被譽為“現代金屬”、“太空金屬”的鈦及鈦合金具有密度小、比強度高、耐腐蝕及優異的高溫力學性能的特點，在航空航天、化工、海洋工程、生物醫藥等領域得到了越來越廣泛的應用。鈦合金也在幾十年的發展過程中取得許多突破。合金化法使鈦合金性能有顯著提升，服役溫度由 350 ℃提高至 600 ℃，但在過去 30 多年間始終未能突破 600 ℃瓶頸。隨著航空航天技術的快速發展，超高速飛行器需要在超高溫、高應力、強磨損等更為極端條件下工作，這對鈦基材料的強度、剛度、耐熱性等性能提出了更苛刻要求[1]。引入多元多尺寸的晶須或 / 及顆粒陶瓷增強相并調控其有序空間排布的復合化法是實現鈦合金高性能化的有效途徑之一[2–3]。由此制備得到的材料被稱為鈦基復合材料 （Titanium matrix composites，TMCs），其中以IMI834、Ti1100、BT36、Ti60、Ti600、Ti65 等近 α 型高溫鈦合金為基體的這類 TMCs 也被稱為耐熱鈦基復合材料 （Heat-resistant TMCs，HRTMCs）。TiB、TiC、Ti5Si3 以及稀土氧化物 （如La₂O₃ 等）是 TMCs 中最常用的陶瓷增強相，通常是通過制備過程中鈦基體與 B、TiB2、C、B4C、Si 和 LaB6 等反應物間原位自生反應生成的[4–5]。通過靈活成分設計、精巧分布、結構優化和多樣形變加工調控等方式，TMCs 可以實現韌性的鈦合金和高剛度及高強度的增強體間的協同耦合作用，從而表現出更高的比強度、比剛度及更優異的耐熱性和耐磨性。HRTMCs 的使用溫度較傳統鈦合金提高了 50 ~ 200℃，有望在 550 ~ 800 ℃使用環境下部分取代傳統高溫合金，從而實現大幅減重。HRTMCs 在航空航天等領域具有廣闊應用前景和發展潛力，因此得到廣泛關注[6–7]。

隨著溫度升高到 600 ℃以上，晶界強度的顯著弱化已然成為進一步提高 TMCs 耐熱性能的阻礙之一。單元單尺度增強體盡管可以提高晶界強度，但會引起較大的室溫脆性。而采用多元多尺度增強體實現微納協同強化，則可在高效強化晶界的同時緩解塑性下降。隨著對生物結構材料中精細復合構型更為深入的認識，使得“非均勻”復合構型對金屬基復合材料強韌化作用倍受重視。復合構型更有利于發揮復合設計的自由度和不同組元間的協同耦合效應，從而進一步發掘TMCs 耐熱性能的潛力。此外，引入陶瓷增強相會降低 TMCs 的熱加工性能，因此采用傳統的熱變形技術加工TMCs，成材率及產品穩定性都不理想，無法實現大型復雜構件的制備及批量化生產。等溫鍛造、精密鑄造和增材制造等近凈成形技術成形的構件無需加工或僅需少量加工，不僅可以提高原材料利用率，還可解決復雜構件成形難題，使其因具有廣闊應用前景而備受關注。

微納協同強化、復合構型設計等新興材料設計理論為進一步提升HRTMCs 的綜合性能提供新研究思路。而近凈成形加工技術的愈發成熟為有效解決 HRTMCs 構件成形難問題提供了新的技術途徑。本文針對HRTMCs 的研制，從復合構型設計和制備、近凈成形加工技術及高溫力學性能等方面進行相應的研究進展及應用實例綜述，并提出該材料存在的問題、關鍵突破點以及未來發展方向。

