随着航空航天事业的急剧发展，
，，要求结构资料拥有更低的密度、、、更长的使用寿命，
，，并能接受更复杂严苛的服役前提
。钛合金及钛基复合伙料质量轻、、、比强度高，
，，有着优异的耐侵蚀及耐高温等综合机能[1]，
，，在飞行器及航空航天发起机上有着宽泛的利用，
，，从 20 世纪 50 年代初次利用到此刻，
，，钛合金在其服役前提下已经获得优良的经济效益，
，，但仍有好多工程化利用问题难以解决，
，，如高温钛合金存在的“热障”温度，
，，高强韧钛合金难以同时达到较高的强度及优异的断裂韧度，
，，航空发起机用钛合金在高速摩擦下产生的“钛火”等问题
。为克服传统钛合金存在的不及，
，，深刻钻研钛合金在分歧服役前提下微观组织对机能的影响，
，，同时对钛基复合伙料及其工程化利用已成为钻研热点
。本文对钛合金及钛基复合伙料在航空航天领域的利用近况进行总结，
，，针对目前存在的问题进行了多维度分析，
，，对将来的发展趋向作出瞻望，
，，并指出相应的钻研重点
。

1 、、、钛合金及钛基复合伙料在航空航天的发展示状

1.1 钛合金的发展示状

自 20 世纪 50 年代起，
，，钛合金作为工业新金属资料在全世界领域出现后，
，，航空工业钛材用量已占到全世界钛材市场一半以上[2]
。目前，
，，飞机的结构资料重要是铝合金、、、钛合金、、、钢、、、镁合金及复合伙料[3]，
，，其中有优异减重成效的钛合金在各个国度商用及军用飞机上的用量占比越来越高（如图 1）[4-6]
。

波音第一架客机 Boeing 707 机身钛合金仅占到总质量分数的 0.2%，
，，到最新一代客机 Boeing 787，
，，钛合金占比已达 15%[5]
。我国的大飞机 C919 的钛合金用量与波音 777 相当，
，，占到 9%~10%，
，，而俄罗斯新一代客机 MS-21 钛合金用量占比达到 25%
。在国外第三代战斗机上钛合金用量约占机体结构质量 的 20%~25%，
，， 在 第 五 代 战 斗 机 F-22 上 高 达41%[6]
。

钛合金在航空工业上的利用重要为飞机结构用钛合金和航空发起机用钛合金[1]（如图 2）
。飞机结构用钛合金重要利用在飞机骨架、、、舱门、、、液压管路及接头、、、起落架、、、蒙皮、、、铆钉、、、舱门、、、翼梁等，
，，航空发起机用钛合金重要利用在压气机叶片、、、盘和机匣等零件上[5]
。飞机结构用钛合金的使用温度通常不高于 350 ℃，
，，其在比强度、、、韧性、、、抗委顿机能、、、焊接工艺机能等方面有较高要求，
，，如美国军用大型运输机 C-17 的安谧面转轴等关键部位选取高强高韧性的 Ti-62222S 钛合金；航空发起机用钛合金正视高温下的比强度、、、热不变性、、、抗氧化性以及抗蠕变等机能，
，，如 F-22 战斗机所用 F119 发起机的电扇选取了宽弦空心钛合金叶片，
，，在满足机能要求的同时，
，，能够进一步提高推重比[1，
，，7]
。钛合金受到飞机设计者的青睐，
，，其中重要的一方面是在保障结构强度的同时，
，，大幅减轻结构质量，
，，好比利用于液压管道，
，，和钢管相比，
，，减重可达 40%
。目前，
，，利用于航空方面的新型高机能钛合金重要为高温钛合金、、、高强韧钛合金、、、阻燃钛合金等，
，，其中作为现代航空发起机关键资料之一的高温钛合金是重要的发展方向之一[8]
。

