被譽(yù)為“現(xiàn)代金屬”、“太空金屬”的鈦及鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕及優(yōu)異的高溫力學(xué)性能的特點(diǎn)，在航空航天、化工、海洋工程、生物醫(yī)藥等領(lǐng)域得到了越來越廣泛的應(yīng)用。鈦合金也在幾十年的發(fā)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(shù)的快速發(fā)展，超高速飛行器需要在超高溫、高應(yīng)力、強(qiáng)磨損等更為極端條件下工作，這對(duì)鈦基材料的強(qiáng)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(qiáng)相并調(diào)控其有序空間排布的復(fù)合化法是實(shí)現(xiàn)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(fù)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(fù)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(qiáng)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(yīng)物間原位自生反應(yīng)生成的[4–5]。通過靈活成分設(shè)計(jì)、精巧分布、結(jié)構(gòu)優(yōu)化和多樣形變加工調(diào)控等方式，TMCs 可以實(shí)現(xiàn)韌性的鈦合金和高剛度及高強(qiáng)度的增強(qiáng)體間的協(xié)同耦合作用，從而表現(xiàn)出更高的比強(qiáng)度、比剛度及更優(yōu)異的耐熱性和耐磨性。HRTMCs 的使用溫度較傳統(tǒng)鈦合金提高了 50 ~ 200℃，有望在 550 ~ 800 ℃使用環(huán)境下部分取代傳統(tǒng)高溫合金，從而實(shí)現(xiàn)大幅減重。HRTMCs 在航空航天等領(lǐng)域具有廣闊應(yīng)用前景和發(fā)展?jié)摿Γ虼说玫綇V泛關(guān)注[6–7]。

隨著溫度升高到 600 ℃以上，晶界強(qiáng)度的顯著弱化已然成為進(jìn)一步提高 TMCs 耐熱性能的阻礙之一。單元單尺度增強(qiáng)體盡管可以提高晶界強(qiáng)度，但會(huì)引起較大的室溫脆性。而采用多元多尺度增強(qiáng)體實(shí)現(xiàn)微納協(xié)同強(qiáng)化，則可在高效強(qiáng)化晶界的同時(shí)緩解塑性下降。隨著對(duì)生物結(jié)構(gòu)材料中精細(xì)復(fù)合構(gòu)型更為深入的認(rèn)識(shí)，使得“非均勻”復(fù)合構(gòu)型對(duì)金屬基復(fù)合材料強(qiáng)韌化作用倍受重視。復(fù)合構(gòu)型更有利于發(fā)揮復(fù)合設(shè)計(jì)的自由度和不同組元間的協(xié)同耦合效應(yīng)，從而進(jìn)一步發(fā)掘TMCs 耐熱性能的潛力。此外，引入陶瓷增強(qiáng)相會(huì)降低 TMCs 的熱加工性能，因此采用傳統(tǒng)的熱變形技術(shù)加工TMCs，成材率及產(chǎn)品穩(wěn)定性都不理想，無法實(shí)現(xiàn)大型復(fù)雜構(gòu)件的制備及批量化生產(chǎn)。等溫鍛造、精密鑄造和增材制造等近凈成形技術(shù)成形的構(gòu)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(fù)雜構(gòu)件成形難題，使其因具有廣闊應(yīng)用前景而備受關(guān)注。

微納協(xié)同強(qiáng)化、復(fù)合構(gòu)型設(shè)計(jì)等新興材料設(shè)計(jì)理論為進(jìn)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(shù)的愈發(fā)成熟為有效解決 HRTMCs 構(gòu)件成形難問題提供了新的技術(shù)途徑。本文針對(duì)HRTMCs 的研制，從復(fù)合構(gòu)型設(shè)計(jì)和制備、近凈成形加工技術(shù)及高溫力學(xué)性能等方面進(jìn)行相應(yīng)的研究進(jìn)展及應(yīng)用實(shí)例綜述，并提出該材料存在的問題、關(guān)鍵突破點(diǎn)以及未來發(fā)展方向。

1、 HRTMCs 的微納協(xié)同強(qiáng)化與復(fù)合構(gòu)型設(shè)計(jì)

1.1 微納協(xié)同強(qiáng)化

不同尺度增強(qiáng)體有不同的強(qiáng)化機(jī)制，其中微米級(jí) TiC 顆粒及 TiB 晶須的強(qiáng)化機(jī)制主要包括承載強(qiáng)化、熱失配引起的位錯(cuò)強(qiáng)化以及誘發(fā)基體晶粒細(xì)化帶來的細(xì)晶強(qiáng)化，而硅化物（如 Ti5Si3）和稀土氧化物 （如 La₂O₃、Nd₂O₃、Y₂O₃ 等納米級(jí)顆粒）主要彌散分布于晶內(nèi)，主要起 Orowan 強(qiáng)化作用。充分利用不同尺寸增強(qiáng)體的耦合強(qiáng)化效應(yīng)，可以顯著改善 TMCs的綜合性能。基于此，呂維潔等[5]提出了微納協(xié)同強(qiáng)化設(shè)計(jì)思想，采用多元增強(qiáng)體通過優(yōu)化其組合及配比、調(diào)控增強(qiáng)體尺度及分布，從而充分發(fā)揮多元增強(qiáng)體的優(yōu)勢(shì)，達(dá)到微 / 納協(xié)同強(qiáng)化的效果。目前已開發(fā)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(xié)同強(qiáng)化的 TMCs。這些多元多尺度的微納增強(qiáng)體可以顯著提高 TMCs 的拉伸強(qiáng)度、高溫瞬時(shí)強(qiáng)度、持久強(qiáng)度及抗蠕變性能。

