引言

鈦合金是20世紀50年代發(fā)展起來的一種重要結構金屬，因比強度高、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、石油化工等領域具有廣泛應用[1-3]。然而，隨著我國高新制造技術領域的快速發(fā)展，高精尖領域產(chǎn)品對新型結構材料在高強、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鍵結構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)良性能的基礎上，向鈦基體中引入增強相制備的高性能鈦基復合材料（TMCs）應運而生[4]。該材料可以進一步提升鈦材比強度、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)化應用，其產(chǎn)品覆蓋多個領域，其中波音公司將其成功應用于787商用飛機的高買飛比零部件上[5]。根據(jù)增強相分布情況，TMCs被分為連續(xù)纖維增強鈦基復合材料和非連續(xù)增強鈦基復合材料（DRTMCs）兩種。金屬基復合材料的早期研究多以連續(xù)SIC纖維增強鈦基復合材料為主，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環(huán)狀件、連桿、軸等單向選擇性增強部件[6]。

而DRTMCs中的增強相多為顆粒狀、晶須狀和短纖維狀，如圖1ａ所示，與連續(xù)SIC纖維增強鈦基復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用的限制；與傳統(tǒng)鈦合金相比其具有更高的比強度和高溫耐熱能力，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域具有更加廣闊的應用前景。

目前，制約我國高性能鈦基復合材料應用與發(fā)展的瓶頸主要有復合材料塑韌性不足和增強相種類及分布單一等問題。近年來，隨著研究的不斷深入，多元多尺度鈦基復合材料的多效應耦合強化機制、界面反應和微觀組織與宏觀性能間關聯(lián)以及后續(xù)熱加工熱處理工藝篩選等已經(jīng)成為鈦基復合材料進一步提升強韌性、拓寬應用范圍的重要研究方向。

因此，本文就DRTMCs的發(fā)展現(xiàn)狀進行詳細綜述，包括鈦基體及增強相種類與分布、制備方法、后續(xù)熱變形熱處理、組織結構設計及其工程應用等方面的研究進展與發(fā)展趨勢。

1、基體與增強相設計

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

1.1基體設計

鈦基體是鈦基復合材料高性能的基礎來源，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相能簡化材料機理研究，便于復合材料設計與可行性驗證，但由于純Ti強度較低，即使通過顆粒增強仍難以獲得理想的室溫強度和高溫性能，其在實際應用中受限。

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

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

1.2增強相設計

DRTMCs中引入增強相主要目的是提升材料強度、硬度，改善其室溫、高溫性能。通常情況下增強相為高強、高硬且熱力學穩(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力較大而導致材料過早失效。此外，增強相與基體還應具有良好的物理和化學相容性，避免界面不良反應而產(chǎn)生孔洞、雜質等缺陷。

1.2.1陶瓷增強相

常用的鈦基復合材料增強相物理及力學性能如表1所示。目前研究最為廣泛的是晶須狀TiＢｗ和顆粒狀TiCp兩類增強相，二者均具有較高的彈性模量及與基體相近的物理化學屬性，對鈦基體的強化效果顯著。這兩類增強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、熱力學穩(wěn)定且摩擦系數(shù)低，一直是鈦基復合材料增強相的研究熱點之一。而常見的硼源則有TiB2[16]、硼粉、Ｂ4Ｃ等，與基體反應生成具有Ｂ27結構的TiＢ，其生長方向為[010]，易形成晶須狀，具有優(yōu)異的強韌化效果，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、超高彈性模量、高導熱導電等特性，碳納米管、石墨烯等碳納米材料可以與鈦基體形成強界面結合，大幅提升載荷轉移效率，改善鈦基復合材料的強度、導電和導熱性能，對研發(fā)超高比強度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，而屈服強度高達110GPa，彈性模量達1TPa，能夠用于制備超高強鈦基復合材料。較高的范德華力極易導致CNTs團聚，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結構，影響其在復合材料中的承載作用。為此，楊亞峰等[17]采用化學氣相沉積技術引入乙炔，在鎳催化劑修飾的鈦粉表面原位合成結構完整、分散均勻的CNTs，隨后經(jīng)高溫燒結制備出CNTs和TiＣ協(xié)同增強的鈦基復合材料，其抗拉強度達1030MPa，延伸率達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構，是已知導電性最優(yōu)的材料[18]。但GNPs與鈦基體接觸面積大，極易發(fā)生界面化學反應，生成變形協(xié)調能力差的TiCｘ過渡層，產(chǎn)生強內應力而限制GNPs的承載強化作用[19]。為此，張法明等[20]通過調控放電等離子燒結多工藝以降低其界面反應程度，實現(xiàn)了良好異質界面結合，其中GNPs在基體中呈三維網(wǎng)狀分布，協(xié)調了材料強度與塑性。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)生過度界面反應而生成TiC，破壞碳納米材料的特殊結構，降低強化效果。

