被誉为“现代金属”、、、“太空金属”的钛及钛合金拥有密度小、、、比强度高、、、耐侵蚀及优异的高温力学机能的特点，，在航空航天、、、化工、、、海洋工程、、、生物医药等领域得到了越来越宽泛的利用。钛合金也在几十年的发展过程中获得很多突破。：辖鸹ㄊ诡押辖鸹苡邢灾嵘，服役温度由 350 ℃提高至 600 ℃，，但在从前 30 多年间始终未能突破 600 ℃瓶颈。随着航空航天技术的急剧发展，，超高速飞行器必要在超高温、、、高应力、、、强磨损等更为极端前提下工作，，这对钛基资料的强度、、、刚度、、、耐热性等机能提出了更刻薄要求[1]。引入多元多尺寸的晶须或 / 及颗粒陶瓷加强相并调控其有序空间排布的复合化法是实现钛合金高机能化的有效蹊径之一[2–3]。由此制备得到的资料被称为钛基复合伙料 （Titanium matrix composites，，TMCs），，其中以IMI834、、、Ti1100、、、BT36、、、Ti60、、、Ti600、、、Ti65 等近 α 型高温钛合金为基体的这类 TMCs 也被称为耐热钛基复合伙料 （Heat-resistant TMCs，，HRTMCs）。TiB、、、TiC、、、Ti5Si3 以及稀土氧化物 （如La₂O₃ 等）是 TMCs 中最常用的陶瓷加强相，，通常是通过制备过程中钛基体与 B、、、TiB2、、、C、、、B4C、、、Si 和 LaB6 等反映物间原位自生反映天生的[4–5]。通过矫捷成分设计、、、精彩散布、、、结构优化和多样形变加工调控等方式，，TMCs 能够实现韧性的钛合金和高刚度及高强度的加强体间的协同耦合作用，，从而阐发出更高的比强度、、、比刚度及更优异的耐热性和耐磨性。HRTMCs 的使用温度较传统钛合金提高了 50 ~ 200℃，，有望在 550 ~ 800 ℃使用环境下部门取代传统高温合金，，从而实现大幅减重。HRTMCs 在航空航天等领域拥有辽阔利用远景和发展潜力，，因而得到宽泛关注[6–7]。

随着温度升高到 600 ℃以上，，晶界强度的显著弱化已然成为进一步提高 TMCs 耐热机能的故障之一。单元单尺度加强体只管能够提高晶界强度，，但会引起较大的室温脆性。而选取多元多尺度加强体实现微纳协同强化，，则可在高效强化晶界的同时缓解塑性降落。随着对生物结构资猜中精密复合构型更为深刻的意识，，使得“非均匀”复合构型对金属基复合伙料强韧化作用倍受器重。复合构型更有利于阐扬复合设计的自由度和分歧组元间的协同耦合效应，，从而进一步挖掘TMCs 耐热机能的潜力。此外，，引入陶瓷加强相会降低 TMCs 的热加工机能，，因而选取传统的热变形技术加工TMCs，，成材率及产品不变性都不梦想，，无法实现大型复杂构件的制备及批量化出产。等温铸造、、、精密铸造和增材制作等近净成形技术成形的构件无需加工或仅需少量加工，，不仅能够提高原资料利用率，，还可解决复杂构件成形难题，，使其因拥有辽阔利用远景而备受关注。

微纳协同强化、、、复合构型设计等新兴资料设计理论为进一步提升HRTMCs 的综合机能提供新钻研思路。而近净成形加工技术的愈发成熟为有效解决 HRTMCs 构件成形难问题提供了新的技术蹊径。本文针对HRTMCs 的研制，，从复合构型设计和制备、、、近净成形加工技术及高温力学机能等方面进行相应的钻研进展及利用实例综述，，并提出该资料存在的问题、、、关键突破点以及将来发展方向。

