针状马氏体] 所示，，相比于 L-DED 技术，，选取 L-PBF 技术制作的钛合金构件通常拥有更为藐小的晶粒，，由于在 L-PBF 制作过程中的冷却速度高达 10?~10?K/s [49-50], 以至其组织中形成宽度小于 1μm 的超细针状 α' 马氏体 [38,51], 其 c/a 比值为 1.589, 略低于 a-Ti 相 (c/a=1.59~1.60)[5]], 是通过初生 β 相无扩散转变而形成的拥有 HCP 结构的过饱和固溶体 [53]?如 [图 7 (d) L-PBF 制作 Ti6Al4V 上理论铣削掉 1mm 后的组织] 所示，，针状 α' 马氏体的取向取决于初生 β 相界，，大无数针状 α' 马氏体的成长方向与 3 相界呈 45° 左右 [54-55], 这是由于 HCP 结构的 α 马氏体相和 BCC 结构的初生 β 相是通过 Burger's 取向关系成长的，，<110>β//<0001>α' 和 < 111>β//<1120>α' 是最有利于 α' 马氏体成长的关系，，从而导致针状 α' 马氏体沿 ±45° 方向成长 [56]?别的，，由于单层 L-PBF 粉末的厚度通常为几十微米，，通常必要打印数百层，，在此过程中，，针状马氏体 α' 可能会分化形成层状 α+β 结构 [57]?

2.1.2 解除马氏体相的影响

α' 马氏体的存在导致了微观结构的不均匀性，，固然大大提高了 L-PBF 制作钛合金的强度和硬度，，但是其延长率较低，，且样品内部存在较高的残存应力，，故蕴含航空航天在内的很多利用领域都不仅愿出现 α' 马氏体 [58-59]?如 [图 7 (b) 980℃热处置后组织中出现等轴 α 相、、图 7 (e) 样品 (d) 经热处置后组织中出现等轴 α 相] 所示，，通过热处置?理论喷丸?车削?铣削可扭转其内部组织或理论状态，，使针状 α' 马氏体部门或全数转变为等轴 α 相 [38,55]?通过后处置固然强度略有降低，，但可提升塑性，，达到强 / 塑平衡的适中状态，，例如，，[图 7 (c) 热处置后强度、、延长率对比] 中 STA3 热处置制度下样品的延长率是 L-PBF 制作 Ti6Al4V 原始样品的 3 倍，，同时维持 1185MPa 的较高抗拉强度?理论喷丸处置有利于提高样品的理论硬度，，如 [图 7 (f) 铣削、、喷丸处置及热处置对 L-PBF 制作基体合金硬度的影响] 所示，，将理论喷丸处置样品与原始 L-PBF 制作样品进行比力，，可发此刻 0~250μm 深度领域内理论喷丸处置样品的显微硬度相对较高，，这是由于喷丸过程晶粒细化和加工硬化所致?很多钻研探求了热处置对 L-PBF 制作 Ti6Al4V 样品的显微硬度个性影响 [60-64], 由于热处置使得微观结构转变为片层状或等轴状 α 相，，并且与针状 α' 马氏体相对比，，片层状 α 相更粗壮，，因而显微硬度值显著降落?

别的，，通过相宜的热处置蹊径使 α 相分化是解决激光增材制作钛合金高强低塑问题的有效步骤之一?方旻翰 [28] 提出一种新的固溶与高温时效热处置工艺，，可优化增材制作沉积态钛合金力学机能，，且 L-PBF 技术制备钛合金沉积态强度高达 1185MPa, 但延长率仅为 3%, 其组织为超细马氏体 α 相，，内含高密度位错和大量压缩孪晶，，机能出现高强低塑的特点?因而，，本钻研设计一种新的固溶与高温时效热处置工艺 (920℃/1h / 水冷，，800℃/2h / 炉冷), 使 α 相充分分化形成 α+β 的双相片层结构，，促使近等轴的晶界 a 相天生，，且晶粒未产生过度粗化，，从而获得最佳强塑性匹配，，延长率大幅度提升至 17.2%, 同时维持 1025MPa 较高强度?

