引言

鈦合金是20世紀(jì)50年代發(fā)展起來的一種重要結(jié)構(gòu)金屬，因比強(qiáng)度高、熱穩(wěn)定性好、耐腐蝕性優(yōu)異等特點，在航空航天、國防軍工、海洋工程、石油化工等領(lǐng)域具有廣泛應(yīng)用[1-3]。然而，隨著我國高新制造技術(shù)領(lǐng)域的快速發(fā)展，高精尖領(lǐng)域產(chǎn)品對新型結(jié)構(gòu)材料在高強(qiáng)、高韌、耐熱等方面提出更高要求，傳統(tǒng)鈦合金已不能滿足關(guān)鍵結(jié)構(gòu)部件對高性能材料的迫切需求。因此，在保持鈦合金原有優(yōu)良性能的基礎(chǔ)上，向鈦基體中引入增強(qiáng)相制備的高性能鈦基復(fù)合材料（TMCs）應(yīng)運而生[4]。該材料可以進(jìn)一步提升鈦材比強(qiáng)度、比剛度和耐磨性能，同時具有鈦基體良好的塑韌性，已于20世紀(jì)80年代中期由美國Ｄｙｎａｍｅｔ公司為首的多家企業(yè)實現(xiàn)商業(yè)化應(yīng)用，其產(chǎn)品覆蓋多個領(lǐng)域，其中波音公司將其成功應(yīng)用于787商用飛機(jī)的高買飛比零部件上[5]。根據(jù)增強(qiáng)相分布情況，TMCs被分為連續(xù)纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料和非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料（DRTMCs）兩種。金屬基復(fù)合材料的早期研究多以連續(xù)SIC纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料為主，SIC纖維的存在可以使該材料沿纖維方向的斷裂韌性得到大幅提升，同時具有優(yōu)異的耐高溫、抗蠕變和抗疲勞性能，然而性能的各向異性使該材料僅適用于飛機(jī)環(huán)狀件、連桿、軸等單向選擇性增強(qiáng)部件[6]。

而DRTMCs中的增強(qiáng)相多為顆粒狀、晶須狀和短纖維狀，如圖1ａ所示，與連續(xù)SIC纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料相比其制備成本更低，更易于二次加工且能夠避免各向異性對其應(yīng)用的限制；與傳統(tǒng)鈦合金相比其具有更高的比強(qiáng)度和高溫耐熱能力，有望在600～800℃代替?zhèn)鹘y(tǒng)高溫合金和鎳基高溫合金，實現(xiàn)40％～50％的減重，如圖1ｂ所示[7]；與TiAl、NiAl和Ti2AlNb等金屬間化合物相比其具有更高的室溫塑性、成形性與焊接性能[8]。因此，DRTMCs在航空航天、國防軍工、汽車制造以及民用等領(lǐng)域具有更加廣闊的應(yīng)用前景。

目前，制約我國高性能鈦基復(fù)合材料應(yīng)用與發(fā)展的瓶頸主要有復(fù)合材料塑韌性不足和增強(qiáng)相種類及分布單一等問題。近年來，隨著研究的不斷深入，多元多尺度鈦基復(fù)合材料的多效應(yīng)耦合強(qiáng)化機(jī)制、界面反應(yīng)和微觀組織與宏觀性能間關(guān)聯(lián)以及后續(xù)熱加工熱處理工藝篩選等已經(jīng)成為鈦基復(fù)合材料進(jìn)一步提升強(qiáng)韌性、拓寬應(yīng)用范圍的重要研究方向。

因此，本文就DRTMCs的發(fā)展現(xiàn)狀進(jìn)行詳細(xì)綜述，包括鈦基體及增強(qiáng)相種類與分布、制備方法、后續(xù)熱變形熱處理、組織結(jié)構(gòu)設(shè)計及其工程應(yīng)用等方面的研究進(jìn)展與發(fā)展趨勢。

1、基體與增強(qiáng)相設(shè)計

DRTMCs的服役性能主要由鈦基體、增強(qiáng)相和二者之間的界面結(jié)合情況決定，根據(jù)不同應(yīng)用需求，綜合考慮基體的相組成、增強(qiáng)相種類、含量及分布狀態(tài)，針對性地設(shè)計滿足服役要求的高性能鈦基復(fù)合材料。

1.1基體設(shè)計

鈦基體是鈦基復(fù)合材料高性能的基礎(chǔ)來源，根據(jù)退火后物相組成，其被分為α-Ti、近α-Ti、（α＋β）-Ti、亞穩(wěn)β-Ti和β-Ti等多種類型。早期DRTMCs研究主要聚焦于α-Ti型純鈦基體，單一α相能簡化材料機(jī)理研究，便于復(fù)合材料設(shè)計與可行性驗證，但由于純Ti強(qiáng)度較低，即使通過顆粒增強(qiáng)仍難以獲得理想的室溫強(qiáng)度和高溫性能，其在實際應(yīng)用中受限。

而（α＋β）型雙相合金具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，其中典型的TC4合金是目前鈦基復(fù)合材料研究及應(yīng)用最為廣泛的基體。

而近α型的TA15和TA19合金具有良好的高溫性能，主要應(yīng)用于耐熱鈦基復(fù)合材料研究。對于β型鈦合金，其室溫強(qiáng)度較高，但BCC結(jié)構(gòu)使其高溫下原子擴(kuò)散系數(shù)較大，存在高溫抗蠕變不足、塑韌性差等問題，可以通過增強(qiáng)相引入或熱處理調(diào)控來提升材料性能。

1.2增強(qiáng)相設(shè)計

DRTMCs中引入增強(qiáng)相主要目的是提升材料強(qiáng)度、硬度，改善其室溫、高溫性能。通常情況下增強(qiáng)相為高強(qiáng)、高硬且熱力學(xué)穩(wěn)定的陶瓷相。該陶瓷相需與鈦基體保持相近的熱膨脹系數(shù)，防止在制備或使用過程中界面殘余應(yīng)力較大而導(dǎo)致材料過早失效。此外，增強(qiáng)相與基體還應(yīng)具有良好的物理和化學(xué)相容性，避免界面不良反應(yīng)而產(chǎn)生孔洞、雜質(zhì)等缺陷。

1.2.1陶瓷增強(qiáng)相

常用的鈦基復(fù)合材料增強(qiáng)相物理及力學(xué)性能如表1所示。目前研究最為廣泛的是晶須狀TiＢｗ和顆粒狀TiCp兩類增強(qiáng)相，二者均具有較高的彈性模量及與基體相近的物理化學(xué)屬性，對鈦基體的強(qiáng)化效果顯著。這兩類增強(qiáng)相的元素來源種類繁多，常見的碳源有乙炔碳黑[9]、高純碳粉[10]、Mo2Ｃ[11]、VC[12]、ＣＨ4[13]、石墨片[14]、SIC[15]等。TiCp因熱膨脹系數(shù)小、熱力學(xué)穩(wěn)定且摩擦系數(shù)低，一直是鈦基復(fù)合材料增強(qiáng)相的研究熱點之一。而常見的硼源則有TiB2[16]、硼粉、Ｂ4Ｃ等，與基體反應(yīng)生成具有Ｂ27結(jié)構(gòu)的TiＢ，其生長方向為[010]，易形成晶須狀，具有優(yōu)異的強(qiáng)韌化效果，同時有利于提升材料的高溫蠕變性能。

