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单晶高温合金因其优越的高温强度、抗氧化性能、组织稳定性和良好的工艺性能等综合优势，成为航空发动机、燃气轮机的涡轮叶片和导向叶片的关键制备材料。单晶高温合金在高温、复杂应力及氧化环境下服役，其成分复杂、设计方法不完善、变形机理复杂多变、制造流程长且成本昂贵，因此单晶高温合金各方面的研究受到持续关注，在新方法和新技术的支持下取得大量成果。本文综述近年来单晶高温合金在合金研制、设计方法、变形机理、制备工艺等方面的研究进展，并对单晶高温合金后续研究及替代材料的发展情况进行简单介绍。
为满足航空航天领域对高性能结构材料严苛的要求，高熵合金因其独特设计理念和性能特点成为重要的候选材料。本文聚焦难熔高熵合金、轻质高熵合金及共晶高熵合金3类典型体系，系统分析这3类高熵合金的代表性成分、组织特征与性能优势，以及在超高温、轻量化等航空航天关键应用场景中存在的主要技术瓶颈及突破路径。通过剖析世界主要国家和地区的研发态势，明确高熵合金由理论探索向需求牵引转化的发展趋势，梳理高熵合金在航空航天领域工程化应用亟须解决的设计、制备、性能评价等共性科学与技术挑战，主要包括：（1）突破传统材料性能极限的高熵合金组元体系设计与遴选；（2）高熵合金巨大成分空间的集成计算与高通量快速优化技术；（3）高熵合金复杂构件的高质量、高效率制备与成形技术；（4）寻求高熵合金性能与成本协同优化的“高性价比”成分区间；（5）面向极端服役场景的全方位性能评估与数据库建设。同时，对航空航天用高熵合金未来技术发展方向进行前瞻性展望，旨在为加速高熵合金从基础研究向关键工程化应用提供理论支撑与技术参考。
在摩擦副表面制备金属基高温减摩耐磨复合涂层是提高高温工况下工件服役寿命、稳定性和可靠性的有效途径，在航空航天领域受到广泛关注。本文综述金属基高温减摩耐磨复合涂层的研究进展，重点归纳其性能需求、组分与结构设计、典型体系、摩擦磨损性能机制及优化方法。归纳并分析典型金属基高温减摩耐磨复合涂层在室温至1000 ℃范围内的摩擦因数与磨损率，总结涂层在不同温度段的摩擦磨损机制演变规律，低温段以磨粒刻划及黏着转移为主，随温度升高逐渐转变为氧化剥落及摩擦氧化层的形成。目前涂层设计及性能优化的主要方法是通过经验设计及试错法对硬质相、润滑相成分进行调整。近年来，基于数据驱动的机器学习方法逐渐成为涂层成分设计与性能优化的新方向。
研究小角度晶界对一种第三代单晶高温合金在760、850、980 ℃条件下拉伸行为的影响，采用扫描电子显微镜、透射电子显微镜观察拉伸断裂后的显微组织。结果表明：带小角度晶界的第三代单晶高温合金拉伸性能优良；0°～8.9°小角度晶界对第三代单晶高温合金760、850、980 ℃屈服强度和抗拉强度无明显影响；980 ℃条件下11.4°晶界试样相对0°晶界试样的抗拉强度降低80 MPa；随晶界角度增加，0°～11.4°晶界试样的980 ℃断后伸长率呈下降趋势；随着小角度晶界角度增加或温度升高，带小角度晶界的第三代单晶高温合金沿晶断裂倾向增大。
以精密铸造MAR-M246高温合金为研究对象，采用单一时效处理替代传统的固溶+双重时效热处理，研究单一时效处理对MAR-M246高温合金微观组织、室温/高温拉伸性能及中/高温持久性能的影响。采用高分辨场发射扫描电镜对铸态合金和时效处理合金微观组织和断口形貌进行观察，并测试不同状态合金的拉伸和持久性能。结果表明：铸态和时效处理MAR-M246高温合金微观组织均由γ基体、γ′相、晶内块状MC型碳化物、晶界长条状MC型碳化物和γ+γ′共晶相组成。时效处理后，合金组织中γ′相体积分数由铸态合金的42.68%增加至49.85%，γ′相尺寸由铸态合金的（301±9） nm增加至（321±12） nm，尺寸分布更加均匀，同时时效处理后γ′相的立方度显著增加。时效处理后，MAR-M246高温合金的室温屈服强度小幅提高，900 ℃下合金断后伸长率显著提高；在760 ℃/724 MPa条件下，MAR-M246高温合金的持久寿命由18.15 h（铸态）显著提高至38.23 h（时效处理），持久断后伸长率由3.14%（铸态）升高至5.4%（时效处理）；在980 ℃/225 MPa条件下，合金的持久寿命由79.58 h（铸态）降低至45.48 h（时效处理），这些结果主要由于时效处理中立方度更高的γ′相更容易发生快速粗化与筏排化。
