小序
高明声速航行器高度契合未来战场武器装备需求 ，， ，，，，，，具有战略性?发动性?前瞻性和革命性特点 ，， ，，，，，，是大国博弈中新的战略制高点 [1-2]?钛合金以其轻质?高强?耐蚀?耐热等优异性能 ，， ，，，，，，成为权衡航行器选材先进水平的一个主要标记 [3-5]?随着各国对马赫数 5 + 高明音速航行器研究 [6-9] 的一直深入 ，， ，，，，，，为知足极端服役情形下的高速?长续航 / 射程?高无邪性需求 ，， ，，，，，，突破高温钛合金 600℃“瓶颈” 成为钛合金高性能化生长亟待解决的要害问题?非一连增强钛基复合质料 (Discontinuously Reinforced Titanium Matrix Composites, DRTMCs) 通过引入多种尺寸和种类 (如 TiB?TiC、Ti?Si?以及稀土氧化物) 的晶须或陶瓷颗粒增强相 [10-13], 进一步提升钛合金的强度?模量?耐磨性?耐热性及服役温度?然而 ，， ，，，，，，受限于钛合金及其复合质料导热率较低?弹性模量低 (与钢相比)[14], 与刀具质料的化学反应性高造成黏附?磨损?断裂 [15], 质料使用率极低等缺乏 ，， ，，，，，，古板热加工?机械减材加工要领难以实现 DRTMCs 重大构件低本钱化和一体化成形制造 [16]?
增材制造 (Additive Manufacturing, AM) 手艺在制造难加工质料?重大及异型结构方面颇具优势 [17-21], 给重大航天构件高质量?一体化成形带来契机 ，， ，，，，，，极大拓展了 DRTMCs 的应用规模?[图 1 航空航天领域的主要金属增材制造工艺] 所示为航空航天领域使用的主要金属增材制造工艺 ，， ，，，，，，由图 1 可知 ，， ，，，，，，电弧?电子束?激光均可作为增材制造手艺的热源 [22-24], 基于熔合手艺和质料的差别 ，， ，，，，，，可将增材制造手艺分为电弧 - 线材激光直接能量沉积 (AW-DED)?激光 - 线材直接能量沉积 (LW-DED)?电子束 - 线材直接能量沉积 (EBW-DED)?激光 - 粉末直接能量沉积 (LP-DED)?激光粉末床熔融 (L-PBF)?电子束粉末床熔融 (EBPBF)?超声波增材制造 (UAM)?辅助摩擦搅拌沉积 (AFS-D) 和冷喷射 (CS)?其中 ，， ，，，，，，激光增材制造成形精度最高 ，， ，，，，，，可达 0.02μm [25], 且能量控制准确?热输入小 ，， ，，，，，，适合重大构件的细密成形 ，， ，，，，，，尤其是激光粉末床熔融 (Laser Powder Bed Fusion, L-PBF) 和激光直接能量沉积 (Laser Direct Energy Deposition, L-DED) 在航天领域应用最为普遍?
本文将基于增材制造 DRTMCs 微观组织调控优势 ，， ，，，，，，剖析快速凝固条件下微观网状结构的形成机理 ，， ，，，，，，探讨激光快速凝固历程中爆发的马氏体相对 DRTMCs 力学性能的影响 ，， ，，，，，，以及通过调控增强相的含量?种类?尺寸来提高激光增材制造 DRTMCs 的机械性能 ，， ，，，，，，并系统总结激光增材制造非一连增强 DRTMCs 的强化机制 ，， ，，，，，，进而展望增材制造 DRTMCs 的潜在航天应用远景?
1、 激光增材制造钛基复合质料组织调控及形成机理
1.1 微观组织调控原理
激光增材制造钛合金及单位增强钛基复合质料时 ，， ，，，，，，晶粒标准泛起显着的差别 ，， ，，，，，，虽然在激光增材制造中极高的冷却速率下 ，， ，，，，，，合金的晶粒尺寸相比于其他制造要领有所细化 ，， ，，，，，，可是激光增材制造钛合金的组织在沿沉积偏向和笔直沉积偏向上仍然泛起显着的差别 [26], 这会导致高缺陷敏感性?不匀称的晶粒结构?较差的机械性能 ，， ，，，，，，从而限制其在航空航天领域的普遍应用?相比于合金质料 ，， ，，，，，，添加增强相后 ，， ，，，，，，激光增材制造 DRTMCs 的晶粒尺寸显着变小 ，， ，，，，，，如 图 2 所示?西北工业大学 Li 等 [27] 通过 L-DED 手艺制备了 TiB 增强 Ti6242 复合质料 ，， ，，，，，，在合金中添加质量分数 2% 的 TiB?时 ，， ，，，，，，增强相在原始 β 相晶界呈非一连网状漫衍 ，， ，，，，，，相比之下 ，， ，，，，，，增强相的质量分数增添到 5% 的 TiB?时 ，， ，，，，，，TiB 尺寸增大 ，， ，，，，，，非一连网状漫衍特征消逝 ，， ，，，，，，大宗增强相的保存可有用阻止变形历程中位错的运动 ，， ，，，，，，起到承载强化的作用 ，， ，，，，，，却极大降低了复合质料塑性?因此 ，， ，，，，，，合理控制增强相的尺寸及漫衍是调控 DRTMCs 力学性能的要害之一?
细化晶粒尺寸和消除重大柱状晶粒是优化钛合金微观结构和性能的要害 ，， ，，，，，，上海交通大学方旻翰等 [28-29] 选择低共晶因素 (2.5% 体积分数的 TiB 或 2.0% 原子百分比的 B) 的配比 ，， ，，，，，，并将复合质料铸锭举行 3 次熔化 ，， ，，，，，，使 TiBw 匀称漫衍 ，， ，，，，，，再通过气雾化法制备颗粒形态优异的球形钛基复合质料粉末 ，， ，，，，，，然后通过 L-DED 手艺将复合质料粉末制备获得致密度优异的金属部件 ，， ，，，，，，这说明网状结构乃阶增强体的引入有助于细化晶粒组织 ，， ，，，，，，消除增材制造构件的各向异性 ，， ，，，，，，同时 ，， ，，，，，，增强相含量对钛基复合质料微观组织中网状结构的尺寸及漫衍形态也有较大的影响?如 图 3 (a) 所示 ，， ，，，，，，Fu 等 [30] 将 Ti6Al4V 和 TiB?混粉通过激光熔融沉积手艺 ，， ，，，，，，原位天生 TiB 纳米晶须 ，， ，，，，，，从而抵达细化晶粒的效果?TiB?含量的增添有助于减小等轴晶粒的尺寸 ，， ，，，，，，这归因于原位 TiB 纳米晶须的异质成核可增进 α 板条和初生 β 晶粒的细化?
引入多元增强相 ，， ，，，，，，也可获得相同的晶粒尺寸转变纪律 ，， ，，，，，，Liu 等 [31] 使用 Ti6Al4V 和碳化硼 (B?C) 混淆粉末 ，， ，，，，，，通过 L-DED 制造具有三维网络结构的 (TiB+TiC)/Ti6Al4V 复合质料；；；；；；；在沉积历程中 ，， ，，，，，，Ti6Al4V 液体和 B?C 的界面处的质量浓度和化学势较高而使 TiB 首先析出 [32],TiC 在 TiB 析出物上异质成核并生长；；；；；；；由于在 β 晶界上形成 B 的微偏析 [33] 从而抑制了晶粒的生长 ，， ，，，，，，并消除了粗大的初始 β 晶?如 [图 3 (b) TiB+TiC 双相增强] 所示 ，， ，，，，，，当 B?C 体积分数为 0.5%~3% 时 ，， ，，，，，，复合质料内部泛起网状结构；；；；；；；当 B?C 的体积分数为 5% 时 ，， ，，，，，，TiB 和 TiC 成核点过多 ，， ，，，，，，削弱了复合质料的网状结构特征?
上海交通大学刘化强等 [34] 接纳原位 L-DED 手艺 ，， ，，，，，，原位合成了体积分数均为 1.2% 的 TiB+TiC?Ti?Si?+TiC 及 TiC 增强钛基复合质料 ，， ，，，，，，比照基体合金 ，， ，，，，，，复合质料在 XOY?YOZ?XOZ 这 3 个偏向上均泛起出晶粒细化效果 ，， ，，，，，，引入的 TiB 与 TiC 增强相主要群集于初生 β 晶界 ，， ，，，，，，形成了显着的网状结构；；；；；；；在凝固初期 ，， ，，，，，，初生 β-Ti 率先形核 ，， ，，，，，，B 元素在固液界眼前沿的液相中富集 ，， ，，，，，，使液相线温度下降 ，， ，，，，，，导致因素过冷 ，， ，，，，，，进而引起液固界面的不稳固性 ，， ，，，，，，并为细小 β 晶粒在液固界眼前沿形核提供驱动力?别的 ，， ，，，，，，由于增强体在晶界处群集 ，， ，，，，，，其对晶界的 “钉扎” 作用使初生 β 晶粒变得细小。。。。。。。唬；；；；；同时 ，， ，，，，，，增强体也对晶界起到强化作用 ，， ，，，，，，这有利于提高质料的强度与硬度 ，， ，，，，，，复合质料在各个偏向上的硬度和抗拉强度均高于 Ti6Al4V 基体?