2.2 加强相对拉伸机能的影响

TiB 的密度和热膨胀系数与基体相当 [65]?热不变性好?原位反映过程中不天生其他杂质?不与基体固溶，，以及自身拥有较高的硬度?耐侵蚀等机能，，因而成为常见的 DRTMCs 加强体选择?Zhou 等 [66] 选取球磨混合 Ti6Al4V 和 TiB?粉末，，通过选择激光溶解制备 TiB 原位加强钛基复合伙料，，加强相的体积分数为 2% 的钛基复合伙料其微观结构中 TiB 晶须在晶界处呈准陆续散布，，与基体合金相比，，其显微硬度?抗压强度和抗拉强度别离提高了 14%?36% 和 25%, 这些加强重要归因于霍尔 - 佩奇强化和承载强化，，其抗拉强度达到 1422MPa, 延长率为 2.6%?通常来说，，对于激光增材制作 DRTMCs, 强度的提升不成预防线陪伴着延长率的降落，，通过热处置?热压烧结等后续处置技术可提升延长率?Wang 等 [67] 使用 CO?激光器，，通过同轴送粉在 Ti6Al4V 基板理论沉积质量分数为 5% 的 TiB?/ 钛基复合层，，资料在 600℃经过 2h 退火处置后，，其抗拉强度为 1094MPa, 延长率达到 6.6%; 统一成分资料在 900℃的温度和 103MPa 的压力下经 4h 热等静压处置，，其抗拉强度为 958MPa, 延长率提升到 10.3%?

TiC 拥有优异的化学不变性和与 Ti 基体的优良相容性，，其密度?泊松比和热膨胀系数与 Ti 基体相当 [68-69], 使其成为钛基复合伙操持想的加强相?Li 等 [70] 将球磨混合质量分数为 1.5% 的 TiC 和 Ti6Al4V 粉末通过 L-PBF 工艺成形，，得到由层状 α' 相组成的马氏体微观结构，，复合伙料的抗拉强度和延长率别离为 887.41MPa 和 4.21%, 其均匀硬度 (386HV) 显著高于基体，，这重要归因于 C 的固溶强化和细晶强化?Liu 等 [69] 探求了 TiC 加强体的溶解水平对 L-DED 工艺制备 TiC/Ti6Al4V 复合伙料和职能梯度资料微观结构和力学机能的影响，，压缩试验了局批注，，随着预混合 TiC 的体积分数从 0 增长到 15%, 复合伙料的极限抗拉强度从 (1381±19) MPa 增长到 (1636±23) MPa, 而 TiC 加强体体积分数为 15% 的复合伙料仍维持 0.141±0.002 的真实应变，，由此以为 TiC 熔融较多的复合伙料的重要强化机制是 C 引起的固溶强化，，而 TiC 熔融较少的复合伙料重要由未熔融的 TiC 颗粒：：驮倌烫蓟锊木嵛⒐劢峁怪鞯?

当 TiC 加强相含量超过 Ti-C 的共晶点成分点时，，复合伙猜中会形成树枝状初生 TiC 相，，Wang 等 [71] 选取 L-DED 技术制备 TiC 颗粒加强 DRTMCs, 其微观组织由 α-Ti?β-Ti 和 TiC 组成?与基体合金相比，，TiC 体积分数为 5% 的 TiC / 钛基复合伙料的强度提高近 12.3%; 与沉积态复合伙料相比，，在 950℃下热处置的 TiC / 钛基复合伙料的极限抗拉强度仅从 1225.5MPa 降低到 1202.2MPa, 然而，，热处置复合伙料的伸长率从 1.31% 增长到 3.95%, 这归因于网篮微观结构和条状共晶 TiC 的存在?

