鈦基復合材料 (Tiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS，ＴＭCS)是為突破傳統高溫鈦合金服役過程面臨的“熱障”溫度(600 ℃)， 改善鈦合金服役性能， 進一步拓 寬其應用領域而開發的一種新材料， 主要由純鈦或鈦合金基體及增強相組合而成[1-2]。 增強相按其形貌特征可分為長纖維增強相 ( SiC) 和顆粒增強相(TiB、TiC、 Al₂O₃、 稀土氧化物及石墨烯等) [3-7]；典型鈦合金基體主要包括α＋β型鈦合金( 如TC4等)和近α型鈦合金(如Ti-1100、 IMI834、 BT18y及Ti60 等) [8]。 國內外研究人員立足于實際服役環境

和研究需求， 根據增強相與基體合金的選擇要求并結合當前常用制備工藝特點， 經過幾十年的探索，成功開發出一系列鈦基復合材料， 如TiB/TC4、TiC/TC4、 ＧＯＮS(氧化石墨烯納米片) /TC4、 (TiB ＋TiC) /近α-Ti、 Y₂O₃ / 近 α-Ti、 (TiB ＋ Ｌａ₂O₃) / IMI834、 (TiB＋TiC＋ Y₂O₃) / 近 α-Ti 等[9-15]。

鈦基復合材料具有低密度、 高比強度、 高比模量、 優異的高溫性能及耐腐蝕性能等突出優勢， 在航空航天、 汽車制造、 石油化工、 船舶艦艇、 海洋工程等領域表現出廣闊的應用前景[16-18]。 近年來，隨著航空航天等高端領域尤其是高超聲速飛行器的快速發展， 腹板、 翼肋、 橫梁、 尾翼、 防火壁、 結構骨架等關鍵部位服役環境日趨苛刻， 對高性能鈦基復合材料板材的需求極為迫切[19-20]。 目前， 國內外在推動低成本大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料板材工業化方面開展了大量的研究工作， 并取得了一定成果[1-3，7，16，19，21-23]。 本文通過綜述典型鈦基復合材料板材軋制工藝及其對微觀組織和力學性能影響等方面的研究進展， 針對當前研究存在的關鍵問題進行多角度分析， 指出了相關研究的不足之處及未來的研究重心， 以期為鈦基復合材料板材軋制工藝的制定提供系統指導， 加強相關研究的目的性，從而為加速推進大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料板材的研發指明方向。

1、 鈦基復合材料板材軋制工藝概述

鈦基復合材料具有優異的高溫服役性能， 但其熱變形能力明顯較差， 大變形或大尺寸鈦基復合材料板材的制備尤為困難。 一方面， 為滿足苛刻的服役要求， 常選用高溫性能優異的近α型高溫鈦合金作為基體， 與其他類型鈦合金相比， 近α型高溫鈦合金具有更窄的熱加工窗口和更高的熱加工參數敏感性[24-27]； 另一方面， 增強相的加入使其熱變形激活能進一步提高(見表 1)， 導致復合材料的塑性變形能力顯著降低[24-25]。 此外， 熱變形過程特別是大變形過程中出現的吸氫、 吸氧現象也會進一步增加板材的制備難度。 研究表明， 鈦基復合材料的熱軋制過程與基體合金成分體系、 增強相類型、 分布、含量及熱軋制工藝參數密切相關[7，9-10， 15-16， 18， 23， 26]。

因此， 針對鈦基復合材料板材熱軋制中存在的難題，開展系統深入的研究， 合理設計并優化熱軋制工藝參數， 對加快大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料板材工業化進程， 推動航空航天事業的進一步發展具有重要戰略意義。

經過近 20 年的探索， 鈦基復合材料板材制備技術逐漸趨于成熟， 主要包括熱軋制[12， 21， 23]、 熱擠壓[32]、 累積疊軋焊接[33] 及軋制-擴散連接[34] 等工藝。 其中， 熱軋制技術憑借其突出的成本和工藝優勢已成 為 當 前 鈦 基 復 合 材 料 板 材 制 備 的 主 要 方式[16， 18-19， 35]。 一方面， 熱軋制溫度區間相對較寬，可在β相區或α＋β兩相區進行(熱擠壓一般僅在 β相區進行)， 為后續通過熱處理進行組織調控提供了相對廣闊的空間； 另一方面， 熱軋制技術在組織細化與缺陷消除、 增強相均勻分布、 力學性能提高等方面均具有突出優勢[36-37]。

國內外研究人員通過合理設計熱軋制工藝， 成功軋 制 出 一 系 列 鈦 基 復 合 材 料 板 材， 如 表 2 所示[9，12，15，20-21，38-48]。 分析可知， 軋制溫度的選擇應綜合考慮增強相含量和變形量的影響， 當增強相含量較高或變形量較大時， 板材軋制難度較大， 初始軋制 溫 度 一 般 選 擇β相 區 附 近 以 降 低 變 形 抗力[12，20-21，39，40，46]。 同時， 為獲得大變形或大尺寸板材， 必須嚴格控制軋制道次及道次變形量。 軋制變形量較小時， 板材制備相對容易， 多采用低溫單道次軋制， 如 ＴａBｒiｚi 等[9] 在 900 ℃ (α ＋β兩相區) 采用單道 次 軋 制 工 藝 成 功 制 備 出 變 形 量 為 66％ 的2.5ｖｏｌ％ (TiBｗ ＋TiCｐ) /TC4 板材。 隨著軋制變形量的增大， 軋制溫度和軋制道次均需進一步合理設計，如 Ｌｅ 等[12]為獲得變形量為 80％ 的 2.4ｖｏｌ％ (TiB ＋Ｌａ2Ｏ3) / IMI834 板材， 將初始軋制溫度提高至1055℃(β 相區)， 并采用多道次熱軋工藝( 道次變形量為10％ 且每三道次回爐保溫 10 ｍiｎ， 見圖 1ａ)。 相似地， Ｚｈａｎｇ 等[40]也在β相區(1110 ℃)采用多道次熱軋工藝(道次變形量約為 40％ ， 見圖 1B)成功制備出 變形量高達 90％ 的5.0ｖｏｌ％ (TiBｗ ＋TiCｐ) /Ti-6Al-2.5Sｎ-4Zr-0.7Mo-0.3Si 板材。 當軋制變形量進一步增大時， 板材制備難度大幅提高， 如韓遠飛等[20] 采用多道次熱軋工藝(圖 1C)并嚴格控制不同軋制道次之間板材表面質量、 道次變形量和回爐次數， 成功制備出變形量為95％ 的2.4ｖｏｌ％ (TiB ＋ ＲｅｘOｙ ) /Ti板材。 綜上可以看出， 隨著變形量的提高， 軋制工藝更為復雜: 軋制溫度顯著升高、 軋制道次明顯增多。 近年來， 為進一步優化傳統熱軋制工藝流程， 降低熱軋制成本， 研究人員在傳統熱軋制工藝的基礎上成功開發出鑄態鈦基復合材料直接軋制工藝， 并獲得了不同成分體系的鈦基復合材料板材[15，21，41-43]。