综上所述 ，， ，，，，，，为优化钛合金微观组织结构和提高性能 ，， ，，，，，，通过向钛合金中添加 B、TiBw、C、B?C、Si、LaB?等 ，， ，，，，，，原位或离位合成 TiB?TiC、Ti?Si?以及稀土氧化物 (如 La?O?) 等增强相 ，， ，，，，，，可有用抑制粗大 β 晶的生长并细化晶粒；；；；；；；将钛合金的高韧性与增强相的高强度硬度特征举行优势匹配 ，， ，，，，，，可获得更高强度?刚度?硬度?耐磨性的 DRTMCs?可是 ，， ，，，，，，在制备 DRTMCs 历程中 ，， ，，，，，，增强相种类的差别导致微观结构保存显著差别；；；；；；；同种增强相尺寸和漫衍的有用控制 ，， ，，，，，，也是研究者们面临的一大挑战?为获得微纳增强相的协同强化作用 ，， ，，，，，，可接纳多元强化设计头脑 ，， ，，，，，，构型化制备多元增强 DRTMCs, 合理调控差别增强相的配比和尺寸漫衍 ，， ，，，，，，以充分验展各个增强相的优势 ，， ，，，，，，获得越发优异的质料综合性能?
1.2 网状结构形成机理
关于单位增强 DRTMCs, 与古板增强相漫衍匀称的 DRTMCs 相比 ，， ，，，，，，具有网状结构的 DRTMCs 依附其特有的 “机械互锁” 和 “位错钉扎” 等微观结构特征 [13,35], 展现出更精彩的室温强度?高温性能?弹性模量和断裂韧性 ，， ，，，，，，使其在航天?航空等行业中展现出重大的应用潜力?通过激光增材制造手艺 ，， ，，，，，，可以实现对网状结构的准确控制 ，， ，，，，，，为这类复合质料的未来生长开发新的可能性 [29,34,36-38]?在高能激光束作用下形成的马兰戈尼对流发动熔池中的原子爆发重排 ，， ，，，，，，快速冷却使温度下降到液相线 ，， ，，，，，，基体晶粒形核生长 ，， ，，，，，，将低消融度原子推动到晶粒界线 ，， ，，，，，，随后溶质原子与基体溶液在界线处爆发原位反应形成增强相 ，， ，，，，，，于界线富集的增强相在继续凝固历程中抑制晶粒长大 ，， ，，，，，，从而形成网状结构?
图 4 所示为激光增材制造 DRTMCs 晶粒细化机制的相互依存模子示意图 ，， ，，，，，，在 DRTMCs 的凝固历程中 ，， ，，，，，，B 和 C 元素限制初生 β Ti 的生长 [39-40], 并会爆发由生长限制因子 Q 控制的因素过冷量 ΔTcs?为了展望增材制造的晶粒直径 (dgs) 及展现晶粒细化机制 ，， ，，，，，，StJohn 等 [41] 提出了相互依存模子 ，， ，，，，，，其公式如下:
式中: Q 为生长限制因子；；；；；；；C?为合金因素的质量分数；；；；；；；m 为液相线斜率；；；；；；；k 为溶质分派系数；；；；；；；xcs 为晶粒能够稳固生长的因素过冷量对应的尺寸；；；；；；；xdl' 为从固液界面到因素过冷足以触发晶粒形核位置的距离；；；；；；；xSd 为等轴晶粒的平均直径；；；；；；；D 为溶质在液相中的扩散速率；；；；；；；zΔTn 为重新抵达最小形核所需的温度；；；；；；；v 为生长速率；；；；；；；Ci 为界面液相因素的质量分数?
由图 4 可知 ，， ，，，，，，Tcs 为因素过冷温度 ，， ，，，，，，Tn-min 为最小形核温度 ，， ，，，，，，其他相关参数界说见文献 [30], 凭证相互依存模子公式 ，， ，，，，，，在 t?时刻 ，， ，，，，，，固液界眼前沿无因素过冷或溶质扩散时 ，， ，，，，，，基底或增材沉积体前层可为外延生长提供初始过冷；；；；；；；随着晶粒外延生长 ，， ，，，，，，溶质从柱状晶粒前沿扩散到液体中 ，， ，，，，，，从 t?到 t?时刻 ，， ，，，，，，因素过冷量增添到 ΔTn-mm, 抵达等轴晶粒生长须要的阈值 ，， ，，，，，，微观晶粒由柱状晶粒转变为等轴晶粒 ，， ，，，，，，依附在初生 β-Ti 上的原位 TiB 晶须可视为异质成核点 ，， ，，，，，，随着 B 含量的增添 ，， ，，，，，，柱状晶粒长度缩短 ，， ，，，，，，晶粒就会爆发细化；；；；；；；在 t?时刻 ，， ，，，，，，等轴晶粒的平均直径 xsd 与 ΔTn 相关；；；；；；；抵达 t?时 ，， ，，，，，，一旦等轴晶核形成并长大 ，， ，，，，，，就会触发随后的等轴晶核爆发?因此 ，， ，，，，，，可凭证以上相互依存模子 ，， ，，，，，，使用 B 或 C 添加量展望激光增材制造钛基复合质料的晶粒尺寸?
单位增强 DRTMCs 的简单增强相呈网状漫衍 ，， ，，，，，，对其网状结构形成机理举行详细剖析 [28-29], 发明在熔体冷却凝固的初始阶段 ，， ，，，，，，B 元素在初始 β 晶粒的固液界面处富集 ，， ，，，，，，难以形成有用的因素过冷 ，， ，，，，，，形核驱动力较弱 ，， ，，，，，，导致柱状晶和后续枝晶的生长?由于冷却历程中散热速率极快 ，， ，，，，，，在凝固最先后 ，， ，，，，，，温度梯度减缓 ，， ，，，，，，因素过冷能够提供足够的形核驱动力 ，， ，，，，，，并在柱状晶的前端形成初生等轴 β 晶 ，， ，，，，，，从而完成柱状晶向等轴晶的转变 ，， ，，，，，，实现复合质料的晶粒等轴化?由 Ti-B 相图可知 ，， ，，，，，，在抵达共晶温度时 ，， ，，，，，，剩余还未凝固的液相为共晶因素 ，， ，，，，，，且该部分液相处在等轴晶粒的晶界处 ，， ，，，，，，凝固时便爆发共晶反应 ，， ，，，，，，天生纳米 TiB 增强体 ，， ，，，，，，并泛起三维准一连网状特征?
当添加多元增强体时 ，， ，，，，，，其网状结构保存新的形成机制 ，， ，，，，，，对此 ，， ，，，，，，张捷等 [42] 开展了多元增强 DRTMCs 激光增材制造的研究 ，， ，，，，，，在混淆粉末中添加质量分数为 1% 的 B?C 颗粒 ，， ，，，，，，通过原位自生反应 ，， ，，，，，，制备具有 TiB 和 TiC 双相增强的网状结构 DRTMCs, 其形成机理如图 5 所示?由图 5 可知 ，， ，，，，，，在凝固的初期阶段 ，， ，，，，，，首先析出初生 β 晶粒 ，， ，，，，，，由于 B 和 C 元素在 Ti 中的消融度极低 [43], 因而 B 和 C 元素被倾轧在初生 β 相晶界处；；；；；；；随着温度下降 ，， ，，，，，，B 元素与 Ti 首先爆发原位反应天生 TiB, 随后抵达 Ti?B?C 三元共晶因素和温度 ，， ，，，，，，因而在 β 相晶界形成 TiB+TiC+β 的三元共晶相；；；；；；；当温度进一步下降到 α 相转变温度 ，， ，，，，，，初生 β 相转变为 α 相 ，， ，，，，，，最终形成 TiB+TiC 增强网状结构 DRTMCs?因此 ，， ，，，，，，通过增强相的引入 ，， ，，，，，，促使钛合金基体中粗大 β 晶粒的细化 ，， ，，，，，，也有利于实现质料的细晶强化?
