引言

钛合金拥有密度低、、比强度和比刚度高、、耐高温机能和抗侵蚀机能好、、生物相容和无毒等利益，，在航空航天、、舰船与海洋工程、、刀兵、、先进交通、、冶金和医疗卫生等领域利用宽泛[1-3]。。随着科学技术的急剧发展，，对钛合金构件的轻质、、高强度、、耐高温机能与高效精准成形制作技术提出了更高要求，，传统钛合金无法全面满足上述需要，，以钛合金为基体增长加强物制备的钛基复合伙料是提升其基体钛合金高温机能的新方向。。与传统钛合金相比，，钛基复合伙料拥有更高的比强度、、比刚度、、耐磨机能和更好的高温悠久机能与抗蠕变机能，，显著提升了其使用温度，，已经成为国际新金属资料领域钻研的热点与重点[4-5]。。

陆续纤维加强钛基复合伙料(Continuously Fiber-Reinforced Titanium Matrix Composites, CRTMCs)在20世纪80年代成功利用于航空发起机的主题部件。。最常用的陆续纤维加强钛基复合伙料是美国的SCS-6型碳化硅纤维(SiCf)加强钛基复合伙料，，由此复合伙料制作的低压涡轮电扇轴满足了强度和委顿机能的设计要求;与Inconel718高温合金制作的低压涡轮电扇轴相比，，其结构重量减轻了30%;与基体钛合金制作的低压涡轮电扇轴相比，，其刚度增长了40%，，已经利用于GE XTE-45验证机;与不锈钢相比，，由此复合伙料制作的驱动器活塞杆的结构重量减轻了40%，，已经利用于F119航空发起机的排气喷口[6]。。20世纪90年代初，，美国IHPTET打算在XTC-16系列主题思的四级压气机中验证了SiC可加强钛基复合伙料整体叶环转子部件,第3级整体叶环转子部件的重量约4.5kg,然而由镍基高温合金制作的同样结构和尺寸转子(非整体叶环)部件的重量为25kg，，转子部件的结构重量减轻了82%[7]。。但同时SiC也存在制备工艺比力复杂、、成本较高，，SiC加强钛基复合伙料的力学机能各向异性严重、、二次成形加工难题、、加强物与基体钛合金界面反映剧烈等问题，，限度了其工程利用。。

非陆续加强钛基复合伙料(Discontinuously Fiber-Reinforced Titanium Matrix Composites, DRTMCs)是由一种或者多种陶瓷颗粒与晶须加强的钛基复合伙料，，拥有近各向同性、、能够进行二次成形加工等优势，，通过成形加工能够制作出高机能钛基复合伙料构件[8]。。加强物以硼化钛晶须(TiB)或者颗粒(TiB)和碳化钛颗粒(TiC)为主，，由于上述加强物与钛合金的化学性质比力靠近，，弹性模量和强度更高，，可能显著提升基体钛合金的室和善高温力学机能，，是钛基复合伙料设计中的梦想加强物;以碳纳米管、、石墨烯为加强物的高强度高韧性钛基复合伙料钻研也获得了较猛进展[9-11]。。在选取直接外加工艺增长加强物制备钛基复合伙料的过程中，，容易引入传染物，，降低加强物与基体钛合金的界面结合强度，，但是，，在加强物/基体钛合金的界面存在比力大的残存应力，，将对钛基复合伙料的力学机能产生极度不利的影响;由于加强物尺寸受粉末粒度的限度，，同时其制作成本比力高，，不利于工程利用。。原位反映自生工艺是通过增长加强物指标元素的单质或者化合物与基体钛合金产生化学反映制备出钛基复合伙料，，可能获得原子结合的加强相/基体钛合金的界面结构，，其界面处无中央反映物或者传染物，，提升了钛基复合伙猜中加强相的承载能力，，可能显著提升钛基复合伙料的力学机能，，因而，，原位反映自生工艺是制备非陆续加强钛基复合伙料的常用工艺[12-14]。。

