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先进材料技术是航空航天高新装备的发展先导，是支撑现代工业的关键基础技术，渗透到国防建设、国民经济和社会生活等方方面面，已成为世界各国争相发展的技术高地和国防重点。本文梳理分析航空航天先进结构材料近年来的技术现状及发展趋势，在高性能高分子材料及其复合材料、高温与特种金属结构材料、轻质高强金属及其复合材料、先进结构陶瓷及其复合材料四方面进行重点阐释，明确我国航空航天结构材料的研发与生产仍面临着跟踪研仿多、自主创新少、技术封锁严重、技术瓶颈亟待突破等困境。同时，本文对航空航天结构材料未来研究和发展提出展望，点明建立“产-学-研-用”完整技术体系的重要性。
随着“双碳”目标的提出，氢作为绿色清洁能源成为未来航空业发展的重要趋势，近年来氢燃料航空发动机备受关注。高温合金是当前燃气涡轮发动机热端部件中应用最广泛的材料，本文综述现有其他领域涉氢环境对合金的影响，为未来氢燃料航空发动机用高温合金研制和应用提供参考。对内/外氢环境的引入、渗（充）氢方法、氢浓度/氢分布特征及氢稳定存在温度的测量、氢对拉伸、蠕变/持久和疲劳性能的影响以及氢脆的断裂机理进行分述，总结不同成分、制备工艺、原始组织状态、合金化程度以及不同应用领域高温合金在涉氢环境下的力学性能退化因素。结果表明，外氢环境下比内氢环境下力学性能下降更快；合金化程度更高的高温合金氢脆更明显，而高温氢环境下合金性能损伤（蠕变/持久、疲劳和拉伸）倾向较室温明显降低。就燃氢涡轮动力用高温合金在涉氢环境下的力学性能评价及适氢环境高温合金的研制进行展望。燃氢涡轮航空发动机可能面临的涉氢工作环境包括：液氢存储的低温氢环境；用于通道冷却的氢环境；经过气体压缩的高温高压氢环境；以及燃烧产物-高温水蒸气（高温潮湿）环境的影响。重点应关注氢在高温合金中的扩散和渗透、高温合金在高压氢环境下的脆性和腐蚀、高温潮湿环境下氧化和腐蚀行为以及上述多重耦合环境下合金和涂层的退化和防护机制。针对燃氢涡轮发动机工作环境，需要搭建近服役条件的高温合金燃氢环境实验装置，开展燃氢环境对高温合金及零部件的影响研究，建立现役叶片和盘件等热端部件关键用材在涉氢环境中的力学性能数据库和相关标准，并在此基础上适时研发适用于燃氢环境使用的高温结构材料，为氢燃料燃气涡轮航空发动机的应用提供支持。
高温合金主要应用于涡轮后机匣、扩压器、预旋喷嘴等航空关键热端部件，采用整体精密铸造技术取代“分体铸造+焊接”成形方法，可减少零件数量和加工工序、提升可靠性、减轻质量，是航空发动机先进材料加工关键核心技术之一。然而复杂薄壁构件液态精密成型存在尺寸超差难题，导致发动机气动性能降低，装配精度下降，是长期制约我国航空发动机关键构件制造质量的瓶颈问题。本文综述目前国内外在高温合金精密铸造尺寸精度控制方面的研究进展，并对基于数字化和智能化技术的发展趋势进行了前瞻性分析和探讨，未来迫切需要构建液态精密成型数字孪生平台，发展更先进的尺寸变形精准定量智能预测方法以及压蜡模具内腔型面设计理论。
综述难熔高熵合金目前的研究现状，阐述难熔高熵合金成分设计，归纳包括金属元素和非金属元素对难熔高熵合金结构与性能的影响。另外描述不同制备方法下，难熔高熵合金的微观结构与力学性能，讨论难熔高熵合金基复合材料及其强化机制。对难熔高熵合金未来发展进行展望，并对其未来研究方向提出以下建议：通过不同相之间界面设计，多相协同增强难熔高熵合金；设计并优化难熔高熵合金成分，开发出室温易加工的难熔高熵合金；结合高通量计算方法，快速筛选出难熔高熵合金成分和微观结构；利用增材制造技术对难熔高熵合金组织与结构进行调控；对难熔高熵合金基复合材料进行构型化设计，均衡难熔高熵合金基复合材料的强塑性匹配。