1.2.2碳納米材料

碳納米材料具有輕質(zhì)、超高彈性模量、高導(dǎo)熱導(dǎo)電等特性，碳納米管、石墨烯等碳納米材料可以與鈦基體形成強(qiáng)界面結(jié)合，大幅提升載荷轉(zhuǎn)移效率，改善鈦基復(fù)合材料的強(qiáng)度、導(dǎo)電和導(dǎo)熱性能，對研發(fā)超高比強(qiáng)度DRTMCs具有重要意義。典型的碳納米管（CNTs）由六邊形排列的碳原子卷曲而成的柱狀纖維組成，其密度僅為2.1g/cm³，而屈服強(qiáng)度高達(dá)110GPa，彈性模量達(dá)1TPa，能夠用于制備超高強(qiáng)鈦基復(fù)合材料。較高的范德華力極易導(dǎo)致CNTs團(tuán)聚，因此常采用高能球磨以克服該問題，但在高速球磨過程會破壞CNTs結(jié)構(gòu)，影響其在復(fù)合材料中的承載作用。為此，楊亞峰等[17]采用化學(xué)氣相沉積技術(shù)引入乙炔，在鎳催化劑修飾的鈦粉表面原位合成結(jié)構(gòu)完整、分散均勻的CNTs，隨后經(jīng)高溫?zé)Y(jié)制備出CNTs和TiＣ協(xié)同增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料，其抗拉強(qiáng)度達(dá)1030MPa，延伸率達(dá)12.5％。此外石墨烯（GNPs）為單層或幾層石墨單原子層的納米級結(jié)構(gòu)，是已知導(dǎo)電性最優(yōu)的材料[18]。但GNPs與鈦基體接觸面積大，極易發(fā)生界面化學(xué)反應(yīng)，生成變形協(xié)調(diào)能力差的TiCｘ過渡層，產(chǎn)生強(qiáng)內(nèi)應(yīng)力而限制GNPs的承載強(qiáng)化作用[19]。為此，張法明等[20]通過調(diào)控放電等離子燒結(jié)多工藝以降低其界面反應(yīng)程度，實現(xiàn)了良好異質(zhì)界面結(jié)合，其中GNPs在基體中呈三維網(wǎng)狀分布，協(xié)調(diào)了材料強(qiáng)度與塑性。其他常見碳納米材料還包括氧化石墨烯（ＧＯｓ）和碳納米洋蔥（ＯＬＣｓ）等[21]。目前碳納米材料作為增強(qiáng)相尚存在兩點難題亟需解決：一是碳納米材料的高表面能及疏水性使其極易發(fā)生團(tuán)聚，難以分散；二是碳納米材料極易與Ti基體發(fā)生過度界面反應(yīng)而生成TiC，破壞碳納米材料的特殊結(jié)構(gòu)，降低強(qiáng)化效果。

1.2.3陶瓷前驅(qū)體聚合物

近年來興起一種利用陶瓷先驅(qū)體聚合物提供C、Si源以制備顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的方法。典型的陶瓷先驅(qū)體聚合物聚碳硅烷（PCS）是一種以Ｓｉ和Ｃ原子交替排列為骨架的有機(jī)硅化合物，其在高溫下不穩(wěn)定，易受熱分解，轉(zhuǎn)化為SIC和游離Ｃ原子，可以與金屬基體原位反應(yīng)制備出增強(qiáng)相顆粒彌散分布的高性能金屬基復(fù)合材料。筆者團(tuán)隊曾利用PCS受熱分解轉(zhuǎn)變?yōu)镾IC和Ｃ的特點，通過原位自生技術(shù)制備出顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，所制備Ti/PCS復(fù)合材料的晶粒得到明顯細(xì)化，TiC顆粒呈均勻彌散分布，且與基體界面結(jié)合優(yōu)異，材料的室溫力學(xué)性能和耐磨性能優(yōu)異，其中Ti-3％PCS（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)861MPa，延伸率達(dá)10.8％，體積磨損率僅為0.84×10-12ｍ3／（Ｎ·ｍ）[22-23]，相關(guān)研究成果如圖2所示。

2、鈦基復(fù)合材料的制備方法

根據(jù)增強(qiáng)相引入方式不同，DRTMCs的制備方法分為外加法和原位自生法。傳統(tǒng)外加法通過預(yù)制固定形態(tài)增強(qiáng)相方式，顆粒尺寸通常為數(shù)十微米甚至毫米級，常存在基體與增強(qiáng)相界面結(jié)合性差，易誘發(fā)裂紋和孔隙等缺陷，使復(fù)合材料承載能力大幅下降。而原位自生法制備的鈦基復(fù)合材料中增強(qiáng)相與基體間界面匹配度高、熱力學(xué)穩(wěn)定、高溫性能優(yōu)異，同時可以針對不同服役需求實現(xiàn)增強(qiáng)相種類、含量、分布的精確調(diào)控，高效制備出綜合性能優(yōu)異的鈦基復(fù)合材料，其已成為DRTMCs的主流研究方向。根據(jù)原位自生反應(yīng)的原始物質(zhì)狀態(tài)，DRTMCs的制備方法主要分為固-液反應(yīng)法、固-固反應(yīng)法和固-氣反應(yīng)法等。

2.1固-液反應(yīng)法

固-液反應(yīng)法是指在熔化狀態(tài)金屬中，加入含有增強(qiáng)相形成元素的固態(tài)物質(zhì)并與基體金屬反應(yīng)生成增強(qiáng)相的一種復(fù)合材料制備方式。熔鑄法（ＩＭ）是固-液反應(yīng)最常見的方法，該方法是將傳統(tǒng)鑄造工藝與原位反應(yīng)相結(jié)合，將混合粉末在熔煉爐中加熱至熔化后澆鑄成形的工藝，原位生成的增強(qiáng)相與基體界面清潔，結(jié)合強(qiáng)度高。曹磊等[24]基于真空感應(yīng)熔煉方式制備了TiC／TC4復(fù)合材料，通過高溫空冷使得高含量增強(qiáng)相產(chǎn)生的樹突狀結(jié)構(gòu)斷裂并發(fā)生球化，減少孔洞并產(chǎn)生鈍化裂紋效果，同時降低材料內(nèi)應(yīng)力集中程度，從而改善復(fù)合材料的斷裂韌性。但使用熔鑄工藝制備的鈦基復(fù)合材料不可避免地存在晶粒粗大及組織偏析等問題，針對這些問題，張長江等[25]將熔鑄技術(shù)與多向鍛造工藝相結(jié)合制備出高性能TiＢｗ增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，熱加工使基體組織由粗大鑄態(tài)網(wǎng)籃狀轉(zhuǎn)化為細(xì)小等軸狀，TiＢｗ也斷裂細(xì)化并沿鍛造方向均勻分布，最終制備的復(fù)合材料室溫強(qiáng)塑性和650℃高溫強(qiáng)塑性均得到顯著改善。然而鈦本身活性高，熔點高，熱導(dǎo)率低，在熔融狀態(tài)下極易與常見耐火材料反應(yīng)，難以找到適合的熔煉容器。此外熔煉過程必須在高真空或高純惰性氣氛條件下進(jìn)行，以防止高活性鈦與空氣中的氧、氮等雜質(zhì)元素反應(yīng)而造成材料性能惡化，因此熔鑄法制備鈦基復(fù)合材料需進(jìn)行嚴(yán)格的工藝控制，這樣大幅增加了操作難度和制造成本。

另外，熔煉過程不可避免會向復(fù)合材料中引入夾雜、氣孔、偏析和其他鑄造缺陷，因此必須對材料進(jìn)行熱變形或熱等靜壓處理，這同樣增加了工藝難度，提高了制造成本，同時后續(xù)的機(jī)械加工造成材料的嚴(yán)重浪費，限制了鈦基復(fù)合材料的推廣應(yīng)用[26]。

2.2固-固反應(yīng)法

固-固反應(yīng)法是指在一定溫度條件下，固態(tài)反應(yīng)物通過物質(zhì)擴(kuò)散反應(yīng)制備復(fù)合材料的方法。固-固反應(yīng)過程避免了液相鈦出現(xiàn)，改善了由于鈦高活性導(dǎo)致的間隙元素含量高、界面反應(yīng)過度等問題。該方法制備的鈦基復(fù)合材料還具有組織均勻細(xì)小、熱穩(wěn)定性優(yōu)異、易于實現(xiàn)增強(qiáng)相定量調(diào)控等特點。常用的鈦基復(fù)合材料固-固反應(yīng)法是由粉末冶金工藝發(fā)展而來，具有工藝流程短、材料利用率高、制造成本低等特點。常見的固-固反應(yīng)法包括機(jī)械合金化（MA）、放電等離子燒結(jié)（SPS）及反應(yīng)熱壓（RHP）等方法。