根據表 2 進一步可知， 鈦基復合材料軋制變形量主要集中在 60％~90％ ， 板材厚度多為2.0~5.0ｍｍ，明顯 高 于 航 空 航 天 用 板 材 最 佳 厚 度 要 求 (1.0~1.5ｍｍ)。 這主要是由以下 2 方面原因所致: 第一，鈦基復合材料進行大變形時， 大量增強相容易折斷，微裂紋和表面缺陷更易形成， 板材力學性能嚴重惡化； 第二， 隨著板材厚度減小， 熱量損失更為嚴重，需要增加軋制道次和回爐次數， 從而導致軋制過程吸氫、 吸氧嚴重， 板材脆化進一步加劇[49]。 此外，大尺寸鈦基復合材料板材軋制過程易變形、 易開裂    等問題尚未得到較好解決， 大尺寸板材的軋制過程仍面臨諸多“卡脖子” 難題。 近年來， 國外關于大尺寸鈦基復合材料板材的研究鮮有報道， 而國內經過多年努力雖取得一定成果(如哈爾濱工業大學陳玉勇教授團隊成功軋制出 2000 ｍｍ × 300 ｍｍ × 2 ｍｍ 的5.0ｖｏｌ％ (TiBｗ ＋TiCｐ) /Ti-6Al-2.0Sｎ-4Zr-0.7Mo板材，代表了當前國內鈦基復合材料板材軋制的先進水平)， 但仍處于實驗室研究階段。 綜上所述， 關于鈦基復合材料板材軋制工藝的研究雖已取得一定成果，但大變形或大尺寸高性能薄板的制備過程中仍存在 許多亟待解決的關鍵問題。 因此， 如何經濟高效地制備出大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料薄板并推動其工業化進程， 將是未來研究的重點和主要方向。

2 、軋制工藝對板材的影響

軋制溫度、 變形量或道次變形量、 軋制速率等工藝參數均會對基體合金的塑性變形能力、 增強相特征(類型、 含量、 分布和長徑比等) 及基體與增強相的協調變形作用產生重要影響， 從而實現對微觀組織的調控， 最終獲得期望力學性能的鈦基復合材料板材。 近年來， 國內外研究人員對不同成分體系鈦基復合材料板材的微觀組織及力學性能開展了廣 泛研究并取得了一定成果。

2.1軋制溫度對板材微觀組織和力學性能的影響

軋制溫度作為影響鈦基復合材料板材組織與性能的重要工藝參數之一備受研究人員關注。 目前，鈦基復合材料板材軋制主要集中在α＋β兩相區或 β相區進行。 在α＋β兩相區進行熱軋時，α相和β相之間變形抗力差， 復合材料塑性變形受滑移系相對較少的α相控制， 變形抗力較大。 此時， 增強相的存在可以有效抑制α相中的位錯滑移， 促進α相球化、 動態 回 復 或 動 態 再 結 晶 等 過 程 的 進 行。 Ｒｏｙ等[50]研究了α＋β兩相區內軋制溫度對TiB /Ti-6Al-4Ｖ 復合材料微觀組織演變的影響， 發現隨著軋制溫度的升高，α相球化過程加快且由TiB 斷裂引起的孔洞逐漸消失， 微觀組織實現了從片層狀到等軸狀的有效轉變； 同時，TiB 對α相球化過程的促進作用進一步提高了較低溫度下軋制無缺陷鈦基復合材料板材的成功率(圖 2ａ)。 當軋制溫度升高至β單相區時， 復合材料的塑性變形由滑移系較多的β相控制， 變形抗力降低， 軋板組織類型發生明顯轉變；同時， 增強相與基體之間的協調變形能力顯著提高，TiB 晶須和大尺寸TiC顆粒等陶瓷增強相折斷程度明顯降低， 可以有效阻礙β相中的位錯運動， 促進 β相發生動態再結晶(圖 2B) [23，40，51]。 值得注意的是，由于軋制材料與軋輥之間溫差較大， 軋制過程存在較大溫降， 所以當在β相區熱軋時， 實際軋制溫度可能仍處于α＋β兩相區， 導致軋態組織與預期狀態存在較大差異[12]。 綜上所述， 軋制溫度升高在促進球化、 回復和再結晶等軟化過程進行的同時， 還可以促進增強相與基體之間的協調變形， 弱化或消除因軋制造成的增強相斷裂， 從而對鈦基復合材料板材微觀組織產生重要影響。

表 3 為不同軋制溫度下典型鈦基復合材料板材的拉伸性能。 由文獻[21] 可以看出， 當軋制溫度由α ＋β兩相區升高至β相區時， 板材強度提高， 延伸率降低。 一方面， 軋制溫度升高至β相區使得軋板由雙態組織或等軸組織轉變為片層組織， 細小的片層間距可以大幅縮短位錯滑移距離， 抑制應力集中和裂紋擴展； 另一方面， 軋制溫度升高可以有效提 高基體流動性， 快速彌合因增強相斷裂造成的孔洞，為獲得拉伸性能優異的板材提供良好的塑性變形條件。 此外，β相區熱軋還可以提高軋制過程中增強相與基體之間的協調變形能力， 降低增強相破碎程度， 使其強化作用得以保證。 值得注意的是， 對TiC增強的鈦基復合材料而言， 軋制溫度提高至β相區會弱化 C元素在α相或等軸組織中的固溶強化作用，導致室溫強度降低、 延伸率提高[52]； 高溫拉伸試驗結果表明[23，50]， 鈦基復合材料的高溫拉伸性能受組織類型的影響較大。 所以， 軋制溫度對鈦基復合材料板材拉伸性能的影響需綜合考慮組織類型、 基體流動能力、 增強相類型及增強相與基體之間的協調變形能力等因素。