1.2 復(fù)合構(gòu)型設(shè)計(jì)

復(fù)合構(gòu)型有利于深入挖掘復(fù)合材料的性能潛力，提高其強(qiáng)韌性。通過設(shè)計(jì)調(diào)控增強(qiáng)體的非均勻分布，制備特殊構(gòu)型的復(fù)合材料成為近年來研究熱點(diǎn)之一。目前，TMCs 中主流的復(fù)合構(gòu)型有層狀構(gòu)型和網(wǎng)絡(luò)構(gòu)型兩種。借助粉末冶金法的高度可設(shè)計(jì)性，眾多學(xué)者開發(fā)出多樣復(fù)合構(gòu)型TMCs。段宏強(qiáng)[8] 通過離子滲碳結(jié)合熱壓連接的方法制備出不同體積分?jǐn)?shù)的增強(qiáng)體層狀結(jié)構(gòu) Ti – （TiB+TiC）/Ti復(fù) 合 材 料 及 Ti –（TiB+La₂O₃）/Ti 復(fù)合材料，證明了這種層狀構(gòu)型復(fù)合材料能夠在保持均勻增強(qiáng)復(fù)合材料強(qiáng)度的同時(shí)使延伸率提高了 1 倍。王帥[9] 采用交替疊層鋪粉及反應(yīng)熱壓燒 結(jié) 法 制 備 層 狀 結(jié) 構(gòu) TiB/Ti–TiB/TA15 復(fù)合材料。層狀結(jié)構(gòu)的引入有效提高了復(fù)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(jié)構(gòu) TMCs，其在保持良好延伸率的同時(shí)，強(qiáng)度得到大幅提升。

Huang 等[6，11] 利用反應(yīng)熱壓燒結(jié)法，采用大尺寸球形鈦粉和小尺寸的TiB2 粉制備了三維準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀分布的 TMCs，其組織形貌如圖 1（a）所示。這種網(wǎng)狀結(jié)構(gòu) TMCs 具有優(yōu)異的力學(xué)性能，相較于基體合金不僅強(qiáng)度得到顯著改善，同時(shí)塑性的降低幅度也更小。目前該團(tuán)隊(duì)還制備一系列三維準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)絡(luò)分布增強(qiáng) TMCs，并獲得良好的強(qiáng)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(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的TMCs。這與凝固過程中的物理冶金行為密切相關(guān)，絕大部分 TMCs 中 B含量處于亞共晶區(qū)，優(yōu)先形核的初生β 晶粒為貧 TiB 晶須區(qū)，而后續(xù)在初生 β 晶界處形核的共晶 TiB 和 β – Ti為富 TiB 晶須區(qū)，從而形成三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖 1（b）[12] 和（c）[13] 所示。

這種網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)受到冷卻速度、增強(qiáng)體含量等因素影響，當(dāng)冷卻速度較快時(shí)，如增材制造過程中，初生 β 晶粒細(xì)小，此時(shí)網(wǎng)狀尺寸較小；當(dāng)冷卻速度較慢時(shí)，如熔鑄制備過程中，初生β 晶粒粗大，網(wǎng)狀尺寸較大。當(dāng)共晶TiB 晶須含量較少不能完全包覆初生 β 晶粒時(shí)，形成的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)不連續(xù)；當(dāng)共晶 TiB 晶須含量過高時(shí)，由于冷卻時(shí)各相形核順序改變從而不會(huì)形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。此外，也有學(xué)者充分利用粉末冶金法的靈活性制備了同時(shí)具備層狀與網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的 TMCs。Liu等[14] 采用反應(yīng)熱壓法和疊層熱壓法設(shè)計(jì)并制備了含純鈦層及網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的 TiB/Ti 復(fù)合材料層的 TMCs，其在宏觀尺度上呈現(xiàn)層狀結(jié)構(gòu)，在微觀上層內(nèi)的 TiB 晶須則呈現(xiàn)三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)分布，這種復(fù)合構(gòu)型不僅可以顯著提高 TMCs 的強(qiáng)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(shù)與方法