MA法是采用高能球磨方式將粉末進(jìn)行充分?jǐn)D壓、破碎、冷焊，借助原子擴(kuò)散發(fā)生固態(tài)反應(yīng)，再通過后續(xù)成形燒結(jié)制備出DRTMCs，該方法能使增強(qiáng)相顆粒顯著細(xì)化并在基體中均勻分布，但高能球磨過程易引入雜質(zhì)元素，破壞原料粉末球形度及結(jié)構(gòu)完整度，不利于材料性能提升[27]。SPS法則通過直流脈沖電的方式產(chǎn)生放電等離子體，使粉末表面活化并產(chǎn)生熱量，從而實現(xiàn)模具中粉體間原位反應(yīng)及快速致密化過程的同步發(fā)生。Ｓｉｎｇｈ等[28]采用SPS技術(shù)在短時間內(nèi)制備出（TiC＋TiＢ）混雜增強(qiáng)的TC4基復(fù)合材料，其中TiC、TiＢ顆粒均勻彌散分布，基體為全致密魏氏組織，該復(fù)合材料的室溫壓縮強(qiáng)度高達(dá)2379MPa，顯示出極佳的快速成形優(yōu)勢。但SPS工藝對設(shè)備要求較高，制造成本居高不下，目前僅能制備出簡單形狀的坯料。而RHP法是將混合粉末進(jìn)行冷壓成形后再通過熱壓燒結(jié)致密化，使得粉末坯在致密化的同時發(fā)生增強(qiáng)相原位反應(yīng)，具有操作簡單、反應(yīng)溫度低等優(yōu)點，目前黃陸軍[29-30]、張文叢[31]、王衛(wèi)民[32]、Ｔｊｏｎｇ[33]及ＣｈａｎDRａｎ等[34]均采用ＲＨＰ法制備出多種陶瓷相增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料，并對其組織演變及性能強(qiáng)韌化機(jī)制進(jìn)行深入探究，從而制備出綜合性能優(yōu)異的鈦基復(fù)合材料。

2.3固-氣反應(yīng)法

固-氣反應(yīng)法是指氣體和固體進(jìn)行反應(yīng)，原位生成增強(qiáng)相顆粒的方法。國內(nèi)外研究工作者對鈦基復(fù)合材料的固-氣反應(yīng)法進(jìn)行了深入研究，Ｋｉｍ等[35]在1998年首次提出采用可控的Ｃ-Ｈ化合物氣體（如ＣＨ4）與鈦粉在高溫下發(fā)生反應(yīng)，使增強(qiáng)相顆粒彌散分布在鈦粉表面，隨后再進(jìn)行真空熱壓燒結(jié)制備出TiCp增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料。張策等[13]也采用價格低廉的TiＨ2粉末為原料，高溫下通入ＣＨ4氣體反應(yīng)制備了低間隙原子的15％（體積分?jǐn)?shù)）TiC／Ti復(fù)合材料，TiＨ2在脫氫過程中易與鈦粉表面氧化膜反應(yīng)產(chǎn)生Ｈ2Ｏ分子，有效降低復(fù)合材料的氧含量（＜0.21％，質(zhì)量分?jǐn)?shù)），獲得完全致密且均勻細(xì)小的微觀組織，制備的復(fù)合材料兼具良好的室溫抗拉強(qiáng)度（715MPa）和延伸率（12.1％）?？傮w而言，固-氣反應(yīng)法工藝簡單，制備成本低，避免了原始粉末混合過程中對粉末外形的破壞以及球磨過程引入大量雜質(zhì)等問題，具有一定的發(fā)展前景，但是該工藝制備的增強(qiáng)相種類單一且含量難以有效控制，無法精確調(diào)控材料的組織、性能，因而有待進(jìn)一步完善和解決。

2.4其他制備技術(shù)

增材制造技術(shù)（ＡＭ）是近年來飛速發(fā)展的一種高新制造技術(shù)，其核心思想是“離散-堆積”，即先將零件三維模型沿某一方向離散為二維切片模型，再轉(zhuǎn)化為加工軌跡，然后通過數(shù)控代碼輸入加工設(shè)備，經(jīng)過逐層加工制造出零部件。該方法可設(shè)計性高，工序簡單，能耗低，成形能力強(qiáng)，同時具有設(shè)計制備成分梯度材料能力。目前鈦合金增材制造技術(shù)已經(jīng)相對成熟，在航空航天、國防軍工等領(lǐng)域舉足輕重[36]，但現(xiàn)階段鈦基復(fù)合材料增材制造技術(shù)仍處于實驗研發(fā)階段。AM技術(shù)可以賦予DRTMCs更均勻細(xì)小組織及更高強(qiáng)度硬度，這是因為在成形過程中高能量密度和快冷卻速率限制了增強(qiáng)相及基體組織粗化，在固／液界面有更多形核位點，易產(chǎn)生更多的細(xì)小等軸晶，其制造過程如圖3所示[37]。此外基于增強(qiáng)相的組織細(xì)化屬性，再配合其他強(qiáng)化機(jī)制，如固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化等，使得AM技術(shù)可以制備出更高強(qiáng)、高耐磨、高耐熱的顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料。張來昌等[38]通過選擇激光熔化（ＳＬＭ）技術(shù)制備了TiＢ／Ti復(fù)合材料，不規(guī)則的TiＢ2原料與純Ti粉原位反應(yīng)生成短棒狀TiＢ顆粒，細(xì)化了組織晶粒，其室溫壓縮強(qiáng)度達(dá)1421MPa，維氏硬度達(dá)402ＨＶ。李俐群等[39]采用激光熔化沉積（ＬＭＤ）技術(shù)制備了TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料，在激光熔覆過程中TiC顆粒大量溶解于基體，形成界面結(jié)合良好的共晶TiC相，采用950℃熱處理對快速冷卻產(chǎn)生的魏氏組織及條狀共晶相進(jìn)行優(yōu)化，使得復(fù)合材料的強(qiáng)度和塑性大幅提升。激光增材制造制備的鈦基復(fù)合材料具有獨特的組織結(jié)構(gòu)及優(yōu)異的力學(xué)性能，隨著該技術(shù)的不斷發(fā)展，在兼顧精確成形和高性能需求的復(fù)雜構(gòu)件近終成形方面展現(xiàn)出巨大的應(yīng)用潛力。但該技術(shù)發(fā)展時間尚短，仍存在許多問題有待深入研究，如復(fù)雜熔池反應(yīng)中高能量、高冷速下增強(qiáng)相與基體間的物質(zhì)遷移及組織演變規(guī)律、制備工藝-組織結(jié)構(gòu)-力學(xué)性能間的動態(tài)關(guān)聯(lián)機(jī)制等，同時技術(shù)優(yōu)化和成本降低是推動該技術(shù)在市場中穩(wěn)定發(fā)展的重要核心。

3、鈦基復(fù)合材料的塑性變形

對鈦基復(fù)合材料而言，基體與增強(qiáng)相的硬度、模量及熔點等屬性相差較大，使用單一工藝制備的制件常出現(xiàn)致密度低、晶粒粗大及界面結(jié)合不足等問題，嚴(yán)重影響復(fù)合材料的力學(xué)性能，因此需要通過后續(xù)熱變形以消除復(fù)合材料內(nèi)部缺陷，從而獲得形狀尺寸、組織和性能與使用需求相匹配的鈦基復(fù)合材料。室溫下鈦基體通常為密排六方結(jié)構(gòu)α相，該相滑移系較少，難以進(jìn)行冷加工變形，故通常在α／β兩相區(qū)對鈦基復(fù)合材料進(jìn)行熱加工變形[40]。目前研究中常見熱加工方法有熱擠壓、熱軋制、熱鍛造等。