2.2變形量對板材微觀組織和力學性能的影響

研究表明， 對近α或α＋β鈦合金而言， 在α＋β 兩相區軋制時， 隨著軋制過程的進行，β相逐漸被拉長或破碎、 原始β晶界附近α相之間的差別逐漸消失， 當變形量提高至一定程度時，α相和β相依次發生動態再結晶直至完全； 在β相區熱軋時， 隨著變形量的提高， 等軸β晶粒依次經歷低程度形變(晶粒被拉長并逐漸形成變形帶)、 晶界處β相動態再結晶開始發生、β相完全再結晶等過程[51]。 值得注意的是， 雖然變形量對鈦基復合材料基體合金微觀組織演變規律的影響與對普通鈦合金的影響基本一致， 但增強相的存在使其具有明顯不同的組織演變特征。 田寧[7] 研究了軋制變形量對石墨烯增強TC4 鈦基復合材料微觀組織的影響， 發現石墨烯會在晶界處團聚誘發孔洞或裂紋， 但提高變形量可以有效抑制這一缺陷的形成(圖 3ａ)。 此外， 變形量對準連續網狀增強相增強的鈦基復合材料的作用與上述分析基本一致[47]。 Cｈｅｎ 等[42] 通過探究軋制過程中TiB 顆粒對Ti-2Al-9.2Ｍｏ-2Ｆｅ 合金動態再結晶行為的影響發現，TiB 顆粒可以通過阻礙位錯運動為動態再結晶提供額外的形核位點， 且隨變形量提高，TiB 顆粒主導的動態再結晶更為凸顯(圖 3B)。 類似地， Ｚｈａｎｇ 等[10]在研究2.5ｖｏｌ％ (TiB ＋TiC) / 近 α-Ti軋制過程時也發現， 斷裂的TiB 和TiC不僅可以為 α相的非均勻形核提供形核位點， 還可以有效阻礙 α 相的長大， 起到均勻細化組織的作用， 實現α相的等軸化； 隨變形量提高， 增強相斷裂程度加劇并趨向平行于軋制方向排列， 上述作用進一步加強( 圖3C)。 綜上所述， 軋制變形量的提高會促進位錯運動， 使球化、 動態回復及動態再結晶等過程更為完全； 同時， 也會使增強相斷裂程度加劇但分布更為均勻并趨向平行于軋制方向排列， 既可以為晶粒形核提供額外的形核位點， 又可以有效抑制晶粒長大，促進組織的均勻細化和等軸化。

表 4 為典型鈦基復合材料板材經不同變形量軋制后的拉伸性能。 結合表 4 進一步分析軋制變形量對板材力學性能的影響， 發現變形量對鈦基復合材料板材拉伸性能的影響較為復雜。 軋制變形量增大，鈦基復合材料塑性變形加劇， 位錯纏結、 堆積等障礙形成， 板材位錯密度不斷提高， 導致加工硬化成為拉伸過程中的主要變形機制， 從而使得室溫拉伸強度提高而塑性降低； 隨著軋制變形量進一步增大( > 80％ )， 軋制過程動態回復和動態再結晶等軟化行為發生， 位錯密度逐漸降低， 板材的加工硬化狀態得以弱化消除， 從而使得室溫強度有所降低而塑性顯著提高[53-54]。 此時， 增強相多平行于軋制方向排列且分布均勻性明顯提高， 這是板材拉伸性能進一步優化的重要原因。 Ｚｈａｎｇ 等[10] 發現增大軋制變形量可以有效促進動態再結晶的發生， 顯著提高晶粒細化程度， 細晶強化作用大大增強， 板材強度和塑性均隨變形量的增大持續提高。 然而， 當變形量 過大時， 熱軋過程吸氫、 吸氧嚴重， 板材脆化加劇；同時， 增強相大量折斷甚至與基體脫粘， 大量缺陷或孔洞形成， 拉伸性能嚴重惡化[49]。 因此， 分析變形量對鈦基復合材料板材拉伸性能的影響需從復合材料成分體系、 熱軋過程變形機制(加工硬化、 回復與動態再結晶)、 增強相破碎程度及分布均勻性等方面綜合考慮。

整體而言， 關于軋制工藝對鈦基復合材料板材微觀組織和拉伸性能影響的研究已取得一定進展，但相關研究重點主要集中在軋制溫度和變形量， 且當前研究仍存在許多不足之處: ① 軋制溫度對鈦基復合材料板材微觀組織和拉伸性能影響的研究主要涉及α＋β兩相區向β相區升溫， 熱軋溫度尤其是 β相區熱軋對板材組織演變的作用機制有待進一步明晰，α＋β兩相區內或β相區內軋制溫度升高對板材拉伸性能影響的研究也需要進一步完善； ② 板材軋制變形量主要集中于40％ ~ 80％ ， 關于大變形量對鈦基復合材料板材微觀組織和拉伸性能影響的研究相對較少。

3、 軋后熱處理對板材的影響

熱處理是鈦基復合材料板材消除殘余應力、 調控組織、 改善力學性能的重要手段。 常見的熱處理方式包括退火處理、 固溶處理和時效處理等。 對基體合金而言， 熱處理過程通常會發生β相與α相的同素異構轉變、 殘余β相或馬氏體相分解、α相有序轉變、 ω 相變及硅化物析出等行為， 它們受熱處理溫度、 冷卻速率、 保溫時間等參數影響較大。 圖 4 為 典 型 鈦 基 復 合 材 料 板 材 熱 處 理 后 的 顯 微 組織[7，43，55]。 退火溫度升高促進了初生α相→β 相轉變、α相和β相的靜態再結晶及再結晶β相→次生 α相轉變等過程的發生， 實現了細化組織的目的( 圖4ａ、 4B)； 但是， 當退火溫度較高時，α晶粒明顯長大， 導致退火處理效果有所降低。 同時， 熱處理參數對最終組織狀態也有決定性影響。 一般而言， 在α ＋β兩相區固溶處理后可獲得雙態組織或等軸組織， 而在β單相區固溶處理后可獲得片層組織[45]。

