一种钛合金层强韧化双相Ti3Al‑TiAl合金及其制备方法

摘要

本发明提供一种钛合金层强韧化双相Ti3Al‑TiAl合金及其制备方法。本发明提供的钛合金层强韧化双相Ti3Al‑TiAl合金，包括交替层叠排列的双相Ti3Al‑TiAl合金层和钛合金层；所述钛合金层中设置有贯通结构，所述贯通结构中填充有双相Ti3Al‑TiAl合金，所述双相Ti3Al‑TiAl合金层和钛合金层之间以及贯通结构中的双相Ti3Al‑TiAl合金和钛合金之间通过Ti3Al界面层连接。本发明通过在双相Ti3Al‑TiAl合金层间设置韧性的钛合金层，二者交互重叠分布形成特殊层状结构，并且由于钛合金层中贯通结构的存在，实现了层与层之间的互相连接，使合金在保持高强硬度的同时，兼具良好韧性。

说明书

技术领域

本发明涉及金属材料技术领域，特别涉及一种钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金及其制备方法。

背景技术

钛铝金属间化合物金属键和共价键共存，同时具有金属和陶瓷的优良性能，可取代密度大的镍基、钴基等高温合金，制作某些航空航天结构件以及地面动力系统转动或往复运动结构件，实现推力重量比值和燃油效率的大幅度提高，是一种在航空航天、汽车等领域具有重要应用前景的新型轻质耐高温结构材料。但是Ti-Al基合金存在一些关键科学问题亟待解决：最为突出的问题在于室温本征脆性及延展性、韧性和加工成形性较差，此外当服役温度高于850℃氧化抗力急剧降低，大大限制了其应用领域。

经过近几十年的研究发现，合金化、热加工和复合化技术是较为有效改善Ti-Al基合金性能的方式。合金化技术提高Ti-Al基合金室温塑性主要基于三种机制：(1)细化晶粒；(2)调控合金组织；(3)净化合金，减小环境脆性。但合金元素对Ti-Al基合金性能的影响机制很复杂，相关基础理论研究仍需深入开展。通过精确控制热加工工艺参数可细化晶粒、优化织构及减少成分偏析等，成为解决Ti-Al基合金室温脆性的另一有效途径。但热加工技术影响因素复杂，对工艺过程控制要求高。总之，仅靠合金化和热加工技术虽然能够改善Ti-Al基合金的综合性能，但难以根本解决。此外，复合化技术亦是简单有效和广为使用的一种方法。复合化技术主要通过引入合适的第二相去改善Ti-Al基合金的综合性能。到目前为止，Al₂O₃、SiC、Ti₅Si₃、TiB₂、MAX等陶瓷粒子都已被用于改善Ti-Al基合金的性能。

尽管颗粒复合强韧化Ti-Al基合金具有明显的效果，但是强度-塑性相互“倒置”的关系依然是一个突出的问题，形成妨碍学科进步和实际应用的一个巨大障碍和技术瓶颈。如何协调和平衡强度和韧性或塑性之间的矛盾，在提高强度的同时保持甚至增加韧性，已成为国内外普遍关注的重大科学问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金及其制备方法。本发明提供的钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金同时具有良好的强度和韧性。

本发明提供了一种钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金，包括交替层叠排列的双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层；所述钛合金层中设置有贯通结构，所述贯通结构的两端开口分别位于钛合金层的上下表面，所述贯通结构中填充有双相Ti₃Al-TiAl合金，所述钛合金层相邻两侧的双相Ti₃Al-TiAl合金层通过贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金连接；所述双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层之间以及贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金层之间通过Ti₃Al界面层连接。

优选的，每层双相Ti₃Al-TiAl合金层的厚度独立地为0.3～1.5mm。

优选的，所述双相Ti₃Al-TiAl合金层中Ti与Al的原子比为(60～45):(40～55)。

优选的，每层钛合金层的厚度独立地为0.2～0.5mm。

优选的，所述钛合金层的材质为TA钛合金、TB钛合金或TC钛合金。

优选的，每层双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层之间的Ti₃Al界面层的厚度独立地为100～250μm。

优选的，每个贯通结构中双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金层之间的Ti₃Al界面层的厚度独立地为50～150μm。

本发明提供了一种上述技术方案所述钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将钛粉与铝粉混合，得到混合粉体；