双元加强相的参与可协同加强 DRTMCs 的力学机能，，例如，，Liu 等 [31] 通过 L-DED 增材制作工艺，，利用混合球形 Ti6Al4V 和碳化硼 (B?C) 粉末制作出了拥有可控三维网络结构的 (TiB+TiC)/ 钛基复合伙料，，通过调控 (TiB+TiC) 加强相的含量，，对网状结构状态和尺寸进行调控，，并钻研了加强相含量对 (TiB+TiC)/ 钛基复合伙料力学机能的影响?[图 8 (a) 应力 - 应变曲线] 所示为 L-DED 制作的 Ti6Al4V 和 (TiB+TiC)/ 钛基复合伙料的拉伸应力 - 应变曲线，，当 B?C 体积分数为 1% 时，，极限拉伸强度提高到 1225MPa, 同时维持 6.0% 的均匀拉伸应变，，显著高于基体合金资料?从 [图 8 (b) 应变散布图] 所示的应变散布来看，，体积分数为 1% B?C 的 (TiB+TiC)/ 钛基复合伙料与基体合金相比，，拥有较好的均匀变形能力，，固然复合伙料的断裂应变有所降落，，但其均匀变形阶段比基体合金更长?此外，，对比合金和复合伙料的拉伸断裂个性，，可发现网络结构有利于拉伸机能的提高，，合金出现了粗壮的凹陷 (见 图 8 (c) , 而复合伙料则出现了显著的断裂面 (见 [图 8 (d) B?C 体积分数为 1% 的复合伙料的拉伸断口描摹]、、[图 8 (e) 复合伙料断口的部门放大图]), 复合伙猜中凹陷和扯破脊共存，，其藐小凹痕证明复合伙料拥有优良的延展性，，由 [图 8 (f) 复合伙猜中网状结构故障裂纹扩大]、、[图 8 (g) 复合伙料内部加强相扭转裂纹扩大方向] 可知，，网状结构通过钝化和偏转裂纹阻止了裂纹的扩大?

[图 9 激光增材制作钛基复合伙料强度对比] 所示对比了近年来激光增材制作钛基复合伙料的力学机能?相比于 L-DED 技术，，选取 L-PBF 技术制备的钛基复合伙料晶粒更为藐小?内应力更大但易开裂，，因而制备的样品通常尺寸较小，，仅能制备压缩试件；；通常选取压缩尝试表征 L-PBF 制备钛基复合伙料的力学机能，，钛基复合伙料的最大压缩强度在 1100~2100MPa, 应变均超过 10%?L-DED 技术的冷却速度比 L-PBF 低，，因而通常试样成形尺寸可制备为拉伸试样，，其最大抗拉强度通常在 900~1300MPa, 应变在 10% 以下?

相比于基体资料，，钛基复合伙料强度的提高重要归功于 α 晶粒的细晶强化 (即霍尔 - 佩奇效应) 和纳米加强相的第二相强化?一方面，，B?C 等元素的参与使得 α 晶粒显著细化且增长晶界面积，，导致大量晶界成为位错移动的有效樊篱，，引发更大的应力集中和更高的强度；；另一方面，，TiB 或 TiC 等的位错故障和载荷传递效应在强化中起着至关重要的作用 [80], 例如，，在塑性变形过程中，，针状 TiB 以位错循环的大局故障位错活动，，这能够用 Orowan-Ashby 方程来暗示 [81], 凭据修改的剪切滞后模型，，很多钻研都印证了从基体到加强体的载荷传递效应 [82]?此外，，由于 TiB 和钛合金的热膨胀系数类似，，因而能够忽略热膨胀失配对强度的改善 [77]?

3、、激光增材制作 DRTMCs 的强化机制

加强相呈网状散布是梦想的强韧化显微结构，，[图 10 金属基复合伙料的强化机制] 列举了金属基复合伙料的强化机制，，即引入适量的加强相可能使 DRTMCs 的强度得到大幅度提升，，其重要成分有 3 个：：：一是晶粒尺寸细化而产生的霍尔 - 佩奇 (Hall-Petch) 效应；；二是加强相存在产生的承载效应；；三是位错密度增长引起的位错强化?因而，，复合伙料屈服强度可按如下公式 [77] 推算:

分歧尺度的加强体起到分歧的强化作用，，如微米级的 TiB 晶须及 TiC 颗粒的强化机制重要蕴含诱发基体晶粒细化的细晶强化?热失配引起的位错强化以及承载强化，，而纳米级的硅化物 (如 Ti?Si?) 和稀土氧化物 (如 La?O?) 重要弥散散布于基体内部，，起到 Orowan 强化的作用?