1、、、 HRTMCs 的微纳协同强化与复合构型设计

1.1 微纳协同强化

分歧尺度加强体有分歧的强化机制，，其中微米级 TiC 颗粒及 TiB 晶须的强化机制重要蕴含承载强化、、、热失配引起的位错强化以及诱发基体晶粒细化带来的细晶强化，，而硅化物（如 Ti5Si3）和稀土氧化物 （如 La₂O₃、、、Nd₂O₃、、、Y₂O₃ 等纳米级颗粒）重要弥散散布于晶内，，重要起 Orowan 强化作用。充分利用分歧尺寸加强体的耦合强化效应，，能够显著改善 TMCs的综合机能；诖耍，吕维洁等[5]提出了微纳协同强化设计思想，，选取多元加强体通过优化其组合及配比、、、调控加强体尺度及散布，，从而充分阐扬多元加强体的优势，，达到微 / 纳协同强化的成效。目前已开发出了（TiB + TiC）、、、（TiB + La₂O₃）等二元系统以及 （TiB + TiC +  La₂O₃）、、、（TiB + TiC +Nd₂O₃）、、、（TiB + TiC + Y₂O₃）等三元系统的一系列微纳协同强化的 TMCs。这些多元多尺度的微纳加强体能够显著提高 TMCs 的拉伸强度、、、高温瞬时强度、、、悠久强度及抗蠕变机能。

1.2 复合构型设计

复合构型有利于深刻挖掘复合伙料的机能潜力，，提高其强韧性。通过设计调控加强体的非均匀散布，，制备特殊构型的复合伙料成为近年来钻研热点之一。目前，，TMCs 中主流的复合构型有层状构型和网络构型两种。借助粉末冶金法的高度可设计性，，众多学者开发出多样复合构型TMCs。段宏强[8] 通过离子渗碳结合热压衔接的步骤制备出分歧体积分数的加强体层状结构 Ti – （TiB+TiC）/Ti复 合 材 料 及 Ti –（TiB+La₂O₃）/Ti 复合伙料，，证了然这种层状构型复合伙料可能在维持均匀加强复合伙料强度的同时使延长率提高了 1 倍。王帅[9] 选取交替叠层铺粉及反映热压烧 结 法 制 备 层 状 结 构 TiB/Ti–TiB/TA15 复合伙料。层状结构的引入有效提高了复合伙料的室温塑性及韧性。Wu 等[10] 选取限域填粉法制备了类纤维结构 TMCs，，其在维持优良延长率的同时，，强度得到大幅提升。

Huang 等[6，，11] 利用反映热压烧结法，，选取大尺寸球形钛粉和小尺寸的TiB2 粉制备了三维准陆续网状散布的 TMCs，，其组织描摹如图 1（a）所示。这种网状结构 TMCs 拥有优异的力学机能，，相较于基体合金不仅强度得到显著改善，，同时塑性的降低幅度也更小。目前该团队还制备一系列三维准陆续网络散布加强 TMCs，，并获得优良的强度及抗蠕变机能。除了粉末冶金法外，，熔铸法及增材制作法也能得到拥有网状结构的TMCs。这与凝固过程中的物理冶金行为亲昵有关，，绝大部门 TMCs 中 B含量处于亚共晶区，，优先形核的初生β 晶粒为贫 TiB 晶须区，，而后续在初生 β 晶界处形核的共晶 TiB 和 β – Ti为富 TiB 晶须区，，从而形成三维网状结构，，如图 1（b）[12] 和（c）[13] 所示。

这种网状结构受到冷却速度、、、加强体含量等成分影响，，当冷却速度较快时，，如增材制作过程中，，初生 β 晶粒藐小，，此时网状尺寸较小；当冷却速度较慢时，，如熔铸制备过程中，，初生β 晶粒粗壮，，网状尺寸较大。当共晶TiB 晶须含量较少不能齐全包覆初生 β 晶粒时，，形成的网状结构不陆续；当共晶 TiB 晶须含量过高时，，由于冷却时各相形核挨次扭转从而不会形成网状结构。此外，，也有学者充分利用粉末冶金法的矫捷性制备了同时具备层状与网状结构的 TMCs。Liu等[14] 选取反映热压法和叠层热压法设计并制备了含纯钛层及网状结构的 TiB/Ti 复合伙料层的 TMCs，，其在宏观尺度上出现层状结构，，在微观上层内的 TiB 晶须则出现三维网状结构散布，，这种复合构型不仅能够显著提高 TMCs 的强度，，并且延长率高于纯钛基体。