超高强铝合金具有密度低、比强度高等特点，广泛应用于航空、航天、核工业等领域。合金的极限强度已从第四代铝合金的600 MPa级，逐步发展到650～700 MPa级、750 MPa级，甚至800 MPa级及以上第五代铝合金。本文首先对超高强铝合金的发展历程和国内外发展现状进行概述；随后，从成分设计与优化、熔铸与均匀化技术、热变形技术、热处理技术、计算机辅助模拟计算共五个方面对近些年的研究进展和所遇到的问题进行了总结和讨论；最后，结合未来装备的发展需求和国内的技术现状，指出“深入研究基础理论，解决综合性能匹配等问题以及在特定应用场景下专用材料的推广应用”是超高强铝合金的发展趋势和重要方向。
随着深空探测、极地科考、低温贮运等低温领域的快速发展，对低温材料的要求越来越高，低温材料逐渐成为目前国内外的研究热点。本文综述低温钢、铝合金、钛合金、铝基复合材料以及树脂基复合材料等常见结构材料的低温性能，归纳不同晶体结构、合金种类、合金元素等因素对结构材料的低温强度、塑性与韧性等力学性能的影响及低温变形和强韧化机理，介绍不同种类低温结构材料在国内外重要领域的应用，提出了低温材料未来的研究展望。
未来航空发动机推重比等性能不断提升，对钛合金部件的高温力学及结构稳定性等提出更高的需求。传统实物实验在时间、空间尺度的局限性日益凸显，对于微观瞬态现象及机理的深入研究存在一定难度。而分子动力学（molecular dynamics，MD）计算技术以原子/分子模型为计算对象，在引入牛顿经典力学与经验参数的基础上，较量子计算方法大幅度提高了计算效率，从而成为实现航空发动机钛合金工艺参数优化与组织性能计算的重要技术途径。本文在概述MD计算空间与时间尺度优势基本原理的基础上，重点介绍通过MD计算方法研究钛合金成形制造、微观组织与结构、力学与热力学性能、材料设计和力场开发等方面的研究进展，以及有助于航空发动机钛合金耐高温性能提升的代表性结论。最后结合航空发动机钛合金对MD计算技术的需求，展望未来研究方向，指出基于MD计算方法的钛合金高通量成分设计、训练针对成熟钛合金成分体系的分子力场和将新型ReaxFF（reactive force field）反应力场引入钛合金燃烧机理研究中面临的挑战。
螺旋桨推进方式在航空领域占有重要地位。复合材料具有高比强度、高比模量、高阻尼、可设计性等特性，复合材料螺旋桨叶片能够提升螺旋桨减重效率、推进效率、耐蚀性、降噪等方面性能，已成为大势所趋。本文对国内外航空复合材料螺旋桨叶片的研究成果进行回顾和总结，基于传统飞机螺旋桨叶片和旋翼桨叶，对航空螺旋桨叶片材料体系、结构设计和制造工艺进行分类阐述，重点总结复合材料螺旋桨制造工艺中的关键技术问题，概述桨叶制造工艺方面的仿真模拟研究，最后从健全材料体系、优化结构设计、深入工艺研究和加强数值模拟技术的工程化应用几个方面提出了国产化复合材料航空螺旋桨的未来发展方向。
杂环芳纶是指主链中含有芳杂环（通常为苯并咪唑）的一类对位芳纶，其具有轻质、高强高模、高耐热、耐溶剂等优异性能。相比典型的芳纶Ⅱ纤维，杂环芳纶具有更加优异的力学性能，目前在我国的航空航天和防弹防护等领域得到了实际的应用。然而，与其他有机纤维类似，杂环芳纶由于表面惰性，其与树脂的复合性能相对较低，限制了其在先进复合材料领域的应用。本文从杂环芳纶表面改性和结构设计两方面出发，总结近年来提高杂环芳纶复合性能的设计思路、技术手段和研究成果，展望其在先进复合材料应用领域的发展趋势，为有机纤维的界面设计及改善界面粘接性提供帮助和参考。