1、、制备工艺

依照原资料状态，，原位反映自生工艺蕴含3种:固-固反映工艺、、固-液反映工艺和气-固反映工艺。。其中，，熔铸工艺和点火辅助熔铸工艺属于固-液反映工艺，，真空热压烧结工艺和放电等离子烧结工艺属于固-固反映工艺，，是常用的钛基复合伙料制备工艺[12,15]。。近年来，，激光增材工艺得到了急剧发展，，为高机能钛基复合伙料制备及其构件制作提供了新蹊径[16-18]。。非陆续钛基复合伙猜中加强相描摹与尺寸，，蕴含微米级、、亚微米级和纳米级尺寸晶须，，很大水平上取决于选取的钛基复合伙料制备工艺。。熔铸工艺制备的钛合金复合伙猜中的加强相尺寸比力大，，并且在复合伙料内部容易形成孔洞等缺点[19-21]，，是熔铸工艺制备钛基复合伙料时必要攻克的难题;真空热压烧结工艺和放电等离子烧结工艺制备的钛基复合伙猜中的加强相尺寸比力小[22-23]，，激光增材工艺制备的钛基复合伙料内部形成了大量的亚微米级和纳米级尺寸加强相[24-25]，，对提升钛基复合伙料力学机能极度有利。。

1.1熔铸工艺

钛基复合伙料的熔铸工艺是直接将反映物和钛合金一路熔炼，，在熔炼过程中产生自生反映原位天生加强相的制备工艺。。熔铸工艺能够在不扭转基体钛合金熔炼工艺与设备前提下制备出钛基复合伙料，，其工艺流程短、、设备要求单一、、制备成本低，，能够批量制作大尺寸钛基复合伙料;同时，，对于制作状态复杂的钛基复合伙料构件拥有显著优势。。若是先选取高温自舒展合成工艺或者放热扩散工艺获得中央产品，，再选取熔铸工艺制备出钛基复合伙料的工艺矫捷性更高。。以熔铸工艺为基。。，将肯定化学计量比的反映物粉末均匀混归并溶解，，在溶解过程中通过反映物之间的放热反映天生加强相，，即新发展的制备钛基复合伙料的点火辅助熔铸工艺。。

但是，，为了降低钛基复合伙料在熔铸过程中加强相的偏聚，，保障加强相尺寸要求与加强相散布均匀，，钛基复合伙料熔体必要经过屡次熔炼，，有时熔铸坯料理论质量比力差，，如图1所示[26]。。严佳宏[27]的钻研了局批注，，经过3次真空自耗熔炼的TiBw/Ti6242复合伙猜中的陶瓷加强相(TiBw)呈弥散散布，，有利于提升TiB/Ti6242复合伙料的力学机能。。同时，，钛基复合伙料内部存在微观组织缺点，，必要经过热变形工艺解除其微观组织缺点，，以利于二次成形加工。。

1.2真空热压烧结工艺

钛基复合伙料的真空热压烧结工艺是以放热扩散工艺为基。。，将放热反映天生加强相工艺和随后热固结工艺合二为一，，将原资料粉末混合后一路加热制备出钛基复合伙料;通过热压烧结过程中混合粉末之间的原位反映天生加强相，，此工艺类似于热等静压工艺。。真空热压烧结工艺中，，钛基复合伙料各组元在真空或者空气；；と妊瓜轮苯硬环从程焐傅募忧肯嗫帕＃，加强相与基体钛合金之间相容性比力好、、界面结合强度比力高。。真空热压烧结工艺过程是:(1)混合粉末致其均匀;(2)对混合后的粉末进行处置，，蕴含真空下除气、、冷等静压和热压烧结。。钛基复合伙料热压烧结过程中，，外加压力使钛基复合伙料致密化;烧结温度比力低，，微观组织可控，，可能实现构件的近净成形制作。。钛基复合伙料的真空热压烧结工艺单一，，是制备钛基复合伙料的常用工艺，，已经制备出直径为300mm坯料、、单件重量为100kg构件，，如图2所示[28]。。