2 、、、HRTMCs 的制备及形变加工

2.1 制备技术与步骤

TMCs 的原位自生制备技术可分为熔铸法 （蕴含真空自耗电弧熔炼（VAR）、、、感应凝壳熔炼 （ISM））、、、粉末冶金法 （蕴含反映热压法（RHP）、、、放电等离子烧结法 （SPS）、、、机械合金化 （MA）和自舒展高温合成法（SHS）等）以及新兴的增材制作 （蕴含选区激光溶解 （SLM）、、、激光直接沉积 （DLD）、、、电子束溶解沉积（EBM）及电弧熔丝沉积 （WAAM）等）[15]。

TMCs 的制备路线如图 2 所示。

熔铸法利用传统的钛合金熔炼设备直接将海绵钛、、、中央合金以及反映剂一路混料后熔炼，，在熔炼过程中通过原位自生反映天生多元加强体。熔铸法拥有单一、、、经济、、、矫捷的特点，， 能够实现 TMCs 批量化出产和大尺寸构件制备，，拥有辽阔的利用远景。精密铸造是一种高效的液态近净成形步骤，，已被宽泛用于航空航天复杂钛合金构件的制备。选取精密铸造 工艺能够预防 TMCs 形变加工难等问题，，可能实现复杂构件的一次成形，，因而是 HRTMCs 富有远景的加工方式之一。但是目前关于 TMCs精密铸造的钻研报道仍较少。王冀恒 [16] 对 （TiB+TiC）/Ti6Al4V 精密铸造发展一系列基础性钻研，，发现增长 B4C 除了能够天生 TiB 晶须和TiC 颗粒外，，还能够影响 TMCs 的凝固结晶蹊径，，使复材的流动终场机制 与宽结晶温度领域的合金类似，，克制了合金中粗壮魏氏组织的形成，，细化了基体 α 片层。刘统军[17] 也发展了（TiB + La₂O₃）/IMI834 的精密铸造，，发现 B 元素和稀土元素 La 的引入能够使复合伙料维持熔液状态的功夫更长，，从而拥有更好的流动性，，如图 3 所示。精密铸造技术可大幅度降低 TMCs 复杂构件的出产成本，，对推动 TMCs 在价值更为敏感的民用领域上的应器拥有重大意思。

粉末冶金法可实现复合伙猜中加强相含量和散布的精确节制，，易于一次性近净成形，，且原料浪费少，，是目前构型复合伙猜中最常用的制备伎俩。金属增材制作技术是近 10 多年来飞速发展的一种近净成形精密加工技术，，拥有可能实现多种类、、、小批量、、、净成形、、、设计矫捷和急剧响应等利益，，增材制作技术为TMCs 的开发与构件研制带来了新机缘。目前增材制作已成功利用于多 种 TMCs 的 制 备，，如 TiB/CP–Ti、、、TiB/Ti6Al4V、、、TiC/Ti、、、TiC/Ti6Al4V、、、（TiB+TiC）/Ti6Al4V、、、（TiB+La₂O₃）/Ti6Al4V 等，，实现力学机能的显著提 升。但是这些 TMCs 的基体大无数为纯钛或 Ti6Al4V 合金，，鲜有增材制作 HRTMCs 有关的钻研报道。目前TMCs 的增材制作尚处在尝试室阶段，，未工业化出产，，仍有很多问题需 要解决。例如资料机能不不变、、、韧塑性较差、、、构件质量靠得住性低等，，重要是由于加强体的参与会引起激光吸收率、、、熔体黏度等物性的扭转，，从而导致打印件中孔隙、、、浮泛等缺点的形成。往往加强体含量越高，，打印件中孔隙越大。