1、 HRTMCs 的微納協同強化與復合構型設計

1.1 微納協同強化

不同尺度增強體有不同的強化機制，其中微米級 TiC 顆粒及 TiB 晶須的強化機制主要包括承載強化、熱失配引起的位錯強化以及誘發基體晶粒細化帶來的細晶強化，而硅化物（如 Ti5Si3）和稀土氧化物 （如 La₂O₃、Nd₂O₃、Y₂O₃ 等納米級顆粒）主要彌散分布于晶內，主要起 Orowan 強化作用。充分利用不同尺寸增強體的耦合強化效應，可以顯著改善 TMCs的綜合性能?；诖?，呂維潔等[5]提出了微納協同強化設計思想，采用多元增強體通過優化其組合及配比、調控增強體尺度及分布，從而充分發揮多元增強體的優勢，達到微 / 納協同強化的效果。目前已開發出了（TiB + TiC）、（TiB + La₂O₃）等二元體系以及 （TiB + TiC +  La₂O₃）、（TiB + TiC +Nd₂O₃）、（TiB + TiC + Y₂O₃）等三元體系的一系列微納協同強化的 TMCs。這些多元多尺度的微納增強體可以顯著提高 TMCs 的拉伸強度、高溫瞬時強度、持久強度及抗蠕變性能。

1.2 復合構型設計

復合構型有利于深入挖掘復合材料的性能潛力，提高其強韌性。通過設計調控增強體的非均勻分布，制備特殊構型的復合材料成為近年來研究熱點之一。目前，TMCs 中主流的復合構型有層狀構型和網絡構型兩種。借助粉末冶金法的高度可設計性，眾多學者開發出多樣復合構型TMCs。段宏強[8] 通過離子滲碳結合熱壓連接的方法制備出不同體積分數的增強體層狀結構 Ti – （TiB+TiC）/Ti復 合 材 料 及 Ti –（TiB+La₂O₃）/Ti 復合材料，證明了這種層狀構型復合材料能夠在保持均勻增強復合材料強度的同時使延伸率提高了 1 倍。王帥[9] 采用交替疊層鋪粉及反應熱壓燒 結 法 制 備 層 狀 結 構 TiB/Ti–TiB/TA15 復合材料。層狀結構的引入有效提高了復合材料的室溫塑性及韌性。Wu 等[10] 采用限域填粉法制備了類纖維結構 TMCs，其在保持良好延伸率的同時，強度得到大幅提升。

Huang 等[6，11] 利用反應熱壓燒結法，采用大尺寸球形鈦粉和小尺寸的TiB2 粉制備了三維準連續網狀分布的 TMCs，其組織形貌如圖 1（a）所示。這種網狀結構 TMCs 具有優異的力學性能，相較于基體合金不僅強度得到顯著改善，同時塑性的降低幅度也更小。目前該團隊還制備一系列三維準連續網絡分布增強 TMCs，并獲得良好的強度及抗蠕變性能。除了粉末冶金法外，熔鑄法及增材制造法也能得到具有網狀結構的TMCs。這與凝固過程中的物理冶金行為密切相關，絕大部分 TMCs 中 B含量處于亞共晶區，優先形核的初生β 晶粒為貧 TiB 晶須區，而后續在初生 β 晶界處形核的共晶 TiB 和 β – Ti為富 TiB 晶須區，從而形成三維網狀結構，如圖 1（b）[12] 和（c）[13] 所示。

這種網狀結構受到冷卻速度、增強體含量等因素影響，當冷卻速度較快時，如增材制造過程中，初生 β 晶粒細小，此時網狀尺寸較?。划斃鋮s速度較慢時，如熔鑄制備過程中，初生β 晶粒粗大，網狀尺寸較大。當共晶TiB 晶須含量較少不能完全包覆初生 β 晶粒時，形成的網狀結構不連續；當共晶 TiB 晶須含量過高時，由于冷卻時各相形核順序改變從而不會形成網狀結構。此外，也有學者充分利用粉末冶金法的靈活性制備了同時具備層狀與網狀結構的 TMCs。Liu等[14] 采用反應熱壓法和疊層熱壓法設計并制備了含純鈦層及網狀結構的 TiB/Ti 復合材料層的 TMCs，其在宏觀尺度上呈現層狀結構，在微觀上層內的 TiB 晶須則呈現三維網狀結構分布，這種復合構型不僅可以顯著提高 TMCs 的強度，而且延伸率高于純鈦基體。