熱鍛造是指對加熱的金屬坯料施加壓力，使其發(fā)生塑性變形以獲得一定力學(xué)性能及尺寸結(jié)構(gòu)滿足要求的熱加工方法。因為鈦基體熱變形窗口窄，同時高強(qiáng)硬質(zhì)增強(qiáng)相的引入使復(fù)合材料的變形抗力增大，導(dǎo)致其高溫變形更為困難，所以DRTMCs對鍛造溫度、變形量、變形速率等參數(shù)的精確控制要求較高。Ｇａｉｓｉｎ等[41]采用不同鍛造溫度對鑄造TiＢ／ＶＴ18Ｕ進(jìn)行兩向等溫鍛造，發(fā)現(xiàn)與常見兩相區(qū)等溫鍛造相比，β單相區(qū)鍛造后復(fù)合材料細(xì)化的基體中基本沒有擇優(yōu)取向出現(xiàn)，最終退火后復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度高達(dá)1300MPa，其蠕變抗力也得到顯著提升。此外，對難變形的鈦基復(fù)合材料而言，等溫精密鍛造技術(shù)被認(rèn)為是最具應(yīng)用前景的熱加工方法，既可以保證大尺寸構(gòu)件的精密成形，提高材料利用率，又可以提升所制鍛件的綜合力學(xué)性能。目前通過熱鍛造工藝制成的鈦基復(fù)合材料發(fā)動機(jī)噴管、接頭、連桿、活塞等結(jié)構(gòu)件已經(jīng)在航空航天領(lǐng)域進(jìn)行推廣應(yīng)用。

熱擠壓是指在一定溫度下對放入擠壓筒中的金屬坯料施加外力，使之從特定模孔中流出，進(jìn)而獲得所需截面形狀和規(guī)格尺寸的一種塑性加工方法。熱擠壓變形時材料處于三向壓應(yīng)力狀態(tài)，整體塑性變形量較大，可最大限度發(fā)揮形變強(qiáng)化效果。呂維潔等[42]采用真空熔煉＋熱擠壓方式制備出（TiＢ＋TiC＋Ｌａ₂Ｏ₃）/TC4復(fù)合材料，細(xì)小的TiＢ在變形時通過釘扎位錯的儲能方式為再結(jié)晶提供形核位點，而在擠壓過程中優(yōu)先在三相界交接處生成的亞微米級Ｌａ₂Ｏ₃則更趨向于釘扎晶界，擠壓后組織的變形區(qū)以及增強(qiáng)相含量更多的再結(jié)晶（DRＸ）細(xì)晶區(qū)間織構(gòu)強(qiáng)度存在較大差異，最終制得（TiＢ＋TiC＋Ｌａ₂Ｏ₃）/TC4復(fù)合材料的室溫拉伸性能和高溫強(qiáng)度得到大幅提升。此外本研究組發(fā)現(xiàn)基于粉末冶金工藝燒結(jié)制備的鈦基復(fù)合材料較傳統(tǒng)熔鍛坯具有更好的熱變形加工能力，其可以在1100℃以上β單相區(qū)進(jìn)行高溫擠壓變形，這主要是因為粉末坯是經(jīng)1200～1300℃高溫?zé)Y(jié)獲得，其組織晶粒已處于平衡穩(wěn)定狀態(tài)，所以在低于燒結(jié)溫度的高溫塑性變形時并不會發(fā)生明顯晶粒粗化，故其熱加工窗口更寬，變形抗力小，同時制備的材料性能優(yōu)異，其中經(jīng)1150℃擠壓后TC4/PCS復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)1307MPa，延伸率達(dá)10％[26，43]。

熱軋制是指在一定溫度下通過兩旋轉(zhuǎn)軋輥與軋件之間的摩擦力將制件拉入棍縫，使其受到壓縮產(chǎn)生塑性變形的一種成形方式。隨著熱軋制過程中變形量的增加，顯微組織沿軋制方向伸長，增強(qiáng)相發(fā)生斷裂破碎細(xì)化。塑性變形與高溫提供再結(jié)晶動力，使得組織明顯細(xì)化，基體連通度提高，復(fù)合材料塑性增強(qiáng)[44-47]。耿林等[48]研究了熱軋制對（TiＢｗ＋（TiＺｒ）5Ｓｉ3）/TA15復(fù)合材料的影響，發(fā)現(xiàn)熱軋制過程中基體α相發(fā)生再結(jié)晶和球化，同時（TiＺｒ）5Ｓｉ3硅化物在熱軋過程中發(fā)生溶解并重新析出，彌散分布在β相晶界附近阻礙晶界及相界滑動，進(jìn)一步提高復(fù)合材料的高溫性能。值得注意的是，軋制變形過程中TiＢ晶須會沿軋制方向轉(zhuǎn)動，從而提升短纖維增強(qiáng)相的應(yīng)力傳遞效果，改善復(fù)合材料

的抗蠕變性能。ＳｒｉNiｖａｓａｎ等[49]研究發(fā)現(xiàn)少量Ｂ元素的引入可以顯著降低Ti-6Ａｌ-4Ｖ合金的軋制變形開裂傾向，故可通過多步軋制法直接軋制成形出300ｍｍ×200ｍｍ×2ｍｍ的Ti-6Al-4Ｖ-0.1Ｂ合金板材。

綜上所述，熱加工具有促使復(fù)合材料基體發(fā)生再結(jié)晶細(xì)化組織、形變強(qiáng)化以及增強(qiáng)相均勻分布的彌散強(qiáng)化作用。通過控制變形量、應(yīng)變速率、變形溫度等工藝參數(shù)，深入研究組織和性能演變規(guī)律，結(jié)合增強(qiáng)相類型的多元化發(fā)展趨勢，能夠有效解決DRTMCs室溫塑韌性差的問題，從而制備出綜合性能優(yōu)異的鈦基復(fù)合材料板材、管材、棒材、型材和異形件等。

4、鈦基復(fù)合材料的熱處理改性

對塑性變形后的鈦基復(fù)合材料而言，熱處理是一個必不可少環(huán)節(jié)，它可以調(diào)控微觀組織形貌，消除變形后的殘余應(yīng)力，進(jìn)一步改善材料的力學(xué)性能。常用熱處理方法為退火和固溶時效，退火的目的是去除復(fù)合材料熱變形殘余應(yīng)力、增加組織穩(wěn)定性并改善材料塑性；而固溶時效則是一種強(qiáng)化熱處理方式，可以有機(jī)調(diào)控材料的強(qiáng)度和塑性。鈦合金作為基體制備的鈦基復(fù)合材料最大優(yōu)勢是可以通過熱處理獲得所需的強(qiáng)度和塑性，這主要通過轉(zhuǎn)變β組織或馬氏體α＇相形成、基體組織細(xì)化及固溶時效強(qiáng)化等作用，而熱處理對增強(qiáng)相的尺寸、形貌幾乎沒有影響。熱處理主要通過優(yōu)化調(diào)控溫度與時間參數(shù)來控制基體組織相變、回復(fù)再結(jié)晶，對界面反應(yīng)過程起到有效調(diào)控作用，在這過程中不同類型增強(qiáng)相也會對基體的組織結(jié)構(gòu)變化產(chǎn)生影響。陳玉勇等[50]對鍛造態(tài)（TiＢ＋TiC＋Ｙ₂Ｏ₃）／α-Ti復(fù)合材料進(jìn)行固溶時效熱處理，研究發(fā)現(xiàn)硅化物在片層及α／β界面處析出并通過Ｏｒｏｗａｎ機(jī)制提高材料強(qiáng)度，同時各增強(qiáng)相的釘扎作用使基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小片層狀，進(jìn)一步提高材料強(qiáng)度，最終所制備復(fù)合材料700℃高溫抗拉強(qiáng)度達(dá)624.7MPa，延伸率達(dá)16％。陳彪等[51]針對碳纖維（ＣＦｓ）增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的界面結(jié)構(gòu)控制展開研究，通過對比熱處理溫度獲得最佳TiC界面厚度，以最大限度促使載荷由基體轉(zhuǎn)移至碳纖維，從而提升材料綜合性能，經(jīng)900℃退火后的ＣＦｓ／TC4復(fù)合材料在保證晶粒未長大前提下TiC界面厚度由難以傳遞載荷的0.256μｍ增至1.473μｍ，獲得最佳的室溫強(qiáng)塑性，同時500℃抗壓強(qiáng)度較熱處理前提升16.4％。

