鈦合金及其復(fù)合材料是我國航空航天領(lǐng)域結(jié)構(gòu)材料中的關(guān)鍵材料，被稱為航空工業(yè)的脊柱。高溫鈦合金是在傳統(tǒng)鈦合金的基礎(chǔ)上針對特定高溫環(huán)境所開發(fā)的鈦合金體系，具有比強(qiáng)度高、比剛度高、耐腐蝕、耐高溫等優(yōu)異性能，因此被用作現(xiàn)代航空航天發(fā)動機(jī)或高溫段部件用關(guān)鍵結(jié)構(gòu)材料[1–3]。高溫鈦合金可用于工作溫度 600 ℃ 以下的航空發(fā)動機(jī)高壓壓氣機(jī)葉片、飛機(jī)機(jī)身構(gòu)件及蒙皮等[4–6]。
TiAl 合金在耐高溫的基礎(chǔ)上，具有更優(yōu)異的抗蠕變和抗氧化特性，適用于先進(jìn)軍用飛機(jī)發(fā)動機(jī)高壓壓氣機(jī)及低壓渦輪葉片等[7,8]，是目前替代鎳基高溫合金的理想材料；Ti?V?Cr 系阻燃鈦合金應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)的尾噴管和加力燃燒室[9]，可有效避免航空發(fā)動機(jī)鈦火風(fēng)險(xiǎn)。隨著近幾年航空航天領(lǐng)域的高速發(fā)展，對結(jié)構(gòu)材料性能、材料輕量化和一體化戰(zhàn)略應(yīng)用的需求不斷提高，為了滿足相關(guān)特定領(lǐng)域的特定技術(shù)需求，在高溫鈦合金不斷發(fā)展的同時，鈦基復(fù)合材料（ titanium matrix composites， TMCs） 也 受到了廣泛關(guān)注[10,11]。TiB、TiC、B4C[12]、氮化物、SiC、石墨烯、碳納米管、TiB2、LaB6 等[12–14] 多種陶瓷顆粒或稀土間化合物被用于增強(qiáng)鈦基體，其中細(xì) TiB晶須和超細(xì) TiC 顆粒因其與鈦具有優(yōu)異的化學(xué)相容性而被廣泛應(yīng)用。現(xiàn)階段，基于粉末冶金法、熔鑄法、自蔓延高溫合成法等[15–17] 制造技術(shù)已經(jīng)被用于制造顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料。
增材制造（additive manufacturing，AM）[18–20]技術(shù)憑借著特有的無需開模全數(shù)字化、快速凝固速度和近凈成形復(fù)雜零部件的獨(dú)特優(yōu)勢，使其在航空航天領(lǐng)域結(jié)構(gòu)件和功能件的示范應(yīng)用越來越廣泛，為金屬基復(fù)合材料的制備提供一種極具潛力的新方法。本文圍繞高溫鈦合金及增材制造制備鈦基復(fù)合材料，從微觀組織特性、增強(qiáng)相選擇、力學(xué)性能等
方面系統(tǒng)梳理了現(xiàn)階段國內(nèi)外高溫鈦合金及其復(fù)合材料研究進(jìn)展，并對該領(lǐng)域的發(fā)展趨勢進(jìn)行了展望，探討鈦基功能梯度材料在航空制造方面的應(yīng)用。
1、高溫鈦合金的發(fā)展及其微觀組織
高溫鈦合金也稱耐熱鈦合金（使用溫度在 400 ℃以上），被廣泛應(yīng)用于航空工業(yè)領(lǐng)域并對高溫鈦合金 的需求呈高速增長趨勢 ， 代 表合金有美國 的Ti?1100、英國的 IMI834[21]、俄羅斯的 BT18Y、中國的 Ti60、Ti600 和 Ti65 等，成分均為 Ti?Al?Sn?Zr?Mo?Si 系，并且屬于近 α 型鈦合金[22]（如表 1所示）。近 α 型鈦合金兼顧了 α 型鈦合金的高溫蠕變強(qiáng)度和 α+β 型鈦合金的高靜強(qiáng)度，穩(wěn)態(tài)下以 α 相為基體，含有不超過 2%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的 β 相穩(wěn)定元素，具有較好的結(jié)構(gòu)和組織穩(wěn)定性，是航空航天用高溫鈦合金的主要合金體系。Zr 和 Ti 在周期表中屬于同族（IVB）元素，性質(zhì)相似，并且原子尺寸接近，不論在高溫 β 相區(qū)還是在低溫 α 相區(qū)，Zr 和 Ti 都會無限固溶，形成無限固溶體，對鈦合金產(chǎn)生固溶強(qiáng)化。