1.3放电等离子烧结工艺

钛基复合伙料的放电等离子烧结工艺是选取脉冲直流电产生等离子体迅速加热石墨模具内的反映粉末进行烧结的制备工艺，，如图3所示[29]。。放电等离子烧结工艺拥有传统粉末冶金工艺的特点，，同时拥有更高的升温速度(最高为1000℃·min^-1)、、更短的保温功夫(约10min)、、更低的烧结温度(比传统烧结工艺低200~300℃)等利益，，在粉末急剧致密化过程中降低了能耗。。放电等离子烧结工艺拥有出产效能较高、、微观组织藐小均匀、、致密度较高档特点。。然而，，放电等离子烧结工制备的钛基复合伙料存在坯料尺寸较小、、状态比力单一、、出产成本较高和模具容易传染等问题。。

1.4激光增材工艺

钛基复合伙料的激光增材工艺是选取无模具与工装下急剧制作肆意状态构件的全数字化急剧制作道理，，以激光为能量源，，通过逐层溶解沉积，，由CAD模型逐步实现高机能“近终形”复杂构件的急剧制作，，是一种将高机能钛基复合伙料制备与近终形构件制作融为一体的无！！、、非接触与数字化制作工艺。。此工艺为高加强相含量、、大尺寸复杂钛基复合伙料构件的急剧制作提供了新蹊径，，如图4所示[30]。。但是，，钛基复合伙料激光增材工艺对工艺参数要求比力严格，，制备的钛基复合伙料的横截面拥有典型的熔池特点，，为了满足钛基复合伙料的微观组织要求，，必要选取热处置工艺调整钛基复合伙料的微观组织。。LI L等[31-32]钻研批注，，与激光增材制备的Ti64基复合伙料相比，，激光增材制备的TiBw/Ti6242复合伙料的室温力学机能优异(图中五角星)，，其抗拉强度达1376MPa，，伸长率为3.7%，，如图5[22,24-25,31-36]所示。。

2、、热变形工艺

对于钛基复合伙料，，一方面必要选取热变形工艺解除在熔铸、、激光增材等制备过程中形成的内部缺点，，调整钛基复合伙料的微观组织与改善力学机能，，降低钛基复合伙料提前失效的风险，，为钛基复合伙料构件制作提供高质量的原资料;另一方面，，选取热变形工艺对钛基复合伙料进行二次成形加工，，不仅可能进一步提升钛基复合伙料的力学机能，，并且可能制作出高机能的钛基复合伙料构件，，达成钛基复合伙料构件成形与成性的主张。。因而，，选取蕴含铸造、、挤压和轧制等代表性热变形工艺制作出满足钛基复合伙料构件状态需要的同时，，进一步提升其力学机能，，是制作高机能钛基复合伙料构件的重要蹊径

对于钛基复合伙料，，一方面由于加强相故障位错活动，，增长了钛基复合伙料的热变形抗力，，对热变形制作设备的要求比基体钛合金的要求更高;另一方面加强相对钛基复合伙料微观组织演变的影响比对基体钛合金的影响更为复杂，，不仅容易出现微观组织不均匀景象，，并且调控钛基复合伙料热变形后的微观组织更难。。出格是比力硬的加强相与比力软的基体钛合金之间的变形不协调效应更显著，，容易形成孔洞等缺点，，这些缺点是钛基复合伙料构件服役过程中的裂纹源，，为了克制或者解除钛基复合伙猜中的内部缺点，，进一步加大了钛基复合伙料的热变形加工难度。。由于加强相节制了基体钛合金的晶粒尺寸，，有时基体钛合金的晶粒度能够降低一个数量级;与基体钛合金相比，，加强相含量比力低的钛基复合伙料能够省略β相区的开坯铸造工序，，直接进行热变形[21]。。因而，，钛基复合伙料热变形时的主题问题是:通过优选热变形前提，，调整加强相取向与散布、、调控基体钛合金的微观组织、、降低热变形制作钛基复合伙料构件形成缺点的风险，，达成提升钛基复合伙料构件的高温悠久与蠕变机能的主张。。