2 、HRTMCs 的制備及形變加工

2.1 制備技術與方法

TMCs 的原位自生制備技術可分為熔鑄法 （包括真空自耗電弧熔煉（VAR）、感應凝殼熔煉 （ISM））、粉末冶金法 （包含反應熱壓法（RHP）、放電等離子燒結法 （SPS）、機械合金化 （MA）和自蔓延高溫合成法（SHS）等）以及新興的增材制造 （包含選區激光熔化 （SLM）、激光直接沉積 （DLD）、電子束熔化沉積（EBM）及電弧熔絲沉積 （WAAM）等）[15]。

TMCs 的制備路線如圖 2 所示。

熔鑄法利用傳統的鈦合金熔煉設備直接將海綿鈦、中間合金以及反應劑一起混料后熔煉，在熔煉過程中通過原位自生反應生成多元增強體。熔鑄法具有簡單、經濟、靈活的特點， 可以實現 TMCs 批量化生產和大尺寸構件制備，具有廣闊的應用前景。精密鑄造是一種高效的液態近凈成形方法，已被廣泛用于航空航天復雜鈦合金構件的制備。采用精密鑄造 工藝可以避免 TMCs 形變加工難等問題，能夠實現復雜構件的一次成形，因此是 HRTMCs 富有前景的加工方式之一。但是目前關于 TMCs精密鑄造的研究報道仍較少。王冀恒 [16] 對 （TiB+TiC）/Ti6Al4V 精密鑄造開展一系列基礎性研究，發現添加 B4C 除了可以生成 TiB 晶須和TiC 顆粒外，還可以影響 TMCs 的凝固結晶路徑，使復材的流動停止機制 與寬結晶溫度范圍的合金類似，抑制了合金中粗大魏氏組織的形成，細化了基體 α 片層。劉統軍[17] 也開展了（TiB + La₂O₃）/IMI834 的精密鑄造，發現 B 元素和稀土元素 La 的引入可以使復合材料保持熔液狀態的時間更長，從而具有更好的流動性，如圖 3 所示。精密鑄造技術可大幅度降低 TMCs 復雜構件的生產成本，對推動 TMCs 在價格更為敏感的民用領域上的應用具有重大意義。

粉末冶金法可實現復合材料中增強相含量和分布的精確控制，易于一次性近凈成形，且原料浪費少，是目前構型復合材料中最常用的制備手段。金屬增材制造技術是近 10 多年來飛速發展的一種近凈成形精密加工技術，具有能夠實現多品種、小批量、凈成形、設計靈活和快速響應等優點，增材制造技術為TMCs 的開發與構件研制帶來了新機遇。目前增材制造已成功應用于多 種 TMCs 的 制 備，如 TiB/CP–Ti、TiB/Ti6Al4V、TiC/Ti、TiC/Ti6Al4V、（TiB+TiC）/Ti6Al4V、（TiB+La₂O₃）/Ti6Al4V 等，實現力學性能的顯著提 升。但是這些 TMCs 的基體大多數為純鈦或 Ti6Al4V 合金，鮮有增材制造 HRTMCs 相關的研究報道。目前TMCs 的增材制造尚處在實驗室階段，未工業化生產，仍有許多問題需 要解決。例如材料性能不穩定、韌塑性較差、構件質量可靠性低等，主要是由于增強體的加入會引起激光吸收率、熔體黏度等物性的改變，從而導致打印件中孔隙、空洞等缺陷的形成。往往增強體含量越高，打印件中孔隙越大。