钛合金在航天方面上的重要利用是火箭发起机壳体、、、火箭喷嘴导管、、、导弹的外壳及宇宙飞船的船舱或者燃料和氧化剂贮存箱及其他高压容器（如图 3）[9]
。对于航天飞行器来说，
，，除满足航空用钛合金使用机能要求外，
，，还必须拥有耐高温、、、耐低温、、、抗辐射等机能
。现如今，
，，钛合金已成为航天领域不成或缺的关键资料
。如：：美国“阿波罗”飞船的50 个压力容器约 85% 选取钛制成；日本第一颗尝试卫星“大角”号选取了 Ti-2Al-2Mn 钛合金；俄罗斯在“能源-狂风雪”号、、、“和平-1”号、、、“进取”号、、、“金星”号、、、“月球”号航天器上也宽泛使用了钛合金资料[10]
。

1.2 钛基复合伙料的发展示状

随着航空航天事业的进一步发展，
，，发起机零部件将面对更严苛的服役前提，
，，接受更高的温度，
，，更大的冲击载荷
。而传统的高温钛合金存在“热障”温度，
，，即便用温度不得超过 600 ℃，
，，这使得钻研人员偏差于开发以钛合金为基体的钛基复合伙料
。钛基复合伙料的钻研始于 20 世纪 70 年代，
，，目前已成为超高音速宇航飞行器和新一代航空发起机的候选资料，
，，其高温机能及耐侵蚀机能均优于高温钛合金[11]
。通过开发钛基复合伙料（TMCs），
，，还能够进一步提高传统钛合金的强度、、、硬度，
，，耐磨性等机能
。除此之外，
，，钛基复合伙料作为结构资料，
，，还能够利用于酸、、、碱、、、高温、、、高压等前提，
，，被以为是能够进一步提升钛材机能和扩大其利用领域的新型资料[12]
。

钛基复合伙料可分为陆续纤维加强钛基复合材 料 （ continuously reinforced titanium matrixcomposites，
，，CRTMCs）和非陆续晶须或颗粒加强钛基 复 合 材 料 （ discontinuously reinforced titaniummatrix composites，
，，DRTMCs）[12]
。近年来，
，，国内上海交通大学、、、西北工业大学、、、哈尔滨工业大学、、、西北有色钻研院等都对此发展了有关的钻研工作（如表 1）
。

DRTMCs 的制作方式可分为外加法和原位合成工艺法两种[18]，
，，其中原位合成工艺法拥有显著优势[19-21]：：（1）基体中加强体的热力学不变性更高；（2）加强体与基体之间的界面结合加强；（3）通过调控加强体非均匀散布制备的 DRTMCs，
，，拥有更综合的力学机能
。制作拥有加强成效钛基复合伙料（TMCs）的常用加强相蕴含 Cr3C2，
，，TiC，
，，TiN，
，，TiO2，
，，Si3N4，
，，SiC，
，，TiB2，
，，TiB，
，，Al2O3 和 Ti5Si3，
，，硼颗：：吞寄擅卓帕，
，，纳米管和纤维也已被用作有效元素增长在 TMCs 中（各加强相的物理性质如表 2 所示）
。

只管目前碳纳米管、、、石墨烯、、、碳纤维等是 TMCs 的钻研热点，
，，但通过原位合成反映形成的 TiB 晶须（TiBw）和 TiC 颗粒（TiCp）始终被以为是 TMCs 最佳加强相[22-24]，
，，表 2 列出了几种典型的 TMCs 加强相的物理性质
。

凭据 NASA 汇报的数据，
，，能够看出钛基复合伙料在飞机上的利用不休增长[12]（图 4）
。作为航空航天用结构资料，
，，钛基复合伙料在强度提高的同时，
，，还必要很好的塑性、、、断裂韧度以及高温抗氧化机能
。钛基复合伙猜中的加强相会故障位错活动，
，，造成位错塞积，
，，导致塑性欠安，
，，因而应对钛基复合伙料加强相的散布方式进行优化设计[11，
，，25]
。为提高TMCs 的抗氧化性，
，，一方面需形成陆续、、、致密且不变的氧化膜，
，，另一方面要使氧化膜和 Ti 基牢凝结合[26]
。