熱處理通常作為DRTMCs力學(xué)性能的最終決定因素，可以有效控制基體尺寸形貌和原位反應(yīng)程度。增強(qiáng)相在熱處理過程中可以影響基體相變點，釘扎晶界遷移，發(fā)生部分元素固溶強(qiáng)化等，使得復(fù)合材料強(qiáng)度得到進(jìn)一步提升。目前國內(nèi)外對鈦基復(fù)合材料熱處理研究正由基于傳統(tǒng)鈦合金的組織形貌與力學(xué)性能影響逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樵鰪?qiáng)相對復(fù)合材料相變機(jī)制及其動力學(xué)、熱力學(xué)影響的機(jī)理分析，相關(guān)增強(qiáng)相與基體協(xié)同作用的適配熱處理制度探究逐漸成為研究重點。

5、鈦基復(fù)合材料的組織結(jié)構(gòu)設(shè)計

開發(fā)新型鈦合金材料的最主要目的是追求更高的強(qiáng)度、硬度、耐熱及優(yōu)異塑韌性，而高強(qiáng)硬質(zhì)陶瓷相顆粒的引入對提升鈦材料綜合性能展現(xiàn)出巨大潛力。為充分發(fā)揮增強(qiáng)相顆粒的尺寸效應(yīng)及功能效應(yīng)，通過引入多種類增強(qiáng)相并控制其大小、分布，制備多元多尺度增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料，能夠很好地起到對基體的協(xié)同強(qiáng)化作用。TiＢｗ和TiCp是鈦基復(fù)合材料應(yīng)用最廣泛的微米尺度增強(qiáng)相，常使用價格低廉的Ｂ4Ｃ制備（TiCp＋TiＢｗ）協(xié)同增強(qiáng)的鈦基復(fù)合材料，研究發(fā)現(xiàn)TiCp會趨向于在｛110｝TiＢ面族生長，有助于二者的共生增強(qiáng)效應(yīng)，而引入少量的TiＢｗ和TiCp增強(qiáng)相便能使鈦基復(fù)合材料的性能得到大幅提升[52]。此外，Ｌａ₂Ｏ₃、ＣａTiＯ₃、Ｎｄ₂Ｏ₃、Ｙ₂Ｏ₃等氧化物顆粒作為納米尺度增強(qiáng)相[53-54]，也被廣泛應(yīng)用于鈦基復(fù)合材料研究中，吸氧劑的引入不僅可以吸附固定間隙氧元素，凈化鈦基體，同時衍生的納米顆粒還能起到彌散強(qiáng)化作用，從而顯著提升材料的高溫瞬時強(qiáng)度和持久強(qiáng)度。然而在增強(qiáng)相呈均勻分布的鈦基復(fù)合材料中，尤其是微米級增強(qiáng)相，位錯在基體內(nèi)部難以運動而極易發(fā)生塞積，直至增強(qiáng)相出現(xiàn)微裂紋，造成增強(qiáng)效果不佳而塑性大幅降低。為此，黃陸軍等[7]基于Ｈａｓｈｉｎ-ＳｈｔｒｉｋMAｎ（Ｈ-Ｓ）理論和晶界強(qiáng)化原理，采用大尺寸鈦粉為原料、低能球磨、反應(yīng)熱壓法，成功設(shè)計并制備出增強(qiáng)相呈準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀分布的鈦基復(fù)合材料，如圖4ａ所示，通過硬相TiＢ包圍軟相Ti基體的連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)優(yōu)先承受比基體更高的應(yīng)力，有效阻礙裂紋擴(kuò)展行為，削弱了均勻分布增強(qiáng)相存在的分割作用，從而實現(xiàn)DRTMCs的增強(qiáng)增韌。此外結(jié)合多級多尺度設(shè)計思想，他們利用Ｓｉ元素在Ti基體中的固溶、脫溶雙重效應(yīng)，成功制備出（Ti5Ｓｉ3＋TiＢｗ）/Ti6Al4Ｖ兩級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)復(fù)合材料[55]，其中微小的TiＢｗ圍繞在等軸基體外的一級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，控制該尺度下的晶粒尺寸并抑制高溫下晶界軟化，而β相晶粒間的超細(xì)針狀Ti5Ｓｉ3相則構(gòu)成二級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，進(jìn)一步減緩相界面的高溫軟化，同時起到彌散強(qiáng)化作用，如圖4ｂ所示。蠕變測試表明，高溫下Ti5Ｓｉ3相發(fā)生溶解，并在相界面以更細(xì)小尺寸重新析出，Ｓｉ元素的擴(kuò)散使得復(fù)合材料蠕變抗力不斷增強(qiáng)，其550℃/300MPa的蠕變持久斷裂時間較Ti基體提高了20倍。

在自然界中，多種生物經(jīng)過長期的自然篩選以最適合自身生存的材料來構(gòu)建自身防御，如竹、木、骨骼、貝殼等，這些天然生物材料往往具有優(yōu)異的力學(xué)性能。其中貝殼材料具有極高的強(qiáng)度和韌性，這主要與其珍珠層層狀微觀結(jié)構(gòu)有關(guān)，在基體承載變形和斷裂過程中可以很好地發(fā)揮協(xié)調(diào)變形作用。為此仿貝殼珍珠層層狀結(jié)構(gòu)逐漸被引入到高強(qiáng)韌鈦基復(fù)合材料的設(shè)計中，霍望圖等[56]以Ti箔為原料，利用電泳沉積技術(shù)（ＥＰＤ）在Ti箔表面沉積了ＧＯｓ和Ｓｉ，結(jié)合SPS方法制備出層狀結(jié)構(gòu)（Ti5Ｓｉ3＋TiC）/Ti復(fù)合材料，如圖5ｃ所示，其室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)610MPa，延伸率達(dá)27％，展現(xiàn)出良好的強(qiáng)度和塑性。韓遠(yuǎn)飛等[57-58]以純Ti和ＬａＢ6粉末為原料，結(jié)合粉末冶金和熱軋制法，通過原位自生反應(yīng)制備出（TiＢｗ＋Ｌａ₂Ｏ₃）/Ti-Ti層狀復(fù)合材料，與增強(qiáng)相均勻分布且同含量的（TiＢｗ＋Ｌａ2Ｏ3）/Ti復(fù)合材料相比，其抗拉強(qiáng)度基本不變，但延伸率由13％提升至17％，具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。此外，張洪梅等[59-60]設(shè)計了一種具有仿生“蒼耳”三維界面結(jié)構(gòu)的（GNPs＋TiC＋TiＢｗ）/Ti復(fù)合材料，原位形成的微米級TiＢｗ連接并穿透GNPs和致密TiC層，與Ti基體緊密接觸組成三維界面結(jié)構(gòu)，如圖5所示。與單一的TiＢｗ／Ti復(fù)合材料中增強(qiáng)相的無序生長狀態(tài)相比，晶須的定向生長有利于界面穩(wěn)定，且晶須的穿透作用抑制GNPs與TiC的界面脫粘，最終制得的復(fù)合材料在保持較高抗拉強(qiáng)度的同時延伸率仍高達(dá)23.2％。