TMCs 的原位自生制備技術(shù)可分為熔鑄法 （包括真空自耗電弧熔煉（VAR）、感應(yīng)凝殼熔煉 （ISM））、粉末冶金法 （包含反應(yīng)熱壓法（RHP）、放電等離子燒結(jié)法 （SPS）、機(jī)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(qū)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(tǒng)的鈦合金熔煉設(shè)備直接將海綿鈦、中間合金以及反應(yīng)劑一起混料后熔煉，在熔煉過程中通過原位自生反應(yīng)生成多元增強(qiáng)體。熔鑄法具有簡單、經(jīng)濟(jì)、靈活的特點(diǎn)， 可以實(shí)現(xiàn) TMCs 批量化生產(chǎn)和大尺寸構(gòu)件制備，具有廣闊的應(yīng)用前景。精密鑄造是一種高效的液態(tài)近凈成形方法，已被廣泛用于航空航天復(fù)雜鈦合金構(gòu)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?qū)崿F(xiàn)復(fù)雜構(gòu)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(guān)于 TMCs精密鑄造的研究報(bào)道仍較少。王冀恒 [16] 對(duì) （TiB+TiC）/Ti6Al4V 精密鑄造開展一系列基礎(chǔ)性研究，發(fā)現(xiàn)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(jié)晶路徑，使復(fù)材的流動(dòng)停止機(jī)制 與寬結(jié)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(xì)化了基體 α 片層。劉統(tǒng)軍[17] 也開展了（TiB + La₂O₃）/IMI834 的精密鑄造，發(fā)現(xiàn) B 元素和稀土元素 La 的引入可以使復(fù)合材料保持熔液狀態(tài)的時(shí)間更長，從而具有更好的流動(dòng)性，如圖 3 所示。精密鑄造技術(shù)可大幅度降低 TMCs 復(fù)雜構(gòu)件的生產(chǎn)成本，對(duì)推動(dòng) TMCs 在價(jià)格更為敏感的民用領(lǐng)域上的應(yīng)用具有重大意義。

粉末冶金法可實(shí)現(xiàn)復(fù)合材料中增強(qiáng)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(fèi)少，是目前構(gòu)型復(fù)合材料中最常用的制備手段。金屬增材制造技術(shù)是近 10 多年來飛速發(fā)展的一種近凈成形精密加工技術(shù)，具有能夠?qū)崿F(xiàn)多品種、小批量、凈成形、設(shè)計(jì)靈活和快速響應(yīng)等優(yōu)點(diǎn)，增材制造技術(shù)為TMCs 的開發(fā)與構(gòu)件研制帶來了新機(jī)遇。目前增材制造已成功應(yīng)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(shí)現(xiàn)力學(xué)性能的顯著提 升。但是這些 TMCs 的基體大多數(shù)為純鈦或 Ti6Al4V 合金，鮮有增材制造 HRTMCs 相關(guān)的研究報(bào)道。目前TMCs 的增材制造尚處在實(shí)驗(yàn)室階段，未工業(yè)化生產(chǎn)，仍有許多問題需 要解決。例如材料性能不穩(wěn)定、韌塑性較差、構(gòu)件質(zhì)量可靠性低等，主要是由于增強(qiáng)體的加入會(huì)引起激光吸收率、熔體黏度等物性的改變，從而導(dǎo)致打印件中孔隙、空洞等缺陷的形成。往往增強(qiáng)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(fù)合粉體。混合粉體是通過基體鈦合金粉末與反應(yīng)劑粉末按配比進(jìn)行低能或高能球磨等方式機(jī)械混合制得的。經(jīng)過優(yōu)化的混粉工藝可以基本解決反應(yīng)劑粉末和金屬粉末均勻混合的問題。機(jī)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(dòng)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(shí)現(xiàn)批量化生產(chǎn)，僅個(gè)別單位可生產(chǎn)相應(yīng)粉末。混合粉體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(shí)間很短，高熔點(diǎn)的反應(yīng)劑 （如 TiB₂ 的熔點(diǎn)為 3000 ℃以上；B4C 的熔點(diǎn)為 2350 ℃左右）使得原位自生反應(yīng)無法充分進(jìn)行。復(fù)合粉體是 借鑒預(yù)合金化粉末的制備思路，通過預(yù)先將海綿鈦、中間合金及反應(yīng)劑熔化成復(fù)材鑄錠，然后利用旋轉(zhuǎn)電極法或氣霧化法制備相應(yīng)粉體。經(jīng)過至少兩次循環(huán)熔化以及快速凝固可以將增強(qiáng)體直接內(nèi)嵌于粉末內(nèi)部。復(fù)合粉體的球形度好，衛(wèi)星粉較少、無空心粉、流動(dòng)性佳。Li 等[18] 采用氣霧化法將TiB/IMI834 鑄錠制成相應(yīng)的復(fù)合粉末，由于制備過程中復(fù)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(diǎn)，隨后發(fā)生共晶反應(yīng)析出TiB 納米晶須團(tuán)簇，TiB 團(tuán)簇在初生β 晶界上呈網(wǎng)狀分布，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)尺寸為 2~5 μm，如圖 4 所示。該方法制備的復(fù)合粉末可以用于制備具有三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的 HRTMCs。Fang 等[19]以復(fù)合粉體為原材料，采用激光直接沉積制備了體積分?jǐn)?shù) 2.5% TiB/Ti 復(fù)合材料。復(fù)合材料中納米 / 亞微米的 TiB 晶須亦呈網(wǎng)狀分布，等軸狀網(wǎng)絡(luò)和少量的柱狀樹枝形網(wǎng)絡(luò)分別位于熔池中部和底部，實(shí)現(xiàn)了凝固過程中初生 β 晶粒從柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。材料的綜合力學(xué)性能全面優(yōu)于傳統(tǒng)工藝的同類 TMCs，且表現(xiàn)出各向同性的拉伸性能。這種復(fù)合粉末的優(yōu)勢(shì)是可以將增強(qiáng)體內(nèi)嵌于粉末中，通過多次熔煉得到的 TMCs 棒材內(nèi)部增強(qiáng)體分布均勻，既可保證粉末內(nèi)部的增強(qiáng)體均勻分布，又避免了機(jī)械混合的不均勻性和雜質(zhì)污染。