此外，，粉末冶金和增材制作中常用的原资料粉体又能够分成混合粉体和复合粉体；旌戏厶迨峭ü孱押辖鸱勰┯敕从臣练勰┌磁浔冉械湍芑蚋吣芮蚰サ确绞交祷旌现频玫摹＞呕幕旆酃ひ漳芄桓饩龇从臣练勰┖徒鹗舴勰┚然旌系奈侍狻；祷旌戏ㄖ票赋杀镜、、、效能高，，但容易使粉末的整体球形度和流动性降低，，且不能保障陶瓷颗粒的均匀散布。此外，，目前高温钛合金粉末并未实现批量化出产，，仅个别单元可出产相应粉末；旌戏厶迨欠勰┮苯鸱ㄖ票腹ひ罩凶畛Ｓ玫脑柿希，然而在增材制作工艺中，，由于急剧冷却的个性，，熔池维持在较高温下的功夫很短，，高熔点的反映剂 （如 TiB₂ 的熔点为 3000 ℃以上；B4C 的熔点为 2350 ℃左右）使得原位自生反映无法充分进行。复合粉体是 借鉴预合金化粉末的制备思路，，通过预先将海绵钛、、、中央合金及反映剂溶解成复材铸锭，，而后利用旋转电极法或气雾化法制备相应粉体。经过至少两次循环溶解以及急剧凝固能够将加强体直接内嵌于粉末内部。复合粉体的球形度好，，卫星粉较少、、、无空心粉、、、流动性佳。Li 等[18] 选取气雾化法将TiB/IMI834 铸锭制成相应的复合粉末，，由于制备过程中复合伙料先雾化成液滴，，随后急剧冷却，，等轴 β 晶先析出，，使得液相中 B 含量逐步过饱和至共晶点，，随后产生共晶反映析出TiB 纳米晶须团簇，，TiB 团簇在初生β 晶界上呈网状散布，，网状结构尺寸为 2~5 μm，，如图 4 所示。该步骤制备的复合粉末能够用于制备拥有三维网状结构的 HRTMCs。Fang 等[19]以复合粉体为原资料，，选取激光直接沉积制备了体积分数 2.5% TiB/Ti 复合伙料。复合伙猜中纳米 / 亚微米的 TiB 晶须亦呈网状散布，，等轴状网络和少量的柱状树枝形网络别离位于熔池中部和底部，，实现了凝固过程中初生 β 晶粒从柱状晶向等轴晶的转变。资料的综合力学机能全面优于传统工艺的同类 TMCs，，且阐发出各向同性的拉伸机能。这种复合粉末的优势是能够将加强体内嵌于粉末中，，通过屡次熔炼得到的 TMCs 棒材内部加强体散布均匀，，既可保障粉末内部的加强体均匀散布，，又预防了机械混合的不均匀性和杂质传染。

然而，，这种技术路线所制备的复合粉末拥有极强的专用性，，工艺周期较长，，尚未形成工业化规模，，成本相对较高。因而有必要开发新的复合粉末制备路线，，例如将感应熔炼与气雾 化制粉相结合以此来降低出产成本、、、缩短工艺周期。

2.2 超塑性成形技术

超塑性成形是一种高效能近净成形工艺，，其有效利用了金属资料超塑状态下高塑性、、、低流变应力、、、无显著加工硬化的特点，，拥有成形精度高、、、模具寿命高、、、资料填充性好和材 料利用率高档优势。目前，，已开发出各类以超塑性成形为基础的加工步骤，，如超塑气胀成形、、、超塑等温铸造、、、超塑挤压加工和超塑成形 / 扩散衔接等。由于钛合金难成形和加工易回弹等问题，，其重要的成形步骤为超塑成形技术，，目前宽泛利用于钛合金复杂构件的出产，，实现了飞机、、、火箭、、、卫星和发起机等重要零部件的大批量制作。与钛合金相比，，TMCs 在拥有高强高模个性的同时，，由于引入了硬质加强相使其存在变形抗力大，，加工性差的问题，，结合超塑成形技术可有效降低变形抗力，，解决其成形性差的问题，，对 TMCs 精密成形拥有重大意思。国内外钻研均已证实 TMCs 拥有超塑性，，在相宜变形温度及应变速度下，，大无数 TMCs 的延长率可超过 200%，，如图 5 所示[20]（各成分均为体积分数）。目前关于 TMCs 的超塑性钻研重要集中在以 Ti6Al4V合金为基体的资料，，而对以高温钛合金为基体的资料的有关钻研仍较少。Wang 等[21] 钻研了分歧加强体含量的（TiB + TiC）/ Ti1100 复合伙料的超塑性变形行为和变形机理，，发现5% （TiB + TiC）/ Ti1100 复合伙料在800 ℃/10^–2 s^–1 前提下拥有最大延长率 659%，，阐发出较好的高应变速度超塑性。Li 等[22] 钻研了基体组织对TiC/7715D 和 （TiB + TiC）/7715D 复合伙料的超塑性变形行为的影响，，发现基体为等轴组织时，，复材超塑性更为优异，，在 1050 ℃/10^–3 s^–1 前提下，，最大延长率达到 802%。Qiu 等[20] 则对TiB、、、TiC 单元加强，，（TiB + TiC）双元单尺度加强和双元 （TiB + La₂O₃）双元微纳加强 IMI834 基复合伙料的超塑性成形工艺进行索求，，发现 2.5%TiB/IMI834 复合伙料的超塑性最为优异，，在 950 ℃/10^–3 s^–1 前提下获得最大延长率为 682%。