晶粒细化会使基体屈服强度增长，，凭据凝固理论，，初晶 TiB?TiC 等的形成有利于基体合金形核，，使得基体合金晶粒变小，，引起的晶粒细化会带来更多晶界并故障位错活动，，进而提高复合伙料的强度?相较于其他制备步骤，，激光增材制作 DRTMCs 在凝固过程中的冷却速度极高 (10?~10?K/s), 且加强相的引入形成大量晶界并细化晶粒，，这是增材制作制备 DRTMCs 微观组织最显著的特点，，因而增材制作 DRTMCs 的强度提高重要归因于细晶强化?如 [图 11 (a) Ti6Al4V 合金与 TiB/Ti6Al4V 复合伙料强度对比]、、[图 11 (b) 各个强化机制对激光增材制作体积分数 5% TiB / 钛基复合伙料抗拉强度的贡献] 所示，，ΔσHI、、ΔσTiB、、Δσdis 和 Δσstru 别离代表霍尔佩奇强化?承载强化?位错强化和结构外强化，，且在激光增材制作体积分数为 5% 的 TiB / 钛基复合伙料抗拉强度的各个强化机制贡献中，，Hall-Petch 强化的贡献占比最大 [36]?

颗粒承载强化是指在外加载荷作用下，，加强相会反对来自基体的位错滑移并产生位错堆积，，加强相会比基体接受更多的应力，，进而提高复合伙料的强度，，[图 11 (c)α-Ti 与 TiB 界面处的 GPA 图] 的 GPA 图代表 α-Ti 与 TiB 界面结合处的应力变动 [36], 由该图可知，，TiB 晶须内部应力显著低于 α-Ti 晶粒，，注明加强相在变形过程中可接受更多的应力，，其直观地批注激光增材制作 DRTMCs 中加强相的承载强化作用?

位错引起的 DRTMCs 屈服强度增量通常归因于奥罗万 (Δσcro)、、热失配 (Δσthe) 和几何必要位错 (Δσgeo) 机制，，由位错引起的强化可按如下公式推算:

基体和加强相之间的热膨胀系数分歧，，在高温变形过程中，，相界面处产生应变梯度，，由于热失配引起位错密度大量增长，，位错活动时受到左近位错应力场的影响，，以及与穿过滑移面的位错订交时也受到影响，，从而产生强化作用 [83]; 在钛基复合伙猜中引加强相后，，位错的活动受到加强相的故障，，产生奥罗万 (Orowan) 强化 [84], 以 TiB 单相加强为例，，Δσ000 暗示位错穿过 TiB 晶须阵列所需的应力；；几何必要位错强化指的是维持金属基体与加强相间变形梯度陆续性而产生的位错强化?

在激光增材制作 DRTMCs 加强相位错强化作用的钻研中，，如 [图 11 (d) TiB 界面处的位错塞积] 所示，，拉伸后试样的 TiB 加强相界刻下沿塞积大量位错 [37], 注明加强相的存在能有效阻止位错活动，，提高 DRTMCs 的抗拉强度?别的，，位错强化机制匹敌拉强度的贡献占比仅次于 Hall-Petch 强化 (见图 11 (b)), 故在激光增材 DRTMCs 的抗拉强度提高方面同样起着至关重要的作用?基于对 DRTMCs 加强机理的钻研，，学界引入多元加强体协同调控组织，，以实现多种强化机制共同阐扬作用，，如 TiB+TiC 双元微米晶须和颗粒加强 [31,85]、、Ti?Si?+TiC 双元微 / 纳协同加强 [34] 等?