Ｙａｎｇ 等[55]研究了固溶 ＋ 時效熱處理工藝對5.0ｖｏｌ％TiBｗ/Ti60 復合材料微觀組織的影響， 發現經 950℃淬火后， 軋態片層α相消失， 淬火態板條 α′相形成；后續經 500 ℃時效， 板條 α′相消失， 細小等軸α相形成； 當時效溫度升高至 600 ℃ 時， 細小等軸α相不斷合并， 最終形成近網籃組織(圖 4C)。 熱處理對增強相形貌和分布的影響與熱處理參數及增強相類型密切相關: 低溫短時熱處理時， 增強相相對穩定，基本無變化； 低溫長時熱處理時， 增強相形貌和分布的改變與增強相類型有關， 如樹枝狀或條狀TiC 易發生熔斷或顆粒化，TiB 則相對穩定； 高溫熱處理時， 增強相形貌和分布隨著保溫時間的延長發生明顯改變， 如TiC含量逐漸降低甚至趨于完全消失，TiB 則由纖維狀轉變為針狀或近等軸狀， 而稀土氧化物類增強相(Ｙ2O3、 Ｌａ2O3 等) 相對穩定， 其形貌和分布變化較小[56-57]。 此外， 在熱處理過程中， 增強相還可以有效抑制位錯運動， 造成位錯堆積， 為基體相靜態再結晶提供有利形核位點， 進一步促進組織細化。

熱處理通過調控基體合金組織類型及增強相形貌、 分布等特征， 實現對鈦基復合材料拉伸性能的優化。 近年來， 相關學者就熱處理對鈦基復合材料板材拉伸性能的影響開展了一定的研究工作， 如表5 所示。 田寧[7]通過探究退火溫度對 ＧＯＮS-2Cｕ /TC4軋板室溫拉伸性能的影響， 發現退火溫度升高促進了α相和β相靜態再結晶的進行， 大量等軸α相形成， 顯著降低了滑移系激活難度， 從而使得板材強度降低而延伸率增大。 Ｙａｎｇ 等[55] 通過探究熱處理工藝對5ｖｏｌ％TiBｗ /Ti60 復合材料板材室溫和高溫拉伸性能的影響， 成功優化出適宜的固溶和時效處理制度， 淬火(950 ℃ / 0.5ｈ / ＷC) 或淬火 ＋ 500 ℃時效后板材具有較好的綜合拉伸性能。 分析可知，時效處理階段回復或再結晶等軟化過程弱化了加工硬化和熱處理強化， 軋板強度降低而塑性提高； 但當時效溫度過高或保溫時間過長時， 晶粒過度長大， 導致強度和塑性均有所惡化。 值得注意的是， 熱處理過程中增強相形貌、 含量和分布的改變及由增強相引起的晶粒細化也會對軋板拉伸性能產生一定影響。 綜上所述， 熱處理工藝對鈦基復合材料板材微觀組織和力學性能影響的研究已取得一定進展， 但研究重點主要集中在熱處理溫度和時間， 而關于冷卻速率的研究相對較少； 同時，β相區熱處理尤其是固溶處理對板材微觀組織和拉伸性能影響 的研究仍需要進一步系統加強； 此外， 熱處理過程增強相與基體組織之間的相互作用機制也需要進一步闡明。

4、 結 語

隨著航空航天、 海洋工程等高端領域尤其高馬赫數飛行器、 深海空間站等重大裝備的飛速發展，對大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料薄板的需求與日俱增。 目前， 關于鈦基復合材料熱軋工藝的研究雖然取得了一定成果， 但大變形或大尺寸高性能薄板制備過程中易變形、 易開裂等關鍵問題仍未得到較好解決。 同時， 關于熱軋制工藝及軋后熱處理工藝對板材組織與力學性能影響的研究仍存在許多不足之處。

(1) 目前， 大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料板材的軋制過程仍面臨諸多瓶頸問題， 如薄板軋制過程吸氫、 吸氧導致性能惡化以及工藝穩定性較差且成本較高等。 因此， 探索大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料薄板的低成本高效穩定軋制工藝，科學設計優化軋制工藝參數， 推動鈦基復合材料板材的工業化進程， 仍將是鈦基復合材料板材的重要研究方向。

(2)β相區熱軋、 大變形量及β相區固溶處理對鈦基復合材料板材組織演變影響規律的研究有待進一步完善， 增強相與基體組織之間的相互作用機制也需進一步明晰。 深入探究軋制過程組織演變機制可以為合理調控軋制工藝參數、 提高工藝穩定性提供有力的科學依據， 也可為獲得性能優異的薄板提供良好的組織基礎。

(3)α＋β兩相區內或β相區內軋制溫度升高、大變形量、 熱處理冷卻速率及β相區固溶處理對鈦基復合材料板材拉伸性能及拉伸過程組織演變規律影響的研究相對較少； 當前板材力學性能的研究主要集中在拉伸行為， 關于其他力學性能如蠕變行為、超塑行為的研究極度匱乏。 未來， 不僅要加強對上述不足之處的系統深入探索， 還要進一步明晰力學性能-微觀組織-軋制工藝之間的內在聯系， 深化性能、 組織及軋制工藝的三位一體綜合研究， 加快大變形或大尺寸高性能鈦基復合材料板材的工業化進程。

參考文獻 ＲｅｆｅｒｅｎCｅS

[1] ＭｏｒSi Ｋ， Ｐａｔｅｌ Ｖ Ｖ. ＰｒｏCｅSSiｎｇ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTiｔａｎiｕｍ-Tiｔａｎiｕｍ Bｏｒiｄｅ (TiBｗ) ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS-ａ ｒｅｖiｅｗ[ Ｊ].ＪｏｕｒｎAlOｆＭａｔｅｒiAlSSCiｅｎCｅ， 2007， 42 ( 60 ): 2037－ 2047.

[2] Ｔｊｏｎｇ S C， Ｍａi Ｙ Ｗ. ＰｒｏCｅSSiｎｇ-SｔｒｕCｔｕｒｅ-ｐｒｏｐｅｒｔｙ ａSｐｅCｔSｏｆ ｐａｒTiCｕｌａｔｅ－ ａｎｄ ｗｈiSｋｅｒ-ｒｅiｎｆｏｒCｅｄTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ Cｏｍ-ｐｏSiｔｅS[Ｊ]. CｏｍｐｏSiｔｅS SCiｅｎCｅ ａｎｄ ＴｅCｈｎｏｌｏｇｙ， 2008， 68(3 / 4): 583-601.