此外，粉末冶金和增材制造中常用的原材料粉體又可以分成混合粉體和復合粉體。混合粉體是通過基體鈦合金粉末與反應劑粉末按配比進行低能或高能球磨等方式機械混合制得的。經過優化的混粉工藝可以基本解決反應劑粉末和金屬粉末均勻混合的問題。機械混合法制備成本低、效率高，但容易使粉末的整體球形度和流動性降低，且不能保證陶瓷顆粒的均勻分布。此外，目前高溫鈦合金粉末并未實現批量化生產，僅個別單位可生產相應粉末?；旌戏垠w是粉末冶金法制備工藝中最常用的原材料，然而在增材制造工藝中，由于快速冷卻的特性，熔池保持在較高溫下的時間很短，高熔點的反應劑 （如 TiB₂ 的熔點為 3000 ℃以上；B4C 的熔點為 2350 ℃左右）使得原位自生反應無法充分進行。復合粉體是 借鑒預合金化粉末的制備思路，通過預先將海綿鈦、中間合金及反應劑熔化成復材鑄錠，然后利用旋轉電極法或氣霧化法制備相應粉體。經過至少兩次循環熔化以及快速凝固可以將增強體直接內嵌于粉末內部。復合粉體的球形度好，衛星粉較少、無空心粉、流動性佳。Li 等[18] 采用氣霧化法將TiB/IMI834 鑄錠制成相應的復合粉末，由于制備過程中復合材料先霧化成液滴，隨后快速冷卻，等軸 β 晶先析出，使得液相中 B 含量逐漸過飽和至共晶點，隨后發生共晶反應析出TiB 納米晶須團簇，TiB 團簇在初生β 晶界上呈網狀分布，網狀結構尺寸為 2~5 μm，如圖 4 所示。該方法制備的復合粉末可以用于制備具有三維網狀結構的 HRTMCs。Fang 等[19]以復合粉體為原材料，采用激光直接沉積制備了體積分數 2.5% TiB/Ti 復合材料。復合材料中納米 / 亞微米的 TiB 晶須亦呈網狀分布，等軸狀網絡和少量的柱狀樹枝形網絡分別位于熔池中部和底部，實現了凝固過程中初生 β 晶粒從柱狀晶向等軸晶的轉變。材料的綜合力學性能全面優于傳統工藝的同類 TMCs，且表現出各向同性的拉伸性能。這種復合粉末的優勢是可以將增強體內嵌于粉末中，通過多次熔煉得到的 TMCs 棒材內部增強體分布均勻，既可保證粉末內部的增強體均勻分布，又避免了機械混合的不均勻性和雜質污染。

然而，這種技術路線所制備的復合粉末具有極強的專用性，工藝周期較長，尚未形成工業化規模，成本相對較高。因此有必要開發新的復合粉末制備路線，例如將感應熔煉與氣霧 化制粉相結合以此來降低生產成本、縮短工藝周期。

2.2 超塑性成形技術

超塑性成形是一種高效率近凈成形工藝，其有效利用了金屬材料超塑狀態下高塑性、低流變應力、無明顯加工硬化的特點，具有成形精度高、模具壽命高、材料填充性好和材 料利用率高等優勢。目前，已開發出各種以超塑性成形為基礎的加工方法，如超塑氣脹成形、超塑等溫鍛造、超塑擠壓加工和超塑成形 / 擴散連接等。由于鈦合金難成形和加工易回彈等問題，其主要的成形方法為超塑成形技術，目前廣泛應用于鈦合金復雜構件的生產，實現了飛機、火箭、衛星和發動機等重要零部件的大批量制造。與鈦合金相比，TMCs 在具有高強高模特性的同時，由于引入了硬質增強相使其存在變形抗力大，加工性差的問題，結合超塑成形技術可有效降低變形抗力，解決其成形性差的問題，對 TMCs 精密成形具有重大意義。國內外研究均已證實 TMCs 具有超塑性，在合適變形溫度及應變速率下，大多數 TMCs 的延伸率可超過 200%，如圖 5 所示[20]（各成分均為體積分數）。目前關于 TMCs 的超塑性研究主要集中在以 Ti6Al4V合金為基體的材料，而對以高溫鈦合金為基體的材料的相關研究仍較少。Wang 等[21] 研究了不同增強體含量的（TiB + TiC）/ Ti1100 復合材料的超塑性變形行為和變形機理，發現5% （TiB + TiC）/ Ti1100 復合材料在800 ℃/10^–2 s^–1 條件下具有最大延伸率 659%，表現出較好的高應變速率超塑性。Li 等[22] 研究了基體組織對TiC/7715D 和 （TiB + TiC）/7715D 復合材料的超塑性變形行為的影響，發現基體為等軸組織時，復材超塑性更為優異，在 1050 ℃/10^–3 s^–1 條件下，最大延伸率達到 802%。Qiu 等[20] 則對TiB、TiC 單元增強，（TiB + TiC）雙元單尺度增強和雙元 （TiB + La₂O₃）雙元微納增強 IMI834 基復合材料的超塑性成形工藝進行探索，發現 2.5%TiB/IMI834 復合材料的超塑性最為優異，在 950 ℃/10^–3 s^–1 條件下獲得最大延伸率為 682%。