在 IMI829 鈦合金基礎(chǔ)上開發(fā)的英國 IMI834 合金，短時服役溫度可達(dá) 650 ℃[23]，其特點(diǎn)是添加質(zhì)量分?jǐn)?shù) 0.06% 的 C，在 α+β 兩相區(qū)經(jīng)熱處理后得到雙態(tài)組織。經(jīng)固溶和時效熱處理后，白色初生 α 相含量隨著固溶溫度的增大而減少，經(jīng)時效處理合金中除初生 α 相外的 β 轉(zhuǎn)變組織全部由次生 α 相組成，且次生 α 相形貌變化不大。IMI834 鈦合金棒材的最 佳熱處理工藝 為 (1005～ 1025 ℃)×2 h+水 淬 +(750～800 ℃)×2 h+空冷，合金的高溫蠕變伸長率和持久值分別提高到 0.147% 和 127 MPa，這主要與空冷過程中形成的細(xì)長次生 α 相有關(guān)[24]。由于組織中還存在少量等軸初生 α 相，對合金有強(qiáng)化作用，與同類鈦合金相比具有明顯優(yōu)勢。目前已用于空客 A330 遄達(dá) 700 發(fā)動機(jī)的所有輪盤、鼓筒及后軸，采用一體式焊接，能使發(fā)動機(jī)重量減輕。
美國 Ti?1100[25] 合金作為防熱瓦應(yīng)用于超高速載人飛行器的熱防護(hù)系統(tǒng)，是在原 Ti?6242S 鈦合金的基礎(chǔ)上通過調(diào)控 Al、Sn、Si 和 Mo 元素研發(fā)出來的一種近 α 型高溫鈦合金，其使用溫度提高至 600 ℃。Ti?1100 合金的特點(diǎn)是具備較低的韌性和較大的疲勞裂紋擴(kuò)展速率[26]，該合金對雜質(zhì)元素氧和鐵的含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）控制在 0.07% 和 0.02%
以下，低含氧量有助于提高高溫鈦合金的蠕變性能和熱穩(wěn)定性，低含鐵量可避免蠕變抗力下降[27]。付彬國[28] 通過調(diào)控 Ti?1100 中 Zr 元素考察 Zr 對合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響，研究表明合金的鑄態(tài)組織仍為魏氏組織，原始 β 晶界明顯，主要由 α片層以及片層之間殘留 β 相構(gòu)成。Zr 含量的增加對合金的組織具有細(xì)化作用，并能提高合金的力學(xué)性能，顯微硬度隨 Zr 含量的增加而增加。
在我國的高溫鈦合金發(fā)展中，稀土元素在合金體系中的應(yīng)用一直被探討和研究。Ti60 是 Ti?Al?Sn?Zr?Mo?Nb?Ta?Si 系多元復(fù)合強(qiáng)化的近 α 型高溫鈦合金，應(yīng)用于航空航天發(fā)動機(jī)渦輪葉盤葉片，合金中添加少量高熔點(diǎn) β 型穩(wěn)定元素 Ta、Mo，稀土元素 Nd[29–31]，α 型穩(wěn)定元素 Al、Sn、Zr 和少量Si 元素的協(xié)同作用，硅化物、α2 相在 α 片層間析
出，起到有效釘扎作用，阻礙 α 片層內(nèi)的位錯滑移和攀移，合金強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化，固溶強(qiáng)化和金屬間化合物（α2 相）、硅化物彌散強(qiáng)化[32]，組織以針狀 α 相和 β 相組成的魏氏組織為主[33]，伴有少量的網(wǎng)籃組織。添加稀土元素反應(yīng)生成稀土氧化物可以凈化基體、提高熱穩(wěn)定性，稀土化合物的第二相也可作為異質(zhì)形核點(diǎn)阻礙晶粒長大，起到了細(xì)晶
強(qiáng)化的作用，使 Ti60 具有較高的高溫強(qiáng)度和高溫抗氧化性等綜合力學(xué)性能，服役環(huán)境可達(dá) 600 ℃以上。Ti65 合金是由 Ti60 合金優(yōu)化而成的高溫鈦合金，其長時使用溫度為 650 ℃，短時使用溫度可達(dá) 750 ℃，在 Ti60 合金基礎(chǔ)上減少元素 Sn、Zr，同時添加弱 β 穩(wěn)定元素 Ta 以及高熔點(diǎn)元素 W，彌補(bǔ)了合金強(qiáng)度的損失，也改善了蠕變抗性和強(qiáng)度持久性能。原始 Ti65 板材為等軸組織，由等軸或拉長的 α 相和少量的晶間 β 相構(gòu)成[34]，隨著熱處理溫度的提高和固溶時效，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫偷碾p態(tài)組織，片層厚度增加[35]，實(shí)現(xiàn)了塑性的提高，是航空發(fā)動機(jī)高溫部件的備選材料或作為復(fù)合材料基體。