1.2.3陶瓷前驅體聚合物

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

2、鈦基復合材料的制備方法

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

2.1固-液反應法

固-液反應法是指在熔化狀態(tài)金屬中，加入含有增強相形成元素的固態(tài)物質并與基體金屬反應生成增強相的一種復合材料制備方式。熔鑄法（ＩＭ）是固-液反應最常見的方法，該方法是將傳統(tǒng)鑄造工藝與原位反應相結合，將混合粉末在熔煉爐中加熱至熔化后澆鑄成形的工藝，原位生成的增強相與基體界面清潔，結合強度高。曹磊等[24]基于真空感應熔煉方式制備了TiC／TC4復合材料，通過高溫空冷使得高含量增強相產(chǎn)生的樹突狀結構斷裂并發(fā)生球化，減少孔洞并產(chǎn)生鈍化裂紋效果，同時降低材料內應力集中程度，從而改善復合材料的斷裂韌性。但使用熔鑄工藝制備的鈦基復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]將熔鑄技術與多向鍛造工藝相結合制備出高性能TiＢｗ增強鈦基復合材料，熱加工使基體組織由粗大鑄態(tài)網(wǎng)籃狀轉化為細小等軸狀，TiＢｗ也斷裂細化并沿鍛造方向均勻分布，最終制備的復合材料室溫強塑性和650℃高溫強塑性均得到顯著改善。然而鈦本身活性高，熔點高，熱導率低，在熔融狀態(tài)下極易與常見耐火材料反應，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行，以防止高活性鈦與空氣中的氧、氮等雜質元素反應而造成材料性能惡化，因此熔鑄法制備鈦基復合材料需進行嚴格的工藝控制，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)的機械加工造成材料的嚴重浪費，限制了鈦基復合材料的推廣應用[26]。

2.2固-固反應法

固-固反應法是指在一定溫度條件下，固態(tài)反應物通過物質擴散反應制備復合材料的方法。固-固反應過程避免了液相鈦出現(xiàn)，改善了由于鈦高活性導致的間隙元素含量高、界面反應過度等問題。該方法制備的鈦基復合材料還具有組織均勻細小、熱穩(wěn)定性優(yōu)異、易于實現(xiàn)增強相定量調控等特點。常用的鈦基復合材料固-固反應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-固反應法包括機械合金化（MA）、放電等離子燒結（SPS）及反應熱壓（RHP）等方法。

MA法是采用高能球磨方式將粉末進行充分擠壓、破碎、冷焊，借助原子擴散發(fā)生固態(tài)反應，再通過后續(xù)成形燒結制備出DRTMCs，該方法能使增強相顆粒顯著細化并在基體中均勻分布，但高能球磨過程易引入雜質元素，破壞原料粉末球形度及結構完整度，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及快速致密化過程的同步發(fā)生。Ｓｉｎｇｈ等[28]采用SPS技術在短時間內制備出（TiC＋TiＢ）混雜增強的TC4基復合材料，其中TiC、TiＢ顆粒均勻彌散分布，基體為全致密魏氏組織，該復合材料的室溫壓縮強度高達2379MPa，顯示出極佳的快速成形優(yōu)勢。但SPS工藝對設備要求較高，制造成本居高不下，目前僅能制備出簡單形狀的坯料。而RHP法是將混合粉末進行冷壓成形后再通過熱壓燒結致密化，使得粉末坯在致密化的同時發(fā)生增強相原位反應，具有操作簡單、反應溫度低等優(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的鈦基復合材料，并對其組織演變及性能強韌化機制進行深入探究，從而制備出綜合性能優(yōu)異的鈦基復合材料。