2.1铸造工艺

铸造工艺可能有效细化钛基复合伙料铸锭的微观组织，，获得微观组织与力学机能相匹配的钛基复合伙料与构件，，但是钛基复合伙料对铸造工艺参数极度敏感，，其铸造工艺窗口很窄，，必须严格节制转移功夫、、铸造温度、、变形量和速度等重要工艺参数，，系统优化钛基复合伙料构件的微观组织与力学机能，，如图6所示[37]。。DU Z Y等[38]阐了然真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合伙料在α+β相区等温压缩时陶瓷加强相对基体Ti55钛合金动态再结晶的影响机理，，如图7所示。。DU Z Y等[39]揭示了真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合伙料等温压缩时孔洞的演化法规与机理，，发现基体Ti55钛合金对复合伙料内部裂纹萌生拥有肯定的克制作用，，但是热变形加快了复合伙料内部的位错塞积转化为应力集中并传递给陶瓷加强相，，一旦产生的内应力超过陶瓷加强相的强度，，将在垂直于陶瓷加强相/基体钛合金的界面萌生裂纹使陶瓷加强相碎化，，碎片化后的陶瓷加强相将产生迁徙与分离，，形成内部浮泛缺点，，如图8所示。。通常情况下，，热模铸造的模具温度较低，，铸造时热量损失较大，，铸造工艺受限比力多，，仅仅依附单一调整铸造温度或者道次压下量或者速度对钛基复合伙料构件的微观组织与力学机能的提升作用有限。。真空热压烧结制备的TiBw/TA15复合伙料等温压缩过程中的理论齐全、、没有出现凹坑和裂纹等缺点，，批注拥有肯定的塑性变形能力;真空热压烧结制备的TiBw/TA15复合伙料等温压缩后的室温最大伸长率为9.2±0.3%、、抗拉强度为(1100±18)MPa，，与真空热压烧结制备的TiBw/TA15复合伙料的室温最大伸长率(3.5%±0.25%)和抗拉强度(1015±6)MPa相比，，别离提升了163%和8.4%[40]。。熔铸制备的 TiBw/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si复合伙料经过多向铸造后的室温屈服强度和强度极限别离为(1124.8±9.4) MPa、、(1172±10.1)MPa，，极限伸长率为3.97%±0.7%[41]。。LI L等[42]优化了真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合伙料的铸造工艺参数，，如图9所示，，发现真空热压烧结制备的TiBw/Ti55复合伙料等温铸造后，，在没有塑性损失的情况下，，室温拉伸强度极限提升了150MPa(五角星)，，实现了强塑性的优良匹配，，如图10所示[41-42,44-50]。。真空热压烧结制备的TiBw/Ti-6Al-4V复合伙料经过4道次多向铸造后的室温抗拉强度为1200 MPa、、最大伸长率为9%，，经过7道次多向铸造后的室温抗拉强度为1286 MPa、、最大伸长率为4.7%[43]。。上述钻研了局批注，，铸造工艺对提升钛基复合伙料的力学机能有显著述用[42-43]。。

2.2挤压工艺

钛基复合伙料在挤压过程中处于三向压应力状态，，对低塑性钛基复合伙料的塑性变形与微观组织细化极度有利，，并且是制备钛基复合伙料棒材、、管材和型材的必要工艺蹊径。。钛基复合伙料挤压时的模具预热温度为500℃左右，，挤压温度为1000℃以上，，钛基复合伙料横截面上的温差比力大，，变形不均匀极度严重，，必要通过增大挤压比和提高挤压速度改善钛基复合伙料的变形不均匀性，，因而必要大吨位的挤压设备，，同时必要合理节制挤压比和挤压速度预防变形热的急剧增长对挤压变形不均匀性的影响。。选取正挤压、、反挤压、、等通道转角挤压和包套挤压工艺制备的钛基复合伙料如图11所示[51-54]。。