然而，這種技術(shù)路線所制備的復(fù)合粉末具有極強(qiáng)的專用性，工藝周期較長，尚未形成工業(yè)化規(guī)模，成本相對(duì)較高。因此有必要開發(fā)新的復(fù)合粉末制備路線，例如將感應(yīng)熔煉與氣霧 化制粉相結(jié)合以此來降低生產(chǎn)成本、縮短工藝周期。

2.2 超塑性成形技術(shù)

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(tài)下高塑性、低流變應(yīng)力、無明顯加工硬化的特點(diǎn)，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(yōu)勢(shì)。目前，已開發(fā)出各種以超塑性成形為基礎(chǔ)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(kuò)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(shù)，目前廣泛應(yīng)用于鈦合金復(fù)雜構(gòu)件的生產(chǎn)，實(shí)現(xiàn)了飛機(jī)、火箭、衛(wèi)星和發(fā)動(dòng)機(jī)等重要零部件的大批量制造。與鈦合金相比，TMCs 在具有高強(qiáng)高模特性的同時(shí)，由于引入了硬質(zhì)增強(qiáng)相使其存在變形抗力大，加工性差的問題，結(jié)合超塑成形技術(shù)可有效降低變形抗力，解決其成形性差的問題，對(duì) TMCs 精密成形具有重大意義。國內(nèi)外研究均已證實(shí) TMCs 具有超塑性，在合適變形溫度及應(yīng)變速率下，大多數(shù) TMCs 的延伸率可超過 200%，如圖 5 所示[20]（各成分均為體積分?jǐn)?shù)）。目前關(guān)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(duì)以高溫鈦合金為基體的材料的相關(guān)研究仍較少。Wang 等[21] 研究了不同增強(qiáng)體含量的（TiB + TiC）/ Ti1100 復(fù)合材料的超塑性變形行為和變形機(jī)理，發(fā)現(xiàn)5% （TiB + TiC）/ Ti1100 復(fù)合材料在800 ℃/10^–2 s^–1 條件下具有最大延伸率 659%，表現(xiàn)出較好的高應(yīng)變速率超塑性。Li 等[22] 研究了基體組織對(duì)TiC/7715D 和 （TiB + TiC）/7715D 復(fù)合材料的超塑性變形行為的影響，發(fā)現(xiàn)基體為等軸組織時(shí)，復(fù)材超塑性更為優(yōu)異，在 1050 ℃/10^–3 s^–1 條件下，最大延伸率達(dá)到 802%。Qiu 等[20] 則對(duì)TiB、TiC 單元增強(qiáng)，（TiB + TiC）雙元單尺度增強(qiáng)和雙元 （TiB + La₂O₃）雙元微納增強(qiáng) IMI834 基復(fù)合材料的超塑性成形工藝進(jìn)行探索，發(fā)現(xiàn) 2.5%TiB/IMI834 復(fù)合材料的超塑性最為優(yōu)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(xué)性能