2.3固-氣反應法

固-氣反應法是指氣體和固體進行反應，原位生成增強相顆粒的方法。國內外研究工作者對鈦基復合材料的固-氣反應法進行了深入研究，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，使增強相顆粒彌散分布在鈦粉表面，隨后再進行真空熱壓燒結制備出TiCp增強鈦基復合材料。張策等[13]也采用價格低廉的TiＨ2粉末為原料，高溫下通入ＣＨ4氣體反應制備了低間隙原子的15％（體積分數(shù)）TiC／Ti復合材料，TiＨ2在脫氫過程中易與鈦粉表面氧化膜反應產(chǎn)生Ｈ2Ｏ分子，有效降低復合材料的氧含量（＜0.21％，質量分數(shù)），獲得完全致密且均勻細小的微觀組織，制備的復合材料兼具良好的室溫抗拉強度（715MPa）和延伸率（12.1％）?？傮w而言，固-氣反應法工藝簡單，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等問題，具有一定的發(fā)展前景，但是該工藝制備的增強相種類單一且含量難以有效控制，無法精確調控材料的組織、性能，因而有待進一步完善和解決。

2.4其他制備技術

增材制造技術（ＡＭ）是近年來飛速發(fā)展的一種高新制造技術，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，再轉化為加工軌跡，然后通過數(shù)控代碼輸入加工設備，經(jīng)過逐層加工制造出零部件。該方法可設計性高，工序簡單，能耗低，成形能力強，同時具有設計制備成分梯度材料能力。目前鈦合金增材制造技術已經(jīng)相對成熟，在航空航天、國防軍工等領域舉足輕重[36]，但現(xiàn)階段鈦基復合材料增材制造技術仍處于實驗研發(fā)階段。AM技術可以賦予DRTMCs更均勻細小組織及更高強度硬度，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)生更多的細小等軸晶，其制造過程如圖3所示[37]。此外基于增強相的組織細化屬性，再配合其他強化機制，如固溶強化、彌散強化等，使得AM技術可以制備出更高強、高耐磨、高耐熱的顆粒增強鈦基復合材料。張來昌等[38]通過選擇激光熔化（ＳＬＭ）技術制備了TiＢ／Ti復合材料，不規(guī)則的TiＢ2原料與純Ti粉原位反應生成短棒狀TiＢ顆粒，細化了組織晶粒，其室溫壓縮強度達1421MPa，維氏硬度達402ＨＶ。李俐群等[39]采用激光熔化沉積（ＬＭＤ）技術制備了TiC增強鈦基復合材料，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行優(yōu)化，使得復合材料的強度和塑性大幅提升。激光增材制造制備的鈦基復合材料具有獨特的組織結構及優(yōu)異的力學性能，隨著該技術的不斷發(fā)展，在兼顧精確成形和高性能需求的復雜構件近終成形方面展現(xiàn)出巨大的應用潛力。但該技術發(fā)展時間尚短，仍存在許多問題有待深入研究，如復雜熔池反應中高能量、高冷速下增強相與基體間的物質遷移及組織演變規(guī)律、制備工藝-組織結構-力學性能間的動態(tài)關聯(lián)機制等，同時技術優(yōu)化和成本降低是推動該技術在市場中穩(wěn)定發(fā)展的重要核心。

3、鈦基復合材料的塑性變形

對鈦基復合材料而言，基體與增強相的硬度、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、晶粒粗大及界面結合不足等問題，嚴重影響復合材料的力學性能，因此需要通過后續(xù)熱變形以消除復合材料內部缺陷，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合材料。室溫下鈦基體通常為密排六方結構α相，該相滑移系較少，難以進行冷加工變形，故通常在α／β兩相區(qū)對鈦基復合材料進行熱加工變形[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性能及尺寸結構滿足要求的熱加工方法。因為鈦基體熱變形窗口窄，同時高強硬質增強相的引入使復合材料的變形抗力增大，導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)鍛造后復合材料細化的基體中基本沒有擇優(yōu)取向出現(xiàn)，最終退火后復合材料的室溫抗拉強度高達1300MPa，其蠕變抗力也得到顯著提升。此外，對難變形的鈦基復合材料而言，等溫精密鍛造技術被認為是最具應用前景的熱加工方法，既可以保證大尺寸構件的精密成形，提高材料利用率，又可以提升所制鍛件的綜合力學性能。目前通過熱鍛造工藝制成的鈦基復合材料發(fā)動機噴管、接頭、連桿、活塞等結構件已經(jīng)在航空航天領域進行推廣應用。