3、 HRTMCs 的高溫力學性能

3.1 高溫拉伸性能

目前已有眾多文獻對 TMCs 的力學性能進行了總結歸納[15，23–25]。但鮮有文獻對 HRTMCs 的高溫力學性能進行總結，圖 6 給出了部分高溫鈦合金及 HRTMCs 的高溫拉伸性能以作補充 （其中各成分均為體積分數）。TMCs 的高溫性能與材料微觀組織如增強體的類型、含量及分布以及基體晶粒尺寸、組織形貌、基體織構等密切相關。相較于高溫鈦合 金，HRTMCs 的高溫強度顯著提高，且往往隨著增強體含量的增多而增大。Chen 等[26] 研 究 了 不 同 TiB 含量對 TiB / Ti6242S 復合材料高溫性能的影響，發現添加了 TiB 的復合材料比基體 455 ℃的高溫強度提高了16% ~ 24%，且隨著 TiB 含量的增加，復合材料的高溫強度也隨之提高；特別是 565 ℃時高溫強度達到了 667MPa。馬鳳倉[27] 評估了不同 TiC 含量對 TiC / Ti1100 復合材料高溫性能的影響，發現隨著 TiC 含量的提高，復合材料的高溫性能有顯著的提升，體積分數 10% TiC/ Ti1100 復合材料在 650 ℃時的高溫強度達到了 889MPa。不同尺度及形貌的增強體有著不同強化機制。相較于顆粒狀增強體，TiB 晶須這類短纖維狀增強體具有更顯著的承載強化作用。通常晶須的長徑比越大、偏軸角越小，其強化效果越好[28]。而稀土氧化物 （如La₂O₃、Nd₂O₃、Y₂O₃ 等） 納米級顆粒通常起彌散強化作用。利用不同尺寸增強體的耦合強化效應，可以充分發揮多元增強體的優勢，達到微納協同強化的效果。楊志峰[29] 制備了TiB 和 TiC 雙 元 增 強 Ti6242S 復 合材料，其 600 ℃時的高溫強度比商用IMI834 鈦合金提高了 22.8%，且 650 ℃時的高溫強度也達到了 639 MPa。

Xiao 等[30] 制備了一系列 TiB、TiC 和La₂O₃ 多元強化增強 IMI834 復合材料，并系統研究了其高溫力學性能、高溫蠕變性能和熱穩定，證明了這類HRTMCs 具有優異的耐熱性能，其中（TiB + La₂O₃）/IMI834 復合材料在 600℃時的高溫強度較商用 IMI834 合金提高了 28%，并且在 700 ℃時仍具有755 MPa 的優異強度。此外，設計調控增強體的非均勻分布，制備特殊構型亦可以顯著提高 HRTMCs 的高溫性能。Wang 等[31] 通過熱壓燒結法制備了網狀結構 TiB/Ti60 復合材料，通過強化晶界使復合材料具有優異的高溫 性能，其中燒結態的 5.1% TiB/Ti60 復合材料在 600 ℃和 700 ℃時的高溫強度分別為 904 MPa 和 635 MPa。