3.1 高溫拉伸性能

目前已有眾多文獻(xiàn)對(duì) TMCs 的力學(xué)性能進(jìn)行了總結(jié)歸納[15，23–25]。但鮮有文獻(xiàn)對(duì) HRTMCs 的高溫力學(xué)性能進(jìn)行總結(jié)，圖 6 給出了部分高溫鈦合金及 HRTMCs 的高溫拉伸性能以作補(bǔ)充 （其中各成分均為體積分?jǐn)?shù)）。TMCs 的高溫性能與材料微觀組織如增強(qiáng)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(gòu)等密切相關(guān)。相較于高溫鈦合 金，HRTMCs 的高溫強(qiáng)度顯著提高，且往往隨著增強(qiáng)體含量的增多而增大。Chen 等[26] 研 究 了 不 同 TiB 含量對(duì) TiB / Ti6242S 復(fù)合材料高溫性能的影響，發(fā)現(xiàn)添加了 TiB 的復(fù)合材料比基體 455 ℃的高溫強(qiáng)度提高了16% ~ 24%，且隨著 TiB 含量的增加，復(fù)合材料的高溫強(qiáng)度也隨之提高；特別是 565 ℃時(shí)高溫強(qiáng)度達(dá)到了 667MPa。馬鳳倉[27] 評(píng)估了不同 TiC 含量對(duì) TiC / Ti1100 復(fù)合材料高溫性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著 TiC 含量的提高，復(fù)合材料的高溫性能有顯著的提升，體積分?jǐn)?shù) 10% TiC/ Ti1100 復(fù)合材料在 650 ℃時(shí)的高溫強(qiáng)度達(dá)到了 889MPa。不同尺度及形貌的增強(qiáng)體有著不同強(qiáng)化機(jī)制。相較于顆粒狀增強(qiáng)體，TiB 晶須這類短纖維狀增強(qiáng)體具有更顯著的承載強(qiáng)化作用。通常晶須的長徑比越大、偏軸角越小，其強(qiáng)化效果越好[28]。而稀土氧化物 （如La₂O₃、Nd₂O₃、Y₂O₃ 等） 納米級(jí)顆粒通常起彌散強(qiáng)化作用。利用不同尺寸增強(qiáng)體的耦合強(qiáng)化效應(yīng)，可以充分發(fā)揮多元增強(qiáng)體的優(yōu)勢(shì)，達(dá)到微納協(xié)同強(qiáng)化的效果。楊志峰[29] 制備了TiB 和 TiC 雙 元 增 強(qiáng) Ti6242S 復(fù) 合材料，其 600 ℃時(shí)的高溫強(qiáng)度比商用IMI834 鈦合金提高了 22.8%，且 650 ℃時(shí)的高溫強(qiáng)度也達(dá)到了 639 MPa。

Xiao 等[30] 制備了一系列 TiB、TiC 和La₂O₃ 多元強(qiáng)化增強(qiáng) IMI834 復(fù)合材料，并系統(tǒng)研究了其高溫力學(xué)性能、高溫蠕變性能和熱穩(wěn)定，證明了這類HRTMCs 具有優(yōu)異的耐熱性能，其中（TiB + La₂O₃）/IMI834 復(fù)合材料在 600℃時(shí)的高溫強(qiáng)度較商用 IMI834 合金提高了 28%，并且在 700 ℃時(shí)仍具有755 MPa 的優(yōu)異強(qiáng)度。此外，設(shè)計(jì)調(diào)控增強(qiáng)體的非均勻分布，制備特殊構(gòu)型亦可以顯著提高 HRTMCs 的高溫性能。Wang 等[31] 通過熱壓燒結(jié)法制備了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu) TiB/Ti60 復(fù)合材料，通過強(qiáng)化晶界使復(fù)合材料具有優(yōu)異的高溫 性能，其中燒結(jié)態(tài)的 5.1% TiB/Ti60 復(fù)合材料在 600 ℃和 700 ℃時(shí)的高溫強(qiáng)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(yīng)力及固結(jié)陶瓷增強(qiáng)體等作用，主導(dǎo)著復(fù)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(gòu)等）對(duì) 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(guān)。形變加工可以有效細(xì)化基體微觀組織，不僅提高了 TMCs 的強(qiáng)度，也改善了其延伸率。但是隨著溫度升高，晶內(nèi)強(qiáng)度和晶界強(qiáng)度都會(huì)降低，且晶界強(qiáng)度往往下降更快。Xiao等[30] 評(píng)估了不同應(yīng)變速率下多元增 強(qiáng) TMCs 中 IMI834 基 體 的 等 強(qiáng)溫度，發(fā)現(xiàn)當(dāng)應(yīng)變速率為 10^–3 s–¹ 時(shí)，IMI834 基體合金的等強(qiáng)溫度為 600℃。因此當(dāng)溫度≤600 ℃時(shí)，基體的細(xì)晶強(qiáng)化作用才可能發(fā)揮積極正面作用；當(dāng)溫度更高時(shí)，晶界強(qiáng)度低于晶內(nèi)強(qiáng)度，細(xì)晶基體反而對(duì)復(fù)合材料強(qiáng)度起負(fù)面作用。因此，通過細(xì)化基體晶粒來提高 HRTMCs 在 600 ℃以上高溫強(qiáng)度的做法往往會(huì)適得其反。不同鈦合金顯微組織的力學(xué)性能各有優(yōu)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(yōu)于等軸組織及雙態(tài)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(duì) （TiB + La2O3）/IMI834 復(fù)合材料高溫性能的影響，經(jīng)過 95% 熱軋制變形和 β 相區(qū)固溶加上 650 ℃時(shí)效處理后，其 650 ℃時(shí)的高溫強(qiáng)度達(dá)到 766 MPa。Li 等[33] 通過系統(tǒng)研究不同熱處理工藝對(duì) （TiB + La₂O₃）/IMI834 復(fù)合材料高溫性能的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過 β 熱處理后的復(fù)合材料具有較優(yōu)的性能，其在 650 ℃時(shí)的高溫強(qiáng)度為 722 MPa。此外，TMCs 基 體 α–Ti 相為密排六方結(jié)構(gòu)，具有本征各向異性，在形變加工后易形成強(qiáng)織構(gòu)。因此基體織構(gòu)對(duì) TMCs 力學(xué)性能的影響也不容忽視。Le 等[34–35]研究了基體織構(gòu)及 TiB 晶須排布對(duì)（TiB + La₂O₃）/IMI834 復(fù)材軋板力學(xué)性能的耦合作用，證實(shí)了基體織構(gòu)會(huì)使得在平行于基極 （基體多數(shù)晶粒的 [0001] 軸向）方向上的強(qiáng)度明顯高于垂直于基極方向上的強(qiáng)度，而晶須在其軸向上承載強(qiáng)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(diào)控基體織構(gòu)和晶須排布，從而實(shí)現(xiàn)復(fù)材性能的設(shè)計(jì)思路，例如使晶須垂直于基體織構(gòu)基極排布，有效利用二者間拮抗作用減弱復(fù)材強(qiáng)度各向異性，避免擇優(yōu)取向引起消極作用；抑或者使晶須平行于基體織構(gòu)基極，利用二者的協(xié)同作用通過織構(gòu)強(qiáng)化使得在該方向上復(fù)材強(qiáng)度更為突出。更為重要的是這種基體織構(gòu)和定向排布晶須的協(xié)同強(qiáng)化作用在 650 ℃以上高溫時(shí)仍有效，有望顯著提高 HRTMCs 的高溫強(qiáng)度。