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?？字辛鞒觯M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力狀態(tài)，整體塑性變形量較大，可最大限度發(fā)揮形變強化效果。呂維潔等[42]采用真空熔煉＋熱擠壓方式制備出（TiＢ＋TiC＋Ｌａ₂Ｏ₃）/TC4復合材料，細小的TiＢ在變形時通過釘扎位錯的儲能方式為再結晶提供形核位點，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)以及增強相含量更多的再結晶（DRＸ）細晶區(qū)間織構強度存在較大差異，最終制得（TiＢ＋TiC＋Ｌａ₂Ｏ₃）/TC4復合材料的室溫拉伸性能和高溫強度得到大幅提升。此外本研究組發(fā)現(xiàn)基于粉末冶金工藝燒結制備的鈦基復合材料較傳統(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)進行高溫擠壓變形，這主要是因為粉末坯是經(jīng)1200～1300℃高溫燒結獲得，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復合材料的室溫抗拉強度達1307MPa，延伸率達10％[26，43]。

熱軋制是指在一定溫度下通過兩旋轉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，增強相發(fā)生斷裂破碎細化。塑性變形與高溫提供再結晶動力，使得組織明顯細化，基體連通度提高，復合材料塑性增強[44-47]。耿林等[48]研究了熱軋制對（TiＢｗ＋（TiＺｒ）5Ｓｉ3）/TA15復合材料的影響，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，進一步提高復合材料的高溫性能。值得注意的是，軋制變形過程中TiＢ晶須會沿軋制方向轉動，從而提升短纖維增強相的應力傳遞效果，改善復合材料

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，熱加工具有促使復合材料基體發(fā)生再結晶細化組織、形變強化以及增強相均勻分布的彌散強化作用。通過控制變形量、應變速率、變形溫度等工藝參數(shù)，深入研究組織和性能演變規(guī)律，結合增強相類型的多元化發(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)異的鈦基復合材料板材、管材、棒材、型材和異形件等。

4、鈦基復合材料的熱處理改性

對塑性變形后的鈦基復合材料而言，熱處理是一個必不可少環(huán)節(jié)，它可以調控微觀組織形貌，消除變形后的殘余應力，進一步改善材料的力學性能。常用熱處理方法為退火和固溶時效，退火的目的是去除復合材料熱變形殘余應力、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化熱處理方式，可以有機調控材料的強度和塑性。鈦合金作為基體制備的鈦基復合材料最大優(yōu)勢是可以通過熱處理獲得所需的強度和塑性，這主要通過轉變β組織或馬氏體α＇相形成、基體組織細化及固溶時效強化等作用，而熱處理對增強相的尺寸、形貌幾乎沒有影響。熱處理主要通過優(yōu)化調控溫度與時間參數(shù)來控制基體組織相變、回復再結晶，對界面反應過程起到有效調控作用，在這過程中不同類型增強相也會對基體的組織結構變化產(chǎn)生影響。陳玉勇等[50]對鍛造態(tài)（TiＢ＋TiC＋Ｙ₂Ｏ₃）／α-Ti復合材料進行固溶時效熱處理，研究發(fā)現(xiàn)硅化物在片層及α／β界面處析出并通過Ｏｒｏｗａｎ機制提高材料強度，同時各增強相的釘扎作用使基體組織轉變?yōu)榧毿∑瑢訝睿M一步提高材料強度，最終所制備復合材料700℃高溫抗拉強度達624.7MPa，延伸率達16％。陳彪等[51]針對碳纖維（ＣＦｓ）增強鈦基復合材料的界面結構控制展開研究，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，獲得最佳的室溫強塑性，同時500℃抗壓強度較熱處理前提升16.4％。