2、顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的發(fā)展
目前鈦合金的使用溫度普遍局限于 600 ℃ 左右，主要原因是當(dāng)溫度超過 600 ℃ 時，合金耐熱性降低，熱強(qiáng)性與熱穩(wěn)定性難以匹配協(xié)調(diào)，導(dǎo)致合金抗氧化性和疲勞性能急劇下降，對航空發(fā)動機(jī)零部件存在有鈦火風(fēng)險(xiǎn)[36]。為突破 600 ℃ 這一使用瓶頸，研究者發(fā)現(xiàn)在高溫鈦合金中添加顆粒增強(qiáng)劑能有效提高鈦合金高溫性能，同時具有各向同性、
制備工藝簡單、二次加工性好和低成本等特點(diǎn)。常用的增強(qiáng)材料有 La2O3、SiC、TiC、TiB2、TiB 等。
在這些增強(qiáng)材料中，TiC 和 TiB 的熱膨脹系數(shù)與鈦基體的熱膨脹系數(shù)（(9.41～10.03)×10?6 K?1）相似[36?38]，可以有效降低復(fù)合材料制備時產(chǎn)生的熱殘余應(yīng)力，制備出具有良好耐磨性（硬度增強(qiáng)）、高抗壓強(qiáng)度和優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性（即抗蠕變性能）的輕質(zhì)鈦基復(fù)合材料。
高溫鈦合金與其原位自生后的復(fù)合材料相比，硬度、屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都有顯著提升，但塑性會降低。與 IMI834 相比，鄭博文等[39] 制備的 TiC、TiB 和 La2O3 三元增強(qiáng) IMI834 基復(fù)合材料洛氏硬度增加到 HRC 55.1。Qin 等[40] 原位合成 (TiB+TiC)/Ti6242 復(fù)合材料，其氧化速率低于 Ti6242。神祥博[41] 使用放電等離子燒結(jié)法分別制備不同體積分?jǐn)?shù)的 TiB/Ti 復(fù)合材料，TiB 組織的長徑比較高，互相交叉呈立體網(wǎng)狀分布；隨著 TiB 含量的增加，晶須團(tuán)聚增多，在 Ti 與 TiB2 界面處生成的 TiB 密度最高，使內(nèi)部 TiB2 不能直接與 Ti 顆粒反應(yīng)，只能與少量通過擴(kuò)散進(jìn)入的 Ti 原子發(fā)生反應(yīng)，團(tuán)聚趨勢越來越明顯。在力學(xué)性能方面，隨著 TiB 含量的提高，TiB/Ti 復(fù)合材料的相對密度呈下降的趨勢，
但硬度不斷增大，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，在燒結(jié)溫度為 950 ℃ 時制得的體積分?jǐn)?shù) 3%的 TiB/Ti 復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度最高，同時延伸率隨燒結(jié)溫度和 TiB 含量的提高呈下降趨勢，壓縮屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度增大，與塑性成反比。