钛基复合伙料在β相区挤压后的微观组织为片层状，，限度了选取热处置工艺调整其微观组织的裕度。。包套挤压抑备的TiBw/Ti-6Al-4V复合伙料的室温抗拉强度和最大伸长率别离为1274 MPa和9.4%，，钛基复合伙料包套挤压时必要严格节制预烧结温度和挤压温度，，不然会产生孔洞和界面反映层等缺点，，降低钛基复合伙料的致密度，，难以实现工程利用[53]。。项娟[54]钻研批注，，真空自耗电弧熔炼制备的(TiB+La2O3)/Ti-6Al-4V复合伙料的室温抗拉强度和最大伸长率别离为956 MPa和13.25%，，700℃下对真空自耗电弧熔炼制备的(TiBw+La2O3)/Ti-6Al-4V复合伙料等通道转角挤压后，，室温抗拉强度为1100MPa，，800℃下的室温抗拉强度为1128MPa;与真空自耗电弧熔炼制备的复合伙料相比，，(TiBw+La2O3)/Ti-6Al-4V复合伙料等通道转角挤压后，，室温抗拉强度提升了18%，，最大伸长率为10%左右，，塑性略有降落。。真空热压烧结制备的TiB/Ti60复合伙料的室温抗拉强度和最大伸长率别离为(1080±6) MPa和1.5%±0.2%，，对真空热压烧结制备的Ti60/TiBw复合伙料挤压后，，室温抗拉强度和最大伸长率别离为(1377±5)MPa和5.0%±0.3%[55]。。

2.3轧制工艺

钛基复合伙料轧制过程中的形变强化和晶粒细化效应将提升其强度和塑性，，但是增大轧制量，，容易使加强相折断，，导致复合伙料的强度和塑性降低。。选取多道次轧制工艺可能细化钛基复合伙料的微观组织，，加强相趋于定向散布与均匀散布，，同时解除微观组织缺点，，从而可能获得优异的综合力学机能，，并且是制备钛基复合伙料板材和箔材的必要工艺蹊径。。但是，，钛基复合伙料在轧制过程中与轧辊的温差比力大，，热量损失比力多，，要求增大轧制速度、、减小道次轧制量和增长轧制道次，，并且回炉加热频仍，，降低了轧制工艺对钛基复合伙料的微观组织和力学机能的改善作用。。因而，，必要优化钛基复合伙料的轧制前提。；；品品芠56]钻研批注，，熔铸制备的TiBw/Ti-6Al-4Sn-10Zr-1Mo-1Nb-1W-0.25Si-0.3Y复合伙料轧制后的抗拉强度和最大伸长率由铸态的828.1 MPa和 0.7%别离提升到 1341.7 MPa和3.6%，，室温抗拉强度提升了62%。。熔铸制备的(TiB+TiC)/Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si复合伙料轧制后，，室温抗拉强度和最大伸长率由熔铸状态的1097.8 MPa和1.29%提升到α+β相区轧制状态的1327.6 MPa和3.82%;β相区轧制状态的1298.6 MPa和4.94%[57]，，最大伸长率提升了282.9%。。

3、、热处置工艺

为了使金属构件拥有定制的力学机能、、物理机能和化学机能，，除合理选用资料和成形工艺之外，，金属构件的热处置工艺必不成少。。与热变形工艺相比，，热处置工艺在不扭转钛基复合伙料构件状态和整体化学成分的前提下，，通过扭转构件的微观组织，，赋予或者改善构件的使用机能。。由于陶瓷加强相的热不变性比力好，，在钛基复合伙料的热处置过程中险些不产生变动。。因而，，钛基复合伙料的热处置工艺是针对基体钛合金的微观组织进行调控。。同时，，必要思考钛基复合伙料的特殊性:(1)Ti-6Al-4V钛合金热处置后的微观组织由针状α集束+晶间β相组成，，TiBw/Ti-6Al-4V复合伙料热处置后的基体Ti-6Al-4V钛合金由等轴α相+晶间β相组成，，陶瓷加强相TiBw推进了等轴α相的形成;(2)陶瓷加强相TiBw显著推迟了基体钛合金的相变，，有利于提高钛基复合伙料的软化温度或者相变温度，，从而提升钛基复合伙料的高温强度和使用温度。。固然，，陶瓷加强相TiB在钛基复合伙料热处置过程中属于不变相，，但是，，陶瓷加强相TiB会影响基体钛合金热处置过程中的相变、、析出相形核和晶粒长大等。。钛基复合伙料热处置过程中的加热温度、、保温功夫和冷却速度是影响其微观组织的重要成分，，其中加热温度决定晶粒尺寸、、相组成与比例。。固然，，基体钛合金在β相区的β晶粒容易粗化，，降低了钛基复合伙料的塑性，，但是，，由于陶瓷加强相对基体钛合金的晶粒长大有克制作用，，能够对钛基复合伙料进行相宜的β热处置。。