4、、增材制作钛基复合伙料的潜在航空航天利用

钛基复合伙料的钻研始于 20 世纪 70 年代中期，，美国的整体高机能涡轮发起机技术 (IHPTET) 以及日本?欧洲的同类型打算共同推动了钛基复合伙料的发展 [86]?钛基复合伙料拥有高比强度及比刚度?优异耐磨性及高温机能，，因而在航空航天领域有着辽阔利用远景?在国外钻研领域，，美国 Dynamet Technology 公司使用热等静压技术制备出高含量 TiC 加强钛基复合伙料零件，，这一系列复合伙料已经成功利用于半球形导弹壳体?导弹尾翼?飞机发起机等领域 [87]; 美国 GE 公司研发出一系列 0.8TiB?/Ti-47Al-2Mn-2Nb 熔铸产品，，这些产品拥有较好的断裂韧性及抗蠕变能力，，被利用于航空航天发起机及涡轮翼片；；2003 年，，荷兰 SP 航空航天公司 (Geldrop) 为荷兰皇家空军 F-16 的起落架开发了一种钛基复合伙料阻力支架，，这是金属基复合伙料在起落架部件的初次利用 [88]?

相较于国外，，国内发展了更多钛基复合伙料的制备及工程利用工作?上海交通大学研发精密铸造工艺制备 DRTMCs 舵骨架精密铸件 [3], 如 [图 12 (a) 骨架] 所示?该团队选取超塑性成形技术成功制备满足航天需要 (TiB/La?O?)/IMI834 的耐热 DRTMCs 舵叉 (见 [图 12 (b) 舵叉])[3], 其强度和比模量整体提高 10%, 结构减重 45%, 构件使用温度可拓展到 700℃, 瞬时使用温度可达 800℃, 甚至更高，，并且已发展 IMI834 耐热钛合金 DRTMCs 的 L-DED 及 L-PBF 钻研，，并获得优于一样成分锻件的高温强度，，从而进一步提升耐热 DRTMCs 的耐热温度和高温强度，，有望在 550~800℃部门取代发起机用传统高温合金，，在航空航天领域拥有辽阔的利用远景和发展潜力?该团队研制出直径为 580mm?质量为 1500kg 的航天用 700℃耐高温原位自生 DRTMCs 锭坯及厚度为 0.5mm 的薄板材 (见 [图 12 (c) 大尺寸宽幅薄板 (0.5mm)]), 是国际首家制备大尺寸 DRTMCs 锭坯?棒材和板材的单元，，其大尺寸 DRTMCs 制备与热加工技术处于国际当先水平?在研发和出产某重点型号固体火箭过程中，，发起机喷管的衔接件?支耳和法兰组件 (见 [图 12 (d) 衔接件]、、[图 12 (e) 支耳]、、[图 12 (f) 法兰组件]) 使用该团队研制的高强高模 DRTMCs, 与 Ti6Al4V 合金相比，，新资料的抗拉强度和模量提高 10% 以上，，可代替原 30CrMnSiA 钢；；结构质量减重 42%, 可显著提升兵器系统机能?上海交通大学是高强高模 DRTMCs 唯一的出产制备单元，，具备不变的量产供货能力?[图 12 (g) 舱体] 所示为新一代空天飞行器耐热 DRTMCs 舱体，，服役于 800℃复杂应力环境，，其结构减重 15%?动弹惯量降低 36.4%, 可为飞行器大机动?高速?高射程等主题技战指标的实现提供关键支持?

