TiB增强钛基复合材料因具有高比强度和高蠕变抗性的特点,在航空航天领域得广泛的应用。TiB增强相的引入虽克服了基体合金热强性差的缺点,却恶化了材料的成形性能。众所周知,热变形能够充分的激发钛基复合材料的潜力,并改善其较差塑性,达到良好的强塑性匹配。研究热变形过程中显微组织的演变,硅化物的析出行为及细晶强化、承载强化、沉淀强化之间的协同强化机理,对结构材料的工程应用有着重要的意义。本文通过铸态热处理、热压缩及多向锻造等手段研究了TiB增强钛基复合材料热变形过程中组织演变及硅化物的析出行为,阐明了动态再结晶及协同强化机制,并建立起了显微组织与力学性能的对应关系。本文测试了钛基复合材料及其基体的微区硬度,发现TiB增强钛基复合材料的平均微区硬度较基体合金提升14.4%。通过对比不同尺寸及距TiB不同远近处的α相显微硬度,发现TiB增强高温钛基复合材料微区硬度的提升主要源于TiB增强相引起的基体组织细化以及靠近TiB增强相附近区域的基体受压缩变形时易于受阻。对铸态钛基复合材料进行了不同工艺的热处理,研究了显微组织和硅化物析出的演变规律。在α/β两相区随着热处理温度的升高,α相含量降低,硅化物含量增加、尺寸增大;在β单相区进行热处理时,基体组织为细针状马氏体,硅化物含量随温度升高降低;保温时间对基体组织影响较小,当超过30 min后,硅化物的析出不再受时间延长的影响;相较于水淬和空冷,炉冷时缓慢的冷却速度导致初生α相粗化,在原始α相界处先析出的硅化物被粗化的α相包围,因此观察到部分硅化物分布在α相内部;由于升温过程中硅化物的不断析出,随炉升温的钛基复合材料中硅化物的含量要远高于快速升温。研究了热压缩变形温度、应变速率和应变量对组织演变和硅化物析出行为的影响。在α/β两相区低温区进行热压缩时,初生α相的再结晶不明显,细小的硅化物弥散分布在α相的界面处,α相再结晶随着温度的升高变得剧烈;β单相区热压缩完成后的水淬过程中,β相转变为细针状的马氏体。随着应变的增加,初生α相的含量减少、动态再结晶以及TiB沿压缩轴的垂直分布导致了应力的稳定。由于取向差的不断积累引发的初生α相的连续动态再结晶,削弱了基体的织构强度。TiB增强相随着应变的增加沿垂直于压缩方向定向分布。再结晶机制可以归因于应变诱导晶界迁移及TiB和硅化物的颗粒激发形核。Ti6Si3型硅化物主要分布在TiB和初生α相的界面上,且硅化物与TiB晶须之间的界面是非共格的。TiB晶须的硬度远高于基体,阻碍了位错的运动,且其界面处的生长台阶为硅化物的析出提供了形核质点,二者共同加速了硅化物的析出。研究了多向锻造钛基复合材料显微组织特征及硅化物析出行为,量化了多向锻造后细晶强化、硅化物的沉淀强化和TiB晶须的承载强化的强化效率。研究发现多向锻造后复合材料的显微组织由等轴α相、均匀分布的TiB增强相和双尺度硅化物组成。多向锻造过程中位错导致的元素扩散的加速促进了硅化物的析出。由于α相的细晶强化和硅化物的沉淀强化,室温多向锻造后复合材料的强度提高了约151.9 MPa,而TiB晶须的承载强化效率随着长径比的减小而降低。多向锻造钛基复合材料在700℃下的强度降低了约28.3Mpa,但其塑性明显提高,延伸率达到116.8%。强度下降的原因主要是晶界容易产生裂纹以及硅化物的沉淀强化作用减弱。