[3] Ｈａｙａｔ Ｍ Ｄ， Siｎｇｈ Ｈ， Ｈｅ Ｚ， ｅｔ Al.Tiｔａｎiｕｍ ｍｅｔAl ｍａｔｒiｘCｏｍｐｏSiｔｅS: ａｎOｖｅｒｖiｅｗ [ Ｊ].CｏｍｐｏSiｔｅS Ｐａｒｔ Ａ， 2019，121: 418-438.

[4] Ｇｅｎｇ Ｌ， Ｎi Ｄ Ｒ， Ｚｈａｎｇ Ｊ， ｅｔ Al. ＨｙBｒiｄ ｅｆｆｅCｔOｆTiBｗ ａｎｄTiCｐOｎ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ iｎ SiｔｕTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS[Ｊ]. ＪｏｕｒｎAlOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS，2008，463:488 －492.

[5] Sｈiｖａｋｕｍａｒ Ｎ， ＶａSｕ Ｖ， ＮａｒａSａiａｈ Ｎ， ｅｔ Al. SｙｎｔｈｅSiS ａｎｄCｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎOｆ ｎａｎｏ-Siｚｅｄ Al2Ｏ3 ｐａｒTiCｌｅ ｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ＺＡ-27ｍｅｔAl ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ].ＰｒｏCｅｄiａ ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ，2015， 10: 159-167.

[6] Ｐｅｎｇ Ｈ Ｘ， Ｄｕｎｎｅ Ｆ Ｐ Ｅ， Ｇｒａｎｔ Ｐ S， ｅｔ Al. ＤｙｎａｍiCｄｅｎSi-ｆiCａTiｏｎOｆ ｍｅｔAl ｍａｔｒiｘ-Cｏａｔｅｄ ｆiBｒｅ CｏｍｐｏSiｔｅS: ｍｏｄｅｌｌiｎｇａｎｄ ｐｒｏCｅSSiｎｇ [ Ｊ]. ＡCｔａ ＭａｔｅｒiAliａ， 2005， 53 (3): 617－ 628.

[7] 田寧. 氧化石墨烯-金屬耦合強化鈦基復合材料組織與性能研究[Ｄ]. 西安: 西安石油大學， 2021.

[8] 何春艷， 張利軍. 國內外高溫鈦合金的發展與應用[Ｊ].世界有色金屬， 2016， 445(1): 21-25.

[9] ＴａBｒiｚi S Ｇ， Sａｊｊａｄi S Ａ， BａBａｋｈａｎi Ａ， ｅｔ Al. iｎｆｌｕｅｎCｅOｆSｐａｒｋ ｐｌａSｍａ Siｎｔｅｒiｎｇ ａｎｄ SｕBSｅｑｕｅｎｔ ｈｏｔ ｒｏｌｌiｎｇOｎ ｍiCｒｏ-SｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｆｌｅｘｕｒAl BｅｈａｖiｏｒOｆ iｎ-SiｔｕTiB ａｎｄTiCｒｅiｎｆｏｒCｅｄTi6Al4Ｖ CｏｍｐｏSiｔｅ [ Ｊ ] .

ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2015， 624: 271-278.

[10] Ｚｈａｎｇ CＪ， Ｌi Ｘ， Ｚｈａｎｇ S Ｚ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔSOｆ ｄiｒｅCｔ ｒｏｌｌiｎｇｄｅｆｏｒｍａTiｏｎOｎ ｔｈｅ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ ｔｈｅ2.5ｖｏｌ％ (TiBｗ ＋TiCｐ) /Ti CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ] .ＭａｔｅｒiAlSSCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2017， 684: 645-651.

[11] Ｚｈｅｎｇ Ｚ Ｚ， Ｋｏｎｇ Ｆ Ｔ， Cｈｅｎ Ｙ Ｙ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔOｆ ｎａｎｏ-Y2O3 ａｄｄiTiｏｎOｎ ｔｈｅ Cｒｅｅｐ BｅｈａｖiｏｒOｆ ａｎ ａS-CａSｔ ｎｅａｒ-αTiｔａｎiｕｍ Alｌｏｙ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS CｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎ， 2021， 178:111249.

[12] Ｌｅ Ｊ Ｗ， Ｈａｎ Ｙ Ｆ， Ｑiｕ Ｐ Ｋ， ｅｔ Al. Ｔｈｅ iｍｐａCｔOｆ ｍａｔｒiｘｔｅｘｔｕｒｅ ａｎｄ ｗｈiSｋｅｒOｒiｅｎｔａTiｏｎOｎ ｐｒｏｐｅｒｔｙ ａｎiSｏｔｒｏｐｙ iｎTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS: ｅｘｐｅｒiｍｅｎｔAl ａｎｄ CｏｍｐｕｔａTiｏｎAlｅｖAlｕａTiｏｎ[Ｊ]. CｏｍｐｏSiｔｅS Ｐａｒｔ B， 2021， 212: 108682.

[13] Ｙａｎｇ Ｊ Ｈ， Ｘiａｏ S Ｌ， Cｈｅｎ Ｙ Ｙ， ｅｔ Al. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅｅｖｏｌｕTiｏｎ ｄｕｒiｎｇ ｆｏｒｇiｎｇ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎOｆ (TiB ＋TiC＋ Y2O3) /α-Ti CｏｍｐｏSiｔｅ: ＤＲＸ ａｎｄ ｇｌｏBｕｌａｒiｚａTiｏｎ Bｅｈａｖiｏｒ [ Ｊ].ＪｏｕｒｎAlOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2020， 827: 154170.

[14]Tiａｎ Ｎ， Ｄｏｎｇ Ｌ Ｌ， Ｗａｎｇ Ｈ Ｌ， ｅｔ Al. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄｔｒiBｏｌｏｇiCAl ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ ｎａｎｏCｏｍｐｏSiｔｅSｔｈｒｏｕｇｈ ｐｏｗｄｅｒ ｍｅｔAlｌｕｒｇｙ ｕSiｎｇ ｇｒａｐｈｅｎｅOｘiｄｅ ｎａｎｏSｈｅｅｔSｅｎｈａｎCｅｄ Cｏｐｐｅｒ ｐｏｗｄｅｒS ａｎｄ Sｐａｒｋ ｐｌａSｍａ Siｎｔｅｒiｎｇ[ Ｊ].ＪｏｕｒｎAlOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2021， 867: 159093.