與基體合金相比，復(fù)合材料具有更高的顯微硬度、更低的磨損率，表現(xiàn)出更優(yōu)的耐磨性，在航空航天用金屬材料中有著重要的意義。Attar 等[42] 使用鑄造技術(shù)制備 Ti?5%TiB2（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），得到的鑄態(tài)復(fù)合材料中 TiB 顆粒偏粗，只觀察到較厚和較長的硼化物顆粒，并沒有出現(xiàn)大量平行針狀 TiB，顯微硬度高于工業(yè)純鈦，楊氏模量和強(qiáng)度的數(shù)值均優(yōu)于粉末冶金制備的復(fù)合材料，但孔隙的存在導(dǎo)致復(fù)合材料彈性模量和強(qiáng)度的降低。Yamamoto 等[16]制備了 B/Ti 原子比為 0.3～0.6 的鈦基復(fù)合材料，由 Ti 基體和分散的片狀 TiB 反應(yīng)產(chǎn)物組成，硬度隨 B 原子數(shù)分?jǐn)?shù)單調(diào)增加，復(fù)合材料的維氏硬度為 5.6～7.1 GPa，屈服應(yīng)力隨 B 原子數(shù)分?jǐn)?shù)的增加而增大；隨著 B/Ti 原子比的增加，磨損量減小，對磨損率的改善在 B/Ti 原子比為 0.3 左右達(dá)到飽和。
Li 等[43] 以 Ti?4.5Fe?6.8Mo?1.5Al 為基體，分別添加體積分?jǐn)?shù) 5%、10%、15% 的 TiB2，通過機(jī)械合金化法得到復(fù)合材料。隨著燒結(jié)材料從高溫冷卻，母相晶粒尺寸越小，晶內(nèi)缺陷越多，過渡時析出相的形核速率越大，得到的組織越細(xì)小，Ti 的晶粒細(xì)化和晶格畸變在晶粒內(nèi)部積累了大量的微缺陷（位錯、空位），進(jìn)一步細(xì)化晶粒。隨著 TiB 含量
的增加，鈦基復(fù)合材料的密度和硬度也隨之增加，當(dāng) TiB2 體積分?jǐn)?shù)為 15% 時，鈦基復(fù)合材料的最高密度達(dá)到 4.713 g·cm?3，顯微硬度達(dá)到 HV 851.58。
3、增材制造技術(shù)制備鈦基復(fù)合材料研究進(jìn)展
相對于傳統(tǒng)制造技術(shù)，增材制造作為一種高速發(fā)展的近凈成形精細(xì)加工技術(shù)，采用“離散+堆積”原理，這是一種自下而上的方法，由零件三維數(shù)據(jù)驅(qū)動直接制造零件，實(shí)現(xiàn)了復(fù)雜幾何形狀構(gòu)件的一體化近凈成形，減少時間和成本的同時，增材制造工藝的高冷卻速率導(dǎo)致了微觀結(jié)構(gòu)的大幅細(xì)化，提高了硬度和強(qiáng)度[18, 44]。目前，增材制造技術(shù)已運(yùn)用
于制備各種不同類型及成分組成的鈦基復(fù)合材料中，如 TiC/Ti[45]、TiB/CP?Ti[46, 47]、TiB/Ti?6Al?4V[48, 49]、TiC/Ti?6Al?4V 等，為多種鈦合金與鈦基復(fù)合材料復(fù)雜零部件的研制打開了一扇新的窗戶。但由于零件尺寸受限制，多用于復(fù)雜精密中小零件的加工。
運(yùn)用于鈦合金及其復(fù)合材料方面的增材制造技術(shù)主要有兩種：一種是預(yù)置鋪粉的選區(qū)激光熔化技術(shù)[50, 51]（selective laser melting，SLM），如圖 1（a）所示；另一種是噴嘴同步送粉的激光直接沉積技術(shù)[52, 53]（direct laser deposition，DLD），用自動噴粉（同軸或非同軸）的方式將原始粉末引入由高功率激光產(chǎn)生的熔池中焊接成形，如圖 1（b）所示。B 單質(zhì)和 TiB2 可與 Ti 基體原位自生晶須狀 TiB第二相，這是一種硬度很高的陶瓷增強(qiáng)相，與未增強(qiáng)復(fù)合材料相比，TiB2 陶瓷的添加顯著改善了復(fù)合材料的硬度、強(qiáng)度和耐腐蝕性能[54]，具有較好的彈性模量以及高溫蠕變性能，但材料塑性有所降低，這是由于原位合成 TiB 相的強(qiáng)化作用和基體晶粒細(xì)化的結(jié)果[46, 47, 55, 56]。通過激光的高能量密度，粗大的共晶塊狀 TiB 可以細(xì)化至亞微米級或納米級的晶須狀和等軸狀。激光加工過程中分散到熔體中的固體增強(qiáng)粒子在基體凝固過程中作為異相形核位點(diǎn)，導(dǎo)致基體晶粒細(xì)化，從而提高了硬度和強(qiáng)度，如圖 2 所示，通過增材制造技術(shù)制備的鈦基復(fù)合材料與原基體合金相比硬度均提高。這種晶粒細(xì)化程度主要受增強(qiáng)顆粒尺寸、體積分?jǐn)?shù)和分布模式的影響。