2、激光增材制造钛基复合质料的力学性能
激光增材制造 DRTMCs 的抗拉强度较其他制备手段 (如热等静压?烧结?铸造等) 显著提高 ，， ，，，，，，这主要归因于其在快速冷却历程中形成极其细小的晶粒 ，， ，，，，，，大宗的晶界及晶界处富集的增强相可有用阻止位错运动 ，， ，，，，，，尤其是接纳冷却速率较大的 L-PBF 手艺制备 DRTMCs 时 ，， ，，，，，，会形成大宗的马氏体相 ，， ，，，，，，以上缘故原由均可有用提高质料的抗拉强度?可是 ，， ，，，，，，增材制造 DRTMCs 强度的提高往往以牺牲塑性为价钱 ，， ，，，，，，保存严重的强 - 塑性不匹配征象 ，， ，，，，，，大宗晶界及脆性相的保存均可作为裂纹爆发的源头及扩展路径 ，， ，，，，，，这就大大降低了质料的延伸率?因此 ，， ，，，，，，研究者们接纳合理的热处置惩罚制度?调理增强相的含量等手段 ，， ，，，，，，试图解决增材制造钛基复材强 - 塑性不匹配问题 ，， ，，，，，，并取得一定效果 ，， ，，，，，，以下将剖析影响激光增材制造 DRTMCs 力学性能的因素?
2.1 马氏体相对力学性能的影响
2.1.1 激光增材制造形成马氏体相的机理
以典范的 Ti6Al4V 合金为例 ，， ，，，，，，当 Ti6Al4V 从 T?温度以上最先冷却时 ，， ，，，，，，转变相与冷却速率有关?Ahmed 等 [44] 研究了冷却速率对 Ti6Al4V 相变的影响 (见图 6 ), 当冷却速率高于 410℃/s 时 ，， ，，，，，，可视察到完全的马氏体微观结构 ，， ，，，，，，称为 α' 马氏体相 ，， ，，，，，，马氏体转变由非扩散历程控制 ，， ，，，，，，转变速率很快 ，， ，，，，，，可以以为与时间无关 (见图 6 (c)); 在冷却速率为 20~410℃/s 规模内可视察到块状转变 ，， ，，，，，，转变相为具有较大晶粒尺寸的 α 相 ，， ，，，，，，被称为 Massive α 相 ，， ，，，，，，是马氏体的不完全转变相 (见图 6 (d)); 当冷却速率低于 20℃/s 时 ，， ，，，，，，转变相为 Widmanstatten α 相 ，， ，，，，，，在缓慢冷却条件下有足够的时间通过扩散机制举行晶粒生长 ，， ，，，，，，其形态特征是泛起交织的层状或板条状 (见图 6 (e))[45]?另外 ，， ，，，，，，α 马氏体是一种可转变相 ，， ，，，，，，在一定温度下长时间加热会爆发剖析 ，， ，，，，，，是扩散控制的转变 ，， ，，，，，，剖析的温度规模为 600~900℃[46]?
如 [图 7 (a) L-PBF 制造基体原始组织中的针状马氏体] 所示 ，， ，，，，，，相比于 L-DED 手艺 ，， ，，，，，，接纳 L-PBF 手艺制造的钛合金构件通常具有更为细小的晶粒 ，， ，，，，，，由于在 L-PBF 制造历程中的冷却速率高达 10?~10?K/s [49-50], 致使其组织中形成宽度小于 1μm 的超细针状 α' 马氏体 [38,51], 其 c/a 比值为 1.589, 略低于 a-Ti 相 (c/a=1.59~1.60)[5]], 是通过初生 β 相无扩散转变而形成的具有 HCP 结构的过饱和固溶体 [53]?如 [图 7 (d) L-PBF 制造 Ti6Al4V 上外貌铣削掉 1mm 后的组织] 所示 ，， ，，，，，，针状 α' 马氏体的取向取决于初生 β 相界 ，， ，，，，，，大大都针状 α' 马氏体的生长偏向与 3 相界呈 45° 左右 [54-55], 这是由于 HCP 结构的 α 马氏体相和 BCC 结构的初生 β 相是通过 Burger's 取向关系生长的 ，， ，，，，，，<110>β//<0001>α' 和 < 111>β//<1120>α' 是最有利于 α' 马氏体生长的关系 ，， ，，，，，，从而导致针状 α' 马氏体沿 ±45° 偏向生长 [56]?另外 ，， ，，，，，，由于单层 L-PBF 粉末的厚度一样平常为几十微米 ，， ，，，，，，通常需要打印数百层 ，， ，，，，，，在此历程中 ，， ，，，，，，针状马氏体 α' 可能会剖析形成层状 α+β 结构 [57]?
2.1.2 消除马氏体相的影响
α' 马氏体的保存导致了微观结构的不匀称性 ，， ，，，，，，虽然大大提高了 L-PBF 制造钛合金的强度和硬度 ，， ，，，，，，可是其延伸率较低 ，， ，，，，，，且样品内部保存较高的剩余应力 ，， ，，，，，，故包括航空航天在内的许多应用领域都不希望泛起 α' 马氏体 [58-59]?如 [图 7 (b) 980℃热处置惩罚后组织中泛起等轴 α 相、图 7 (e) 样品 (d) 经热处置惩罚后组织中泛起等轴 α 相] 所示 ，， ，，，，，，通过热处置惩罚?外貌喷丸?车削?铣削可改变其内部组织或外貌状态 ，， ，，，，，，使针状 α' 马氏体部分或所有转变为等轴 α 相 [38,55]?通事后处置惩罚虽然强度略有降低 ，， ，，，，，，但可提升塑性 ，， ，，，，，，抵达强 / 塑平衡的适中状态 ，， ，，，，，，例如 ，， ，，，，，，[图 7 (c) 热处置惩罚后强度、延伸率比照] 中 STA3 热处置惩罚制度下样品的延伸率是 L-PBF 制造 Ti6Al4V 原始样品的 3 倍 ，， ，，，，，，同时坚持 1185MPa 的较高抗拉强度?外貌喷丸处置惩罚有利于提高样品的外貌硬度 ，， ，，，，，，如 [图 7 (f) 铣削、喷丸处置惩罚及热处置惩罚对 L-PBF 制造基体合金硬度的影响] 所示 ，， ，，，，，，将外貌喷丸处置惩罚样品与原始 L-PBF 制造样品举行较量 ，， ，，，，，，可发明在 0~250μm 深度规模内外貌喷丸处置惩罚样品的显微硬度相对较高 ，， ，，，，，，这是由于喷丸历程晶粒细化和加工硬化所致?许多研究探讨了热处置惩罚对 L-PBF 制造 Ti6Al4V 样品的显微硬度特征影响 [60-64], 由于热处置惩罚使得微观结构转变为片层状或等轴状 α 相 ，， ，，，，，，并且与针状 α' 马氏体相比照 ，， ，，，，，，片层状 α 相更粗大 ，， ，，，，，，因此显微硬度值显着下降?
另外 ，， ，，，，，，通过合适的热处置惩罚途径使 α 相剖析是解决激光增材制造钛合金高强低塑问题的有用要领之一?方旻翰 [28] 提出一种新的固溶与高温时效热处置惩罚工艺 ，， ，，，，，，可优化增材制造沉积态钛合金力学性能 ，， ，，，，，，且 L-PBF 手艺制备钛合金沉积态强度高达 1185MPa, 但延伸率仅为 3%, 其组织为超细马氏体 α 相 ，， ，，，，，，内含高密度位错和大宗压缩孪晶 ，， ，，，，，，性能泛起高强低塑的特点?因此 ，， ，，，，，，本研究设计一种新的固溶与高温时效热处置惩罚工艺 (920℃/1h / 水冷 ，， ，，，，，，800℃/2h / 炉冷), 使 α 相充分剖析形成 α+β 的双相片层结构 ，， ，，，，，，促使近等轴的晶界 a 相天生 ，， ，，，，，，且晶粒未爆发太过粗化 ，， ，，，，，，从而获得最佳强塑性匹配 ，， ，，，，，，延伸率大幅度提升至 17.2%, 同时坚持 1025MPa 较高强度?
2.2 增强相对拉伸性能的影响
TiB 的密度和热膨胀系数与基体相当 [65]?热稳固性好?原位反应历程中不天生其他杂质?不与基体固溶 ，， ，，，，，，以及自己具有较高的硬度?耐侵蚀等性能 ，， ，，，，，，因而成为常见的 DRTMCs 增强体选择?Zhou 等 [66] 接纳球磨混淆 Ti6Al4V 和 TiB?粉末 ，， ，，，，，，通过选择激光熔化制备 TiB 原位增强钛基复合质料 ，， ，，，，，，增强相的体积分数为 2% 的钛基复合质料其微观结构中 TiB 晶须在晶界处呈准一连漫衍 ，， ，，，，，，与基体合金相比 ，， ，，，，，，其显微硬度?抗压强度和抗拉强度划分提高了 14%?36% 和 25%, 这些增强主要归因于霍尔 - 佩奇强化和承载强化 ，， ，，，，，，其抗拉强度抵达 1422MPa, 延伸率为 2.6%?一样平常来说 ，， ，，，，，，关于激光增材制造 DRTMCs, 强度的提升不可阻止地陪同着延伸率的下降 ，， ，，，，，，通过热处置惩罚?热压烧结等后续处置惩罚手艺可提升延伸率?Wang 等 [67] 使用 CO?激光器 ，， ，，，，，，通过同轴送粉在 Ti6Al4V 基板外貌沉积质量分数为 5% 的 TiB?/ 钛基复合层 ，， ，，，，，，质料在 600℃经由 2h 退火处置惩罚后 ，， ，，，，，，其抗拉强度为 1094MPa, 延伸率抵达 6.6%; 统一因素质料在 900℃的温度和 103MPa 的压力下经 4h 热等静压处置惩罚 ，， ，，，，，，其抗拉强度为 958MPa, 延伸率提升到 10.3%?