熱處理通常作為DRTMCs力學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程度。增強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)生部分元素固溶強化等，使得復合材料強度得到進一步提升。目前國內外對鈦基復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性能影響逐漸轉變?yōu)樵鰪娤鄬秃喜牧舷嘧儥C制及其動力學、熱力學影響的機理分析，相關增強相與基體協(xié)同作用的適配熱處理制度探究逐漸成為研究重點。

5、鈦基復合材料的組織結構設計

開發(fā)新型鈦合金材料的最主要目的是追求更高的強度、硬度、耐熱及優(yōu)異塑韌性，而高強硬質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)揮增強相顆粒的尺寸效應及功能效應，通過引入多種類增強相并控制其大小、分布，制備多元多尺度增強的鈦基復合材料，能夠很好地起到對基體的協(xié)同強化作用。TiＢｗ和TiCp是鈦基復合材料應用最廣泛的微米尺度增強相，常使用價格低廉的Ｂ4Ｃ制備（TiCp＋TiＢｗ）協(xié)同增強的鈦基復合材料，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效應，而引入少量的TiＢｗ和TiCp增強相便能使鈦基復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相[53-54]，也被廣泛應用于鈦基復合材料研究中，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化作用，從而顯著提升材料的高溫瞬時強度和持久強度。然而在增強相呈均勻分布的鈦基復合材料中，尤其是微米級增強相，位錯在基體內部難以運動而極易發(fā)生塞積，直至增強相出現(xiàn)微裂紋，造成增強效果不佳而塑性大幅降低。為此，黃陸軍等[7]基于Ｈａｓｈｉｎ-ＳｈｔｒｉｋMAｎ（Ｈ-Ｓ）理論和晶界強化原理，采用大尺寸鈦粉為原料、低能球磨、反應熱壓法，成功設計并制備出增強相呈準連續(xù)網(wǎng)狀分布的鈦基復合材料，如圖4ａ所示，通過硬相TiＢ包圍軟相Ti基體的連續(xù)網(wǎng)狀結構優(yōu)先承受比基體更高的應力，有效阻礙裂紋擴展行為，削弱了均勻分布增強相存在的分割作用，從而實現(xiàn)DRTMCs的增強增韌。此外結合多級多尺度設計思想，他們利用Ｓｉ元素在Ti基體中的固溶、脫溶雙重效應，成功制備出（Ti5Ｓｉ3＋TiＢｗ）/Ti6Al4Ｖ兩級網(wǎng)狀結構復合材料[55]，其中微小的TiＢｗ圍繞在等軸基體外的一級網(wǎng)狀結構，控制該尺度下的晶粒尺寸并抑制高溫下晶界軟化，而β相晶粒間的超細針狀Ti5Ｓｉ3相則構成二級網(wǎng)狀結構，進一步減緩相界面的高溫軟化，同時起到彌散強化作用，如圖4ｂ所示。蠕變測試表明，高溫下Ti5Ｓｉ3相發(fā)生溶解，并在相界面以更細小尺寸重新析出，Ｓｉ元素的擴散使得復合材料蠕變抗力不斷增強，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)異的力學性能。其中貝殼材料具有極高的強度和韌性，這主要與其珍珠層層狀微觀結構有關，在基體承載變形和斷裂過程中可以很好地發(fā)揮協(xié)調變形作用。為此仿貝殼珍珠層層狀結構逐漸被引入到高強韌鈦基復合材料的設計中，霍望圖等[56]以Ti箔為原料，利用電泳沉積技術（ＥＰＤ）在Ti箔表面沉積了ＧＯｓ和Ｓｉ，結合SPS方法制備出層狀結構（Ti5Ｓｉ3＋TiC）/Ti復合材料，如圖5ｃ所示，其室溫抗拉強度達610MPa，延伸率達27％，展現(xiàn)出良好的強度和塑性。韓遠飛等[57-58]以純Ti和ＬａＢ6粉末為原料，結合粉末冶金和熱軋制法，通過原位自生反應制備出（TiＢｗ＋Ｌａ₂Ｏ₃）/Ti-Ti層狀復合材料，與增強相均勻分布且同含量的（TiＢｗ＋Ｌａ2Ｏ3）/Ti復合材料相比，其抗拉強度基本不變，但延伸率由13％提升至17％，具有優(yōu)異的綜合力學性能。此外，張洪梅等[59-60]設計了一種具有仿生“蒼耳”三維界面結構的（GNPs＋TiC＋TiＢｗ）/Ti復合材料，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構，如圖5所示。與單一的TiＢｗ／Ti復合材料中增強相的無序生長狀態(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，最終制得的復合材料在保持較高抗拉強度的同時延伸率仍高達23.2％。