3、、、 HRTMCs 的高温力学机能

3.1 高温拉伸机能

目前已有众多文件对 TMCs 的力学机能进行了总结综合[15，，23–25]。但鲜有文件对 HRTMCs 的高温力学机能进行总结，，图 6 给出了部门高温钛合金及 HRTMCs 的高温拉伸机能以作补充 （其中各成分均为体积分数）。TMCs 的高温机能与资料微观组织如加强体的类型、、、含量及散布以及基体晶粒尺寸、、、组织描摹、、、基体织构等亲昵有关。相较于高温钛合 金，，HRTMCs 的高温强度显著提高，，且往往随着加强体含量的增多而增大。Chen 等[26] 研 究 了 不 同 TiB 含量对 TiB / Ti6242S 复合伙料高温机能的影响，，发现增长了 TiB 的复合伙料比基体 455 ℃的高温强度提高了16% ~ 24%，，且随着 TiB 含量的增长，，复合伙料的高温强度也随之提高；出格是 565 ℃时高温强度达到了 667MPa。马凤仓[27] 评估了分歧 TiC 含量对 TiC / Ti1100 复合伙料高温机能的影响，，发现随着 TiC 含量的提高，，复合伙料的高温机能有显著的提升，，体积分数 10% TiC/ Ti1100 复合伙料在 650 ℃时的高温强度达到了 889MPa。分歧尺度及描摹的加强体有着分歧强化机制。相较于颗粒状加强体，，TiB 晶须这类短纤维状加强体拥有更显著的承载强化作用。通常晶须的长径比越大、、、偏轴角越小，，其强化成效越好[28]。而稀土氧化物 （如La₂O₃、、、Nd₂O₃、、、Y₂O₃ 等） 纳米级颗粒通常起弥散强化作用。利用分歧尺寸加强体的耦合强化效应，，能够充分阐扬多元加强体的优势，，达到微纳协同强化的成效。杨志峰[29] 制备了TiB 和 TiC 双 元 增 强 Ti6242S 复 合伙料，，其 600 ℃时的高温强度比商用IMI834 钛合金提高了 22.8%，，且 650 ℃时的高温强度也达到了 639 MPa。

Xiao 等[30] 制备了一系列 TiB、、、TiC 和La₂O₃ 多元强化加强 IMI834 复合伙料，，并系统钻研了其高温力学机能、、、高温蠕变机能和热不变，，证了然这类HRTMCs 拥有优异的耐热机能，，其中（TiB + La₂O₃）/IMI834 复合伙料在 600℃时的高温强度较商用 IMI834 合金提高了 28%，，并且在 700 ℃时仍拥有755 MPa 的优异强度。此外，，设计调控加强体的非均匀散布，，制备特殊构型亦能够显著提高 HRTMCs 的高温机能。Wang 等[31] 通过热压烧结法制备了网状结构 TiB/Ti60 复合伙料，，通过强化晶界使复合伙料拥有优异的高温 机能，，其中烧结态的 5.1% TiB/Ti60 复合伙料在 600 ℃和 700 ℃时的高温强度别离为 904 MPa 和 635 MPa。