TiC 具有优异的化学稳固性和与 Ti 基体的优异相容性 ，， ，，，，，，其密度?泊松比和热膨胀系数与 Ti 基体相当 [68-69], 使其成为钛基复合质料理想的增强相?Li 等 [70] 将球磨混淆质量分数为 1.5% 的 TiC 和 Ti6Al4V 粉末通过 L-PBF 工艺成形 ，， ，，，，，，获得由层状 α' 相组成的马氏体微观结构 ，， ，，，，，，复合质料的抗拉强度和延伸率划分为 887.41MPa 和 4.21%, 其平均硬度 (386HV) 显着高于基体 ，， ，，，，，，这主要归因于 C 的固溶强化和细晶强化?Liu 等 [69] 探讨了 TiC 增强体的熔化水平对 L-DED 工艺制备 TiC/Ti6Al4V 复合质料和功效梯度质料微观结构和力学性能的影响 ，， ，，，，，，压缩试验效果批注 ，， ，，，，，，随着预混淆 TiC 的体积分数从 0 增添到 15%, 复合质料的极限抗拉强度从 (1381±19) MPa 增添到 (1636±23) MPa, 而 TiC 增强体体积分数为 15% 的复合质料仍坚持 0.141±0.002 的真实应变 ，， ，，，，，，由此以为 TiC 熔融较多的复合质料的主要强化机制是 C 引起的固溶强化 ，， ，，，，，，而 TiC 熔融较少的复合质料主要由未熔融的 TiC 颗粒和再凝固碳化物爆发的细腻微观结构主导?
当 TiC 增强相含量凌驾 Ti-C 的共晶点因素点时 ，， ，，，，，，复合质料中会形成树枝状初生 TiC 相 ，， ，，，，，，Wang 等 [71] 接纳 L-DED 手艺制备 TiC 颗粒增强 DRTMCs, 其微观组织由 α-Ti?β-Ti 和 TiC 组成?与基体合金相比 ，， ，，，，，，TiC 体积分数为 5% 的 TiC / 钛基复合质料的强度提高近 12.3%; 与沉积态复合质料相比 ，， ，，，，，，在 950℃下热处置惩罚的 TiC / 钛基复合质料的极限抗拉强度仅从 1225.5MPa 降低到 1202.2MPa, 然而 ，， ，，，，，，热处置惩罚复合质料的伸长率从 1.31% 增添到 3.95%, 这归因于网篮微观结构和条状共晶 TiC 的保存?
双元增强相的加入可协同增强 DRTMCs 的力学性能 ，， ，，，，，，例如 ，， ，，，，，，Liu 等 [31] 通过 L-DED 增材制造工艺 ，， ，，，，，，使用混淆球形 Ti6Al4V 和碳化硼 (B?C) 粉末制造出了具有可控三维网络结构的 (TiB+TiC)/ 钛基复合质料 ，， ，，，，，，通过调控 (TiB+TiC) 增强相的含量 ，， ，，，，，，对网状结构形态和尺寸举行调控 ，， ，，，，，，并研究了增强相含量对 (TiB+TiC)/ 钛基复合质料力学性能的影响?[图 8 (a) 应力 - 应变曲线] 所示为 L-DED 制造的 Ti6Al4V 和 (TiB+TiC)/ 钛基复合质料的拉伸应力 - 应变曲线 ，， ，，，，，，当 B?C 体积分数为 1% 时 ，， ，，，，，，极限拉伸强度提高到 1225MPa, 同时坚持 6.0% 的匀称拉伸应变 ，， ，，，，，，显著高于基体合金质料?从 [图 8 (b) 应变漫衍图] 所示的应变漫衍来看 ，， ，，，，，，体积分数为 1% B?C 的 (TiB+TiC)/ 钛基复合质料与基体合金相比 ，， ，，，，，，具有较好的匀称变形能力 ，， ，，，，，，虽然复合质料的断裂应变有所下降 ，， ，，，，，，但其匀称变形阶段比基体合金更长?别的 ，， ，，，，，，比照合金和复合质料的拉伸断裂特征 ，， ，，，，，，可发明网络结构有利于拉伸性能的提高 ，， ，，，，，，合金泛起了粗大的凹陷 (见 图 8 (c) , 而复合质料则泛起了显着的断裂面 (见 [图 8 (d) B?C 体积分数为 1% 的复合质料的拉伸断口形貌]、[图 8 (e) 复合质料断口的局部放大图]), 复合质料中凹陷和撕裂脊共存 ，， ，，，，，，其细小凹痕证实复合质料具有优异的延展性 ，， ，，，，，，由 [图 8 (f) 复合质料中网状结构阻碍裂纹扩展]、[图 8 (g) 复合质料内部增强相改变裂纹扩展偏向] 可知 ，， ，，，，，，网状结构通过钝化和偏转裂纹阻止了裂纹的扩展?
[图 9 激光增材制造钛基复合质料强度比照] 所示比照了近年来激光增材制造钛基复合质料的力学性能?相比于 L-DED 手艺 ，， ，，，，，，接纳 L-PBF 手艺制备的钛基复合质料晶粒更为细小?内应力更大但易开裂 ，， ，，，，，，因而制备的样品通常尺寸较小 ，， ，，，，，，仅能制备压缩试件；；；；；；；一样平常接纳压缩实验表征 L-PBF 制备钛基复合质料的力学性能 ，， ，，，，，，钛基复合质料的最大压缩强度在 1100~2100MPa, 应变均凌驾 10%?L-DED 手艺的冷却速率比 L-PBF 低 ，， ，，，，，，因而一样平常试样成形尺寸可制备为拉伸试样 ，， ，，，，，，其最大抗拉强度通常在 900~1300MPa, 应变在 10% 以下?
相比于基体质料 ，， ，，，，，，钛基复合质料强度的提高主要归功于 α 晶粒的细晶强化 (即霍尔 - 佩奇效应) 和乃阶增强相的第二相强化?一方面 ，， ，，，，，，B?C 等元素的加入使得 α 晶粒显著细化且增添晶界面积 ，， ，，，，，，导致大宗晶界成为位错移动的有用屏障 ，， ，，，，，，引发更大的应力集中和更高的强度；；；；；；；另一方面 ，， ，，，，，，TiB 或 TiC 等的位错阻碍和载荷转达效应在强化中起着至关主要的作用 [80], 例如 ，， ，，，，，，在塑性变形历程中 ，， ，，，，，，针状 TiB 以位错循环的形式阻碍位错运动 ，， ，，，，，，这可以用 Orowan-Ashby 方程来体现 [81], 凭证修正的剪切滞后模子 ，， ，，，，，，许多研究都印证了从基体到增强体的载荷转达效应 [82]?别的 ，， ，，，，，，由于 TiB 和钛合金的热膨胀系数相似 ，， ，，，，，，因此可以忽略热膨胀失配对强度的改善 [77]?
3、激光增材制造 DRTMCs 的强化机制
增强相呈网状漫衍是理想的强韧化显微结构 ，， ，，，，，，[图 10 金属基复合质料的强化机制] 枚举了金属基复合质料的强化机制 ，， ，，，，，，即引入适量的增强相能够使 DRTMCs 的强度获得大幅度提升 ，， ，，，，，，其主要因素有 3 个：一是晶粒尺寸细化而爆发的霍尔 - 佩奇 (Hall-Petch) 效应；；；；；；；二是增强相保存爆发的承载效应；；；；；；；三是位错密度增添引起的位错强化?因此 ，， ，，，，，，复合质料屈服强度可按如下公式 [77] 盘算:
差别标准的增强体起到差别的强化作用 ，， ，，，，，，如微米级的 TiB 晶须及 TiC 颗粒的强化机制主要包括诱发基体晶粒细化的细晶强化?热失配引起的位错强化以及承载强化 ，， ，，，，，，而纳米级的硅化物 (如 Ti?Si?) 和稀土氧化物 (如 La?O?) 主要弥散漫衍于基体内部 ，， ，，，，，，起到 Orowan 强化的作用?