[15] ＲａSｔｅｇａｒi Ｈ Ａ， ＡSｇａｒi S， ＡBBａSi S Ｍ. ＰｒｏｄｕCiｎｇTi-6Al-4Ｖ/TiCCｏｍｐｏSiｔｅ ｗiｔｈ ｇｏｏｄ ｄｕCTiｌiｔｙ Bｙ ｖａCｕｕｍ iｎｄｕCTiｏｎｍｅｌTiｎｇ ｆｕｒｎａCｅ ａｎｄ ｈｏｔ ｒｏｌｌiｎｇ ｐｒｏCｅSS [ Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS ＆ＤｅSiｇｎ， 2011， 32(10): 5010-5014.

[16] ＭｏｒSi Ｋ. Ｒｅｖiｅｗ:Tiｔａｎiｕｍ-Tiｔａｎiｕｍ Bｏｒiｄｅ CｏｍｐｏSiｔｅS[Ｊ].ＪｏｕｒｎAlOｆ ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ， 2019， 54(9): 6753-6771.

[17] Cａi C， Ｈｅ S， Ｌi Ｌ Ｆ， ｅｔ Al. iｎ-SiｔｕTiB/Ti-6Al-4Ｖ Cｏｍ-ｐｏSiｔｅS ｗiｔｈ ａ ｔａiｌｏｒｅｄ ａｒCｈiｔｅCｔｕｒｅ ｐｒｏｄｕCｅｄ Bｙ ｈｏｔ iSｏSｔａTiCｐｒｅSSiｎｇ: ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎ， ｅｎｈａｎCｅｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒ-TiｅS ａｎｄ Sｔｒｅｎｇｔｈｅｎiｎｇ ｍｅCｈａｎiSｍS[Ｊ]. CｏｍｐｏSiｔｅS Ｐａｒｔ B:Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ， 2019， 164: 546-558.

[18] Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， Ａｎ Ｑ， Ｇｅｎｇ Ｌ， ｅｔ Al. ＭｕｌTiSCAlｅ ａｒCｈiｔｅCｔｕｒｅａｎｄ Sｕｐｅｒiｏｒ ｈiｇｈ-ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎCｅOｆ ｄiSCｏｎTiｎｕｏｕSｌｙｒｅiｎｆｏｒCｅｄTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ] .ＡｄｖａｎCｅｄＭａｔｅｒiAlS， 2021， 33(6): 200688.

[19] 倪嘉， 柴皓， 史昆， 等. 顆粒增強鈦基復合材料的研究進展[Ｊ]. 材料導報， 2019， 33(72): 369-373.

[20] 韓遠飛， 縱楠， 呂維潔， 等. 一種耐 700 ℃ 高溫鈦基復合材料板材的制備:CＮ202010306461.7[Ｐ]. 2021 －08 －07.

[21] 鄭壯壯. 納米 Ｙ2O3 增強高溫鈦合金熱變形行為及板材組織性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業大學， 2019.

[22] 劉世鋒， 宋璽， 薛彤， 等. 鈦合金及鈦基復合材料在航空航天的應用和發展[ Ｊ]. 航空材料學報， 2020， 40(3): 77-94.

[23] 張長江. (TiB ＋TiC) /Ti 復合材料高溫變形行為及組織性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業大學， 2013.

[24] Sｕｎ Ｘ Ｌ， Ｌi Ｈ， Ｈａｎ Ｙ Ｆ， ｅｔ Al. CｏｍｐｒｅSSiｖｅ ｒｅSｐｏｎSｅａｎｄ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒAl ｅｖｏｌｕTiｏｎOｆ BiｍｏｄAl Siｚｅｄ ｐａｒTiCｕｌａｔｅSｒｅiｎｆｏｒCｅｄ (TiB ＋ Ｌａ2O3 ) /Ti CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ]. ＪｏｕｒｎAlOｆAlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2018， 732: 524-535.

[25] Ｍａ Ｆ C， Sｈi Ｚ B， Ｌiｕ Ｐ， ｅｔ Al. Sｔｒｅｎｇｔｈｅｎiｎｇ ｅｆｆｅCｔOｆ iｎSiｔｕTiCｐａｒTiCｌｅS iｎTi ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅ ａｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｒａｎｇｅ ｆｏｒ ｈｏｔ ｗｏｒｋiｎｇ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS CｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎ， 2016，120: 304-310.

[26] Ｚｈａｎｇ CＪ， ＬiａｎＹ Ｚ， Cｈｅｎ Ｙ Ｆ， ｅｔ Al. Ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎBｅｈａｖiｏｒ ａｎｄ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎOｆ ａTiBｗ/ ｎｅａｒ α-TiCｏｍｐｏSiｔｅ ｗiｔｈ ｆiｎｅ ｍａｔｒiｘ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ [ Ｊ ].ＭｅｔAlS，2019， 9(4): 481.

[27] Ｗａｎｇ Ｋ Ｘ， Ｚｅｎｇ Ｗ Ｄ， Ｚｈａｏ Ｙ Ｑ， ｅｔ Al. Ｆｌｏｗ Bｅｈａｖiｏｕｒａｎｄ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒAl ｅｖｏｌｕTiｏｎOｆTi-17 Alｌｏｙ ｗiｔｈ ｌａｍｅｌｌａｒ

ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ｄｕｒiｎｇ ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ iｎα＋βｐｈａSｅ ｆiｅｌｄ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ ＴｅCｈｎｏｌｏｇｙ，2014， 27: 21 －28.

[28] 徐文臣， 單德彬， 李春峰. ＴＡ15 鈦合金的動態熱壓縮行為及其機理研究[Ｊ]. 航空材料學報， 2005， 25(4):10-15.

[29] 張長江. Ｙ 含量對Ti-6Al-2.5Sｎ-4Zr-0.7Mo-0.3Si 鈦合金組織和 性 能 的 影 響 [ Ｄ].哈 爾 濱: 哈 爾 濱 工 業 大學， 2009.

[30] Ｗａｎｊａｒａ Ｐ， Ｊａｈａｚi Ｍ， ＭｏｎａｊａTi Ｈ， ｅｔ Al. Ｈｏｔ ｗｏｒｋiｎｇBｅｈａｖiｏｒOｆ ｎｅａｒ-α Alｌｏｙ IMI834[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄＥｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2005， 396: 50-60.

[31] Ｗａｎｇ B， Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， Ｇｅｎｇ Ｌ， ｅｔ Al. CｏｍｐｒｅSSiｖｅ BｅｈａｖiｏｒSａｎｄ ｍｅCｈａｎiSｍSOｆTiB ｗｈiSｋｅｒS ｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ｈiｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅTi60 Alｌｏｙ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS[ Ｊ] . ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄＥｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2015， 648: 443-451.