基于上述對鈦基復(fù)合材料增強(qiáng)相的研究，多元多尺度與仿生結(jié)構(gòu)設(shè)計已經(jīng)成為當(dāng)前DRTMCs的研究熱點。

通過對DRTMCs增強(qiáng)相引入原料、原位自生技術(shù)以及非均勻有序組織構(gòu)型設(shè)計，可以引入多種類協(xié)同強(qiáng)化效果，實現(xiàn)納米／微米級增強(qiáng)相共同強(qiáng)化作用，而借助新興的計算機(jī)模擬以及高通量制備、表征技術(shù)更是增加了鈦基復(fù)合材料的可設(shè)計性。因此，現(xiàn)有研究的DRTMCs各項性能不斷提升，鈦基復(fù)合材料能夠獲得更加廣泛的應(yīng)用前景。在近期研究中通過不同工藝制備的鈦基復(fù)合材料的硬度以及室溫拉伸性能如表2所示，各類增強(qiáng)相的引入對鈦基體的強(qiáng)度、硬度提升具有顯著效果，同時后續(xù)熱加工可以有效改善增強(qiáng)相對復(fù)合材料塑性的不良影響，使得DRTMCs兼具良好的強(qiáng)韌性。

6、工程應(yīng)用

近年來，有關(guān)DRTMCs的組織和性能研究已經(jīng)獲得長足發(fā)展，輕質(zhì)耐熱高強(qiáng)韌DRTMCs已經(jīng)成為國內(nèi)外航空發(fā)動機(jī)、汽車零部件以及眾多民用產(chǎn)品的應(yīng)用材料。在國外研究領(lǐng)域，美國ＤｙｎａｍｅｔＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ公司使用熱等靜壓技術(shù)制備出高含量TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料零件，該零件已經(jīng)成功應(yīng)用于半球形導(dǎo)彈殼體與導(dǎo)彈尾翼制造，此外該公司也開發(fā)出一系列應(yīng)用于醫(yī)療植入件及運動刀具等其他鈦基復(fù)合材料產(chǎn)品，如圖6ａ所示[70]。Ｃｅｒｍｅ系列如ＣｅｒｍｅTi-5、ＣｅｒｍｅTi-10分別應(yīng)用于高爾夫球桿、冰刀，與鋼材料相比減重40％。

ＣｅｒｍｅTi-Ｂ-5制刀具有優(yōu)異的耐磨性能，其鋒利度保持時間超出Ｒｃ6工具鋼10％以上。圖6ｂ中箭頭所指為帶有Ｃｅｒｍｅ-Ti中心導(dǎo)向部件的概念性坦克軌道。美國ＧＥ公司研發(fā)出一系列0.8TiＢ2／Ti-47Al-2Ｍｎ-2Nb熔鑄產(chǎn)品，這些產(chǎn)品具有較好的斷裂韌性及抗蠕變能力，被應(yīng)用于航空航天發(fā)動機(jī)及渦輪翼片。日本豐田公司采用TiＢｗ／Ti-6Al-4Ｓｎ-4Ｚｒ-1Nb-1Mo-0.5Ｓｉ復(fù)合材料制成連桿以及發(fā)動機(jī)氣門，如圖6ｃ所示，該復(fù)合材料零件能夠降低汽車能耗、排氣量，同時減小噪音。

英國勞斯萊斯測試了一種用于先進(jìn)的超風(fēng)扇發(fā)動機(jī)的碳/鈦復(fù)合風(fēng)扇系統(tǒng)（見圖6ｄ），該系統(tǒng)包含鈦基復(fù)合材料葉片和外殼，使得每架飛機(jī)最多減輕1500磅，相當(dāng)于免費多搭載七名乘客[6]。

在國內(nèi)研究方面，西北院采用模鍛技術(shù)制備出應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)葉片的TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料棒材，該棒材具有優(yōu)異的室溫力學(xué)性能及650℃高溫耐熱強(qiáng)度。上海交通大學(xué)利用工業(yè)級真空自耗熔煉爐成功實現(xiàn)了DRTMCs的噸級大批量生產(chǎn)，其等溫精密鍛造制品如圖7ａ—ｃ所示，該生產(chǎn)線已成功應(yīng)用于航天科工集團(tuán)以及中船重工的制件生產(chǎn)[53]，精密鑄造成形的多元多尺度鈦基復(fù)合材料殼體與葉輪件大大降低了機(jī)加工難度，同時其表面光潔，內(nèi)部組織均勻，力學(xué)性能優(yōu)異。圖7ｄ—ｆ還展示了近年來國內(nèi)機(jī)構(gòu)制備的一些典型鈦基復(fù)合材料工業(yè)應(yīng)用零部件，包括航天飛行器發(fā)動機(jī)用氣動格柵、薄壁毛細(xì)管和緊固件等[6，71]。隨著相關(guān)新型制造技術(shù)研發(fā)及組織-性能-機(jī)理的深入探究，DRTMCs已經(jīng)成功發(fā)展出多條設(shè)計路線成熟、制備技術(shù)穩(wěn)定的實際應(yīng)用生產(chǎn)線，已有多家企業(yè)與研究所簽署合作研發(fā)協(xié)議，有效推動了鈦基復(fù)合材料的技術(shù)開發(fā)和產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用進(jìn)程。

7、展望

原位自生DRTMCs突破了傳統(tǒng)鈦材強(qiáng)度硬度低、耐磨耐熱性能差等問題，滿足高新技術(shù)領(lǐng)域?qū)Ω咝阅芙Y(jié)構(gòu)材料的迫切需求，已成為當(dāng)今材料領(lǐng)域的研究熱點之一。然而關(guān)于其組織和性能理論研究、制備工藝成本控制以及應(yīng)用領(lǐng)域的擴(kuò)大途徑亟待深入探究，因此對DRTMCs的發(fā)展提出以下幾點建議：

（1）制備過程的反應(yīng)機(jī)理研究，包括增強(qiáng)相與基體間界面反應(yīng)熱力學(xué)、動力學(xué)原理與制備工藝間關(guān)系，通過優(yōu)化界面反應(yīng)、精確控制組織結(jié)構(gòu)，最大限度發(fā)揮增強(qiáng)相優(yōu)勢，針對性制備高強(qiáng)耐熱鈦基復(fù)合材料。同時與先進(jìn)增材制造工藝過程相結(jié)合，針對熔池內(nèi)反應(yīng)與對流情況制定最優(yōu)參數(shù)組合及掃描路徑，實現(xiàn)中小型復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的組織成分控制。

（2）組織結(jié)構(gòu)優(yōu)化。引入多元多尺度增強(qiáng)相概念，使用不同種類、不同尺寸、不同形貌增強(qiáng)相的耦合增強(qiáng)效果，如納米級Ti5Ｓｉ3彌散強(qiáng)化與Ｓｉ固溶強(qiáng)化，TiＢ晶須與TiC顆粒協(xié)同強(qiáng)化等。引入網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)、層狀結(jié)構(gòu)和成分梯度零件概念，進(jìn)一步發(fā)展有序非均勻增強(qiáng)相復(fù)合材料的強(qiáng)塑性匹配。

（3）高通量制備表征技術(shù)。隨著國內(nèi)外“材料基因工程”項目的快速推進(jìn)，結(jié)合大數(shù)據(jù)背景與機(jī)器學(xué)習(xí)手段的材料高通量研發(fā)、制備、表征模式已經(jīng)取得長足進(jìn)展。由于復(fù)合材料反應(yīng)過程為熱力學(xué)非平衡狀態(tài)，針對金屬材料已有的高通量制備、表征技術(shù)仍需進(jìn)一步發(fā)展，復(fù)合體系界面化學(xué)及熱動力學(xué)數(shù)據(jù)庫仍有待建立。

（4）結(jié)合鈦基復(fù)合材料的可加工性特點，利用擠壓、鍛造、焊接等一系列熱加工技術(shù)與熱處理工藝，制備具有優(yōu)異綜合性能的大尺寸復(fù)雜件，以滿足鈦基復(fù)合材料實際工程應(yīng)用需求。

開發(fā)低成本高性能DRTMCs的制備方式，提升制件成材率，推動其產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用進(jìn)程。

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9ＺｈａｏＸ.ＰｒｅｐａｒａTiｏｎａｎｄｐｒｏｐｅｒTiｅｓｏｆｉｎ-ｓｉｔｕTiCｒｅｉｎｆｏｒｃｅTiTANiｕｍMAｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ.MAｓｔｅｒ'ｓＴｈｅｓｉｓ，ＢｅｉｊｉｎｇＪｉａｏｔｏｎｇＵNiｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈｉｎａ，2019（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

趙勛.原位自生TiC增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的制備與性能研究.碩士學(xué)位論文，北京交通大學(xué)，2019.