钛基复合伙料增材制作技术在兵器设备?高明声速飞行器?登月和登火打算等方面具备辽阔利用远景?钛基复合伙料因其轻质?高强度和优异的耐侵蚀性可利用在舰船?战车?坦克?火炮和导弹等设备领域，，增材制作可实现更复杂精密的兵器设备结构设计，，对提高兵器设备机能和减重拥有重要意思?高明声速飞行器必要在极端高和善高速前提下运行，，DRTMCs 因其耐高温?高强?低密度等个性成为梦想的资料选择?2023 年 11 月，，Relative Space 公司成功发射 85% 质量选取 3D 打印的 Terran 1 火箭 [90], 证了然 3D 打印技术大领域制作火箭零件的可行性?随着对轻质高强钛基复合伙料增材制作的深刻钻研，，有望诞生更轻量化?更强机动性的全 3D 打印火箭；；登月?登火打算对资料的要求极高，，需接受极端温差?高真空和微流星体撞击?钛因其耐高温?耐低温?抗辐射等机能，，在登月打算中被宽泛使用，，如美国 “阿波罗” 飞船的 50 个压力容器约 85% 选取钛制成 [86], 增材制作技术可能制成越发精确和轻质的结构，，可削减燃料亏损和提高航天器的有效载荷?

结合增材制作的组织调控?一体化成形?复杂结组成形优势，，增材制作 DRTMCs 在航空航天领域的利用将使强度更高?结构更复杂的构件诞天生为可能?截至目前，，DRTMCs 增材制作的航空航天构件仍未实现工业化批量出产，，鉴于 DRTMCs 的机能优势与增材制作的技术优势，，国内外对 DRTMCs 增材制作发展大量钻研 [91-94], 将为 DRTMCs 在航空航天领域的大批量工业化利用奠定基础?

5、、结论与瞻望

本文基于激光增材制作组织调控，，具体味商影响 DRTMCs 微观组织演化机制及网状结构形成机理，，针对激光增材制作超高冷却速度，，分析马氏体形成机理，，总结解除马氏体影响来提升 DRTMCs 强度的工艺制度，，综合 DRTMCs 的强化机制，，并结合工艺和资料优势，，预测激光增材制作 DRTMCs 在空天设备领域的利用潜能?固然，，选取激光增材制作技术制备 DRTMCs 时，，可通过调整激光功率?扫描速度和层厚等参数，，来节制熔池的状态和温度梯度；；通过加强相的增长量，，来实现对网状结构的精密调控，，从而进一步提高 DRTMCs 的硬度?强度和耐磨性等机械机能，，然而选取激光增材制作技术制备 DRTMCs 仍存在以下问题:

(1) 需进一步探索调控加强相空间散布的具体步骤和机理，，从加强相的有序散布动手，，结合激光增材制作的怪异优势制备构型化 DRTMCs, 有助于进一步挖掘工艺和资料潜力，，以获得更优异的机能及在空天领域更宽泛的利用?

(2) 增材制作 DRTMCs 高温机能的钻研相对欠缺，，还需进一步探索其在高温环境下的力学机能和强化机制，，并制备新型耐高温 DRTMCs, 以切合空天设备服役过程中极端环境下的利用需要?

(3) 需进一步开发增材制作复合伙料专用粉体，，目前绝大部门以粉末为原资料的金属基复合伙料增材制作使用混合粉末，，存在粉末混合不均?附着不牢和损耗设备等问题，，因而研发拥有优异机能的复合伙料粉体，，将成为增材制作 DRTMCs 领域重要的发展方向?

综上，，DRTMCs 因其更高的强度?硬度以及优异的耐磨和耐热机能，，满足了航空航天领域对高机能结构资料的刻薄使用要求?激光增材制作技术在航空航天领域的利用日益宽泛，，其复杂结构一体化?高精度成形的个性为高质量出产航天构件提供新蹊径?结合 DRTMCs 的机能优势与激光增材制作的工艺特点，，其在航空航天领域的利用远景极度辽阔，，将来，，DRTMCs 激光增材制作在航空航天领域的利用将朝着高机能?大型化?多职能一体化和智能化方向发展；；随着新资料系统和工艺参数的持续开发和索求以及增材制作技术的不休成熟和成本的降低，，其在航空航天领域的利用领域将不休扩大，，有望为航空航天设备高机能化和智能化发展提供有力支持?

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（注，，原文标题：：：激光增材制作非陆续加强钛基复合伙料组织机能调控与空天利用索求）

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