[32] Ｔａｎａｋａ Ｙ， Ｙａｎｇ Ｊ Ｍ， Ｌiｕ Ｙ Ｆ， ｅｔ Al. SｕｒｆａCｅ ｎａｎｏｄｅｆｏｒｍａ-TiｏｎOｆ ｄiSCｏｎTiｎｕｏｕSｌｙ ｒｅiｎｆｏｒCｅｄTi CｏｍｐｏSiｔｅ Bｙ iｎ SiｔｕａｔｏｍiCｆｏｒCｅ ｍiCｒｏSCｏｐｅOBSｅｒｖａTiｏｎ[Ｊ]. ＪｏｕｒｎAlOｆ ＭａｔｅｒiAlSＲｅSｅａｒCｈ， 2007， 22(11): 3098-3106.

[33] ＫａｒIMI Ｍ， Ｔｏｒｏｇｈiｎｅｊａｄ Ｍ Ｒ. Ａｎ AlｔｅｒｎａTiｖｅ ｍｅｔｈｏｄ ｆｏｒｍａｎｕｆａCｔｕｒiｎｇ ｈiｇｈ-Sｔｒｅｎｇｔｈ CＰTi-SiCCｏｍｐｏSiｔｅS BｙａCCｕｍｕｌａTiｖｅ ｒｏｌｌ Bｏｎｄiｎｇ ｐｒｏCｅSS[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS ＆ ＤｅSiｇｎ，2014， 59(7): 494-501.

[34] Ｌiｕ B Ｘ， Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， Ｇｅｎｇ Ｌ， ｅｔ Al. ＦａBｒiCａTiｏｎ ａｎｄ SｕｐｅｒiｏｒｄｕCTiｌiｔｙOｆ ｌａｍiｎａｔｅｄTi-TiBｗ/Ti CｏｍｐｏSiｔｅS Bｙ ｄiｆｆｕSiｏｎｗｅｌｄiｎｇ[Ｊ]. ＪｏｕｒｎAlOｆ AlｌｏｙS ａｎｄ CｏｍｐｏｕｎｄS， 2014， 602:187-192.

[35] Ｗａｎｇ S， Ｈａｎｇ Ｌ Ｊ， Ｚｈａｎｇ Ｒ， ｅｔ Al. ＥｎｈａｎCiｎｇ ｄｕCTiｌiｔｙｏｆTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS Bｙ ｍｕｌTiｍｏｄAl α-ｇｒａiｎS[Ｊ].SCｒiｐｔａ ＭａｔｅｒiAliａ， 2019， 170: 161-165.

[36] Ｍｕ Ｘ Ｎ， Ｚｈａｎｇ Ｈ Ｍ， Cａi Ｈ Ｎ， ｅｔ Al. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅｅｖｏｌｕTiｏｎ ａｎｄ Sｕｐｅｒiｏｒ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ ｌｏｗ Cｏｎｔｅｎｔｇｒａｐｈｅｎｅ ｎａｎｏｐｌａｔｅｌｅｔS ｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ｐｕｒｅTi ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2017， 687:164-174.

[37] ＧｏｒSSｅ S， ＭiｒａCｌｅ Ｄ B. ＭｅCｈａｎiCAl ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTi-6Al-4Ｖ/TiB CｏｍｐｏSiｔｅS ｗiｔｈ ｒａｎｄｏｍｌｙOｒiｅｎｔｅｄ ａｎｄ AliｇｎｅｄTiBｒｅiｎｆｏｒCｅｍｅｎｔS[Ｊ]. ＡCｔａ ＭａｔｅｒiAliａ， 2003， 51(9): 2427－ 2442.

[38] Ｚｈａｎｇ CＪ， Ｚｈａｎｇ S Ｚ， Ｌiｎ Ｐ， ｅｔ Al. ＴｈｅｒｍｏｍｅCｈａｎiCAlｐｒｏCｅSSiｎｇOｆ (TiB ＋TiC) /Ti ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS ａｎｄ ｅｆｆｅCｔSｏｎ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅS [ Ｊ].ＪｏｕｒｎAlOｆＭａｔｅｒiAlS ＲｅSｅａｒCｈ， 2016， 31(9): 1244-1253.

[39] 黃菲菲. 原位TiB 增強高溫鈦合金基復合材料的組織與性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業大學， 2014.

[40] Ｚｈａｎｇ CＪ， Ｇｕｏ CＸ， Ｚｈａｎｇ S Ｚ， ｅｔ Al. Ｔｈｅ ｅｆｆｅCｔOｆｒｏｌｌiｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅOｎ ｔｈｅ ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅCｈａｎiCAlｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ 5ｖｏｌ％ (TiBｗ ＋TiCｐ) /Ti CｏｍｐｏSiｔｅS [ Ｊ].ＪＯＭ， 2020， 72(3): 1376-1383.

[41] SｒiｎiｖａSａｎ Ｒ， ＭiｒａCｌｅ Ｄ， ＴａｍiｒiSａｋａｎｄAlａ S. ＤiｒｅCｔ ｒｏｌｌiｎｇｏｆ ａS-CａSｔTi-6Al-4Ｖ ｍｏｄiｆiｅｄ ｗiｔｈ ｔｒａCｅ ａｄｄiTiｏｎSOｆ Bｏｒｏｎ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2008， 487(1 /2): 541-551.

[42] Cｈｅｎ Ｒ， Ｔａｎ CＷ， Ｙｕ Ｘ Ｄ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔOｆTiB ｐａｒTiCｌｅSｏｎ ｔｈｅ Bｅｔａ ｒｅCｒｙSｔAlｌiｚａTiｏｎ BｅｈａｖiｏｒOｆ ｔｈｅTi-2Al-9.2Ｍｏ-2Ｆｅ-0.1B ｍｅｔａSｔａBｌｅ BｅｔａTiｔａｎiｕｍ Alｌｏｙ [ Ｊ ].ＭａｔｅｒiAlSCｈａｒａCｔｅｒiｚａTiｏｎ， 2019， 153: 24-33.