增材制造技术为发展高性能高温合金材料及部件提供了新的途径。本工作开发一种适于增材制造工艺条件的γ′相强化CoNi基高温合金，并结合电子束熔化（electron beam melting ，EBM）技术的工艺参数优化，制备出无裂纹的合金块体材料。结果表明：扫描速度为2000 mm/s时，合金孔隙率最低，约为0.14%；打印态CoNi基合金显微组织为沿<001>方向生长的柱状晶粒，平均晶粒宽度约为235 μm，γ′相体积分数约为 30%；经过热等静压及固溶时效处理后，孔隙率进一步降低至约0.09%，柱状晶粒基本没有变化；γ′相的平均尺寸为（70±18） nm，体积分数为（32±3.6）%。室温拉伸实验结果表明，增材制造γʹ相强化CoNi基高温合金展示出优异的强塑性配合，展示出良好的工业应用前景。
利用Gleeble-3800热模拟试验机对真空粉末锻造成型FGH95合金的高温变形行为进行研究，在变形温度为1090～1170 ℃、应变速率为0.01～10 s−1条件下进行热压缩实验，得到相应条件下流变应力-应变曲线，采用EBSD分析变形条件对真空粉末锻造成型FGH95合金微观组织演变的影响。在考虑温度、应变速率、应变量对合金流变行为的影响后，选择Arrhenius方程建立真空粉末锻造成型FGH95合金的本构模型，得出真空粉末锻造成型FGH95合金的材料参数，拟合出材料参数和应变量之间的关系并对得出的本构方程进行验证。结果表明：采用真空粉末锻造成形工艺制备的FGH95合金，在热变形过程中的流变应力随着温度的升高而减小，随着应变速率的升高而升高。变形后组织内的再结晶晶粒的尺寸随着温度的升高而减小，随着应变速率的降低而增大。经过计算得出变形激活能Q为685.7787 kJ·mol−1，真空粉末锻造成型FGH95合金流变应力的预测值和实验值的误差为6.33%，预测值和实验值吻合较好。
针对镍基高温合金反重力铸造工艺中传统压力曲线设计方法的不足，充分考虑铸件沿充型方向的变截面结构特征，通过CAD软件的二次开发，实现铸件截面积的自动计算，以定量化描述铸件的截面变化特征。基于伯努利方程和流量守恒方程，推导出充型压力与金属液面上升速度之间的关系，提出基于铸件截面积自动计算的新型压力曲线设计方法。在此基础上，对镍基高温合金铸件的反重力铸造过程进行数值分析。充型模拟结果表明：与传统压力曲线设计方法相比，新型设计方法确定的压力曲线能使最小截面处充型速度峰值由0.611 m/s降至0.439 m/s，降幅达28.15%，有效避免金属液震荡和飞溅；同时可缩短充型时间，确保金属液快速平稳充型。水力学实验和浇注实验表明，新型压力曲线的充型液面更平稳，能有效抑制铸造缺陷，证明新型压力曲线设计方法的有效性，为合理设计反重力压力曲线提供依据。
航空航天系统的小型化、轻量化发展趋势对动力轴材料的强塑性提出了更高的要求。为了开发3 GPa级的马氏体时效钢，设计一种高Co、Ni、Mo的马氏体时效钢，其成分为14Ni-15Co-9Mo-0.86Ti-0.35Al-Fe。通过锻比大于10的高温大塑性变形尽可能细化晶粒，并结合预拉伸变形及深冷+时效的热处理工艺调控，实验钢抗拉强度达到3.076 GPa，断后伸长率5.5%，表现出了优异的强塑性。通过对其显微组织进行分析表征，发现其基体组织为高位错密度的板条马氏体结构，平均晶粒尺寸为0.47 μm。透射电镜及3DAP结果表明，基体中分布着大量的Ni3（Mo,Ti），析出相平均直径为6～7 nm。析出强化、细晶强化及位错强化是其主要的强化机制，保证了合金超过3 GPa的超高强度，同时极细的亚微米级晶粒保证了材料良好的塑性。
研究单/双重时效热处理对TB9合金次生α相形貌及力学性能的影响规律。借助XRD分析合金相组成，采用光学显微镜和扫描电子显微镜观察显微组织，着重分析微观组织形貌随时效温度变化的演变特征，测试室温拉伸性能和断裂韧度。研究结果表明：单重时效时，晶粒内次生α相呈锯齿状和片层状析出，随着时效温度升高，α相尺寸增大，片层状α相含量增加；430 ℃时效时，合金强度较低，塑性较好，在470 ℃时效时合金强度最高；随时效温度的提高，强度先增大后维持在同一强度水平。双重时效时，晶粒内次生α相主要呈锯齿状析出，随时效温度升高，α相尺寸增大，抗拉强度先升高后降低，最高可达1542 MPa，且塑性变化较小。双重时效下合金的抗拉强度较单重时效大幅提高，这主要是由于晶界附近第二相析出强化和晶内锯齿结构α相的共同作用。