K417G合金广泛应用于航空发动机涡轮叶片制造，针对叶片长期服役后产生的裂纹等损伤，常采用钎焊方法进行修复。分别设计0.05 mm和0.2 mm（0.2 mm间隙内预置高温合金粉末）两种间隙K417G合金模拟不同宽度裂纹形式，采用BCo-1钴基钎料在1160 ℃不同保温时间条件下开展真空钎焊实验研究，通过扫描电子显微镜对接头微观组织和界面演变规律进行分析，并利用万能试验机测试接头高温拉伸性能。结果表明，BCo-1钎料可实现K417G合金的良好冶金连接，接头区域未见气孔、未焊合等缺陷，接头物相主要包括γ+γ′相，（Cr，Mo）3B2硼化物和（Ni，Co）5Si3硅化物等。随着保温时间的延长，0.05 mm小间隙接头内化合物相的形态分布发生明显变化，化合物相含量呈现先增加后减少趋势；0.2 mm大间隙接头内高温合金粉末颗粒和化合物相逐渐粗化长大。保温时间对0.05 mm小间隙接头的高温性能影响较小，接头950 ℃平均抗拉强度为298 MPa；但延长保温时间会导致0.2 mm大间隙接头的性能下降，1160 ℃保温15 min性能最佳，950 ℃平均抗拉强度达到460 MPa。
残余压应力是影响零部件性能和寿命的关键因素，主动引入并精确控制残余压应力已成为提高零部件可靠性、延长使用寿命的核心技术手段之一。本工作针对GH4169D高温合金喷丸工艺参数优化困难、残余应力场预测精度不足等问题，采用仿真与实验相结合的方法开展研究。建立考虑弹丸随机分布特性的多弹丸喷丸过程仿真模型，分析不同工艺条件下材料应变率及残余应力与塑性应变的关系，并验证随机喷丸残余应力模型的准确性。基于响应曲面法开展喷丸强化工艺实验，对比不同喷丸强度和覆盖率对残余应力影响层深度分布的影响规律，并对残余应力影响层深度分布情况进行参数化建模。结果表明，使用余弦衰减函数可对GH4169D高温合金在不同喷丸工艺下的残余应力场进行参数化建模，拟合后R2大于0.95，这些结果为GH4169D高温合金喷丸强化工艺的快速优化和残余应力场的准确建模提供有效方法。
Ti2AlNb合金在650～750 ℃航空发动机典型构件中具有应用潜力，但在复杂高温服役环境下发生氧化脆化。本工作以轧态Ti2AlNb合金为对象、同成分铸态合金为对照，开展650～800 ℃高温静态氧化100 h、氧化后室温拉伸及600～900 ℃高温拉伸性能研究，结合X射线衍射仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜/高角环形暗场/扫描透射电子显微镜、电子背散射衍射分析氧化产物、界面结构、元素分布等，阐明轧制组织的氧化损伤和拉伸失效机制。研究结果表明，800 ℃氧化100 h后，轧态合金氧化增重为13.7 mg·cm−2，较铸态合金氧化增重（11.3 mg·cm−2）提高21.2%；氧化速率常数由0.063（铸态合金）增至0.091（轧态合金），提高44.4%。轧态合金形成外层混合氧化物、中层TiO2颗粒层和内层富氧/氮脆化区的多层氧化膜，微裂纹优先在α2/O相界面萌生并沿氧化通道扩展。合金氧化后，室温下，去除氧化层试样断后伸长率由12.5%（未经氧化）降至0.7%～5.0%，保留氧化层试样进一步降至0.4%～0.6%；高温下，温度由600 ℃升至900 ℃时，屈服强度由671 MPa降至148 MPa，抗拉强度由759 MPa降至169 MPa，伸长率由14.1%升至161.7%。轧态Ti2AlNb合金拉伸失效由氧化膜开裂、富氧/氮脆化、高温软化等因素共同控制。