2、、、 高机能钛合金及钛基复合伙料的利用与钻研

2.1 高温钛合金

美国于 1954 年成功研制出使用温度可达 350 ℃的 α+β 两相型高温钛合金，
，，在航空航天领域得到宽泛的利用
。之后，
，，随着航空航天技术的不休发展，
，，列国不休研发出有着更高使用温度、、、更长使用寿命的高温钛合金
。目前，
，，能不变在 600 ℃ 使用的高温钛合金有英国的 IMI834、、、美国的 Ti-1100、、、俄罗斯的 BT18Y 和 BT36 等 合 金 ，
，， 已 成 功 应 用 到 T55-712 及 Trent700 等航空发起机[27]
。表 3 列出典型600 ℃ 及 600 ℃ 以上高温钛合金的成分及特点[27-29]
。

这些合金均以 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 作为主成分系，
，，分歧之处在于其中的合金化含量以及 β 不变元素分歧[30]
。表 4 列出几种典型 600 ℃ 及 600 ℃ 以上高温钛合金的力学机能[27, 31-33]
。

目前为止，
，，能不变在 600 ℃ 以上利用的航空发起机用钛合金的发展依然面对着巨大的难题和挑战，
，，这是由于资料的热强性和热不变性在 600 ℃ 以上是一对重要的矛盾，
，，严重制约了高温钛合金的发展[34]
。即便其使用温度很难突破 600 ℃，
，，但有关钻研从未终场，
，，重要集中在以下六个方面：：

（1）优化 β 不变元素的含量，
，，改善合金高温抗拉强度
。Si 在钛合金中属于共析型 β 相不变元素，
，，固然它的引入能够提高其高温蠕变抗性，
，，但由于自身的脆性以及硅化物的析出严重影响了合金的高温不变性和室温延展性[29，
，，31]
。宋晓云等[35] 降低Si 在 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系中的含量，
，，提高 β 不变元素 Mo、、、Nb、、、W 的含量，
，，制备出新型高温钛合金 BTi-6431S，
，，固然在 650 ℃ 下断面伸长率有所降落，
，，但 极 限 抗 拉 强 度 （ UTS） 却 能 与 600 ℃ 下 的 Ti-1100 和 BT36 相当，
，，图 5 为三组分歧的热处置方式（见表 5）后合金 BTi-6431s 的拉伸机能，
，，蕴含屈服强度（YS）、、、极限抗拉强度（UTS）和延长率（EL）
。

（2）增长稀土元素，
，，提高合金的热不变性
。稀土元素可能通过脱氧作用净化钛合金基体，
，，并在晶界弥散析出高熔点稀土氧化物形成位错环来强化基体、、、克制 α2 等脆性相的析出与长大，
，，提高合金的热不变性[29]
。陈子勇等[36] 增长微量元素 Er 和 Re，
，，设计出新型耐 650 ℃ 高温钛合金 Ti-6.5Al-2.5Sn-9Zr-0.5Mo-1Nb-1W-0.25Si-0.1Er 和 Ti-6.5Al-2.5Sn-9Zr-0.5Mo-1Nb-1W-0.25Si-0.1Re，
，，两种合金在 650 ℃下的力学机能与 600 ℃ 下 Ti60 合金机能相当，
，，如图 6 所示为两种高温钛合金在室和善高温环境下的拉伸机能
。

（3）研发高温抗氧化涂层，
，，进一步提高合金理论抗氧化机能
。高温钛合金在长时热露出后，
，，导致其抗氧化性降落[28]
。李旭升[38] 总结 500～750 ℃的高温钛合金的氧化行为，
，，发现近 α 高温钛合金不只在理论会形成氧化层，
，，并且在靠近基体的一侧会形成富氧层，
，，由于高温环境的影响，
，，其会转造成一层僵硬且脆的金属氧化物，
，，故也称为理论氧脆层，
，，并会随着温度的升高逐步变厚
。