基于上述對鈦基復合材料增強相的研究，多元多尺度與仿生結構設計已經(jīng)成為當前DRTMCs的研究熱點。

通過對DRTMCs增強相引入原料、原位自生技術以及非均勻有序組織構型設計，可以引入多種類協(xié)同強化效果，實現(xiàn)納米／微米級增強相共同強化作用，而借助新興的計算機模擬以及高通量制備、表征技術更是增加了鈦基復合材料的可設計性。因此，現(xiàn)有研究的DRTMCs各項性能不斷提升，鈦基復合材料能夠獲得更加廣泛的應用前景。在近期研究中通過不同工藝制備的鈦基復合材料的硬度以及室溫拉伸性能如表2所示，各類增強相的引入對鈦基體的強度、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相對復合材料塑性的不良影響，使得DRTMCs兼具良好的強韌性。

6、工程應用

近年來，有關DRTMCs的組織和性能研究已經(jīng)獲得長足發(fā)展，輕質耐熱高強韌DRTMCs已經(jīng)成為國內外航空發(fā)動機、汽車零部件以及眾多民用產(chǎn)品的應用材料。在國外研究領域，美國ＤｙｎａｍｅｔＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ公司使用熱等靜壓技術制備出高含量TiC增強鈦基復合材料零件，該零件已經(jīng)成功應用于半球形導彈殼體與導彈尾翼制造，此外該公司也開發(fā)出一系列應用于醫(yī)療植入件及運動刀具等其他鈦基復合材料產(chǎn)品，如圖6ａ所示[70]。Ｃｅｒｍｅ系列如ＣｅｒｍｅTi-5、ＣｅｒｍｅTi-10分別應用于高爾夫球桿、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，被應用于航空航天發(fā)動機及渦輪翼片。日本豐田公司采用TiＢｗ／Ti-6Al-4Ｓｎ-4Ｚｒ-1Nb-1Mo-0.5Ｓｉ復合材料制成連桿以及發(fā)動機氣門，如圖6ｃ所示，該復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的超風扇發(fā)動機的碳/鈦復合風扇系統(tǒng)（見圖6ｄ），該系統(tǒng)包含鈦基復合材料葉片和外殼，使得每架飛機最多減輕1500磅，相當于免費多搭載七名乘客[6]。

在國內研究方面，西北院采用模鍛技術制備出應用于航空發(fā)動機葉片的TiC增強鈦基復合材料棒材，該棒材具有優(yōu)異的室溫力學性能及650℃高溫耐熱強度。上海交通大學利用工業(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)線已成功應用于航天科工集團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合材料殼體與葉輪件大大降低了機加工難度，同時其表面光潔，內部組織均勻，力學性能優(yōu)異。圖7ｄ—ｆ還展示了近年來國內機構制備的一些典型鈦基復合材料工業(yè)應用零部件，包括航天飛行器發(fā)動機用氣動格柵、薄壁毛細管和緊固件等[6，71]。隨著相關新型制造技術研發(fā)及組織-性能-機理的深入探究，DRTMCs已經(jīng)成功發(fā)展出多條設計路線成熟、制備技術穩(wěn)定的實際應用生產(chǎn)線，已有多家企業(yè)與研究所簽署合作研發(fā)協(xié)議，有效推動了鈦基復合材料的技術開發(fā)和產(chǎn)業(yè)化應用進程。