(2)将所述步骤(1)中的混合粉体与带有贯通结构的钛合金薄板交替逐层堆叠，并且使混合粉体填充贯通结构，得到生坯；

(3)将所述步骤(2)得到的生坯进行烧结，得到钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金。

优选的，所述步骤(1)中钛粉与铝粉的粒度独立地为200目以上。

优选的，所述步骤(3)中烧结的温度为1000～1200℃，烧结的压力为30～40MPa，烧结的时间为2～5min。

本发明提供的钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金，包括交替层叠排列的双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层；所述钛合金层中设置有贯通结构，所述贯通结构的两端开口分别位于钛合金层的上下表面，所述贯通结构中填充有双相Ti₃Al-TiAl合金，所述钛合金层相邻两侧的双相Ti₃Al-TiAl合金层通过贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金连接；所述双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层之间以及贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金层之间通过Ti₃Al界面层连接。本发明通过在双相Ti₃Al-TiAl合金层间设置韧性的钛合金层，二者交互重叠分布形成特殊层状结构，并且由于钛合金层中贯通结构的存在，实现了层与层之间的互相连接，此外，Ti₃Al-TiAl合金与钛合金之间通过Ti₃Al界面层实现良好的界面连接，使合金在保持高强硬度的同时，兼具良好韧性。实验结果表明，本发明提供的钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金垂直叠层方向的弯曲强度为638.61～964.05MPa，断裂韧性为16.08～26.44MPa·m^1/2；平行叠层方向的弯曲强度为270.90～626.54MPa，断裂韧性为5.51～9.77MPa·m^1/2。

附图说明

图1为本发明实施例1中TC4钛合金箔加工模型及尺寸；

图2为本发明实施例1中钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金的叠层结构堆叠方式示意图；

图3为本发明实施例1中钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金经力学性能检测后的宏观照片；

图4为本发明实施例1中钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金的XRD图谱。

具体实施方式

本发明提供了一种钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金，包括交替层叠排列的双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层；所述钛合金层中设置有贯通结构，所述贯通结构的两端开口分别位于钛合金层的上下表面，所述贯通结构中填充有双相Ti₃Al-TiAl合金，所述钛合金层相邻两侧的双相Ti₃Al-TiAl合金层通过贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金连接；所述双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层之间以及贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金层之间通过Ti₃Al界面层连接。

本发明提供的钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金包括交替层叠排列的双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层。在本发明中，每层双相Ti₃Al-TiAl合金层的厚度独立地优选为0.3～1.5mm，更优选为0.5～1.2mm，最优选为0.8～1.0mm。在本发明中，所述双相Ti₃Al-TiAl合金层中Ti与Al的原子比优选为(60～45):(40～55)，更优选为(55～50):(45～50)，最优选为52:48。在本发明中，所述双相Ti₃Al-TiAl合金层中Ti₃Al相和TiAl相优选呈片层状分布。

在本发明中，每层钛合金层的厚度独立地优选为0.2～0.5mm，更优选为0.3～0.4mm。在本发明中，所述钛合金层的材质优选为TA钛合金、TB钛合金或TC钛合金。在本发明中，所述TA钛合金优选为TA1钛合金或TA2钛合金；所述TB钛合金优选为TB7钛合金或TB8钛合金；所述TC钛合金优选为TC4钛合金或TC16钛合金。在本发明中，所述钛合金层为韧性相，与双相Ti₃Al-TiAl合金层交互重叠分布，形成层状结构，提高合金韧性。

本发明对所述钛合金层的层数没有特殊的限定，根据产品的尺寸需要进行调整即可。在本发明的实施例中，所述钛合金层优选为3～9层，更优选为5～7层。

在本发明中，所述钛合金层中设置有贯通结构，所述贯通结构的两端开口分别位于钛合金层的上下表面，所述贯通结构中填充有双相Ti₃Al-TiAl合金，所述钛合金层相邻两侧的双相Ti₃Al-TiAl合金层通过贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金连接。本发明对所述贯通结构的尺寸和分布方式没有特殊的限定，能够保证钛合金层相邻两侧的双相Ti₃Al-TiAl合金层连接即可。在本发明中，所述贯通结构优选为上下贯通的缝隙或通孔。

在本发明中，所述缝隙的宽度优选为0.2～0.3mm，更优选为0.25mm。在本发明中，所述缝隙优选为平行设置的直缝，更优选以钛合金层的上表面的中心轴为对称轴，对称轴两侧的缝隙交错设置。在本发明中，以所述对称轴为分界线，同侧的相邻缝隙间的间隔优选为1～1.5mm，更优选为1.26mm；两侧的相邻缝隙间的间隔优选为0.6～0.7mm，更优选为0.63mm。