戎旭东等[58]钻研批注，，真空热压烧结制备的TiBw/Ti60复合伙料的室温抗拉强度为1105 MPa、、最大伸长率为1.2%，，经过1100℃x1h固+600℃x 8h时效处置后，，TiBw/Ti60复合伙料的室温抗拉强度为1552 MPa、、最大伸长率为1.5%;经过1000℃x1h固溶、、600℃x8h时效处置后的室温抗拉强度为1460MPa、、最大伸长率为2.2%，，注明热处置提升了复合伙料的综合力学机能。。固然，，真空热压烧结制备的TiBw/Ti60复合伙料的抗拉强度比力高，，塑性比力低;但是，，热处置可能解除复合伙料制备过程中造成的元素偏析。。李九霄[59]钻研批注,熔铸制备的(TiB+La2O3)/Ti-6.6Al-4.6Sn-4.6Zr-0.9Nb-1Mo-0.32Si复合伙料经过990℃x2 h+AC固溶+600℃x4h+AC时效的α+β处置后的室温屈服强度为1103 MPa、、最大伸长率为16%，，经过1060℃x1 h+WQ/AC/OC固溶+650℃x2 h+AC时效的β处置后的室温屈服强度为1087MPa，，注明熔铸制备的(TiB+La2O3)/Ti-6.6Al-4.6Sn-4.6Zr-0.9Nb-1Mo-0.32Si复合伙料β水冷或者油冷处置后的屈服强度显著高于β空冷处置后的屈服强度，，由于β水冷和油冷处置后的微观组织为针状α片层，，所以复合伙料的室温拉伸机能比力低。。熔铸制备的TiBw/Ti-6Al-4V复合伙料经过挤压和990℃固溶+水冷处置后的室温强度极限由挤压状态的1207MPa提升到1312MPa、、最大伸长率由12%降低为4%，，经过挤压和9次960℃x10 min+750℃x10 min+空冷处置后的室温抗拉强度和最大伸长率别离由1192 MPa和2.35%扭转为1087 MPa和8.73%[60];室温抗拉强度降落了8.8%，，最大伸长率提升了271.5%。。激光增材制备的Ti65钛合金、、体积分数别离为1%和2%的TiBw/Ti65复合伙料经过5次加热冷却后的最大伸长率别离提升了13.04%、、83.33%和45.26%[61]。。真空热压烧结制备的TiBw/Ti-6Al-4V复合伙料经过多向铸造后的室温抗拉强度为1286MPa和最大伸长率为4.7%，，循环热处置后的室温最大伸长率达到10%以上，，提升了112%以上，，抗拉强度降低到1000MPa[43]，，降落了22.4%。。

与熔铸制备的TiBw/Ti6242复合伙料热处置前相比，，在不损失室温最大伸长率或者损失比力少的情况下，，熔铸制备的TiBw/Ti6242复合伙料热处置后的室温抗拉强度提升了14%~21%;时效温度为600℃时，，热处置后的室温抗拉强度和屈服强度别离为1297.53和1160.4MPa;时效温度为650℃时，，热处置后的室温抗拉强度和屈服强度别离为1263.12、、1150.92MPa，，最大伸长率由8.56%降低为6.68%;时效温度为700℃时，，热处置后的室温抗拉强度和屈服强度别离提升了13.31%和12.48%，，最大伸长率降低为7.38%(图13五角星)，，在同类型钛基复合伙猜中展示出较好的强塑性匹配，，如图13所示[22,25,27,35,61-70]。。谭骁[71]钻研批注，，增长B4C的激光增材Ti65复合伙料经热处置后，，700℃的抗拉强度最大为657.4MPa，，最大伸长率为42.25%。。与近α钛合金或者钛基复合伙料的700℃拉伸力学机能比力，，发现增长B4C的激光增材制备的Ti65复合伙料热处置后拥有优异的综合力学机能，，即便是与加强相含量高的钛基复合伙料相比，，增长B4C的激光增材制备的Ti65复合伙料热处置后依然拥有很好的高温强度(图14中五角星)，，最大伸长率不低于未加强的近α钛合金，，如图14所示[44,71-78]综上所述，，合理的热处置工艺可能有效节制钛基复合伙料的微观组织转变，，提升其综合力学机能。。