作為 TMCs 的主要組成，基體起著承載、傳遞應力及固結陶瓷增強體等作用，主導著復合材料的性能。因此基體的微觀組織 （如基體晶粒尺寸、組織形貌、基體織構等）對 TMCs性能有著顯著影響，而這些基體組織特征往往與材料的加工工藝密切相關。形變加工可以有效細化基體微觀組織，不僅提高了 TMCs 的強度，也改善了其延伸率。但是隨著溫度升高，晶內強度和晶界強度都會降低，且晶界強度往往下降更快。Xiao等[30] 評估了不同應變速率下多元增 強 TMCs 中 IMI834 基 體 的 等 強溫度，發現當應變速率為 10^–3 s–¹ 時，IMI834 基體合金的等強溫度為 600℃。因此當溫度≤600 ℃時，基體的細晶強化作用才可能發揮積極正面作用；當溫度更高時，晶界強度低于晶內強度，細晶基體反而對復合材料強度起負面作用。因此，通過細化基體晶粒來提高 HRTMCs 在 600 ℃以上高溫強度的做法往往會適得其反。不同鈦合金顯微組織的力學性能各有優劣，其中片層組織在蠕變性能、持久性能及斷裂韌性等方面優于等軸組織及雙態組織。因此，目前高性能的 HRTMCs 基體多以片層組織為主。Guo 等[32] 研究了熱軋制工藝對 （TiB + La2O3）/IMI834 復合材料高溫性能的影響，經過 95% 熱軋制變形和 β 相區固溶加上 650 ℃時效處理后，其 650 ℃時的高溫強度達到 766 MPa。Li 等[33] 通過系統研究不同熱處理工藝對 （TiB + La₂O₃）/IMI834 復合材料高溫性能的影響，發現經過 β 熱處理后的復合材料具有較優的性能，其在 650 ℃時的高溫強度為 722 MPa。此外，TMCs 基 體 α–Ti 相為密排六方結構，具有本征各向異性，在形變加工后易形成強織構。因此基體織構對 TMCs 力學性能的影響也不容忽視。Le 等[34–35]研究了基體織構及 TiB 晶須排布對（TiB + La₂O₃）/IMI834 復材軋板力學性能的耦合作用，證實了基體織構會使得在平行于基極 （基體多數晶粒的 [0001] 軸向）方向上的強度明顯高于垂直于基極方向上的強度，而晶須在其軸向上承載強化效果最為顯著。因此提出了通過熱變形及熱處理工藝來調控基體織構和晶須排布，從而實現復材性能的設計思路，例如使晶須垂直于基體織構基極排布，有效利用二者間拮抗作用減弱復材強度各向異性，避免擇優取向引起消極作用；抑或者使晶須平行于基體織構基極，利用二者的協同作用通過織構強化使得在該方向上復材強度更為突出。更為重要的是這種基體織構和定向排布晶須的協同強化作用在 650 ℃以上高溫時仍有效，有望顯著提高 HRTMCs 的高溫強度。

TiB/Ti60 復合材料在經過 β 相區擠壓變形后，基體為強 <0001> 平行于擠壓方向的絲織構，同時 TiB 晶須也平行于擠壓方向排布，該復合材料在600 ℃和 700 ℃時的高溫強度分別達到了 992 MPa 和 784 MPa[31]。

綜上，通過調整增強體的類型、含量及分布，調控基體晶粒尺寸、組織形貌、基體織構等微觀組織，可以獲得高溫性能優異的 HRTMCs。絕大部分 HRTMCs 650 ℃時的強度顯 著優于傳統高溫鈦合金 600 ℃時的強度，甚至部分復合材料在 700 ℃時的抗拉強度也與傳統高溫鈦合金 600℃時的相當。僅從拉伸性能角度考量，HRTMCs 如 2.4% （TiB + La₂O₃）/IMI834 和 5.1% TiB/Ti60 的服役溫度可達到 700 ℃。

3.2 蠕變性能和持久性能

材料在高溫受載環境下長期服役會發生蠕變變形。蠕變性能及高溫持久性能是高溫構件設計選材的重要依據。目前，對 HRTMCs 的蠕變及持久性能的研究還比較有限。圖 7 列 出了部分 HRTMCs 在不同溫度下穩態蠕變速率與外加應力關系以及滿足100 h壽命的持久強度。Xiao等[36–37]對 （TiB + La₂O₃）/IMI834 復合材料的高溫蠕變性能進行系統研究，發現HRTMCs 的穩態蠕變速率較 IMI834合金低 1~2 個數量級，同時蠕變抗力顯著提高。HRTMCs 蠕變抗力強化主要來自應力傳遞效應和門檻應力，并且強烈依賴于增強體的形態特征。短纖維狀 TiB 晶須作用主要體現為可以提高應力傳遞效應，其長徑比越大、體積分數越高對應力傳遞效應提升作用越突出。納米 La₂O₃ 顆粒則主要通過 Orawan 強化作用提高門檻應力，其彌散程度越高提升效果越明顯。李云鋼等[38–39] 發現增強體的加入可以顯著改善 （TiB + La₂O₃）/IMI834和 （TiB + TiC + La₂O₃）/IMI834 復 合 材料 的 高 溫 持 久 性 能，（TiB + La₂O₃）/IMI834 復合材料的持久斷裂時間比基體合金高出一個數量級，但復合材料持久斷裂延伸率與基體合金相當。