TiB/Ti60 復(fù)合材料在經(jīng)過 β 相區(qū)擠壓變形后，基體為強(qiáng) <0001> 平行于擠壓方向的絲織構(gòu)，同時(shí) TiB 晶須也平行于擠壓方向排布，該復(fù)合材料在600 ℃和 700 ℃時(shí)的高溫強(qiáng)度分別達(dá)到了 992 MPa 和 784 MPa[31]。

綜上，通過調(diào)整增強(qiáng)體的類型、含量及分布，調(diào)控基體晶粒尺寸、組織形貌、基體織構(gòu)等微觀組織，可以獲得高溫性能優(yōu)異的 HRTMCs。絕大部分 HRTMCs 650 ℃時(shí)的強(qiáng)度顯 著優(yōu)于傳統(tǒng)高溫鈦合金 600 ℃時(shí)的強(qiáng)度，甚至部分復(fù)合材料在 700 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度也與傳統(tǒng)高溫鈦合金 600℃時(shí)的相當(dāng)。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(dá)到 700 ℃。

3.2 蠕變性能和持久性能

材料在高溫受載環(huán)境下長期服役會(huì)發(fā)生蠕變變形。蠕變性能及高溫持久性能是高溫構(gòu)件設(shè)計(jì)選材的重要依據(jù)。目前，對(duì) 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(wěn)態(tài)蠕變速率與外加應(yīng)力關(guān)系以及滿足100 h壽命的持久強(qiáng)度。Xiao等[36–37]對(duì) （TiB + La₂O₃）/IMI834 復(fù)合材料的高溫蠕變性能進(jìn)行系統(tǒng)研究，發(fā)現(xiàn)HRTMCs 的穩(wěn)態(tài)蠕變速率較 IMI834合金低 1~2 個(gè)數(shù)量級(jí)，同時(shí)蠕變抗力顯著提高。HRTMCs 蠕變抗力強(qiáng)化主要來自應(yīng)力傳遞效應(yīng)和門檻應(yīng)力，并且強(qiáng)烈依賴于增強(qiáng)體的形態(tài)特征。短纖維狀 TiB 晶須作用主要體現(xiàn)為可以提高應(yīng)力傳遞效應(yīng)，其長徑比越大、體積分?jǐn)?shù)越高對(duì)應(yīng)力傳遞效應(yīng)提升作用越突出。納米 La₂O₃ 顆粒則主要通過 Orawan 強(qiáng)化作用提高門檻應(yīng)力，其彌散程度越高提升效果越明顯。李云鋼等[38–39] 發(fā)現(xiàn)增強(qiáng)體的加入可以顯著改善 （TiB + La₂O₃）/IMI834和 （TiB + TiC + La₂O₃）/IMI834 復(fù) 合 材料 的 高 溫 持 久 性 能，（TiB + La₂O₃）/IMI834 復(fù)合材料的持久斷裂時(shí)間比基體合金高出一個(gè)數(shù)量級(jí)，但復(fù)合材料持久斷裂延伸率與基體合金相當(dāng)。

此外，TMCs 基體的微觀組織對(duì)復(fù)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(duì) TiB/IMI834、TiB/Ti1100及 （TiB + La2O3）/IMI834 復(fù)合材料蠕變性能的影響，其中 β 熱處理后復(fù)合材料的穩(wěn)態(tài)蠕變速率均小于 α + β 熱處理后，且 α + β 熱處理時(shí)固溶溫度越高，復(fù)合材料穩(wěn)態(tài)蠕變速率越小。這也表明片層組織基體的蠕變性能優(yōu)于雙態(tài)組織及等軸組織。Guo 等[43] 研究了熱軋制變形量對(duì) （TiB + La₂O₃）/IMI834 復(fù)合材料蠕變性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著軋制變形量增大，復(fù)合材料穩(wěn)態(tài)蠕變速率先降低而后提高，并揭示了 TMCs 蠕變的變形機(jī)制為晶界滑動(dòng)以及 α 片層內(nèi)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。