在本发明中，所述通孔优选为圆孔或方孔。在本发明中，所述圆孔的直径和方孔的边长优选独立地为0.3～0.5mm，更优选为0.35～0.45mm。在本发明中，所述通孔优选呈平行点阵排列。在本发明中，所述通孔的间距优选为0.8～1.2mm，更优选为0.9～1.1mm。在本发明中，所述规则排列的贯通结构能够进一步保证层与层之间的连接力均匀。

在本发明中，所述贯通结构中填充的双相Ti₃Al-TiAl合金的成分优选与双相Ti₃Al-TiAl合金层相同。在本发明中，所述贯通结构实现了双相Ti₃Al-TiAl合金层与层之间的互相连接，提高平行层叠方向的性能，使合金在保持高强硬度的同时，兼具良好韧性。

在本发明中，所述双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层之间以及贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金层之间通过Ti₃Al界面层连接。在本发明中，每层双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层之间的Ti₃Al界面层的厚度独立地优选为100～250μm，更优选为150～200μm，最优选为180μm。在本发明中，每个贯通结构中双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金层之间的Ti₃Al界面层的厚度独立地优选为50～150μm，更优选为80～120μm，最优选为100μm。在本发明中，所述双相Ti₃Al-TiAl合金层和钛合金层之间以及贯通结构中的双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金之间通过Ti₃Al界面层连接，Ti₃Al界面层使双相Ti₃Al-TiAl合金和钛合金之间结合良好，充分发挥钛合金层的韧性，达到韧性与强度的更好配合。

本发明还提供了上述技术方案所述钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将钛粉与铝粉混合，得到混合粉体；

(2)将所述步骤(1)中的混合粉体与带有贯通结构的钛合金薄板交替逐层堆叠，并且使混合粉体填充贯通结构，得到生坯；

(3)将所述步骤(2)得到的生坯进行烧结，得到钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金。

本发明将钛粉与铝粉混合，得到混合粉体。本发明对所述钛粉与铝粉的来源没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的市售产品即可。在本发明中，所述钛粉与铝粉的粒度优选独立地为200目以上，更优选为400～1000目，最优选为600～800目。

本发明对所述混合的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的制备混合粉体的技术方案即可。在本发明中，所述混合优选为球磨，更优选为干法球磨。在本发明中，所述球磨的球料比优选为3～5:1，更优选为4:1；所述球磨的转速优选为300～500r/min，更优选为350～450r/min；所述球磨的时间优选为30～60min，更优选为40～50min。在本发明中，所述球磨使钛粉与铝粉混合均匀，最终得到成分均匀的双相Ti₃Al-TiAl合金，进一步提高合金的强度和韧性。

得到混合粉体后，本发明将所述混合粉体与带有贯通结构的钛合金薄板交替逐层堆叠，并且使混合粉体填充贯通结构，得到生坯。本发明对所述带有贯通结构的钛合金薄板的来源没有特殊的限定，采用市售产品或按照本领域技术人员熟知的制备方法制备得到即可。在本发明中，所述带有贯通结构的钛合金薄板优选为钛合金薄板经线切割加工得到。本发明对所述线切割的操作没有特殊的限定，能够加工得到所需贯通结构即可。

线切割完成后，本发明优选将所述线切割的产物进行洗涤和干燥，得到带有贯通结构的钛合金薄板。在本发明中，所述洗涤优选依次包括酸洗、水洗和丙酮洗。在本发明中，所述酸洗、水洗和丙酮洗的次数优选独立的为1～2次。在本发明的实施例中，所述酸洗的洗液优选为10wt％的HF溶液。在本发明中，所述洗涤能够去除线切割表面的氧化膜，得到良好的界面。

本发明对所述干燥的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的金属干燥的技术方案即可。在本发明中，所述干燥优选为真空干燥；所述干燥的真空度优选为0.1Pa以下；所述干燥的温度优选为25～40℃，更优选为30～35℃；所述干燥的时间优选为30～60min，更优选为40～50min。

本发明对所述钛合金薄板的形状和尺寸没有特殊的限定，根据产品需要进行调整即可。在本发明的实施例中，所述钛合金薄板优选为圆形；所述钛合金薄板的直径优选为30～40cm。

本发明对所述混合粉体与带有贯通结构的钛合金薄板堆叠的操作没有特殊的限定，能够形成交替层叠排列的结构即可。在本发明中，所述堆叠优选在模具中进行；所述模具的材质优选为石墨。