此外，TMCs 基體的微觀組織對復合材料蠕變性能也不容忽視，Prasad[40]、Chandravanshi[41] 及 Li[42] 等分別研究了熱處理工藝對 TiB/IMI834、TiB/Ti1100及 （TiB + La2O3）/IMI834 復合材料蠕變性能的影響，其中 β 熱處理后復合材料的穩態蠕變速率均小于 α + β 熱處理后，且 α + β 熱處理時固溶溫度越高，復合材料穩態蠕變速率越小。這也表明片層組織基體的蠕變性能優于雙態組織及等軸組織。Guo 等[43] 研究了熱軋制變形量對 （TiB + La₂O₃）/IMI834 復合材料蠕變性能的影響，發現隨著軋制變形量增大，復合材料穩態蠕變速率先降低而后提高，并揭示了 TMCs 蠕變的變形機制為晶界滑動以及 α 片層內位錯運動。

綜上，相較于鈦合金，HRTMCs具有更低的穩態蠕變性速率和更高的蠕變激活能；HRTMCs 穩態蠕變速率與外加應力間仍符合冪律關系，但應力指數更大；HRTMCs 蠕變存 在門檻應力，外加應力低于門檻時不發生蠕變；在相同測試溫度及持續時間內，HRTMCs 的持久強度更高。

4、 HRTMCs 的應用實例

TMCs 具有高比強度及比剛度、優異耐磨性及高溫性能，因此在航空航天和民用領域有著廣闊應用前景。日本豐田株式會社已開發出低成本的 TiB/Ti–6Al–4Sn–4Zr–1Nb–1Mo– 0.2Si HRTMCs 并用于一款豐田跑車發動機上，實現減重 40%，使得發動機的最高轉速顯著提高，運轉噪聲降低 30%[44]。德國 ATM 公司成功開發了 TiB/Ti6Al4V 和 TiC/Ti6Al4V復合材料用于汽車進氣閥、出氣閥、連桿及飛機起落架等[45]。

相較于國外，國內單位開展了更多 TMCs 的制備及工程應用工作。上海交通大學研究團隊經過 20 多年在 TMCs 方向的深耕，已經建立了成熟的 TMCs 的復合設計、復合響應、 變形加工的全鏈條基礎理論和制備技術體系，開發的 TMCs 具有高模量耐磨損和耐熱兩類優異性能，拓展了鈦合金的應用領域。上海交通大學聯合浙江嘉鈦金屬科技有限公司采用真空自耗熔煉技術制備了迄今為止國際上最大的直徑 508 mm、重 2000 kg 的 HRTMCs 鑄錠，如圖 8（a）所示，實現了噸級 TMCs 的批量化生產。同時該團隊還建立了擁有 250 kg 真空自耗凝殼爐澆鑄設備的TMCs 精密鑄造生產線，可實現最大外徑 1200 mm、高度 500 mm TMCs構件的澆鑄成形，單件質量凈重最大可達 150 kg。通過精密鑄造工藝和熱等靜壓技術，成功制備了 TMCs殼體與舵骨架精密鑄件，如圖 8（b）和 （c）所示。該團隊解決了變截面異型構件性能穩定性控制難題，建成了擁有 3000 t 壓機及全套耐高溫模具的等溫精密鍛造加工平臺，可生產不同規格復雜形狀的鈦基復合材料精密鍛件。其制備的 TMCs 等溫鍛件已通過航天六院的新材料鑒定，并在國家關鍵領域獲得應用，其