（4）钻研 Ti-Al 基合金的抗氧化机制，
，，进一步提高其高温抗氧化机能
。Ti-Al 基有着优异的高温强度，
，，抗氧化机能和高温抗蠕变机能，
，，已成功利用在波音 747-8 和 787 的发起机上[39]
。为进一步探索 Ti-Al 基优异的抗氧化机制，
，，陈道伦等[40] 在结合密度泛函理论有关的热力学，
，，钻研了新型 TiAlNbCr合金的微观组织演变
。

（5）改善热加工工艺，
，，精准调控更高温度下合金的组织机能
。目前，
，，绝大部门钻研都集中在对600 ℃ 高温钛合金的力学机能和微观组织演变上[37，
，，41]
。樊江昆等[42] 钻研了 650 ℃ 的 Ti65 合金的微观组织、、、织构的演化及热变形行为，
，，进一步领导优化热加工工艺，
，，图 7 为 Ti65 合金热变形过程析出道理图，
，，经过热压缩变性后，
，，在等轴 α 相区的间隙析出了次生 α 纳米晶粒（αs），
，，纳米硅化物均匀分散在初生 α 区域（αp）；对于 α+β 相区，
，，板条状α′散布在 β 晶粒中，
，，经热压缩变形后，
，，在 α′晶间析出了 FCC 孪晶，
，，β 晶界间也散布着动态再结晶（DRX）β 相
。

（6）藐小且弥散散布的硅化物能够显著提高合金强度和高温抗蠕变机能[29]
。Si 在钛合金中以固溶态和弥散析出的硅化物存在，
，，可有效故障位错活动，
，，提高钛合金的高温蠕变抗性[43]
。但 Si 含量超过 0.4% 时，
，，高温下粗壮脆性相硅化物会降低合金的热不变性，
，，刘彬等[43] 通过粉末冶金制备出 Si 含量较高且拥有藐小弥散的硅化物的 Ti-6Al-4Zr-0.5W-0.6Si 合金，
，，再通过热变形解除孔隙，
，，其力学机能见图 8 和图 9，
，，在室和善高温下阐发出优异的拉伸机能
。

2.2 高强韧钛合金

高强韧钛合金通常指在室温下抗拉强度在1000 MPa 以上，
，，断裂韧度在 55 MPa?m1/2 以上的钛合金，
，，重要用作飞机的机身结构件，
，，在减轻机身自重的同时，
，，还能满足高负载部件的使用要求[44]
。国际上宽泛利用的高强韧钛合金重要以美国开发的Ti-1023（ TB6） 、、、 Ti-153（ TB5） 、、、 β-21S（ TB8） 、、、Ti62222S 以 及 苏 联 开 发 的 BT22（ TC18） 合 金[45]为代表，
，，表 6 列出这些钛合金的化学成分和部门力学机能[4, 44-48]
。这部门合金的抗拉强度通常不超过1200 MPa，
，，但为满足更高强度的航空大型结构件，
，，美国 Boeing 公司和俄罗斯 VSMPO 在 BT22 合金基础上研制了新型高强钛合金 Timetal555（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe），
，，亦称 Ti-5553，
，，强度可达 1367MPa[49]； 欧 洲 空 客 公 司 和 俄 罗 斯 VSMPO 基 于BT22 合金改进设计了 VST-55531（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr），
，，亦称 Ti-55531，
，，抗拉强度可达 1350 MPa，
，，断裂韧度为 51.5 MPa?m1/2[44]
。发展至今，
，，单一的高强度已经不能满足钛合金在部门结构件上的利用，
，，我国近几年逐步起头研制拥有更高断裂韧度的高强 韧 损 伤 容 限 型 钛 合 金 ，
，， 其 中 TC21 合 金 在1100 MPa 强度下塑韧性匹配优良[45]，
，，其他拥有优良强韧性匹共同金有 TB10[50]、、、TB19[51]、、、Ti-1300[52]、、、BTi-6554 及 Ti-63 等 ，
，， 这 部 分 合 金 屈 服 强 度 在1200 MPa 以上，
，，断裂韧度可达到 70 MPa?m1/2
。