得到生坯后，本发明将所述生坯进行烧结，得到钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金。在本发明中，所述烧结的温度优选为1000～1200℃，更优选为1050～1150℃，最优选为1100℃；所述烧结的压力优选为30～40MPa，更优选为35Pa；所述烧结的时间优选为2～5min，更优选为3～4min。在本发明中，所述烧结过程中双相Ti₃Al-TiAl合金与钛合金的接触面上发生扩散反应，形成Ti₃Al界面层。

在本发明中，所述烧结优选为热压烧结或放电等离子烧结，更优选为放电等离子烧结。在本发明中，所述放电等离子烧结通过脉冲电流作用，在粉体表面形成趋肤电流，在颗粒间放电可产生等离子促进粉体与钛合金之间的有机结合，实现快速烧结致密化，既保留了钛合金韧化层，还能抑制脆性相的大量形成和界面反应层的厚度，大大优化叠层结构，并且提高界面的结合效果。

在本发明中，升温至所述烧结的温度的过程优选依次包括第一加热和第二加热。在本发明中，所述第一加热的加热速率优选为45～55℃/min，更优选为50℃/min；所述第一加热的终点温度优选为850～950℃，更优选为900℃。在本发明中，所述第二加热的加热速率优选为180～220℃/min，更优选为200℃/min；所述第二加热的终点温度优选为烧结的温度。在本发明中，所述升温方式能够实现粉末层和钛合金层间的快速结合，抑制晶粒长大和界面层厚度。

本发明对所述加压的速率没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的逐渐加压的方式即可。在本发明中，优选在加热至烧结的温度时使压力达到烧结的压力。

烧结完成后，本发明优选将所述烧结的产物进行冷却，得到钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金。本发明对所述冷却的方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的随炉冷却的方案即可。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1:

(1)如图1所示，将Φ30mm、厚度为0.3mm的TC4钛合金(Ti-6Al-4V)薄板以中心轴线为对称轴，进行线切割加工，形成宽度为0.25mm的贯通结构，贯通结构之间间隔为1.26mm，对称轴两边贯通结构间隔为0.63mm，然后用10wt％HF溶液酸洗去除表面氧化膜，再用蒸馏水清洗，随后用丙酮冲洗，在真空度0.05Pa，温度30℃下进行真空干燥处理30min；

(2)按照52Ti-48Al(at％)称量粉体，用球磨机干法混合4h，球料比4:1，转速500r/min，球磨30min，混合完毕后过200目筛备用；

(3)如图2所示，将处理好的钛合金薄板与52Ti-48Al(at％)混合粉逐层堆叠在石墨模具内，设计了9层钛合金箔，采用放电等离子烧结系统进行样品制备，烧结工艺为：以50℃/min的升温速率从室温升至900℃，随后200℃/min的升温速率升温至1100℃，最后在1100℃保温3min，成形压力为35MPa。随炉自然冷却即得钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金，样品总厚度控制在6mm。

本实施例制备的钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金经力学性能检测后的宏观照片如图3所示。由图3可见，力学性能检测后，样品未发生断裂，表明钛合金箔发挥了较好的增强增韧作用；仅有垂直叠层受力后的样品出现了裂纹，为断裂韧性试样，说明裂纹沿着层结合面处开裂。

本实施例制备的钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金的XRD图谱如图4所示。由图4可见，合金主要由Ti₃Al、TiAl相组成，Ti₃Al相含量相对较高。

为本实施例制备的钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金的力学性能如表1所示。采用三点弯曲法测量钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金垂直叠层结构方向的弯曲强度为964.05MPa，平行叠层结构方向的弯曲强度为626.54MPa；采用三点弯曲单边切口梁法(SENB)测量其垂直叠层结构方向的断裂韧性为26.44MPa·m^1/2，平行叠层结构方向的断裂韧性为8.56MPa·m^1/2。

实施例2:

(1)将Φ30mm、厚度为0.3mm的TC4钛合金(Ti-6Al-4V)薄板以中心轴线为对称轴，进行线切割加工，形成宽度为0.25mm的贯通结构，贯通结构之间间隔为1.26mm，对称轴两边贯通结构间隔为0.63mm，然后用10wt％HF溶液酸洗去除表面氧化膜，再用蒸馏水清洗，随后用丙酮冲洗，在真空度0.05Pa，温度40℃下进行真空干燥处理30min；