10ＹａｎｇＪＨ，ＷｅｉＳ，ＪｉＷ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａTiｏｎ，2022，184，111616.

11ＣａｉＣ，ＱｉｕＪＣＤ，ＳｈｉａｎＴＷ，ｅｔAl.ＡｄｄｉTiｖｅMAｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，2021，46，102134.

12ＬｉｕＹＢ，ＬｉｕＹ，ＺｈａｏＺＷ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2014，599，188.

13ＺｈａｎｇＣ，ＧｕｏＺＭ，ＹａｎｇＦ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2018，769，37.

14ＢａｉＭＷ，ＮａｍｕｓＲＤ，ＸｕＹＤ，ｅｔAl.Ｗｅａｒ，2019，432-433，202944.

15ＫａｎｇＺＳ，NiＹ，ＺｕｏＸＬ，ｅｔAl.ＳｐｅｃｉAlＣａｓTiｎｇ＆ＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓAlｌｏｙｓ，2020，40（11），1204（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

康壯蘇，倪雅，左新龍，等.特種鑄造及有色合金，2020，40（11），1204.

16ＰａｎＤ，ＺｈａｎｇＸ，ＨｏｕＸＤ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，2021，799，140137.

17ＬｉＳＦ，ＣｕｉＪＹ，ＹａｎｇＬＦ，ｅｔAl.ＭｅTAｌｌｕｒｇｉｃAlａｎｄMAｔｅｒｉAlｓＴｒａｎｓａｃ-TiｏｎｓＡ，2020，51（11），5932.

18ＬｉｕＪＱ.ＰｒｅｐａｒａTiｏｎａｎｄｍｅｃｈａNiｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅｓｏｆｎａｎｏｃａｒｂｏｎMAｔｅｒｉAlｓｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄTiTANiｕｍMAｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ.MAｓｔｅｒ'ｓＴｈｅｓｉｓ，ＣｈｏｎｇｑｉｎｇＵNi-ｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈｉｎａ，2019（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

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19ＹｕＪＳ，ＺｈａｏＱＹ，ＨｕａｎｇＳＸ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2021，879，160346.

20ＷａｎｇＪ，ＺｈａｎｇＦＭ，ＳｈａｎｇＣＹ，ｅｔAl.ＡｃTAMAｔｅｒｉａｅＣｏｍｐｏｓｉTAｅＳｉNiｃａ，2020，37（12），3137（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

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21ＬｉｕＪＱ，ＨｕＮ，ＬｉｕＸＹ，ｅｔAl.ＮａｎｏｓｃAlｅＲｅｓｅａｒｃｈＬｅｔｔｅｒｓ，2019，14（1），114.

22ＰａｎＹ，ＬｉＷＢ，ＬｕＸ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａTiｏｎ，2020，170，110633.

23ＬｕＸ，ＰａｎＹ，ＬｉＷＢ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，2020，795，139924.

24ＷｅｉＺＪ，ＣａｏＬ，ＷａｎｇＨＷ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2011，27（8），1321.

25ＦｅｎｇＨ，ＳｕｎＹＧ，ＬｉａｎＹＺ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓ，2020，13（24），5751.

26ＰａｎＹ.Ｏｘｙｇｅｎｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ，ｃｅｒａｍｉCpｈａｓｅｅｖｏｌｕTiｏｎａｎｄｓｔｒｅｎｇｔｈｅNiｎｇｍｅｃｈａNiｓｍｏｆｈｉｇｈ-ｐｅｒｆｏｒMAｎｃｅTiTANiｕｍMAｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ.Ｐｈ.Ｄ.Ｔｈｅ-ｓｉｓ，ＵNiｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃ ｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，Ｃｈｉｎａ，2021（ｉｎＣｈｉ-ｎｅｓｅ）.

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29ＬｉｕＣ，ＨｕａｎｇＬＪ，ＧｅｎｇＬ，ｅｔAl.ＡｄｖａｎｃｅｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇMAｔｅｒAlｓ，2015，17（7），933.

30ＨｕａｎｇＬＪ，ＳｕｎＦＢ，ＡｎＱ，ｅｔAl.ＳｃｉｅｎｃｅＣｈｉｎａＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｉｃAlＳｃｉｅｎｃｅｓ，2020，50（7），935（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

黃陸軍，孫楓泊，安琦，等.中國科學(xué)：技術(shù)科學(xué)，2020，50（7），935.

31ＺｈａｎｇＷＣ，ＷａｎｇＭＭ，ＣｈｅｎＷＺ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓａｎｄＤｅｓｉｇｎ，2015，88，471.

32ＷａｎｇＷＭ，ＦｕＺＹ，ＷａｎｇＨ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅ-ｔｙ，2002，22（7），1045.

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34ＫｕMAｒｉＳ，ＰｒａｓａｄＮＥ，ＣｈａｎDRａｎＫＳＲ，ｅｔAl.ＪＯＭ，2004，56，51.

35ＫｉｍＹＪ，ＣｈｕｎｇＨ，ＫａｎｇＳＪＬ.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，2002，333（1-2），343.

36ＷａｎｇＬＱ，ＬｉｎｇＺＨ，ＺｈａｏＺＹ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＲｅｐｏｒｔｓ，2023，37（22），22030266（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

王利卿，凌子涵，趙占勇，等.材料導(dǎo)報，2023，

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38ＡｔTAｒＨ，Ｂｏ¨NiｓｃｈＭ，ＣAlｉｎＭ，ｅｔAl.ＡｃTAMAｔｅｒｉAlｉａ，2014，76，13.

39ＷａｎｇＪＤ，ＬｉＬＱ，TAｎＣＷ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆMAｔｅｒｉAlｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＴｅｃｈ-ｎｏｌｏｇｙ，2018，252，524.

40ＺｈｕＸ，ＦａｎＱ，ＷａｎｇＤ，ｅｔAl.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＮａｔｕｒAlＳｃｉｅｎｃｅ：MAｔｅｒｉAlｓＩｎ-ｔｅｒｎａTiｏｎA(yù)l，2021，31（5），742.

41ＧａｉｓｉｎＲＡ，ＩMAｙｅｖＶＭ，ＩMAｙｅｖＲＭ.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍ-ｐｏｕｎｄｓ，2017，737，385.

42ＱｉｕＰＫ，ＨａｎＹＦ，ＨｕａｎｇＧＦ，ｅｔAl.ＭｅTAｌｌｕｒｇｉｃAlａｎｄＭａｔｅｒｉAlｓＴｒａｎ-ｓａｃTiｏｎｓＡ，2020，51（5），2276.

43ＫｕａｎｇＦ，ＰａｎＹ，ＺｈａｎｇＪ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2023，951，169990.

44MAＹ，ＤｕＺＸ，ＣｕｉＸＭ，ｅｔAl.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＮａｔｕｒAlＳｃｉｅｎｃｅ：MAｔｅｒｉAlｓＩｎｔｅｒｎａTiｏｎA(yù)l，2018，28（6），711.