近亚稳 β 型和亚稳 β 型钛合金由于拥有高比轻度、、、深淬透性和优良的耐侵蚀性等优良的综合机能，
，，在航空航天领域获得宽泛的利用，
，，但近亚稳β 型钛合金通过扭转微观组织能够获得更优异的机能，
，，目前高强韧钛合金成分多数是基于 BT22 开发的 Ti-Al-Mo-V-Cr 系钛合金，
，，并增长适量的 β 不变元素 Fe 或可克制 α2 天生的 Zr 提高合金的强度和断裂韧度，
，，但应预防产天生分偏析[44]
。赵永庆[45]等通过推算 Mo 当量并思考合金元素对合金强度及韧性的影响，
，，设计出新型高强韧 β 型钛合金 Ti-5321，
，，双态区固溶时效处置后，
，，经过 β 退火后缓冷时效（BASCA）热处置工艺，
，，合金的抗拉强度能够达到 1275 MPa，
，，断裂韧度超过 65 MPa?m1/2，
，，图 10为 BASCA 热处置后的金相组织
。

β 型高强韧钛合金通常经固溶时效处置，
，，很多钻研批注，
，，即便热处置加热速度或冷却速度存在细小差距，
，，也会导致析出相的变动，
，，从而产生分歧的力学机能[53-54]，
，，因而，
，，必要通过优化工艺参数提高钛合金的塑韧性和危险容限机能
。赵永庆等探索对热加工工艺极度敏感的 Ti-1300 合金析出相对力学机能的影响，
，，发现固溶处置后 α 相在晶界析出，
，，可故障位错的活动，
，，提高合金的强度，
，，但散布不均匀，
，，并且理论粗糙，
，，在时效处置后，
，，从 β 相中弥散析出藐小的二次 α 相，
，，进一步提高合金的强度，
，，并且由于之前的初生 α 相和强化的晶界克制 β 晶粒的长大，
，，使合金仍旧占有优良的韧性[55]
。

2.3 阻燃钛合金

航空发起机钛合金零部件的热系数低，
，，点火热高，
，，在高速摩擦和粒子撞击下容易引发“钛火”
。钛合金点火速度快，
，，通常在 4～20 s[56]，
，，点火反映一旦起头很难终止，
，，会造成巨大的经济损失
。为解决“钛火”这一难题，
，，设计并开发阻燃钛合金就显得尤为重要
。目前国内外凭据分歧的阻燃机理开发出 Ti-V-Cr 和 Ti-Cu 两个系阻燃钛合金[57-59]
。

Ti-V-Cr 系合金最具代表性的是美国普惠公司研发的 Alloy C（Ti1270）合金[59-60]，
，，后在其基础上通过少量增长 Si、、、C 元素制备出 Alloy C+合金[59-60]，
，，提高了合金蠕变机能
。我国在 Alloy C 合金的基础上研制出 Ti40 和 TF550 两种阻燃钛合金[58，
，，61-63]（见表 7）
。Ti40 钛合金[64] 拥有优良的室温塑性，
，，但高温塑性较差，
，，使该合金在高温变形时，
，，金属流动难题，
，，晶界易裂开，
，，热加工较作难题
。TF550 阻燃钛合金是北京航空资料钻研院在 Alloy C+的基础上，
，，对 Si、、、C 元素含量优化并研发的
。与 Ti40 阻燃钛 合 金 相 比 ，
，， TF550 使 用 温 度 提 高 了 50 ℃ ，
，， 在550 ℃ 仍 具 有 很 好 的 蠕 变 和 持 久 性 能
。 虽 然TF550 的密度和成本更高一些，
，，但其高温机能更具优势
。近年来，
，，我国西部超导公司（WST 公司）结合西北有色金属钻研院、、、北京航空资料钻研院、、、西北工业大学等单元在 Alloy C、、、Alloy C＋和 Ti40 合金的基础上，
，，通过调整 Si、、、C 元素的含量而研制成功的一种新型高合金化型 Ti-V-Cr 系阻燃钛合金—WSTi3515S[65]
。WSTi3515S 阻燃合金拥有优良的室温、、、高温拉伸，
，，蠕变和韧性断裂等机能，
，，由于WSTi3515S 合金钻研起步较晚，
，，目前工程化的钻研还在进行中
。