针对单一表面强化技术难以同时解决钛合金微动疲劳失效中裂纹萌生与扩展的问题，采用前置激光冲击强化与升温氮离子注入复合工艺对TC6钛合金进行表面强化。通过X射线衍射应力仪分别测试未处理态、300 ℃氮离子注入态、激光冲击态及复合强化态试样的残余应力分布，并利用自主设计的面接触微动疲劳试验平台考核钛合金试件微动疲劳寿命，利用扫描电子显微镜和能谱仪对断口及裂纹源区磨痕进行表征。结果表明，复合强化兼具高硬度氮化层与深梯度残余压应力场，残余压应力影响深度约1.4 mm。复合强化试样平均微动疲劳寿命达2.98×105周次。较未处理态、300 ℃下氮离子注入态及激光冲击态分别提升161.4%、108.4%和30.1%。断口分析表明，复合强化使微动接触区损伤机制由严重黏着磨损转变为以磨粒磨损为主，裂纹萌生显著延缓；深层残余压应力有效降低裂纹扩展速率。
探讨Ti-48Al-2Cr-2Nb合金（简称为4822合金）在800～950 ℃短时超温热暴露后显微组织和力学性能的变化规律，研究热暴露温度和时间对4822合金显微组织，室、高温拉伸性能及高温持久性能的影响。结果表明，800～950 ℃超温热暴露后4822合金组织中α2/γ片层团中α2相溶解形成粗大的γ片层。随着温度的提升，α2相溶解数量越来越多，α2/γ片层组织末端粗化，且向相邻片层生长。900 ℃热暴露后在片层团与等轴γ晶粒的边界处有球形B2相析出， 950 ℃热暴露后片层团内粗大的γ片层内部析出细小的B2相，B2相数量增多。随着热暴露时间的延长，块状α2相内析出极细的γ片层且数量增加，片层团晶界处出现的等轴γ晶粒逐步长大，片层团内部出现的等轴γ晶粒数量增多。经850 ℃/10 min、850 ℃/120 min、900 ℃/10 min热暴露后，合金的室、高温屈服强度均增加，室、高温断后伸长率均下降， 950 ℃/10 min热暴露后合金的室、温断后伸长率为（2.4±0.55）%，比原始状态提升5.73%；经850 ℃/10 min、850 ℃/120 min、900 ℃/10 min热暴露后合金在650 ℃/400 MPa条件和700 ℃/350 MPa条件的持久寿命均增加，但在850 ℃/120 min热暴露后合金在650 ℃/400 MPa条件下的持久寿命为（14.85±3.55） h，比原始状态下降94.02%。
碳化硅陶瓷基复合材料（SiC-CMC）是一种轻质高强的耐高温热结构材料，已广泛应用于航空航天等高新技术领域。碳化硅陶瓷前驱体是采用前驱体浸渍裂解工艺制备这类复合材料的基础原材料，但高昂成本限制了其商业化批量应用，发展新型的低成本碳化硅陶瓷前驱体对SiC-CMC的发展和规模应用具有重要意义。本工作以二氯甲基甲基硅烷（Cl2CHSiMeH2）为单体、氯甲基甲基硅烷（ClCH2SiMeH2）为封端剂，通过Wurtz偶联反应合成新型碳化硅陶瓷前驱体聚合物（PMSCS）。由于单体中部分Si―H键在聚合过程中也参与反应，PMSCS是一种分子结构主链由C―C和Si―C键组成的支化结构聚合物，其储存稳定性和溶解性良好，1000 ℃陶瓷产率达74%（质量分数）。与目前应用最广的Yajima法聚碳硅烷相比，PMSCS的合成更为简便，无需高温重排步骤，熔点更低且陶瓷产率更高；与超支化液态聚碳硅烷的制备相比，PMSCS不涉及使用昂贵的还原剂氢化铝锂，因此，其作为低成本碳化硅陶瓷前驱体具有良好的应用前景。
随着航空事业的快速发展，先进航空发动机对材料性能提出更高要求。针对提升聚酰亚胺复合材料耐温和承载能力的需求，开展碳纤维表面状态与聚酰亚胺树脂基体界面匹配性研究。通过电子扫描显微镜、原子力显微镜、X射线电子能谱及表面能测试仪分析三种不同处理条件碳纤维的表面状态，并制备聚酰亚胺复合材料，通过复合材料耐温及界面强度测试评价碳纤维与树脂基体界面匹配性。结果表明，未电化学处理碳纤维表面活性低，复合材料界面存在裂纹，层间剪切强度仅有64.5 MPa。电化学处理碳纤维表面活性官能团含量高，复合材料层间剪切强度达到111 MPa，400 ℃热老化100 h失重率为6.5%。电化学处理环氧上浆碳纤维复合材料界面性能优异，但玻璃化转变温度比未上浆碳纤维复合材料降低约40 ℃。环氧上浆剂对聚酰亚胺复合材料耐温性能存在不利影响，优化碳纤维上浆剂是提升聚酰亚胺复合材料界面匹配性的可行手段。