綜上，相較于鈦合金，HRTMCs具有更低的穩(wěn)態(tài)蠕變性速率和更高的蠕變激活能；HRTMCs 穩(wěn)態(tài)蠕變速率與外加應(yīng)力間仍符合冪律關(guān)系，但應(yīng)力指數(shù)更大；HRTMCs 蠕變存 在門檻應(yīng)力，外加應(yīng)力低于門檻時(shí)不發(fā)生蠕變；在相同測(cè)試溫度及持續(xù)時(shí)間內(nèi)，HRTMCs 的持久強(qiáng)度更高。

4、 HRTMCs 的應(yīng)用實(shí)例

TMCs 具有高比強(qiáng)度及比剛度、優(yōu)異耐磨性及高溫性能，因此在航空航天和民用領(lǐng)域有著廣闊應(yīng)用前景。日本豐田株式會(huì)社已開發(fā)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(fā)動(dòng)機(jī)上，實(shí)現(xiàn)減重 40%，使得發(fā)動(dòng)機(jī)的最高轉(zhuǎn)速顯著提高，運(yùn)轉(zhuǎn)噪聲降低 30%[44]。德國 ATM 公司成功開發(fā)了 TiB/Ti6Al4V 和 TiC/Ti6Al4V復(fù)合材料用于汽車進(jìn)氣閥、出氣閥、連桿及飛機(jī)起落架等[45]。

相較于國外，國內(nèi)單位開展了更多 TMCs 的制備及工程應(yīng)用工作。上海交通大學(xué)研究團(tuán)隊(duì)經(jīng)過 20 多年在 TMCs 方向的深耕，已經(jīng)建立了成熟的 TMCs 的復(fù)合設(shè)計(jì)、復(fù)合響應(yīng)、 變形加工的全鏈條基礎(chǔ)理論和制備技術(shù)體系，開發(fā)的 TMCs 具有高模量耐磨損和耐熱兩類優(yōu)異性能，拓展了鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域。上海交通大學(xué)聯(lián)合浙江嘉鈦金屬科技有限公司采用真空自耗熔煉技術(shù)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(shí)現(xiàn)了噸級(jí) TMCs 的批量化生產(chǎn)。同時(shí)該團(tuán)隊(duì)還建立了擁有 250 kg 真空自耗凝殼爐澆鑄設(shè)備的TMCs 精密鑄造生產(chǎn)線，可實(shí)現(xiàn)最大外徑 1200 mm、高度 500 mm TMCs構(gòu)件的澆鑄成形，單件質(zhì)量凈重最大可達(dá) 150 kg。通過精密鑄造工藝和熱等靜壓技術(shù)，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(tuán)隊(duì)解決了變截面異型構(gòu)件性能穩(wěn)定性控制難題，建成了擁有 3000 t 壓機(jī)及全套耐高溫模具的等溫精密鍛造加工平臺(tái)，可生產(chǎn)不同規(guī)格復(fù)雜形狀的鈦基復(fù)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(guān)鍵領(lǐng)域獲得應(yīng)用，其

力學(xué)性能全面超越 TC4 鈦合金鍛件的國家標(biāo)準(zhǔn)，并具有高強(qiáng)高模耐磨損等優(yōu)異性能。圖 9 為采用等溫鍛造技 術(shù) 制 備 （TiB + La₂O₃）/ IMI834 的HRTMCs 鍛件，材料整體利用率達(dá)到 90% 以上。對(duì)鍛件進(jìn)一步熱處理及機(jī)加工后成功制備出滿足航天需求的 HRTMCs 復(fù)雜構(gòu)件，其比強(qiáng)度和比模量整體提高 10%，結(jié)構(gòu)減重45%，并且耐熱性能提升十分明顯，構(gòu)件使用溫度可以拓展到 700 ℃，瞬時(shí)使用溫度可以達(dá)到 800 ℃甚至更高。圖 10 為蘇州歐拉透平機(jī)械有限公司利用鈦基復(fù)合材料葉輪作為核心構(gòu)件應(yīng)用于離心式高溫水蒸氣壓縮機(jī)組的現(xiàn)場及一、二期構(gòu)件照片。該葉輪構(gòu)件在溫度為 570 ℃，壓力為 1 MPa 下腐蝕介質(zhì)中服役，一期構(gòu)件已運(yùn)轉(zhuǎn) 8 年，表明該構(gòu)件可在高溫環(huán)境中可靠運(yùn)行。此外，該研究團(tuán)隊(duì)已突破了 HRTMCs 薄板熱加工技術(shù)瓶頸，實(shí)現(xiàn)了厚度僅為 0.5mm 的 HRTMCs 薄板軋制加工成形。