Ti-Cu 系合金拥有成本低，
，，密度低，
，，加工机能好等利益
。俄罗斯研发的 BTT-1 和 BTT-3[61]，
，，以及我国西北有色金属钻研院研发的 Ti-14 都属于 Ti-Cu 系（见表 8）
。Ti14 阻燃钛合金拥有较好的加工机能，
，，室温机能，
，，热不变机能以及阻燃机能，
，，存在低熔点的 Ti2Cu 相是其抗点火的重要原因[61-62，
，，64-66]
。

目 前 国 内 最 常 用 的 阻 燃 钛 合 金 为 Ti40 和Ti14，
，，Ti40 是 Ti-V-Cr 系典型的阻燃钛合金，
，，Ti14是 Ti-Cu 系典型的阻燃钛合金
。陈永楠等[67] 对Ti40 和 Ti14 的阻燃机理进行深刻分析发现，
，，与阻燃机能较差的 TC4 合金相比，
，，Ti40 和 Ti14 拥有更好的耐燃性
。在 Ti40 合金中，
，，由于 Cr、、、V 元素与氧反映别离形成 Cr2O3 和 V2O5，
，，天生的氧化物层的密度高于 TiO2，
，，Ti 难以与氧气接触，
，，克制了进一步的点火反映；而在 Ti14 合金中，
，，由于 Cu 元素向外扩散，
，，形成富铜层，
，，部门铜与氧气反映天生 CuO 和 CuO₂，
，，削减了钛与氧气的接触
。同时由于共析反映，
，，天生大量 Ti2Cu 相，
，，从而提高了耐燃机能（如图 11）
。

2.4 低温钛合金

钛及钛合金拥有优良的低温韧性、、、高的比强度，
，，在低温下热传导率低、、、膨胀系数小、、、无磁性等特点，
，，近年来，
，，低温钛合金在航空航天领域低温服役零件中成为备受瞩主张工程资料[9，
，，68]
。

国内外低温钛合金发展利用已日趋成熟（具体利用见表 9），
，，苏联最早研制的 OT4、、、OT4-1、、、BT5-1KT 和 ΠT-3BKT 等 α 钛合金已在航天火箭设备中获得大量利用[10，
，，69-72]
。近年来，
，，俄罗斯某金属钻研院 用 BT6 合 金 制 造 工 作 温 度 可 达 ﹣200 ℃ 的H600 mm 的模锻件和承载托架等[69-72]
。美国在阿波罗打算中，
，，开发TA7ELI、、、Ti-6Al-4VELI、、、Ti8Al1Mo1V以 及 Ti6Al3Nb2Zr 等 低 温 钛 合 金[69-71]
。 20 世 纪80 年代初，
，，日本重要对美国开发的 Ti-6Al-4VELI和 TA7ELI 低温钛合金进行断裂机理钻研，
，，并利用在超导领域
。最近，
，，日本研制的 LT700 钛合金在低温下拥有较高的屈服强度，
，，其塑性与 Ti-5Al-2.5SnELI合金相当，
，，且有较好的断裂韧度
。我国对低温钛合金的钻研起步较晚，
，，西北有色金属钻研院先后研制合用于低温管路系统的 Ti2Al2.5Zr、、、Ti3Al2.5Zr 和CT20 等系列低温钛合金[69，
，，73-74]
。目前，
，，我国开发出一种低温钛合金 CT77[72]，
，，塑-脆转变温度低于–196.15 ℃，
，，拥有优异的冷成形和热成形机能
。有关国内外部门低温钛合金的典型力学机能示于表 10
。