航空材料的缺陷容限性能是航空产品结构设计的重要依据。以直升机传动系统用TC4钛合金作为对象，开展材料冲击和划痕两种预损伤条件下的缺陷容限性能研究。选取缺陷容限设计典型缺陷尺寸参数制备疲劳试样并开展高周疲劳S-N曲线测试，结果表明：缺陷显著降低TC4钛合金的疲劳极限值，在相同缺陷深度条件下，划痕缺陷的缺陷影响系数Kflaw值为2.29，显著高于冲击坑缺陷的Kflaw值1.75。通过对典型试件断口进行分析，获得划痕和冲击坑缺陷疲劳裂纹萌生和扩展规律。其中划痕缺陷失效以多源特征为主，萌生于划痕缺口根部；而冲击坑缺陷疲劳裂纹萌生特征随疲劳加载应力变化，高应力下呈现多源特征，裂纹萌生于缺口表面，低应力下裂纹萌生于缺口次表面位置。
高强Ti-5Al-3Mo-3V-2Zr-2Cr-1Nb-1Fe（Ti-5321）合金是顺应我国新一代飞机对高性能钛合金的需求设计而开发的一种新型高强损伤容限型钛合金。以Ti-5321合金为研究对象，构造等轴组织（EM）、网篮组织（BW）和细网篮组织（F-BW）三种典型组织，研究拉伸及疲劳裂纹扩展行为，利用光学显微镜（OM）和扫描电镜（SEM）观察组织和断口，揭示高强钛合金Paris及失稳扩展区的疲劳裂纹扩展机制。结果表明：三种组织试样的抗拉强度均在1200 MPa以上，且整个裂纹扩展阶段均表现出优异的疲劳裂纹扩展抗力；细网篮组织疲劳裂纹扩展抗力最高，等轴组织疲劳裂纹扩展抗力最低；Paris区及失稳扩展区疲劳裂纹主要以穿过初生α相和沿着初生α相两种方式进行扩展，裂纹扩展方式与α相的晶体学取向密切相关，裂纹倾向于穿过有利于（
采用激光粉末床熔融（laser powder bed fusion，LPBF）法成功制备AlSi10Mg合金样品，研究130 ℃/4 h时效处理、236 ℃/10 h退火处理和540 ℃/1 h固溶处理三种热处理工艺对AlSi10Mg合金样品的微观组织的影响，以及热处理后AlSi10Mg合金在室温～400 ℃的温度范围内热膨胀系数和热导率演变规律。结果表明：时效处理后铝基体中析出球状的Si颗粒，仍然保留完整的网状共晶硅组织；退火后，网状共晶硅完全消失，球化Si颗粒均匀分布在基体中；固溶处理后出现大的块状Si颗粒，尺寸在1～3 μm；经过热处理之后AlSi10Mg合金的热物理性能均优于打印态。退火处理后的合金样品在室温到400 ℃的热膨胀系数为1.64×10−5～2.1×10−5 ℃−1，平均热导率为179.6 W·m−1·K−1，性能优于时效处理和固溶处理。
以峰时效态的Al-Cu-Mg-Ag轮毂锻件为研究对象，研究锻件不同热暴露温度和热暴露时间的室温拉伸性能和高温拉伸性能，并对锻件在不同温度下的热稳定性进行对比和分析，结果表明：Al-Cu-Mg-Ag锻件具有良好的热稳定性，在150 ℃暴露1～100 h后，室温拉伸性能和高温拉伸性能无显著变化；在150～200 ℃短时间热暴露1 h不会降低综合性能，但随着热暴露温度的升高和热暴露时间的延长，Al-Cu-Mg-Ag锻件强度产生不同程度的下降；在200 ℃和250 ℃暴露100 h后，室温屈服强度分别剩余61.1%和37.2%，室温抗拉强度分别剩余77.8%和60.8%，高温屈服强度分别剩余61.6%和42.8%，高温抗拉强度分别剩余67.5%和47.6%；Al-Cu-Mg-Ag锻件的主要析出相为Ω相和θ′相，在Kt=1和R=0.1的实验条件下，200 ℃/10 h热暴露后的室温疲劳极限为278 MPa，相比热暴露前的疲劳极限311 MPa降低了10.6%。