力學性能全面超越 TC4 鈦合金鍛件的國家標準，并具有高強高模耐磨損等優異性能。圖 9 為采用等溫鍛造技 術 制 備 （TiB + La₂O₃）/ IMI834 的HRTMCs 鍛件，材料整體利用率達到 90% 以上。對鍛件進一步熱處理及機加工后成功制備出滿足航天需求的 HRTMCs 復雜構件，其比強度和比模量整體提高 10%，結構減重45%，并且耐熱性能提升十分明顯，構件使用溫度可以拓展到 700 ℃，瞬時使用溫度可以達到 800 ℃甚至更高。圖 10 為蘇州歐拉透平機械有限公司利用鈦基復合材料葉輪作為核心構件應用于離心式高溫水蒸氣壓縮機組的現場及一、二期構件照片。該葉輪構件在溫度為 570 ℃，壓力為 1 MPa 下腐蝕介質中服役，一期構件已運轉 8 年，表明該構件可在高溫環境中可靠運行。此外，該研究團隊已突破了 HRTMCs 薄板熱加工技術瓶頸，實現了厚度僅為 0.5mm 的 HRTMCs 薄板軋制加工成形。

哈爾濱工業大學研究團隊則以網狀結構鈦基復合材料為特色，采用熱壓燒結法制備了某航天飛行器發動機用氣動格柵 （Φ580 mm×10mm），實現單件減重 47%[3]。該團隊 還采用熱靜液擠壓和旋鍛技術制備了內徑 5 ~ 7 mm、壁厚 1.5 ~ 3 mm 的TiB/Ti60 薄壁管材[7]。

5 、結論

經過多年研究，TMCs 的設計、制備及加工均獲得長足的進步，通過對增強相尺寸、種類及分布特性、基體組織等結構參量進行有序調控，提升了材料綜合性能，解決了 TMCs 制 備和構件成形的關鍵難題，并在某些關鍵領域獲得應用，產生了良好的社會效益和經濟效益。為進一步提高HRTMCs 的綜合性能，促進復合材料先進加工技術的發展，持續擴大材料在航空航天、石油、化工、艦船等領域應用探索，今后可以從以下 4 個方向開展工作。

（1）大型 TMCs 鑄錠或粉末冶金坯料制備，管、棒、板材的工業化生產。

大尺度構件需要制備更大規格的鈦基復合材料鑄錠或粉末冶金坯料，如何制備成分均勻、組織一致性好、無缺陷以及質量穩定的鑄錠和粉末冶金坯料是 TMCs 規?；瘧帽仨毥鉀Q的關鍵難題。在此基礎上利用工業化設備實現 TMCs 管、棒、板材的生產。

（2）微納與構型耦合。

高溫下晶界強度顯著降低，強化晶界是未來進一步提高 HRTMCs 高溫性能的關鍵。微納強化及構型強化均可以顯著提高 HRTMCs 的高溫性能。因此，將微納強化與構型強化相結合有望進一步提升 TMCs 的高溫性能。通過對復合材料中增強體的種類、含量、尺寸及空間分布的優化設計，實現多元多尺度增強體的多結構分布，成為突破 TMCs 耐熱瓶頸的新途徑。

（3）發展先進近凈成形加工技術。

增材制造、精密鑄造和等溫超塑成形這 3 種近凈成形技術是解決HRTMCs 復雜構件成形的重要突破口。增材制造方面，復合粉體具有先天性優勢，開發新的復合粉末短流程制備路線以降低生產成本、縮短工藝周期，有助于推動 HRTMCs 增材技術的發展。精密鑄造方面，則需要優化基體合金成分和增強體的種類及含量，并對 TMCs 精密鑄造過程模擬 來優化澆鑄模型及工藝，從而減少鑄造缺陷、提升流動性保證充型、提高鑄件力學性能。等溫超塑成形方面，則需要繼續深入 HRTMCs 超塑性成形工藝及機理研究，探究多元多尺度增強體及其構型分布對超塑性變形機制的影響，以實現基體組織的精細調控及增強體構型分布的保持，進一步發揮其在大尺寸復雜構件穩定化制備的優勢。

（4）完善綜合性能數據以及相關檢測技術的開發。

HRTMCs 除了具備良好的室溫強韌性和優異高溫強度外，還更多關注蠕變性能、斷裂韌性及疲勞性能，這些是 TMCs 在航空航天等極端環境服役時必須考慮的關鍵性指標。應考慮增強體、相應構型分布以及變形參數對綜合性能的影響，從而優化復合材料設計、制備及加工。與此同時，必須解決鈦基復合材料檢測、無損探傷等關鍵難題，這對于加快 HRTMCs 應用具有顯著意義。

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