目前普遍以为 β 钛合金在低温下塑性较差，
，，对低温钛合金的研发重要集中于 α 和 α+β 型的钛合金[75]，
，，但是由于 α 和 α+β 型钛合金的强度较低，
，，利用领域受到限度，
，，对于高速动弹部件（如叶轮）等，
，，其机能还不能很好地满足要求
。因而，
，，开发综合机能越发优异的低温钛合金和成型工艺步骤是将来国内外先进航空航天兵器的发展需要
。

2.5 非陆续加强钛基复合伙料

钛基复合伙料早期钻研以碳化硅纤维为加强体来提高基体合金的力学机能[76-77]
。但纤维加强的钛基复合伙料的发展受到成本高、、、加工工艺复杂等成分的限度[78-81]
。非陆续加强的钛基复合伙料（DRTMCs）因机能提升显著、、、制备工艺单一且各向同性成为钻研热点
。

DRTMCs 按制备步骤分为外加法和原位合成法，
，，由于加强体尺寸受限，
，，制备过程复杂且成本昂贵限度了传统外加法的利用[11，
，，25，
，，82]
。因而，
，，目前主流步骤选取原位合成工艺制备非陆续加强钛基复合伙料，
，，制得的复合伙猜中加强颗粒与基体的相容性好，
，，预防了外加加强颗粒的传染和加强颗粒与基体的界面之间产生化学反映，
，，加强体和基体界面结合优良，
，，并且在热力学上不变[12，
，，18]
。重要制备技术有：：粉末冶金法[26]、、、自舒展高温合成法[83]、、、熔炼法[16]、、、急剧凝固法[12] 等
。以热等静压（RHP）法为例注明 DRTMCs 的制作过程，
，，如图 12 所示
。

非陆续加强的钛基复合伙料能够满足高机能航天器的结构要求，
，，从而削减油耗，
，，耽搁飞行器的飞行功夫，
，，具备更好的机动机能
。钛基复合伙料的钻研始于 20 世纪 70 年代中期，
，，美国的整体高机能涡轮发起机技术（IHPTET）以及日本、、、欧洲的同类型打算共同推动了钛基复合伙料的发展
。美国Dynamet 公 司 采 用 粉 末 冶 金 技 术 （ PM） 研 制 出 CermeTim-C（TiC）系列复合伙料，
，，在烧结过程中，
，，通过固相扩散作用 TiC 产生肯定降解反映，
，，与基体出现冶金结合状态
。这一系列复合伙料已经成功利用于导弹壳体、、、飞机发起机等领域
。此外，
，，美国拟在 F22Z 战机和 F119 发起机上使用 DRTMCs 以减轻飞机质量
。2003 年，
，，荷兰 SP 航宇制作了第一架选取钛基复合伙料作为起落架的飞机
。

国内对于 DRTMCs 的钻研也在不休的深刻中，
，，上海交通大学的吕维洁等重要钻研以陶瓷颗粒为加强体的非陆续颗粒加强的钛基复合伙料
。加强体的散布类型如图 13 所示，
，，TiC 和 TiB 与钛基的密度和热膨胀系数相近，
，，在与钛基复应时产生的残存应力低，
，，且作为加强相与钛基间结合不变
。其中 TiB 的弹性模量和硬度高，
，，且能有效提高钛及钛合金的机能并耽搁使用寿命，
，，因而被视为钛基复合伙料的最佳加强相[22，
，，84-87]
。TiC 由于力学机能优异，
，，抗氧化性和高温抗蠕变机能等均优于 TiB，
，，也被以为是钛基复合伙猜中较优的加强相之一[15-16，
，，88]
。