[43] Ｇｕｏ Ｘ Ｌ， Ｌｕ Ｗ Ｊ， Ｗａｎｇ Ｌ Ｑ， ｅｔ Al. Ａ ｒｅSｅａｒCｈOｎ ｔｈｅCｒｅｅｐ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆTiｔａｎiｕｍ ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅS ｒｏｌｌｅｄ ｗiｔｈｄiｆｆｅｒｅｎｔ ｄｅｆｏｒｍａTiｏｎ ｄｅｇｒｅｅS [ Ｊ ].ＭａｔｅｒiAlS ＆ ＤｅSiｇｎ，2014， 63: 50-55.

[44] Ｍｕ Ｘ Ｎ， Cａi Ｈ Ｎ， Ｚｈａｎｇ Ｈ Ｍ， ｅｔ Al. iｎｔｅｒｆａCｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎａｎｄ Sｕｐｅｒiｏｒ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSOｆ ｍｕｌTi-ｌａｙｅｒ ｇｒａｐｈｅｎｅｒｅiｎｆｏｒCｅｄ ｐｕｒｅTi ｍａｔｒiｘ CｏｍｐｏSiｔｅ [ Ｊ] .ＭａｔｅｒiAlS ＆ＤｅSiｇｎ， 2018， 140: 431-441.

[45] 李陽.TiBｗ/Ti65 復合材料組織與力學性能研究[Ｄ].哈爾濱: 哈爾濱工業大學， 2020.

[46] 王富鑫， 付明杰， 錢健行， 等.TiBｗ/ ＴＡ15 復合材料板材組織及力學性能研究[Ｊ]. 航空制造技術， 2021， 64(10): 95-101.

[47] 黃陸軍， 唐驁， 戎旭東， 等. 熱軋制變形對網狀結構TiBｗ/Ti6Al4Ｖ 復合材料組織與性能的影響[Ｊ]. 航空材料學報， 2013， 33(2): 8-12.

[48] 楊富堯. 原位合成TiB 晶須增強Ti60 復合材料的組織和性能研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業大學， 2010.[49] 黃陸軍.增強體準連續網狀分布鈦基復合材料研究[Ｄ]. 哈爾濱: 哈爾濱工業大學， 2010.

[50] Ｒｏｙ S， SｕｗａS S. ＭiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｘｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕTiｏｎｄｕｒiｎｇ SｕB-ｔｒａｎSｕS ｔｈｅｒｍｏｍｅCｈａｎiCAl ｐｒｏCｅSSiｎｇOｆTi-6Al-4Ｖ-0.1B Alｌｏｙ: Ｐａｒｔ i. ｈｏｔ ｒｏｌｌiｎｇ iｎ (α ＋ β) ｐｈａSｅ ｆiｅｌｄ[Ｊ]. ＭｅｔAlｌｕｒｇiCAl ａｎｄ ＭａｔｅｒiAlS ＴｒａｎSａCTiｏｎS Ａ， 2013，44: 3303-3321.

[51] iｖａSiSｈiｎO Ｍ， ＴｅｌiｏｖｙCｈ Ｒ Ｖ， iｖａｎCｈｅｎｋｏ Ｖ Ｇ， ｅｔ Al.

ＰｒｏCｅSSiｎｇ， ｍiCｒｏSｔｒｕCｔｕｒｅ， ｔｅｘｔｕｒｅ， ａｎｄ ｔｅｎSiｌｅ ｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆ ｔｈｅTi-6Al-4Ｖ-1.55B ｅｕｔｅCTiCAlｌｏｙ [ Ｊ]. ＭｅｔAlｌｕｒｇiCAlａｎｄ ＭａｔｅｒiAlS ＴｒａｎSａCTiｏｎS Ａ， 2008， 39: 402-416.

[52] ＲａSｔｅｇａｒi Ｈ， ＡBBａSi S Ｍ.ＰｒｏｄｕCiｎｇTi-6Al-4Ｖ /TiCCｏｍｐｏSiｔｅ ｗiｔｈ Sｕｐｅｒiｏｒ ｐｒｏｐｅｒTiｅS Bｙ ａｄｄiｎｇ Bｏｒｏｎ ａｎｄ

ｔｈｅｒｍｏ-ｍｅCｈａｎiCAl ｐｒｏCｅSSiｎｇ[ Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄＥｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2013， 564: 473-477.

[53] Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｇ， Cｈｅｎ Ｙ Ｙ， Ｋｏｎｇ Ｆ Ｔ， ｅｔ Al. ＤiｒｅCｔ ｒｏｌｌiｎｇOｆTi-6Al-4Ｖ-0.1B Alｌｏｙ SｈｅｅｔS iｎ ｔｈｅβｐｈａSｅ ｒｅｇiｏｎ [ Ｊ].ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅ ａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2013， 577: 1-8.

[54] 郭相龍. 變形量對(TiB ＋ Ｌａ2O3) /Ti 復合材料組織結構復合材料組織結構及力學性能影響的研究[Ｄ]. 上海:上海交通大學， 2013.

[55] Ｙａｎｇ Ｆ Ｙ， Ｌi Ａ B， Ｈｕａｎｇ Ｌ Ｊ， ｅｔ Al. SｔｕｄｙOｎ ｔｈｅ ｆａBｒi-CａTiｏｎ ａｎｄ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔOｆ ｔｈｅ Sｈｅｅｔ ｍａｔｅｒiAlOｆ iｎ SiｔｕTiBｗ/Ti60 CｏｍｐｏSiｔｅS[ Ｊ]. Ｒａｒｅ ＭｅｔAlS， 2011， 30 (1):614-618.

[56] 金云學， 曾松巖， 張二林， 等.TiC/Ti 合金中共晶TiC形態的形成機制研究[Ｊ]. 稀有金屬材料與工程， 2003，32(6): 451-455.

[57] Ｚｈａｎｇ S Ｚ， Ｘｕ Ｈ Ｚ， Ｌi Ｇ Ｐ， ｅｔ Al. ＥｆｆｅCｔOｆ CａｒBｏｎ ａｎｄａｇiｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔOｎ ｐｒｅCiｐiｔａTiｏｎOｆOｒｄｅｒｅｄ α2 iｎTi-5.6Al-4.8Sｎ-2Ｚｒ-1Ｍｏ-0.35Si-0.7Ｎｄ Alｌｏｙ[Ｊ]. ＭａｔｅｒiAlS SCiｅｎCｅａｎｄ Ｅｎｇiｎｅｅｒiｎｇ Ａ， 2005， 408(1 / 2): 290-296.

相關鏈接