7、展望

原位自生DRTMCs突破了傳統(tǒng)鈦材強度硬度低、耐磨耐熱性能差等問題，滿足高新技術領域對高性能結構材料的迫切需求，已成為當今材料領域的研究熱點之一。然而關于其組織和性能理論研究、制備工藝成本控制以及應用領域的擴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）制備過程的反應機理研究，包括增強相與基體間界面反應熱力學、動力學原理與制備工藝間關系，通過優(yōu)化界面反應、精確控制組織結構，最大限度發(fā)揮增強相優(yōu)勢，針對性制備高強耐熱鈦基復合材料。同時與先進增材制造工藝過程相結合，針對熔池內反應與對流情況制定最優(yōu)參數(shù)組合及掃描路徑，實現(xiàn)中小型復雜結構件的組織成分控制。

（2）組織結構優(yōu)化。引入多元多尺度增強相概念，使用不同種類、不同尺寸、不同形貌增強相的耦合增強效果，如納米級Ti5Ｓｉ3彌散強化與Ｓｉ固溶強化，TiＢ晶須與TiC顆粒協(xié)同強化等。引入網(wǎng)狀結構、層狀結構和成分梯度零件概念，進一步發(fā)展有序非均勻增強相復合材料的強塑性匹配。

（3）高通量制備表征技術。隨著國內外“材料基因工程”項目的快速推進，結合大數(shù)據(jù)背景與機器學習手段的材料高通量研發(fā)、制備、表征模式已經(jīng)取得長足進展。由于復合材料反應過程為熱力學非平衡狀態(tài)，針對金屬材料已有的高通量制備、表征技術仍需進一步發(fā)展，復合體系界面化學及熱動力學數(shù)據(jù)庫仍有待建立。

（4）結合鈦基復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與熱處理工藝，制備具有優(yōu)異綜合性能的大尺寸復雜件，以滿足鈦基復合材料實際工程應用需求。

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)化應用進程。

參考文獻

1ＬｉｕＧ，ＬｅｎｇＫ，ＨｅＸ，ｅｔAl.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＮａｔｕｒAlＳｃｉｅｎｃｅ：MAｔｅｒｉAlｓＩｎｔｅｒ-ｎａTiｏｎAl，2022，32（4），424.

2ＺｈａｎｇＭＹ，ＹｕｎＸＢ，ＦｕＨＷ，ｅｔAl.MAｔｅｒｉAlｓＲｅｐｏｒｔｓ，2024，38（7），22080020（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）.

張明玉，運新兵，伏洪旺.材料導報，2024，38（7），22080020.

3ＬｉＬ，ＬｉＭ.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＮａｔｕｒAlＳｃｉｅｎｃｅ：MAｔｅｒｉAlｓＩｎｔｅｒｎａTiｏｎAl，2022，32（4），490.

4ＺｈａｎｇＤＬ.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎMAｔｅｒｉAlＳｃｉｅｎｃｅ，2022，123，100853.

5ＦｒａｎｃｉｓＨＳＦ.TiTANiｕｍｐｏｗｄｅｒｍｅTAｌｌｕｒｇｙ，Ｅｌｓｅｖｉｅｒ，Ｎｅｔｈｅｒｌａｎｄｓ，2015，ｐｐ.12.

6ＨａｙａｔＭＤ，ＳｉｎｇｈＨ，ＨｅＺ，ｅｔAl.ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＰａｒｔＡ：ＡｐｐｌｉｅｄＳｃｉｅｎｃｅａｎｄMAｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，2019，121，418.

7ＨｕａｎｇＬＪ，ＡｎＱ，ＧｅｎｇＬ，ｅｔAl.ＡｄｖａｎｃｅｄMAｔｅｒｉAlｓ，2021，33（6），2000688.

8ＪｉａｏＹ，ＨｕａｎｇＬＪ，ＧｅｎｇＬ.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2018，767，1196.

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

趙勛.原位自生TiC增強鈦基復合材料的制備與性能研究.碩士學位論文，北京交通大學，2019.

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

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

12ＬｉｕＹＢ，ＬｉｕＹ，ＺｈａｏＺＷ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2014，599，188.

13ＺｈａｎｇＣ，ＧｕｏＺＭ，ＹａｎｇＦ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，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）.

劉經(jīng)奇.納米碳增強鈦基復合材料的制備與性能研究.碩士學位論文，重慶大學，2019.

19ＹｕＪＳ，ＺｈａｏＱＹ，ＨｕａｎｇＳＸ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2021，879，160346.

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

王娟，張法明，商彩云，等.復合材料學報，2020，37（12），3137.