稀土氧化物有利于钛基体的晶粒细化，
，，提高其热不变性，
，，被视为钛合金中有潜力的加强体[82]
。目前 ，
，， 可 考 虑 添 加 的 稀 土 元 素 有 La[84，
，， 86，
，， 89-90]，
，， Nd，
，，Y[88]，
，，Ce，
，，Er，
，，Gd 等
。稀土氧化物是高熔点化合物，
，，在参与钛基体后，
，，重要起内部氧化作用，
，，且在钛基体内呈弥散散布，
，，进一步强化基体
。因而，
，，参与稀土元素能显著提高钛基体的高温瞬时强度和悠久强度
。

哈尔滨工业大学的黄陆军等通过设计新型网络结构的加强散布，
，，显著提高由粉末冶金（PM）制作的钛基复合伙料（TMC）的可塑性和强度[15]
。并以 Hashin-Shtrikma 晶界理论为基础提出 Ti5Si3 +TiBw/Ti6Al4V 复合伙料的设计理念[91]，
，，如图 14 所示
。一方面，
，，散布在 Ti6Al4V 基体周围的 TiBw 加强层形成一级网络微观结构，
，，如图 14（a）所示
。另一方面，
，，从图 14（b）能够看出，
，，Ti5Si3 在 β 相内部（β 相萦绕 α 相）形成了二级网络微观结构
。散布在 Ti6Al4V 基体晶粒周围的 TiBw 可能会提高资料的强度，
，，同时辰布于 β 相中的 Ti5Si3 能够改善基体的延展性
。

东南大学的张法明等通过 SPS 制备拥有 3D网 络 架 构 的 多 层 石 墨 烯 （ GR） 增 强 的 Ti6Al4V（TC4）基纳米复合伙料，
，，它拥有优异的机械机能和延展机能，
，，制备过程如图 15，
，，其网络接口加强机制见图 16[92]
。此外张法明等初次实现 TMC 中纳米金 刚 石 （ ND） 增 强 材 料 的 网 络 分 布 ，
，， 有 效 解 决TMC 强度和延展性之间的矛盾[93]
。

目前，
，，非陆续加强钛基复合伙料的主流钻研方向是以 TiB 和 TiC 作为加强体，
，，选取分歧的原位合成方式，
，，不休改进复合伙料的结合大局，
，，以得到拥有更优异机能的 DRTMCs
。此外，
，，石墨、、、烯金刚石等也是新的钻研热点，
，，钻研人员致力于以此解决TMC 强度和延展性之间的矛盾
。

3、、、 钛合金及钛基复合伙料将来的发展方向

（1）高温钛合金目前依然不能在 600 ℃ 下不变工作，
，，需制订出越发合理的高温钛合金成分，
，，进一步美满特殊的热加工及热处置工艺，
，，并与高温抗氧化涂层更好的结合利用在航空航天发起机中
。

（2）高强韧危险容限型钛合金是新型飞机重要的结构资料，
，，探索拥有优异组织机能的加工工艺，
，，研制更高强度和断裂韧度的合金有着重要的钻研远景
。

（3）国内 Ti-Cr-V 系和 Ti-Cu 系钛合金的阻燃机理钻研有肯定进展，
，，但在工程化利用上，
，，阻燃钛合金的加工机能以及阻燃机能评价步骤还需进一步的钻研和索求
。

（4）现有的 α 及含少量 β 相低温钛合金强度低且加工性差，
，，已不能满足先进航天火箭发展的必要
。由此，
，，对高强韧富 β 型钛合金的研发是将来低温钛合金发展的必然趋向
。

（5）针对非陆续加强的钛基复合伙料，
，，应在现有 TiB、、、TiC 和石墨烯等加强体的基础上，
，，尝试参与稀土元素，
，，或对资料进行分层和多尺度架构的设计
。此外，
，，能够选取例如增材制作等新型制备方式
。最后，
，，能够在尝试中引入分析模型，
，，第一性道理和有限元步骤的基础钻研，
，，以预测变形，
，，诠释机制并有效地领导尝试
。

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