(2)按照52Ti-48Al(at％)称量粉体，用球磨机干法混合4h，球料比4:1，转速500r/min，球磨30min，混合完毕后过200目筛备用；

(3)将处理好的钛合金薄板与52Ti-48Al(at％)混合粉逐层堆叠在石墨模具内，设计了7层钛合金箔，采用放电等离子烧结系统进行样品制备，烧结工艺为：以50℃/min的升温速率从室温升至900℃，随后200℃/min的升温速率升温至1100℃，最后在1100℃保温3min，成形压力为35MPa。随炉自然冷却即得钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金，样品总厚度控制在6mm。

本实施例制备的钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金的力学性能如表1所示。采用三点弯曲法测量钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金垂直叠层结构方向的弯曲强度为672.87MPa，平行叠层结构方向的弯曲强度为441.71MPa；采用三点弯曲单边切口梁法(SENB)测量其垂直叠层结构方向的断裂韧性为21.66MPa·m^1/2，平行叠层结构方向的断裂韧性为8.10MPa·m^1/2。

实施例3:

(1)将Φ30mm、厚度为0.3mm的TC4钛合金(Ti-6Al-4V)薄板以中心轴线为对称轴，进行线切割加工，形成宽度为0.25mm的贯通结构，贯通结构之间间隔为1.26mm，对称轴两边贯通结构间隔为0.63mm，然后用10wt％HF溶液酸洗去除表面氧化膜，再用蒸馏水清洗，随后用丙酮冲洗，在真空度0.08Pa，温度30℃下进行真空干燥处理30min；

(2)按照52Ti-48Al(at％)称量粉体，用球磨机干法混合4h，球料比4:1，转速500r/min，球磨30min，混合完毕后过200目筛备用；

(3)将处理好的钛合金薄板与52Ti-48Al(at％)混合粉逐层堆叠在石墨模具内，设计了5层钛合金箔，采用放电等离子烧结系统进行样品制备，烧结工艺为：以50℃/min的升温速率从室温升至900℃，随后200℃/min的升温速率升温至1100℃，最后在1100℃保温3min，成形压力为35MPa。随炉自然冷却即得钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金，样品总厚度控制在6mm。

本发明制备的5层钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金的力学性能如表1所示。采用三点弯曲法测量实施例3制备的5层钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金垂直叠层结构方向的弯曲强度为727.67MPa，平行叠层结构方向的弯曲强度为437.38MPa；采用三点弯曲单边切口梁法(SENB)测量其垂直叠层结构方向的断裂韧性为21.93MPa·m^1/2，平行叠层结构方向的断裂韧性为9.77MPa·m^1/2。

实施例4：

(1)将Φ30mm、厚度为0.3mm的TC4钛合金(Ti-6Al-4V)薄板以中心轴线为对称轴，进行线切割加工，形成宽度为0.25mm的贯通结构，贯通结构之间间隔为1.26mm，对称轴两边贯通结构间隔为0.63mm，然后用10wt％HF溶液酸洗去除表面氧化膜，再用蒸馏水清洗，随后用丙酮冲洗，在真空度0.08Pa，温度30℃下进行真空干燥处理30min；

(2)按照52Ti-48Al(at％)称量粉体，用球磨机干法混合4h，球料比4:1，转速500r/min，球磨30min，混合完毕后过200目筛备用；

(3)将处理好的钛合金薄板与52Ti-48Al(at％)混合粉逐层堆叠在石墨模具内，设计了3层钛合金箔，采用放电等离子烧结系统进行样品制备，烧结工艺为：以50℃/min的升温速率从室温升至900℃，随后200℃/min的升温速率升温至1100℃，最后在1100℃保温3min，成形压力为35MPa。随炉自然冷却即得周期性钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金，样品总厚度控制在6mm。

本实施例制备的钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金的力学性能如表1所示。采用三点弯曲法测量钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金垂直叠层结构方向的弯曲强度为638.61MPa，平行叠层结构方向的弯曲强度为270.90MPa；采用三点弯曲单边切口梁法(SENB)测量其垂直叠层结构方向的断裂韧性为16.08MPa·m^1/2，平行叠层结构方向的断裂韧性为5.51MPa·m^1/2。

表1实施例1～4中钛合金层强韧化双相Ti₃Al/TiAl合金的力学性能

由以上实施例可以看出，本发明提供的钛合金层强韧化双相Ti₃Al-TiAl合金同时具有良好的强度和韧性，垂直叠层方向的弯曲强度为638.61～964.05MPa，断裂韧性为16.08～26.44MPa·m^1/2；平行叠层方向的弯曲强度为270.90～626.54MPa，断裂韧性为5.51～9.77MPa·m^1/2。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，并非对本发明作任何形式上的限制。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。