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）.

潘宇.高性能鈦基復合材料的燒結控氧及衍生陶瓷相演變強化機制.博士學位論文北京科技大學，2021.

27ＳｉｌｖａＡＮ，ＳｉｌｖａＧ，ＲａMoｓＡＳ，ｅｔAl.ＩｎｔｅｒｍｅTAｌｌｉｃｓ，2006，14（6），585.

28ＳｉｎｇｈＮ，ＵｍｍｅｔｈAlａＲ，ＫａｒａｍｃｈｅｄＰＳ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎａｌｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2021，865，158875

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：技術科學，2020，50（7），935.

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

32ＷａｎｇＷＭ，ＦｕＺＹ，ＷａｎｇＨ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅ-ｔｙ，2002，22（7），1045.

33MAＺＺ，ＴｊｏｎｇＳＳ，ＭｅｎｇＸＸ.ＪｏｕｒｎAlｏｆMAｔｅｒｉAlｓＲｅｓｅａｒｃｈ，2002，17（9），2307.

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.材料導報，2023，

37（22），22030266.37MoｒｓｉＫ.ＪｏｕｒｎAlｏｆMAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅ，2019，54（9），6753.

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

39ＷａｎｇＪＤ，ＬｉＬＱ，TAｎＣＷ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆMAｔｅｒｉAlｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＴｅｃｈ-ｎｏｌｏｇｙ，2018，252，524.

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

41ＧａｉｓｉｎＲＡ，ＩMAｙｅｖＶＭ，ＩMAｙｅｖＲＭ.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍ-ｐｏｕｎｄｓ，2017，737，385.

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

43ＫｕａｎｇＦ，ＰａｎＹ，ＺｈａｎｇＪ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2023，951，169990.

44MAＹ，ＤｕＺＸ，ＣｕｉＸＭ，ｅｔAl.ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＮａｔｕｒAlＳｃｉｅｎｃｅ：MAｔｅｒｉAlｓＩｎｔｅｒｎａTiｏｎAl，2018，28（6），711.

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

王偉，王萌，蔡軍，等.材料導報，2021，35（8），08140.

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

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

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

48ＣｈｅｎＲ，ＡｎＱ，ＺｈａｎｇＲ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆＮｅｔｓｈａｐｅＦｏｒｍｉｎｇＥｎｇｉｎｅｅ-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.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｄｏｕｎｄｓ，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，韓遠飛，等.鈦工業(yè)進展，2020，37（3），40.

54ＰａｎＹ，ＺｈａｎｇＪＳ，ＳｕｎＪＺ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆMAｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈ-ｎｏｌｏｇｙ，2023，137，132.

55ＪｉａｏＹ，ＨｕａｎｇＬＪ，ＷｅｉＳＬ，ｅｔAl.ＪｏｕｒｎAlｏｆMAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，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-ｒｉAlｓＩｎｔｅｒｎａTiｏｎAl，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.ＪｏｕｒｎAlｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，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.中國材料進展，2019，38（3），214.

潘宇，北京科技大學工程技術研究院副研究員，碩士研究生導師，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)秀博士學位論文。2022年北京科技大學材料科學與工程專業(yè)博士畢業(yè)。主要從事粉末冶金鈦近終形制造技術研究。主持國家自然科學基金、北京市自然科學基金、中國博士后創(chuàng)新人才支持計劃項目、中國博士后科學基金面上項目等10余項；以第一／通信作者于ＡｃTAMAｔｅｒｉAlｉａ、Ｃｏｒｒｏ-ｓｉｏｎＳｃｉｅｎｃｅ、ＪｏｕｒｎAlｏｆMAｔｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏ-ｇｙ等權威期刊發(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，編制標準1項；獲教育部技術發(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“校長獎章”等榮譽稱號。

路新，通信作者，北京科技大學工程技術研究院研究員，博士研究生導師，國家重大人才工程入選者，獲全國五一巾幗標兵、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年北京科技大學材料科學與工程專業(yè)博士畢業(yè)。目前主要從事粉末冶金鈦應用基礎研究。主持國家自然科學基金、中國航空基金、中國航發(fā)產(chǎn)學研基金、北京市自然科學基金等項目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。