增強(qiáng)顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加和尺寸的減小被認(rèn)為有利于 基體晶粒細(xì)化 。 如圖 3 所 示 ， 欽 蘭云等 [56] 在TC4 粉末中分別添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 0.16%、1.61% 和3.22% 的 TiB2 粉末，生成了針狀 TiB，并且隨著 B含量的增加，TiB/Ti?6Al?4V 復(fù)合材料的 α 片層尺寸明顯減小、晶粒細(xì)化。在 TiB2 添加量較大的試樣中，針狀 TiB 增強(qiáng)相聚集在一起成簇生長，更有部分出現(xiàn)聯(lián)結(jié)生長的現(xiàn)象，顯微硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著提高。
在增材制造加工中最常見的缺陷之一是孔隙，主要分布在未熔合、未熔化/部分熔化粉末顆粒、軌道間/層間分層中。這些氣孔作為應(yīng)力集中部位，會減少有效承載面積，對力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響，包括強(qiáng)度、蠕變性能和疲勞壽命等[57, 58]。通過調(diào)整工藝參數(shù)使 TiC、TiB 變?yōu)榧{米級并組成三維（3D）原位超細(xì)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)可有效提高相對密度[59, 60]。Li等[58] 以 Ti?6Al?4V 和 B4C 粉末為原料，通過優(yōu)化的選區(qū)激光熔化工藝，原位合成了無裂紋、相對密度幾乎為 99% 的大塊型鈦基納米復(fù)合材料，當(dāng)體積能量密度在 120 J·mm?3 時，TiB 沿 [010]B27 方向的晶粒生長速度較快，組織為超細(xì) TiB 短纖維，形成全連續(xù)的“壁狀”結(jié)構(gòu)，使相對密度提高，少量的納米級 TiC 呈現(xiàn)相當(dāng)小的球狀形狀，也能起到復(fù)合材料第二相強(qiáng)化作用。
熱穩(wěn)定性是高溫鈦合金的重要力學(xué)指標(biāo)之一，國內(nèi)主要是在原有高溫鈦合金成分的基礎(chǔ)上通過添加稀土元素來達(dá)到提升熱穩(wěn)定的效果。稀土元素可與合金中的硫等雜質(zhì)元素反應(yīng)，在晶界析出，凈化基體，并作為脫氧劑與合金中的氧元素反應(yīng)生成稀土氧化物，細(xì)化鑄態(tài)晶粒，凈化基體并阻礙位錯運(yùn)動，同時提高熱穩(wěn)定性[30]。丁超[61] 通過添加稀土元素釔使 Ti600 合金和鈦基復(fù)合材料產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化，提高合金和復(fù)合材料的熱穩(wěn)定性。Bermingham 等[62]在電弧增材制造過程中向 Ti?6Al?4V 中加入微量LaB6 和硼，研究其對合金組織和拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)鑭的合金化極大地改變了熔池的形狀和熔珠形狀。Feng 等[63, 64] 通過激光熔覆設(shè)備制備 LaB6+AlB2增強(qiáng) Ti ?6Al?4V 鈦 基復(fù)合材料 ， 其 化學(xué)反應(yīng) 為2LaB6+12Ti+3O→12TiB+La2O3。 研 究發(fā)現(xiàn) ， 添 加適量的 LaB6 可以生成La2O3增強(qiáng)相，并在基體中均勻分布，同時La2O3促進(jìn)了 TiB 的非均勻形核，使 TiB 晶粒細(xì)化，提高顯微硬度、耐磨性和抗高溫氧化性，擴(kuò)大其在高溫航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用。