作为 TMCs 的重要组成，，基体起着承载、、、传递应力及固结陶瓷加强体等作用，，主导着复合伙料的机能。因而基体的微观组织 （如基体晶粒尺寸、、、组织描摹、、、基体织构等）对 TMCs机能有着显著影响，，而这些基体组织特点往往与资料的加工工艺亲昵有关。形变加工能够有效细化基体微观组织，，不仅提高了 TMCs 的强度，，也改善了其延长率。但是随着温度升高，，晶内强度和晶界强度城市降低，，且晶界强度往往降落更快。Xiao等[30] 评估了分歧应变速度下多元增 强 TMCs 中 IMI834 基 体 的 等 强温度，，发现当应变速度为 10^–3 s–¹ 时，，IMI834 基体合金的等强温度为 600℃。因而当温度≤600 ℃时，，基体的细晶强化作用才可能阐扬积极正面作用；当温度更高时，，晶界强度低于晶内强度，，细晶基体反而对复合伙料强度起负面作用。因而，，通过细化基体晶粒来提高 HRTMCs 在 600 ℃以上高温强度的做法往往会壮志未酬。分歧钛合金显微组织的力学机能各有曲直，，其中片层组织在蠕变机能、、、悠久机能及断裂韧性等方面优于等轴组织及双态组织。因而，，目前高机能的 HRTMCs 基体多以片层组织为主。Guo 等[32] 钻研了热轧制工艺对 （TiB + La2O3）/IMI834 复合伙料高温机能的影响，，经过 95% 热轧制变形和 β 相区固溶加上 650 ℃时效处置后，，其 650 ℃时的高温强度达到 766 MPa。Li 等[33] 通过系统钻研分歧热处置工艺对 （TiB + La₂O₃）/IMI834 复合伙料高温机能的影响，，发现经过 β 热处置后的复合伙料拥有较优的机能，，其在 650 ℃时的高温强度为 722 MPa。此外，，TMCs 基 体 α–Ti 相为密排六方结构，，拥有本征各向异性，，在形变加工后易形成强织构。因而基体织构对 TMCs 力学机能的影响也不容忽视。Le 等[34–35]钻研了基体织构及 TiB 晶须排布对（TiB + La₂O₃）/IMI834 复材轧板力学机能的耦合作用，，证实了基体织构会使得在平行于基极 （基体无数晶粒的 [0001] 轴向）方向上的强度显著高于垂直于基极方向上的强度，，而晶须在其轴向上承载强化成效最为显著。因而提出了通过热变形及热处置工艺来调控基体织构和晶须排布，，从而实现复材机能的设计思路，，例如使晶须垂直于基体织构基极排布，，有效利用二者间拮抗作用减弱复材强度各向异性，，预防择优取向引起消极作用；抑或者使晶须平行于基体织构基极，，利用二者的协同作用通过织构强化使得在该方向上复材强度更为凸起。更为重要的是这种基体织构和定向排布晶须的协同强化作用在 650 ℃以上高温时仍有效，，有望显著提高 HRTMCs 的高温强度。

TiB/Ti60 复合伙料在经过 β 相区挤压变形后，，基体为强 <0001> 平行于挤压方向的丝织构，，同时 TiB 晶须也平行于挤压方向排布，，该复合伙料在600 ℃和 700 ℃时的高温强度别离达到了 992 MPa 和 784 MPa[31]。

综上，，通过调整加强体的类型、、、含量及散布，，调控基体晶粒尺寸、、、组织描摹、、、基体织构等微观组织，，能够获得高温机能优异的 HRTMCs。绝大部门 HRTMCs 650 ℃时的强度显 著优于传统高温钛合金 600 ℃时的强度，，甚至部门复合伙料在 700 ℃时的抗拉强度也与传统高温钛合金 600℃时的相当。仅从拉伸机能角度考量，，HRTMCs 如 2.4% （TiB + La₂O₃）/IMI834 和 5.1% TiB/Ti60 的服役温度可达到 700 ℃。

3.2 蠕变机能和悠久机能

资料在高温受载环境下持久服役会产生蠕变变形。蠕变机能及高温悠久机能是高温构件设计选材的重要凭据。目前，，对 HRTMCs 的蠕变及悠久机能的钻研还比力有限。图 7 列 出了部门 HRTMCs 在分歧温度下稳态蠕变速度与外加应力关系以及满足100 h寿命的悠久强度。Xiao等[36–37]对 （TiB + La₂O₃）/IMI834 复合伙料的高温蠕变机能进行系统钻研，，发现HRTMCs 的稳态蠕变速度较 IMI834合金低 1~2 个数量级，，同时蠕变抗力显著提高。HRTMCs 蠕变抗力强化重要来自应力传递效应和门槛应力，，并且强烈依赖于加强体的状态特点。短纤维状 TiB 晶须作用重要体现为能够提高应力传递效应，，其长径比越大、、、体积分数越高对应力传递效应提升作用越凸起。纳米 La₂O₃ 颗粒则重要通过 Orawan 强化作用提高门槛应力，，其弥散水平越高提升成效越显著。李云钢等[38–39] 发现加强体的参与能够显著改善 （TiB + La₂O₃）/IMI834和 （TiB + TiC + La₂O₃）/IMI834 复 合 资料 的 高 温 持 久 性 能，，（TiB + La₂O₃）/IMI834 复合伙料的悠久断裂功夫比基体合金逾越一个数量级，，但复合伙料悠久断裂延长率与基体合金相当。