4、、热变形构件利用

钛基复合伙料构件蕴含室温下和高温下使用的构件，，坦克履带衔接件和汽车零件为室温下使用构件，，航天飞行器发起机用气动格栅为高温下使用构件，，如图15所示[28,81-83]。。对于室温下使用的钛基复合伙料构件通常要求其强度、、结构减重成效和耐侵蚀机能比力好，，坦克履带衔接件还必要思考其耐磨机能;对于高温下使用的钛基复合伙料构件通常要求其使用温度、、高温强度、、高温蠕变机能和结构减重成效。。

日本丰田汽车公司将钛基复合伙料利用于汽车发起机的进气阀和排气阀制作,阀门系统的结构重量减轻了40%,气门弹簧系统的结构重量减轻了16%，，因而，，减轻了整车质量，，提升了车辆的有效载荷。。由于提升了汽车发起机功效，，高速行驶时噪音降低了30%。。同时，，由于钛基复合伙料的耐侵蚀机能良好，，因而显著削减了整车排气系统的更换次数。。选取钛基复合伙料制作的悬架弹簧由于弹性模量更高，，与高强度钢相比，，可能削减悬架弹簧的匝数和直径，，因而悬架弹簧的结构重量减轻了35%~70%[79]。。柴宏宇[80]钻研批注，，与TA15钛合金相比，，(TiB+TiSi3)/TA15复合伙料构件在600℃、、265 MPa下其蠕变断裂寿命提升了29倍，，应变量减小了63%;在650℃、、150MPa下其蠕变断裂寿命提升了56倍，，应变量减小了73%;在700℃、、100MPa下其蠕变断裂寿命提升了58倍，，应变量减小了81%;同时，，(TiB+Ti5Si3)/TA15复合伙料构件的悠久机能也得到了大幅度提升。；；坡骄萚81]选取钛基复合伙料制作的航天发起机的气动格栅尺寸为Φ580mmx10mm，，使用温度为720℃，，单个构件的结构重量减轻了46.9%。。TiBw/TC4复合伙料挤压丝材的室温强度极限为1118MPa、、最大伸长率为21.9%，，断面收缩率为29%;经过热处置后的室温抗拉强度为1334MPa，，最大伸长率为11%，，断面收缩率为23%，，剪切强度为740MPa，，与国外同类产品相比，，剪切强度提升了13.8%;凭据NAS尺度对螺栓类紧固件进行了委顿机能测试，，螺栓13万次未断[28]。。

5、、结论

(1)非陆续加强钛基复合伙料常用的原位反映自生制备工艺蕴含:熔铸工艺、、真空热压烧结制备工艺、、放电等离子烧结工艺和激光增材工艺。。熔铸工艺能够批量制备出大尺寸钛基复合伙料，，真空热压烧结工艺容易制备着力学机能比力高的钛基复合伙料，，放电等离子烧结工艺能够制备出致密度高的钛基复合伙料，，激光增材工艺将高机能钛基复合伙料制备与构件制作融为一体，，容易实现智能化与急剧制作。。

(2)热变形工艺不仅可能解除钛基复合伙料制备过程中形成的内部缺点，，并且通过塑性变形调整微观组织进而同步改善钛基复合伙料构件的强度与塑性。。

(3)钛基复合伙料的热处置工艺能够进一措施整基体钛合金的微观组织。。钛基复合伙料热处置后的室温极限伸长率提升显著，，室温强度极限也有所改善，，合理的热处置工艺优化了钛基复合伙料的强度-塑性匹配，，提升了复合伙料的综合力学机能。。

(4)钛基复合伙料热变形构件的利用不仅显著减轻了设备部件的结构重量，，并且经过热变形和热处置后钛基复合伙料的使用寿命得到显著提升。。

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（注，，原文标题：：钛基复合伙料及其热变形工艺钻研进展_李淼泉）