哈爾濱工業(yè)大學(xué)研究團(tuán)隊(duì)則以網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料為特色，采用熱壓燒結(jié)法制備了某航天飛行器發(fā)動(dòng)機(jī)用氣動(dòng)格柵 （Φ580 mm×10mm），實(shí)現(xiàn)單件減重 47%[3]。該團(tuán)隊(duì) 還采用熱靜液擠壓和旋鍛技術(shù)制備了內(nèi)徑 5 ~ 7 mm、壁厚 1.5 ~ 3 mm 的TiB/Ti60 薄壁管材[7]。

5 、結(jié)論

經(jīng)過多年研究，TMCs 的設(shè)計(jì)、制備及加工均獲得長足的進(jìn)步，通過對(duì)增強(qiáng)相尺寸、種類及分布特性、基體組織等結(jié)構(gòu)參量進(jìn)行有序調(diào)控，提升了材料綜合性能，解決了 TMCs 制 備和構(gòu)件成形的關(guān)鍵難題，并在某些關(guān)鍵領(lǐng)域獲得應(yīng)用，產(chǎn)生了良好的社會(huì)效益和經(jīng)濟(jì)效益。為進(jìn)一步提高HRTMCs 的綜合性能，促進(jìn)復(fù)合材料先進(jìn)加工技術(shù)的發(fā)展，持續(xù)擴(kuò)大材料在航空航天、石油、化工、艦船等領(lǐng)域應(yīng)用探索，今后可以從以下 4 個(gè)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(yè)化生產(chǎn)。

大尺度構(gòu)件需要制備更大規(guī)格的鈦基復(fù)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(zhì)量穩(wěn)定的鑄錠和粉末冶金坯料是 TMCs 規(guī)模化應(yīng)用必須解決的關(guān)鍵難題。在此基礎(chǔ)上利用工業(yè)化設(shè)備實(shí)現(xiàn) TMCs 管、棒、板材的生產(chǎn)。

（2）微納與構(gòu)型耦合。

高溫下晶界強(qiáng)度顯著降低，強(qiáng)化晶界是未來進(jìn)一步提高 HRTMCs 高溫性能的關(guān)鍵。微納強(qiáng)化及構(gòu)型強(qiáng)化均可以顯著提高 HRTMCs 的高溫性能。因此，將微納強(qiáng)化與構(gòu)型強(qiáng)化相結(jié)合有望進(jìn)一步提升 TMCs 的高溫性能。通過對(duì)復(fù)合材料中增強(qiáng)體的種類、含量、尺寸及空間分布的優(yōu)化設(shè)計(jì)，實(shí)現(xiàn)多元多尺度增強(qiáng)體的多結(jié)構(gòu)分布，成為突破 TMCs 耐熱瓶頸的新途徑。

（3）發(fā)展先進(jìn)近凈成形加工技術(shù)。

增材制造、精密鑄造和等溫超塑成形這 3 種近凈成形技術(shù)是解決HRTMCs 復(fù)雜構(gòu)件成形的重要突破口。增材制造方面，復(fù)合粉體具有先天性優(yōu)勢(shì)，開發(fā)新的復(fù)合粉末短流程制備路線以降低生產(chǎn)成本、縮短工藝周期，有助于推動(dòng) HRTMCs 增材技術(shù)的發(fā)展。精密鑄造方面，則需要優(yōu)化基體合金成分和增強(qiáng)體的種類及含量，并對(duì) TMCs 精密鑄造過程模擬 來優(yōu)化澆鑄模型及工藝，從而減少鑄造缺陷、提升流動(dòng)性保證充型、提高鑄件力學(xué)性能。等溫超塑成形方面，則需要繼續(xù)深入 HRTMCs 超塑性成形工藝及機(jī)理研究，探究多元多尺度增強(qiáng)體及其構(gòu)型分布對(duì)超塑性變形機(jī)制的影響，以實(shí)現(xiàn)基體組織的精細(xì)調(diào)控及增強(qiáng)體構(gòu)型分布的保持，進(jìn)一步發(fā)揮其在大尺寸復(fù)雜構(gòu)件穩(wěn)定化制備的優(yōu)勢(shì)。

（4）完善綜合性能數(shù)據(jù)以及相關(guān)檢測(cè)技術(shù)的開發(fā)。

HRTMCs 除了具備良好的室溫強(qiáng)韌性和優(yōu)異高溫強(qiáng)度外，還更多關(guān)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(huán)境服役時(shí)必須考慮的關(guān)鍵性指標(biāo)。應(yīng)考慮增強(qiáng)體、相應(yīng)構(gòu)型分布以及變形參數(shù)對(duì)綜合性能的影響，從而優(yōu)化復(fù)合材料設(shè)計(jì)、制備及加工。與此同時(shí)，必須解決鈦基復(fù)合材料檢測(cè)、無損探傷等關(guān)鍵難題，這對(duì)于加快 HRTMCs 應(yīng)用具有顯著意義。

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