45ＷａｎｇＷ，ＷａｎｇＭ，ＣａｉＪ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＲｅｐｏｒｔｓ，2021，35（8），08140（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

王偉，王萌，蔡軍，等.材料導(dǎo)報，2021，35（8），08140.

46ＺｈｕＸ，ＦａｎＱ，ＺｈｏｕＧ，ｅｔAl.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＮａｔｕｒAlＳｃｉｅｎｃｅ：MAｔｅｒｉAlｓＩｎ-ｔｅｒｎａTiｏｎA(yù)l，2022，32（4），504.

47ＧｕｏＲＱ，ＷａｎｇＸＱ，ＬｉｕＧＨ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＲｅｐｏｒｔｓ，2022，36（Ｚ1），22010111（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

郭瑞琪，王秀琦，劉國懷，等.材料導(dǎo)報，2022，36（Ｚ1），22010111.

48ＣｈｅｎＲ，ＡｎＱ，ＺｈａｎｇＲ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆＮｅｔｓｈａｐｅＦｏｒｍｉｎｇＥｎｇｉｎｅｅ-ｒｉｎｇ，2021，13（3），1（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

陳潤，安琦，張芮，等.精密成形工程，2021，13（3），1.

49ＳｒｉNiｖａｓａｎＲ，ＭｉｒａｃｌｅＤ，TAｍｉｒｉｓａｋａｎｄAlａＳ.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉ-ｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，2008，487（1-2），541.

50ＹａｎｇＪＨ，ＣｈｅｎＹＹ，ＸｉａｏＳＬ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅ-ｒｉｎｇ：Ａ，2020，788，139516.

51ＬｖＳ，ＬｉＪＳ，ＬｉＳＦ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｄｏｕｎｄｓ，2021，877，160313.

52NiＤＲ，ＧｅｎｇＬ，ＺｈａｎｇＪ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＬｅｔｔｅｒｓ，2008，62（4-5），686.

53ＬａｉＸＪ，ＬｉＳＰ，ＨａｎＹＦ，ｅｔAl.TiTANiｕｍＩｎｄｕｓｔｒｙＰｒｏｇｒｅｓｓ，2020，37（3），40（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

來曉君，李劭鵬，韓遠(yuǎn)飛，等.鈦工業(yè)進(jìn)展，2020，37（3），40.

54ＰａｎＹ，ＺｈａｎｇＪＳ，ＳｕｎＪＺ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆMAｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈ-ｎｏｌｏｇｙ，2023，137，132.

55ＪｉａｏＹ，ＨｕａｎｇＬＪ，ＷｅｉＳＬ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆMAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2019，35（8），1532.

56ＨｕｏＷＴ，ＬｅｉＣＸ，ＤｕＹ，ｅｔAl.ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＰａｒｔＢ：Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，2022，240，109991.

57ＤｕａｎＨＱ，ＨａｎＹＦ，ＬｖＷＪ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓａｎｄＤｅｓｉｇｎ，2016，99，219.

58ＨａｎＹＦ，ＤｕａｎＨＱ，ＬｖＷＪ，ｅｔAl.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅ：MAｔｅ-ｒｉAlｓＩｎｔｅｒｎａTiｏｎA(yù)l，2015，25（5），453.

59ＬｉｕＬ，ＬｉＹＫ，ＺｈａｎｇＨＭ，ｅｔAl.ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＰａｒｔＢ：Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，2021，216，108851.

60ＭｕＸＮ，ＣａｉＨＮ，ＺｈａｎｇＨＭ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓａｎｄＤｅｓｉｇｎ，2018，140，431.

61ＧｕＤＤ，ＣｈｅｎＨＹ，ＤａｉＤＨ，ｅｔAl.ｉＳｃｉｅｎｃｅ，2020，23（9），101498.

62ＨａｎＣＪ，ＢａｂｉｃｈｅｖａＲ，ＣｈｕａＪＤＱ，ｅｔAl.ＡｄｄｉTiｖｅMAｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，2020，36，101466.

63ＰａｎＤ，ＬｉＳＦ，ＧａｏＬＮ，ｅｔAl.ＡｄｖａｎｃｅｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＭａｔｅｒｉAlｓ，2021，23（9），2100344.

64ＬａｇｏｓMA，ＡｇｏｔｅＩ，ＡｔｘａｇａＧ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，2016，655，44.

65ＹａｎｇＺＷ，ＦｕＬＱ，ＷａｎｇＳＬ，ｅｔAl.ＡｄｄｉTiｖｅMAｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，2021，39，101883.

66ＬｉｎＫＪ，ＦａｎｇＹＭ，ＧｕＤＤ，ｅｔAl.ＡｄｖａｎｃｅｄＰｏｗｄｅｒＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，2021，32（5），1426.

67ＦｅｎｇＹＪ，ＬｉＢ，ＣｕｉＧＲ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓ，2017，10（11），1227.

68ＣａｏＺ，ＷａｎｇＸＤ，ＬｉＪＬ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2017，696，498.

69ＬｖＺＤ，ＺｈａｎｇＣＪ，ＦｅｎｇＨ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，2019，761，138064.

70ＡｂｋｏｗｉｔｚＳ，ＡｂｋｏｗｉｔｚＳＭ，ＦｉｓｈｅｒＨ，ｅｔAl.ＪＯＭ，2004，56（5），37.

71ＨｕａｎｇＬＪ，ＧｅｎｇＬ，ＰｅｎｇＨＸ.MAｔｅｒｉAlｓＣｈｉｎａ，2019，38（3），214（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

黃陸軍，耿林，彭華新.中國材料進(jìn)展，2019，38（3），214.

潘宇，北京科技大學(xué)工程技術(shù)研究院副研究員，碩士研究生導(dǎo)師，入選國家博新計劃、北京市科協(xié)青年托舉人才、北京市優(yōu)秀博士學(xué)位論文。2022年北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程專業(yè)博士畢業(yè)。主要從事粉末冶金鈦近終形制造技術(shù)研究。主持國家自然科學(xué)基金、北京市自然科學(xué)基金、中國博士后創(chuàng)新人才支持計劃項目、中國博士后科學(xué)基金面上項目等10余項；以第一／通信作者于ＡｃTAMAｔｅｒｉAlｉａ、Ｃｏｒｒｏ-ｓｉｏｎＳｃｉｅｎｃｅ、ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆMAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏ-ｇｙ等權(quán)威期刊發(fā)表SCI論文40余篇；申獲國家發(fā)明專利40余項；出版專著2部，編制標(biāo)準(zhǔn)1項；獲教育部技術(shù)發(fā)明二等獎、中國發(fā)明協(xié)會“發(fā)明創(chuàng)新”一等獎、北京科技大

學(xué)“校長獎?wù)隆钡葮s譽(yù)稱號。

路新，通信作者，北京科技大學(xué)工程技術(shù)研究院研究員，博士研究生導(dǎo)師，國家重大人才工程入選者，獲全國五一巾幗標(biāo)兵、國家優(yōu)秀青年基金、中國冶金青年科技獎、杰出工程師青年獎、全國有色金屬優(yōu)秀青年科技獎等稱號。2008年北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程專業(yè)博士畢業(yè)。目前主要從事粉末冶金鈦應(yīng)用基礎(chǔ)研究。主持國家自然科學(xué)基金、中國航空基金、中國航發(fā)產(chǎn)學(xué)研基金、北京市自然科學(xué)基金等項目60余項；發(fā)表SCI論文100余篇，包括Ａｄ-ｖａｎｃｅｄMAｔｅｒｉAlｓ、ＢｉｏａｃTiｖｅMAｔｅｒｉAlｓ、ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＳｃｉｅｎｃｅ等；授權(quán)國家發(fā)明專利50余項；以第一完成人獲行業(yè)省部級科技成果獎5項。