晶粒细化会使基体屈服强度增添 ，， ，，，，，，凭证凝固理论 ，， ，，，，，，初晶 TiB?TiC 等的形成有利于基体合金形核 ，， ，，，，，，使得基体合金晶粒变小 ，， ，，，，，，引起的晶粒细化会带来更多晶界并阻碍位错运动 ，， ，，，，，，进而提高复合质料的强度?相较于其他制备要领 ，， ，，，，，，激光增材制造 DRTMCs 在凝固历程中的冷却速率极高 (10?~10?K/s), 且增强相的引入形成大宗晶界并细化晶粒 ，， ，，，，，，这是增材制造制备 DRTMCs 微观组织最显著的特点 ，， ，，，，，，因此增材制造 DRTMCs 的强度提高主要归因于细晶强化?如 [图 11 (a) Ti6Al4V 合金与 TiB/Ti6Al4V 复合质料强度比照]、[图 11 (b) 各个强化机制对激光增材制造体积分数 5% TiB / 钛基复合质料抗拉强度的孝顺] 所示 ，， ，，，，，，ΔσHI、ΔσTiB、Δσdis 和 Δσstru 划分代表霍尔佩奇强化?承载强化?位错强化和结构外强化 ，， ，，，，，，且在激光增材制造体积分数为 5% 的 TiB / 钛基复合质料抗拉强度的各个强化机制孝顺中 ，， ，，，，，，Hall-Petch 强化的孝顺占比最大 [36]?
颗粒承载强化是指在外加载荷作用下 ，， ，，，，，，增强相会阻挡来自基体的位错滑移并爆发位错群集 ，， ，，，，，，增强相会比基体遭受更多的应力 ，， ，，，，，，进而提高复合质料的强度 ，， ，，，，，，[图 11 (c)α-Ti 与 TiB 界面处的 GPA 图] 的 GPA 图代表 α-Ti 与 TiB 界面团结处的应力转变 [36], 由该图可知 ，， ，，，，，，TiB 晶须内部应力显着低于 α-Ti 晶粒 ，， ，，，，，，说明增强相在变形历程中可遭受更多的应力 ，， ，，，，，，其直观地批注激光增材制造 DRTMCs 中增强相的承载强化作用?
位错引起的 DRTMCs 屈服强度增量通常归因于奥罗万 (Δσcro)、热失配 (Δσthe) 和几何须要位错 (Δσgeo) 机制 ，， ，，，，，，由位错引起的强化可按如下公式盘算:
基体和增强相之间的热膨胀系数差别 ，， ，，，，，，在高温变形历程中 ，， ，，，，，，相界面处爆发应变梯度 ，， ，，，，，，由于热失配引起位错密度大宗增添 ，， ，，，，，，位错运动时受到周围位错应力场的影响 ，， ，，，，，，以及与穿过滑移面的位错相交时也受到影响 ，， ，，，，，，从而爆发强化作用 [83]; 在钛基复合质料中引增强相后 ，， ，，，，，，位错的运动受到增强相的阻碍 ，， ，，，，，，爆发奥罗万 (Orowan) 强化 [84], 以 TiB 单相增强为例 ，， ，，，，，，Δσ000 体现位错穿过 TiB 晶须阵列所需的应力；；；；；；；几何须要位错强化指的是维持金属基体与增强相间变形梯度一连性而爆发的位错强化?
在激光增材制造 DRTMCs 增强相位错强化作用的研究中 ，， ，，，，，，如 [图 11 (d) TiB 界面处的位错塞积] 所示 ，， ，，，，，，拉伸后试样的 TiB 增强相界眼前沿塞积大宗位错 [37], 说明增强相的保存能有用阻止位错运动 ，， ，，，，，，提高 DRTMCs 的抗拉强度?另外 ，， ，，，，，，位错强化机制对抗拉强度的孝顺占比仅次于 Hall-Petch 强化 (见图 11 (b)), 故在激光增材 DRTMCs 的抗拉强度提高方面同样起着至关主要的作用?基于对 DRTMCs 增强机理的研究 ，， ，，，，，，学界引入多元增强体协同调控组织 ，， ，，，，，，以实现多种强化机制配合施展作用 ，， ，，，，，，如 TiB+TiC 双元微米晶须和颗粒增强 [31,85]、Ti?Si?+TiC 双元微 / 纳协同增强 [34] 等?
4、增材制造钛基复合质料的潜在航空航天应用
钛基复合质料的研究始于 20 世纪 70 年月中期 ，， ，，，，，，美国的整体高性能涡轮发念头手艺 (IHPTET) 以及日本?欧洲的同类型妄想配合推动了钛基复合质料的生长 [86]?钛基复合质料具有高比强度及比刚度?优异耐磨性及高温性能 ，， ，，，，，，因此在航空航天领域有着辽阔应用远景?在外洋研究领域 ，， ，，，，，，美国 Dynamet Technology 公司使用热等静压手艺制备出高含量 TiC 增强钛基复合质料零件 ，， ，，，，，，这一系列复合质料已经乐成应用于半球形导弹壳体?导弹尾翼?飞机发念头等领域 [87]; 美国 GE 公司研发出一系列 0.8TiB?/Ti-47Al-2Mn-2Nb 熔铸产品 ，， ，，，，，，这些产品具有较好的断裂韧性及抗蠕变能力 ，， ，，，，，，被应用于航空航天发念头及涡轮翼片；；；；；；；2003 年 ，， ，，，，，，荷兰 SP 航空航天公司 (Geldrop) 为荷兰皇家空军 F-16 的升降架开发了一种钛基复合质料阻力支架 ，， ，，，，，，这是金属基复合质料在升降架部件的首次应用 [88]?
相较于外洋 ，， ，，，，，，海内开展了更多钛基复合质料的制备及工程应用事情?上海交通大学研发细密铸造工艺制备 DRTMCs 舵骨架细密铸件 [3], 如 [图 12 (a) 骨架] 所示?该团队接纳超塑性成形手艺乐成制备知足航天需求 (TiB/La?O?)/IMI834 的耐热 DRTMCs 舵叉 (见 [图 12 (b) 舵叉])[3], 其强度和比模量整体提高 10%, 结构减重 45%, 构件使用温度可拓展到 700℃, 瞬时使用温度可达 800℃, 甚至更高 ，， ，，，，，，并且已开展 IMI834 耐热钛合金 DRTMCs 的 L-DED 及 L-PBF 研究 ，， ，，，，，，并获得优于相同因素锻件的高温强度 ，， ，，，，，，从而进一步提升耐热 DRTMCs 的耐热温度和高温强度 ，， ，，，，，，有望在 550~800℃部分取代发念头用古板高温合金 ，， ，，，，，，在航空航天领域具有辽阔的应用远景和生长潜力?该团队研制出直径为 580mm?质量为 1500kg 的航天用 700℃耐高温原位自生 DRTMCs 锭坯及厚度为 0.5mm 的薄板材 (见 [图 12 (c) 大尺寸宽幅薄板 (0.5mm)]), 是国际首家制备大尺寸 DRTMCs 锭坯?棒材和板材的单位 ，， ，，，，，，其大尺寸 DRTMCs 制备与热加工手艺处于国际领先水平?在研发和生产某重点型号固体火箭历程中 ，， ，，，，，，发念头喷管的毗连件?支耳和法兰组件 (见 [图 12 (d) 毗连件]、[图 12 (e) 支耳]、[图 12 (f) 法兰组件]) 使用该团队研制的高强高模 DRTMCs, 与 Ti6Al4V 合金相比 ，， ，，，，，，新质料的抗拉强度和模量提高 10% 以上 ，， ，，，，，，可替换原 30CrMnSiA 钢；；；；；；；结构质量减重 42%, 可显著提升武器系统性能?上海交通大学是高强高模 DRTMCs 唯一的生产制备单位 ，， ，，，，，，具备稳固的量产供货能力?[图 12 (g) 舱体] 所示为新一代空天航行器耐热 DRTMCs 舱体 ，， ，，，，，，服役于 800℃重大应力情形 ，， ，，，，，，其结构减重 15%?转动惯量降低 36.4%, 可为航行器大无邪?高速?高射程等焦点技战指标的实现提供要害支持?