為了滿足航空航天等領(lǐng)域?qū)Y(jié)構(gòu)件功能多樣化的要求，二維鈦基功能梯度材料具有重要的應(yīng)用前景。激光直接沉積技術(shù)具有獨(dú)特的逐層增材制造特性，是制備功能梯度材料的重要工藝，可以打印不同預(yù)混合比例的 Ti/TiC 或 TiB+TiC+α-Ti 周期性層狀結(jié)構(gòu)，并且無離散界面。此外，增材制造中的成分梯度對于建立鈦–硼二元體系渦輪葉片微觀結(jié)構(gòu)和性能的影響具有重要意義，通過改變粉末成分和使用適當(dāng)?shù)?CAD 建模來控制多層結(jié)構(gòu)硬度，以此來擴(kuò)大材料在航空航天和汽車行業(yè)的可能性[65]。但是，目前在直接激光沉積陶瓷顆粒增強(qiáng)的鈦基功能梯度材料微觀組織中仍存在未熔陶瓷顆粒分布不均勻、初生增強(qiáng)相中樹枝狀粗大、鈦基體組織較粗大等問題，這些問題限制了鈦基功能梯度材料的綜合力學(xué)性能，進(jìn)一步地限制了其工程應(yīng)用。
Zhang 等[66] 采用不同比例的 Ti 和 TiC 預(yù)混合粉體制備薄壁，得到了 TiC 體積分?jǐn)?shù)最高達(dá) 40%的 Ti?TiC 復(fù)合材料，所有激光沉積材料都是完全致密的，沒有任何氣孔或裂紋等缺陷。Nartu 等[65]用激光工程化凈成形（laser engineered net shaping，LENS）工藝制備原位 Ti?35%B4C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）復(fù)合材料，其中一層主要由 TiB2 和枝晶間 TiC 相組
成，而另一層的微觀結(jié)構(gòu)較為復(fù)雜，由 TiB、TiC、部分熔融 B4C 和 α-Ti 相組成。增加激光功率可使這些層的高度/厚度增加，在激光功率 700 W 條件下表現(xiàn)出最好的綜合磨損和硬度，由于 TiB +TiC+α-Ti層沉淀數(shù)密度的增加，使硬度的分層區(qū)域增加。這種同步送粉激光直接沉積技術(shù)誘導(dǎo)的自然分層復(fù)合材料為未來工程應(yīng)用復(fù)合材料的設(shè)計(jì)和開發(fā)開辟了一條新的途徑。
4、總結(jié)與展望
隨著我國科技創(chuàng)新“三步走”戰(zhàn)略布局和航空航天工業(yè)的發(fā)展，高溫鈦合金領(lǐng)域被高度重視。高性能鈦基復(fù)合材料是高溫鈦合金的進(jìn)一步發(fā)展方向，其理論使用溫度可突破 600 ℃，可以顯著擴(kuò)大鈦合金的應(yīng)用范圍，傳統(tǒng)制造方法在材料顯微組織、制備技術(shù)及后處理等方面已經(jīng)取得較多研究成果。隨著增材制造技術(shù)在航空航天核心功能部件中的應(yīng)用，
將原位生成顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料與增材制造技術(shù)相結(jié)合，制備致密化水平高、耐高溫、高強(qiáng)度的復(fù)合材料，研究增強(qiáng)體的種類、形狀尺寸、體積分?jǐn)?shù)對粉體熔化凝固特性影響規(guī)律，使鈦基中 TiB、TiC 增強(qiáng)相達(dá)到納米級，不僅可以提高復(fù)合材料的硬度和強(qiáng)度，而且可以提高復(fù)合材料的延展性。為進(jìn)一步提高增材制造技術(shù)在顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料中的應(yīng)用，可以從以下方面入手：研究在增材制造過程中增強(qiáng)劑的溶解和反應(yīng)、增強(qiáng)相析出反應(yīng)及原位合成機(jī)理，并不斷迭代和優(yōu)化復(fù)合粉末的制備工藝，完成打印適配性驗(yàn)證及力學(xué)性能測試，以實(shí)現(xiàn)增強(qiáng)體與基體界面的結(jié)合調(diào)控；可通過正交試驗(yàn)和數(shù)值模擬研究調(diào)控增強(qiáng)相含量，形成顆粒增強(qiáng)劑–基體成分配比–工藝參數(shù)–微觀組織–力學(xué)性能的關(guān)聯(lián)規(guī)律以便應(yīng)用于不同性能要求的場合，同時獲得最佳的綜合性能。
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