原位自生钛基复合材料具有低密度、高比强度和比模量、优异的疲劳和蠕变性能，有望在航空航天、先进武器系统及汽车制造等领域获得广泛应用。然而，钛基复合材料室温塑性差，高温变形抗力大，限制了其大规模的工程化应用。本文采用真空感应熔炼技术制备了不同（TiC+TiB）含量的钛基复合材料，基体合金成分为Ti-6Al-2.5Sn-4Zr-0.7Mo-0.3Si。研究了增强相含量对铸态复合材料显微组织和力学性能的影响；阐明了（TiB+TiC）/Ti复合材料的热压缩变形行为及组织演变规律；探讨了热加工过程中的组织性能对应关系；开展了钛基复合材料板材的超塑性研究并揭示了其超塑性变形机理和失效机制。凝固析出的TiB和TiC相易于偏聚于原始β晶界处，TiB相主要呈晶须状，而TiC则为近等轴状，二者均与基体界面结合良好。TiB和TiC的引入细化了原始β晶粒和α片层，改变了α相的集束特征，并且使得α片层的取向更加随机。β晶粒的细化机制为C与B在先析出的β-Ti界面前沿富集引起成分过冷及抑制已析出的β-Ti生长。β晶粒的细化增多了β晶界，α相的形核位置增加，并且生长空间缩小，二者导致α片层发生细化。TiB和TiC的存在显著提高了铸态（TiB+TiC）/Ti复合材料的室温及高温强度。室温下，相比于基体合金，增强相体积分数分别为2.5%、5%、7.5%的复合材料的屈服强度分别提高了16.2%、20.2%、28.3%。室温屈服强度的提高主要是因为基体组织的细化。高温下，随测试温度升高，复合材料相对于基体合金的抗拉强度增幅呈先增加后降低趋势，在650℃时达到峰值。650℃以下复合材料强度提高主要归因于组织细化，增强相承载强化以及C的固溶强化，而700℃以上的原因是增强相承载强化和C的固溶强化。采用热物理模拟方法，研究了5vol.%（TiB+TiC）/Ti复合材料的热压缩变形行为，揭示了流变应力与变形温度和应变速率之间的关系，峰值应力和流变应力均随温度的升高和应变速率的减小而降低，且峰值应力σp与（1000/T）、ln之间都满足线性关系。该复合材料的热变形激活能为608.3kJ·mol-1，硬化因子为4.27，建立了该复合材料（α+β）相区热变形本构方程，为后续热变形参数的选择和设备吨位的确定提供了指导。阐明了5vol.%（TiB+TiC）/Ti复合材料热压缩过程中的组织演变规律和软化机制。该复合材料的变形组织是相变、动态回复和动态再结晶综合作用的结果，高温低应变速率有助于增强相与基体间的协调变形，且有利于动态再结晶过程的进行。（α+β）相区变形的软化机制主要是α相的动态再结晶，β相含量的提高有助于流变应力和热变形激活能的降低。TiB及TiC对基体热变形行为的影响依赖于α和β两相比例的变化。通过高温锻造及后续多道次轧制工艺，成功制备出高质量的TiB/Ti及（TiB+TiC）/Ti复合材料板材，最大尺寸可达2000mm×300mm×2mm。阐明了增强相含量、热加工温度、轧制变形量对钛基复合材料显微组织的影响规律，TiB及TiC增强相促进了（α+β）相区变形时α相的动态再结晶；提高轧制变形温度可明显减少增强相的折断比例；（α+β）相区轧制得到双态组织，β相区轧制得到片层组织；随轧制变形量的提高，增强相分布均匀性明显提高，基体组织得到了显著细化。多道次轧制的钛基复合材料板材具有优异的综合性能。对于7.5vol.%TiB/Ti复合材料板材，室温抗拉强度可达1342.4MPa，延伸率达5.73%，600℃时抗拉强度高达849.7MPa；对于β相区轧制的5vol.%（TiB+TiC）/Ti复合材料板材，室温抗拉强度达1298.6MPa、延伸率为4.94%；650℃下，抗拉强度仍可达660.5MPa。到700℃，各加工态复合材料强度差别不大。热变形引起的晶粒细化、位错增殖，增强相分布均匀性提高，有效地改善了钛基复合材料的强度和塑性。细晶强化效果随温度的升高而逐渐减弱，650℃及以上温度，细晶强化不再起作用；在界面结合良好的前提下，增强相的承载能力随温度的升高而逐渐提高，在700℃及以上温度，增强相与基体的脱粘降低了增强相的承载能力。研究了细晶5vol%（TiB+TiC）/Ti复合材料板材在900℃-1050℃，5×10^-3s^-1-10^-4s^-1条件下的超塑性变形行为及失效机制。发现该复合材料板材在1000℃、10^-3s^-1变形条件下获得最佳超塑性延伸率达328.8%；通过组织观察及超塑性变形激活能计算分析，超塑性变形机制主要是位错运动和动态再结晶共同协调的晶界滑动，高温低应变速率下，增强相与基体协调变形能力的提高有利于超塑性变形。对超塑性变形试样断裂前沿进行了组织观察，发现空洞主要形核于增强相与基体界面处、α晶/相界及三叉晶界处，空洞和空洞链的横向连接造成了复合材料的失效。