钛基复合质料增材制造手艺在武器装备?高明声速航行器?登月和登火妄想等方面具备辽阔应用远景?钛基复合质料因其轻质?高强度和优异的耐侵蚀性可应用在舰船?战车?坦克?火炮和导弹等装备领域 ，， ，，，，，，增材制造可实现更重大细腻的武器装备结构设计 ，， ，，，，，，对提高武器装备性能和减重具有主要意义?高明声速航行器需要在极端高温顺高速条件下运行 ，， ，，，，，，DRTMCs 因其耐高温?高强?低密度等特征成为理想的质料选择?2023 年 11 月 ，， ，，，，，，Relative Space 公司乐成发射 85% 质量接纳 3D 打印的 Terran 1 火箭 [90], 证实晰 3D 打印手艺大规模制造火箭零件的可行性?随着对轻质高强钛基复合质料增材制造的深入研究 ，， ，，，，，，有望降生更轻量化?更强无邪性的全 3D 打印火箭；；；；；；；登月?登火妄想对证料的要求极高 ，， ，，，，，，需遭受极端温差?高真空和微流星体撞击?钛因其耐高温?耐低温?抗辐射等性能 ，， ，，，，，，在登月妄想中被普遍使用 ，， ，，，，，，如美国 “阿波罗” 飞船的 50 个压力容器约 85% 接纳钛制成 [86], 增材制造手艺能够制成越发准确和轻质的结构 ，， ，，，，，，可镌汰燃料消耗和提高航天器的有用载荷?
团结增材制造的组织调控?一体化成形?重大结组成形优势 ，， ，，，，，，增材制造 DRTMCs 在航空航天领域的应用将使强度更高?结构更重大的构件降天生为可能?阻止现在 ，， ，，，，，，DRTMCs 增材制造的航空航天构件仍未实现工业化批量生产 ，， ，，，，，，鉴于 DRTMCs 的性能优势与增材制造的手艺优势 ，， ，，，，，，海内外对 DRTMCs 增材制造睁开大宗研究 [91-94], 将为 DRTMCs 在航空航天领域的大批量工业化应用涤讪基础?
5、结论与展望
本文基于激光增材制造组织调控 ，， ，，，，，，详细讨论影响 DRTMCs 微观组织演化机制及网状结构形成机理 ，， ，，，，，，针对激光增材制造超高冷却速率 ，， ，，，，，，剖析马氏体形成机理 ，， ，，，，，，总结消除马氏体影响来提升 DRTMCs 强度的工艺制度 ，， ，，，，，，归纳 DRTMCs 的强化机制 ，， ，，，，，，并团结工艺和质料优势 ，， ，，，，，，展望激光增材制造 DRTMCs 在空天装备领域的应用潜能?虽然 ，， ，，，，，，接纳激光增材制造手艺制备 DRTMCs 时 ，， ，，，，，，可通过调解激光功率?扫描速率和层厚等参数 ，， ，，，，，，来控制熔池的形状和温度梯度；；；；；；；通过增强相的添加量 ，， ，，，，，，来实现对网状结构的细腻调控 ，， ，，，，，，从而进一步提高 DRTMCs 的硬度?强度和耐磨性等机械性能 ，， ，，，，，，然而接纳激光增材制造手艺制备 DRTMCs 仍保存以下问题:
(1) 需进一步探讨调控增强相空间漫衍的详细要领和机理 ，， ，，，，，，从增强相的有序漫衍入手 ，， ，，，，，，团结激光增材制造的奇异优势制备构型化 DRTMCs, 有助于进一步挖掘工艺和质料潜力 ，， ，，，，，，以获得更优异的性能及在空天领域更普遍的应用?
(2) 增材制造 DRTMCs 高温性能的研究相对欠缺 ，， ，，，，，，还需进一步探讨其在高温情形下的力学性能和强化机制 ，， ，，，，，，并制备新型耐高温 DRTMCs, 以切合空天装备服役历程中极端情形下的应用需求?
(3) 需进一步开发增材制造复合质料专用粉体 ，， ，，，，，，现在绝大部分以粉末为原质料的金属基复合质料增材制造使用混淆粉末 ，， ，，，，，，保存粉末混淆不均?附着不牢和消耗装备等问题 ，， ，，，，，，因此研发具有优异性能的复合质料粉体 ，， ，，，，，，将成为增材制造 DRTMCs 领域主要的生长偏向?
综上 ，， ，，，，，，DRTMCs 因其更高的强度?硬度以及优异的耐磨和耐热性能 ，， ，，，，，，知足了航空航天领域对高性能结构质料的苛刻使用要求?激光增材制造手艺在航空航天领域的应用日益普遍 ，， ，，，，，，其重大结构一体化?高精度成形的特征为高质量生产航天构件提供新途径?团结 DRTMCs 的性能优势与激光增材制造的工艺特点 ，， ，，，，，，其在航空航天领域的应用远景十分辽阔 ，， ，，，，，，未来 ，， ，，，，，，DRTMCs 激光增材制造在航空航天领域的应用将朝着高性能?大型化?多功效一体化和智能化偏向生长；；；；；；；随着新质料系统和工艺参数的一连开发和探索以及增材制造手艺的一直成熟和本钱的降低 ，， ，，，，，，其在航空航天领域的应用规模将一直扩大 ，， ，，，，，，有望为航空航天装备高性能化和智能化生长提供有力支持?
参考文献
[1] 李昊 ，， ，，，，，，廖志刚 ，， ，，，，，，杨令飞 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。高速航行器气动形状设计要领综述 [J]. 空天手艺 ，， ，，，，，，2024, (1):23-35.
[2] 丁晓红 ，， ，，，，，，张横 ，， ，，，，，，沈洪。。。。。。。。高速航行器结构优化及增材制造研究希望 [J]. 空天防御 ，， ，，，，，，2023, 6 (2): 1-11.
[3] 吕维洁 ，， ，，，，，，张荻 ，， ，，，，，，韩远飞 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。耐热钛基复合质料制备加工及应用综述 [J]. 航空制造手艺 ，， ，，，，，，2023, 63 (4): 38-47.
[4] 李亚江 ，， ，，，，，，刘坤。。。。。。。。钛合金在航空领域的应用及其先进毗连手艺 [J]. 航空制造手艺 ，， ，，，，，，2015, 55 (16): 34-37.
[5] 刘全明 ，， ，，，，，，张朝晖 ，， ，，，，，，刘世锋 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。钛合金在航空航天及武器装备领域的应用与生长 [J]. 钢铁研究学报 ，， ，，，，，，2015, 27 (3): 1-4.
[6] 叶杨飞 ，， ，，，，，，徐露兵。。。。。。。。高明音速航行器及其制导控制手艺剖析 [J]. 电子手艺 (上海), 2022, 51 (5): 22-24.
[7] QI Y K, MA X F, JIANG P X, et al. Review on heat-to-power conversion technologies for hypersonic vehicles [J]. Chinese Journal of Aeronautics, 2024, 37 (5): 148-179.
[8] DING Y B, YUE X K, CHEN G S, et al. Review of control and guidance technology on hypersonic vehicle [J]. Chinese Journal of Aeronautics, 2022, 35 (7): 1-18.
[9] SZIROCZAK D, SMITH H. A review of design issues specific to hypersonic flight vehicles [J]. Progress in Aerospace Sciences, 2016, 84: 1-28.
[10] 吕维洁 ，， ，，，，，，张小农 ，， ，，，，，，张荻 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。原位合成 TiC/Ti 基复合质料增强体的生长机制 [J]. 金属学报 ，， ，，，，，，1999, 35 (5): 536-540.
[11] 吕维洁 ，， ，，，，，，张小农 ，， ，，，，，，张荻 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。原位合成 TiB 和 TiC 增强钛基复合质料热力学 [J]. 中国有色金属学报 ，， ，，，，，，1999 (2): 12-16.
[12] 吕维洁 ，， ，，，，，，张小农 ，， ，，，，，，张荻 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。原位合成 TiC 和 TiB 增强钛基复合质料 [J]. 质料工程 ，， ，，，，，，1999 (8): 9-11.
[13] 黄陆军 ，， ，，，，，，耿林。。。。。。。。非一连增强钛基复合质料研究希望 [J]. 航空质料学报 ，， ，，，，，，2014, 34 (4): 126-138.
[14] 赵永庆 ，， ，，，，，，辛社伟 ，， ，，，，，，陈永楠 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。新型合金质料 -- 钛合金 [M]. 北京：中国铁道出书社 ，， ，，，，，，2017.
[15] VIGNEAU J. Machining of titanium and its alloys [J]. L'Aeronautique et l'Astronautique, 1981, 87: 58-68.
[16] 李海涛 ，， ，，，，，，齐敏 ，， ，，，，，，陈冬梅 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。激光增材制造近 β 钛合金显微组织与力学性能研究 [J]. 质料开发与应用 ，， ，，，，，，2024, 39 (1): 30-37.
[17] 毛雅梅 ，， ，，，，，，赵秦阳 ，， ，，，，，，耿纪华 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。粉末床熔融式增材制造钛合金研究希望及应用 [J]. 中国有色金属学报 ，， ，，，，，，2024, 34 (9): 2831-2856.
[18] DEBROY T, WEI H L, ZUBACK J S, et al. Additive manufacturing of metallic components–Process, structure and properties [J]. Progress in Materials Science, 2018, 92: 112-224.
[19] LU Y Z, SU S, ZHANG S B, et al. Controllable additive manufacturing of gradient bulk metallic glass composite with high strength and tensile ductility [J]. Acta Materialia, 2021, 206: 116632.