此外，，TMCs 基体的微观组织对复合伙料蠕变机能也不容忽视，，Prasad[40]、、、Chandravanshi[41] 及 Li[42] 等别离钻研了热处置工艺对 TiB/IMI834、、、TiB/Ti1100及 （TiB + La2O3）/IMI834 复合伙料蠕变机能的影响，，其中 β 热处置后复合伙料的稳态蠕变速度均小于 α + β 热处置后，，且 α + β 热处置时固溶温度越高，，复合伙料稳态蠕变速度越小。这也批注片层组织基体的蠕变机能优于双态组织及等轴组织。Guo 等[43] 钻研了热轧制变形量对 （TiB + La₂O₃）/IMI834 复合伙料蠕变机能的影响，，发现随着轧制变形量增大，，复合伙料稳态蠕变速度先降低而后提高，，并揭示了 TMCs 蠕变的变形机制为晶界滑动以及 α 片层内位错活动。

综上，，相较于钛合金，，HRTMCs拥有更低的稳态蠕变性速度和更高的蠕变激活能；HRTMCs 稳态蠕变速度与外加应力间仍切合幂律关系，，但应力指数更大；HRTMCs 蠕变存 在门槛应力，，外加应力低于门槛时不产生蠕变；在一样测试温度及持续功夫内，，HRTMCs 的悠久强度更高。

4、、、 HRTMCs 的利用实例

TMCs 拥有高比强度及比刚度、、、优异耐磨性及高温机能，，因而在航空航天和民用领域有着辽阔利用远景。日本丰田株式会社已开发出低成本的 TiB/Ti–6Al–4Sn–4Zr–1Nb–1Mo– 0.2Si HRTMCs 并用于一款丰田跑车发起机上，，实现减重 40%，，使得发起机的最高转速显著提高，，运行噪声降低 30%[44]。德国 ATM 公司成功开发了 TiB/Ti6Al4V 和 TiC/Ti6Al4V复合伙料用于汽车进气阀、、、出气阀、、、连杆及飞机起落架等[45]。

相较于国外，，国内单元发展了更多 TMCs 的制备及工程利用工作。上海交通大学钻研团队经过 20 多年在 TMCs 方向的深耕，，已经成立了成熟的 TMCs 的复合设计、、、复合响应、、、 变形加工的全链条基础理论和制备技术系统，，开发的 TMCs 拥有高模量耐磨损和耐热两类优异机能，，拓展了钛合金的利用领域。上海交通大学结合浙江嘉钛金属科技有限公司选取真空自耗熔炼技术制备了迄今为止国际上最大的直径 508 mm、、、重 2000 kg 的 HRTMCs 铸锭，，如图 8（a）所示，，实现了吨级 TMCs 的批量化出产。同时该团队还成立了占有 250 kg 真空自耗凝壳炉浇铸设备的TMCs 精密铸造出产线，，可实现最大外径 1200 mm、、、高度 500 mm TMCs构件的浇铸成形，，单件质量净重最大可达 150 kg。通过精密铸造工艺和热等静压技术，，成功制备了 TMCs壳体与舵骨架精密铸件，，如图 8（b）和 （c）所示。该团队解决了变截面异型构件机能不变性节制难题，，建成了占有 3000 t 压机及全套耐高温模具的等温精密铸造加工平台，，可出产分歧规格复杂状态的钛基复合伙料精密锻件。其制备的 TMCs 等温锻件已通过航天六院的新资料鉴定，，并在国度关键领域获得利用，，其