[20] YU W H, SING S L, CHUA C K, et al. Particle-reinforced metal matrix nanocomposites fabricated by selective laser melting: a state of the art review [J]. Progress in Materials Science, 2019, 104: 330-379.
[21] WEI H L, MUKHERJEE T, ZHANG W, et al. Mechanistic models for additive manufacturing of metallic components [J]. Progress in Materials Science, 2021, 116: 100703.
[22] 蒋凡 ，， ，，，，，，杨迪 ，， ，，，，，，张国凯 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。电弧熔丝增材制造控形手艺研究现状与展望 [J]. 机械制造与自动化 ，， ，，，，，，2024, 53 (2): 1-10.
[23] 严侃 ，， ，，，，，，高志杰 ，， ，，，，，，高磊 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。电子束选区熔化增材制造金属质料研究希望 [J]. 热加工工艺 ，， ，，，，，，2024, 53 (11): 7-13.
[24] 李志勇 ，， ，，，，，，韩冬雪 ，， ，，，，，，焦世坤 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。激光增材制造在航天领域的实践与展望 [J]. 中国激光 ，， ，，，，，，2024, 51 (24): 2402305.
[25] 马显着。。。。。。。。两种典范金属零部件激光增材制造手艺基础较量研究 [D]. 武汉：华中科技大学 ，， ，，，，，，2016.
[26] BAUFELD B, VANDER BIEST O, GAULT R. Additive manufacturing of Ti6Al4V components by shaped metal deposition: Microstructure and mechanical properties [J]. Materials & Design, 2010, 31: S106-S111.
[27] LI L, MA P P, ZHANG L, et al. Fabrication of TiB whiskers reinforced Ti6242 matrix composites by direct laser deposition: Powder preparation, microstructure and mechanical property [J]. Composites Part B: Engineering, 2024, 268: 111068.
[28] 方旻翰。。。。。。。。增材制造 Ti6Al4V 合金及其复合质料组织与性能调控机制 [D]. 上海：上海交通大学 ，， ，，，，，，2022.
[29] FANG M H, HAN Y F, SHI Z S, et al. Embedding boron into Ti powder for direct laser deposited titanium matrix composite: Microstructure evolution and the role of nano-TiB network structure [J]. Composites Part B: Engineering, 2021, 211: 108683.
[30] FU K, LIU Y Y, WANG Y Q, et al. Grain refinement of Ti6Al4V by incorporating in-situ TiB nanowhiskers in laser melting deposition [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2023, 27: 2893-2901.
[31] LIU C, JIN K H, YE J T, et al. Additive manufacturing of (TiB+TiC)/Ti6Al4V composites with tailored network reinforcement architecture [J]. Composites Communications, 2023, 40: 101611.
[32] NARTU M S K K Y, MANTRI S A, PANTAWANE M V, et al. In situ reactions during direct laser deposition of TiB4C composites [J]. Scripta Materialia, 2020, 183: 28-32.
[33] POUZET S, PEYRE P, GORNY C, et al. Additive layer manufacturing of titanium matrix composites using the direct metal deposition laser process [J]. Materials Science and Engineering: A, 2016, 677: 171-181.
[34] 刘化强 ，， ，，，，，，王治涵 ，， ，，，，，，冯姝慧 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。激光熔化沉积原位制备三维网状 Ti6Al4V 基复合质料的组织与力学性能 [J]. 中国有色金属学报 ，， ，，，，，，2023, 33 (2): 372-385.
[35] 吕维洁 ，， ，，，，，，郭相龙 ，， ，，，，，，王立强 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。原位自生非一连增强钛基复合质料的研究希望 [J]. 航空质料学报 ，， ，，，，，，2014, 34 (4): 139-146.
[36] LIU H Q, HAN J Z, HAN Y F, et al. Formability, densification behavior and hierarchical grain structure of laser-directed energy deposition of TiB reinforced titanium matrix composites [J]. Composites Part B: Engineering, 2023, 267: 111039.
[37] LIU H Q, FANG M H, HAN Y F, et al. Achieving strength-ductility combination and anisotropy elimination in additively manufactured TiB/Ti6Al4V by in-situ synthesized network architecture with fine grains [J]. Composites Part B: Engineering, 2023, 262: 110822.
[38] LIU H Q, LI Y, FANG M H, et al. Tailoring microstructure with special bimodal structure to improve the ductility and fatigue life of laser powder bed fused Ti6Al4V alloy [J]. Materials Science and Engineering: A, 2023, 878: 145234.
[39] BERMINGHAM M J, MCDONALD S D, ST JOHN D H, et al. Beryllium as a grain refiner in titanium alloys [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 481 (1/2): L20-L23.
[40] MEREDDY S, BERMINGHAM M J, KENT D, et al. Trace carbon addition to refine microstructure and enhance properties of additive-manufactured Ti6Al4V [J]. JOM, 2018, 70 (9): 1670-1676.
[41] ST JOHN D H, QIAN M, EASTON M A, et al. The Interdependence Theory: The relationship between grain formation and nucleant selection [J]. Acta Materialia, 2011, 59 (12): 4907-4921.
[42] 张捷 ，， ，，，，，，顾海 ，， ，，，，，，孙健华 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。激光熔化沉积制备 TiB+TiC/ Ti6Al4V 复合质料微观组织研究 [J]. 质料科学与工艺 ，， ，，，，，，2021, 29 (6): 42-48.
[43] LUAN J H, JIAO Z B, CHEN G, et al. Improved ductility and oxidation resistance of cast Ti6Al4V alloys by microalloying [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2014, 602: 235-240.
[44] AHMED T, RACK H J. Phase transformations during cooling in α+β titanium alloys [J]. Materials Science and Engineering: A, 1998, 243 (1/2): 206-211.
[45] FAN W, PENG Y J, WANG Y X, et al. Effect of grain boundary Widmanst?tten α colony on the anisotropic tensile properties of directed energy deposited Ti-6Al-4V alloy [J]. Journal of Materials Science & Technology, 2024, 184: 145-156.
[46] MOTYKA M, BARAN-SADLEJA A, SIENIAWSKI J, et al. Decomposition of deformed α′ (α″) martensitic phase in Ti-6Al-4V alloy [J]. Materials Science and Technology, 2019, 35 (3): 260-272.
[47] LIU S Y, SHIN Y C. Additive manufacturing of Ti6Al4V alloy: a review [J]. Materials & Design, 2019, 164: 107552.
[48] CHEN S G, ZHANG Y D, WU Q, et al. Effect of solid-state phase transformation on residual stress of selective laser melting Ti6Al4V [J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 819: 141299.
[49] ZHAO R X, CHEN C Y, WANG W, et al. On the role of volumetric energy density in the microstructure and mechanical properties of laser powder bed fusion Ti-6Al-4V alloy [J]. Additive Manufacturing, 2022, 51: 102605.
[50] HAUBRICH J, GUSSONE J, BARRIOBERO-VILA P, et al. The role of lattice defects, element partitioning and intrinsic heat effects on the microstructure in selective laser melted Ti-6Al-4V [J]. Acta Materialia, 2019, 167: 136-148.
[51] YADROITSEV I, KRAKHMALEV P, YADROITSAVA I. Selective laser melting of Ti6Al4V alloy for biomedical applications: Temperature monitoring and microstructural evolution [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2014, 583: 404-409.
[52] XU W, LUI E W, PATERAS A, et al. In situ tailoring microstructure in additively manufactured Ti-6Al-4V for superior mechanical performance [J]. Acta Materialia, 2017, 125: 390-400.
[53] KUMAR P, PRAKASH O, RAMAMURTY U. Micro-and meso-structures and their influence on mechanical properties of selectively laser melted Ti-6Al-4V [J]. Acta Materialia, 2018, 154: 246-260.
[54] LEE E, BANERJEE R, KAR S, et al. Selection of α variants during microstructural evolution in α/β titanium alloys [J]. Philosophical Magazine, 2007, 87 (24): 3615-3627.
[55] ?NDER S, SAKLAKO?LU N, SEVER A. Selective laser melting of Ti6Al4V alloy: effect of post-processing on fatigue life, residual stress, microstructure, microhardness and surface roughness [J]. Materials Characterization, 2023, 196: 112571.
[56] ANTONYSAMY A A, MEYER J, PRANGNELL P B. Effect of build geometry on the β-grain structure and texture in additive manufacture of Ti6Al4V by selective electron beam melting [J]. Materials Characterization, 2013, 84: 153-168.
[57] XU W, BRANDT M, SUN S, et al. Additive manufacturing of strong and ductile Ti – 6Al– 4V by selective laser melting via in situ martensite decomposition [J]. Acta Materialia, 2015, 85: 74-84.