力学机能全面超过 TC4 钛合金锻件的国度尺度，，并拥有高强高模耐磨损等优异机能。图 9 为选取等温铸造技 术 制 备 （TiB + La₂O₃）/ IMI834 的HRTMCs 锻件，，资料整体利用率达到 90% 以上。对锻件进一步热处置及机加工后成功制备出满足航天需要的 HRTMCs 复杂构件，，其比强度和比模量整体提高 10%，，结构减重45%，，并且耐热机能提升极度显著，，构件使用温度能够拓展到 700 ℃，，瞬时使用温度能够达到 800 ℃甚至更高。图 10 为信阳欧拉透平机械有限公司利用钛基复合伙料叶轮作为主题构件利用于离心式高温水蒸气压缩机组的现场及一、、、二期构件照片。该叶轮构件在温度为 570 ℃，，压力为 1 MPa 下侵蚀介质中服役，，一期构件已运行 8 年，，批注该构件可在高温环境中靠得住运行。此外，，该钻研团队已突破了 HRTMCs 薄板热加工技术瓶颈，，实现了厚度仅为 0.5mm 的 HRTMCs 薄板轧制加工成形。

哈尔滨工业大学钻研团队则以网状结构钛基复合伙料为特色，，选取热压烧结法制备了某航天飞行器发起机用气动格栅 （Φ580 mm×10mm），，实现单件减重 47%[3]。该团队 还选取热静液挤压和旋锻技术制备了内径 5 ~ 7 mm、、、壁厚 1.5 ~ 3 mm 的TiB/Ti60 薄壁管材[7]。

5 、、、结论

经过多年钻研，，TMCs 的设计、、、制备及加工均获得长足的进取，，通过对加强相尺寸、、、种类及散布个性、、、基体组织等结构参量进行有序调控，，提升了资料综合机能，，解决了 TMCs 制 备和构件成形的关键难题，，并在某些关键领域获得利用，，产生了优良的社会效益和经济效益。为进一步提高HRTMCs 的综合机能，，推进复合伙料先进加工技术的发展，，持续扩大资料在航空航天、、、石油、、、化工、、、舰船等领域利用索求，，今后能够从以下 4 个方向发展工作。

（1）大型 TMCs 铸锭或粉末冶金坯料制备，，管、、、棒、、、板材的工业化出产。

大尺度构件必要制备更大规格的钛基复合伙料铸锭或粉末冶金坯料，，若何制备成分均匀、、、组织一致性好、、、无缺点以及质量不变的铸锭和粉末冶金坯料是 TMCs 规；帽匦虢饩龅墓丶烟狻Ｔ诖嘶∩侠霉ひ祷璞甘迪 TMCs 管、、、棒、、、板材的出产。

（2）微纳与构型耦合。

高温下晶界强度显著降低，，强化晶界是将来进一步提高 HRTMCs 高温机能的关键。微纳强化及构型强化均能够显著提高 HRTMCs 的高温机能。因而，，将微纳强化与构型强化相结合有望进一步提升 TMCs 的高温机能。通过对复合伙猜中加强体的种类、、、含量、、、尺寸及空间散布的优化设计，，实现多元多尺度加强体的多结构散布，，成为突破 TMCs 耐热瓶颈的新蹊径。

（3）发展先进近净成形加工技术。

增材制作、、、精密铸造和等温超塑成形这 3 种近净成形技术是解决HRTMCs 复杂构件成形的重要突破口。增材制作方面，，复合粉体拥有先性子优势，，开发新的复合粉末短流程制备路线以降低出产成本、、、缩短工艺周期，，有助于推动 HRTMCs 增材技术的发展。精密铸造方面，，则必要优化基体合金成分和加强体的种类及含量，，并对 TMCs 精密铸造过程仿照 来优化浇铸模型及工艺，，从而削减铸造缺点、、、提升流动性保障充型、、、提高铸件力学机能。等温超塑成形方面，，则必要持续深刻 HRTMCs 超塑性成形工艺及机理钻研，，探索多元多尺度加强体及其构型散布对超塑性变形机制的影响，，以实现基体组织的精密调控及加强体构型散布的维持，，进一步阐扬其在大尺寸复杂构件不变动制备的优势。

（4）美满综合机能数据以及有关检测技术的开发。

HRTMCs 除了具备优良的室温强韧性和优异高温强度外，，还更多关注蠕变机能、、、断裂韧性及委顿机能，，这些是 TMCs 在航空航天等极端环境服役时必须思考的关键性指标。应试虑加强体、、、相应构型散布以及变形参数对综合机能的影响，，从而优化复合伙料设计、、、制备及加工。与此同时，，必须解决钛基复合伙料检测、、、无损探伤等关键难题，，这对于加快 HRTMCs 应器拥有显著意思。

参 考 文 献

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