[58] GUPTA A, KHATIRKAR R K, KUMAR A, et al. Investigations on the effect of heating temperature and cooling rate on evolution of microstructure in an α + β titanium alloy [J]. Journal of Materials Research, 2018, 33 (8): 946-957.
[59] ZHANG X Y, FANG G, LEEFLANG S, et al. Effect of subtransus heat treatment on the microstructure and mechanical properties of additively manufactured Ti6Al4V alloy [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 735: 1562-1575.
[60] LI H L, JIA D C, YANG Z H, et al. Effect of heat treatment on microstructure evolution and mechanical properties of selective laser melted Ti6Al4V and TiB/Ti6Al4V composite: A comparative study [J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 801: 140415.
[61] YAN X C, YIN S, CHEN C Y, et al. Effect of heat treatment on the phase transformation and mechanical properties of Ti6Al4V fabricated by selective laser melting [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 764: 1056-1071.
[62] WU S Q, LU Y J, GAN Y L, et al. Microstructural evolution and microhardness of a selective-laser-melted Ti – 6Al – 4V alloy after post heat treatments [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 672: 643-652.
[63] LEKOADI P, TLOTLENG M, ANNAN K, et al. Evaluation of heat treatment parameters on microstructure and hardness properties of high-speed selective laser melted Ti6Al4V [J]. Metals, 2021, 11 (2): 255.
[64] ZHAO Z Y, LI L, BAI P K, et al. The heat treatment influence on the microstructure and hardness of TC4 titanium alloy manufactured via selective laser melting [J]. Materials, 2018, 11 (8): 1318.
[65] ATTAR H, B?NISCH M, CALIN M, et al. Selective laser melting of in situ titanium – titanium boride composites: Processing, microstructure and mechanical properties [J]. Acta Materialia, 2014, 76: 13-22.
[66] ZHOU Z G, LIU Y Z, LIU X H, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of in situ Ti6Al4V – TiB composites manufactured by selective laser melting [J]. Composites Part B: Engineering, 2021, 207: 108567.
[67] WANG F, MEI J, WU X H. Direct laser fabrication of Ti6Al4V/TiB [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2008, 195 (1/2/3): 321-326.
[68] QI J Q, WANG H W, ZOU C M, et al. Influence of matrix characteristics on tensile properties of in situ synthesized TiC/ TA15 composite [J]. Materials Science and Engineering: A, 2012, 553: 59-66.
[69] LIU S Y, SHIN Y C. The influences of melting degree of TiC reinforcements on microstructure and mechanical properties of laser direct deposited Ti6Al4V-TiC composites [J]. Materials & Design, 2017, 136: 185-195.
[70] LI C, LI W, LASHARI M I, et al. Life prediction and failure analysis in laser powder bed fused TiC/Ti6Al4V titanium matrix composite under high cycle and very high cycle fatigue conditions [J]. International Journal of Fatigue, 2024, 180: 108101.
[71] WANG J D, LI L Q, TAN C W, et al. Microstructure and tensile properties of TiCp/Ti6Al4V titanium matrix composites manufactured by laser melting deposition [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2018, 252: 524-536.
[72] HUA Z J, HU Y Y, MI G Y, et al. New insights into the microstructural evolution and properties of (TiB+TiC)/Ti – 6Al-4V composite via laser directed energy deposition using B4C nanoparticles [J]. Vacuum, 2024, 220: 112836.
[73] HAN C J, BABICHEVA R, CHUA J D Q, et al. Microstructure and mechanical properties of (TiB+TiC)/Ti composites fabricated in situ via selective laser melting of Ti and B4C powders [J]. Additive Manufacturing, 2020, 36: 101466.
[74] LIU Y, LI S F, MISRA R D K, et al. Planting carbon nanotubes within Ti-6Al-4V to make high-quality composite powders for 3D printing high-performance Ti-6Al-4V matrix composites [J]. Scripta Materialia, 2020, 183: 6-11.
[75] GUENNEC B, HATTAL A, NAGANO K, et al. Strengthening and failure mechanisms during tension of a Ti– 6Al-4V alloy-based nanocomposite processed by laser powder bed fusion [J]. Materials Science and Engineering: A, 2024, 903: 146618.
[76] HU Y B, ZHAO B, NING F D, et al. In-situ ultrafine three-dimensional quasi-continuous network microstructural TiB reinforced titanium matrix composites fabrication using laser engineered net shaping [J]. Materials Letters, 2017, 195: 116-119.
[77] HU Y B, CONG W L, WANG X L, et al. Laser deposition-additive manufacturing of TiB-Ti composites with novel three-dimensional quasi-continuous network microstructure: Effects on strengthening and toughening [J]. Composites Part B: Engineering, 2018, 133: 91-100.
[78] LI H L, YANG Z H, CAI D L, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of selective laser melted bulk-form titanium matrix nanocomposites with minor B4C additions [J]. Materials & Design, 2020, 185: 108245.
[79] LI H L, JIA D C, YANG Z H, et al. Achieving near equiaxed α -Ti grains and significantly improved plasticity via heat treatment of TiB reinforced titanium matrix composite manufactured by selective laser melting [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 836: 155344.
[80] WU H D, HAN Y F, HUANG G F, et al. Configuration of new fiber-like structure driven high matching of strength-ductility in TiB reinforced titanium matrix composites [J]. Composites Part B: Engineering, 2022, 231: 109564.
[81] YAN Q, CHEN B, LI J S. Super-high-strength graphene/titanium composites fabricated by selective laser melting [J]. Carbon, 2021, 174: 451-462.
[82] WANG M, ZHAO Y, WANG L D, et al. Achieving high strength and ductility in graphene/magnesium composite via an in situ reaction wetting process [J]. Carbon, 2018, 139: 954-963.
[83] DAI L H, LING Z, BAI Y L. Size-dependent inelastic behavior of particle-reinforced metal-matrix composites [J]. Composites Science and Technology, 2001, 61 (8): 1057-1063.
[84] ZHANG Z, CHEN D L. Consideration of Orowan strengthening effect in particulate-reinforced metal matrix nanocomposites: a model for predicting their yield strength [J]. Scripta Materialia, 2006, 54 (7): 1321-1326.
[85] HUA Z J, XIONG L D, ZHANG M Y, et al. Microstructure evolution and tribological properties of (TiB+TiC)/Ti–6Al–4V composites fabricated via in situ laser-directed energy deposition of wire and powders in an underwater environment [J]. Composites Part B: Engineering, 2023, 263: 110817.
[86] 刘世锋 ，， ，，，，，，宋玺 ，， ，，，，，，薛彤 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。钛合金及钛基复合质料在航空航天的应用和生长 [J]. 航空质料学报 ，， ，，，，，，2020, 40 (3): 77-94.
[87] 潘宇 ，， ，，，，，，况帆 ，， ，，，，，，路新。。。。。。。。非一连增强钛基复合质料的研究现状及应用希望 [J]. 质料导报 ，， ，，，，，，2024, 38 (21): 179-188.
[88] HAYAT M D, SINGH H, HE Z, et al. Titanium metal matrix composites: an overview [J]. Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 2019, 121: 418-438.
[89] 来晓君 ，， ，，，，，，李劭鹏 ，， ，，，，，，韩远飞 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。多元多标准增强钛基复合质料复合设计与先进加工手艺研究希望 [J]. 钛工业希望 ，， ，，，，，，2020, 37 (3): 40-48.
[90] TESLARATI. Relativity Space's first 3D-printed rocket goes vertical for launch debut [EB/OL]. (2022-12-07)[2024-03-19]. https://www.teslarati.com/relativity-3d-printed-terran-1-rocket-rollout-launch/.
[91] 李树丰 ，， ，，，，，，王少迪 ，， ，，，，，，潘登 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。增材制造硼化钛增强钛基复合质料的研究希望 [J]. 中国有色金属学报 ，， ，，，，，，2024, 34 (4): 1113-1139.
[92] 贾畅颖 ，， ，，，，，，安琦 ，， ，，，，，，王存玉 ，， ，，，，，，等。。。。。。。。选区激光熔化成形 2% TiBw/ TA15 复合质料的显微组织与性能 [J]. 中国有色金属学报 ，， ，，，，，，2024, 34 (4): 1167-1178.
[93] WANG C S, LI C L, CHEN R, et al. Multistep low-to-high-temperature heating as a suitable alternative to hot isostatic pressing for improving laser powder-bed fusion-fabricated Ti6Al-2Zr-1Mo-1V microstructural and mechanical properties [J]. Materials Science and Engineering: A, 2022, 841: 143022.
[94] FENG S H, HAN Y F, CHENG D, et al. Dual heterostructured Ti composites by manipulating self-assembled powder embedded with nano-reinforcements [J]. Composites Part B: Engineering, 2025, 291: 111999.
（注 ，， ，，，，，，原文问题：激光增材制造非一连增强钛基复合质料组织性能调控与空天应用探索）
相关链接
