非连续增强钛基复合材料具有良好的力学性能、优异的抗腐蚀性能等优点,但较低的其塑/韧性限制了该材料的广泛应用。因此,深入揭示其塑性变形过程中强韧化机制及拉伸断裂机理对提高材料的综合力学性能具有重要的理论指导意义。通过对（TiB+La₂O₃）/TC4和（TiB+TiB+La₂O₃）/IMI834钛基复合材料进行微观组织结构观察、室温拉伸,研究了增强体含量对钛基复合材料的微观组织、室温拉伸性能影响规律;通过SEM原位拉伸表征,对裂纹尖端的组织变化以及裂纹扩展路径的原位观察,研究了增强体对复合材料拉伸断裂行为的影响。结果表明,进行热加工及热处理后,（TiB+La₂O₃）/TC4和（TiB+TiB+La₂O₃）/IMI834钛基复合材料中,钛基体的显微组织为α+β网篮组织,增强体TiB为短纤维状,La₂O₃为聚集态分布或为纳米尺度颗粒,TiC为微米尺度颗粒。其中（TiB+La₂O₃）/TC4中增强体颗粒在钛基复合材料中均匀分布,且沿轧制方向排列;（TiB+TiB+La₂O₃）/IMI834中增强体TiB存在大量堆垛层错且出现大量断裂。随着增强体含量的升高,复合材料基体组织得到细化。随着增强体含量升高,（TiB+La₂O₃）/TC4钛基复合材料的室温抗拉强度提高,延伸率下降。体积分数为1.2%时,复合材料的延伸率最好,为11.1%;在体积分数为4.8%时,复合材料抗拉强度最高,为1080Mpa。复合材料强度的提高主要由于增强体承载作用及细晶强化作用的增强。但由于热加工时向基体及增强体中引入了较多缺陷,（TiB+TiB+La₂O₃）/IMI834钛基复合材料的室温抗拉强度和延伸率均随增强体含量增多而明显下降。（TiB+TiB+La₂O₃）/IMI834钛基复合材料呈现典型脆性断裂特征,三种成分的材料均为准解理断裂,断口处存在撕裂棱和河流花样,增强体体积分数为0.5%的试样断口存在少量小韧窝。断裂主要原因为TiB及TiC增强体中存在的大量缺陷,在拉伸过程中成长为微裂纹并迅速扩展成宏观裂纹。（TiB+La₂O₃）/TC4钛基复合材料的断裂方式为韧性断裂与脆性断裂相结合,其断裂行为表现为:屈服后增强体断裂、微裂纹在增强体断裂处萌生及滑移带在基体中出现、微裂纹及滑移带相互耦合、贯通并最终导致材料断裂失效。在塑性变形阶段,根据c/a值的变化,α-Ti中的柱面滑移系和基面滑移系开动。高含量的增强体可增加微裂纹的数量,使得其在萌生、扩展后更易与邻近微裂纹或滑移带相贯通,加快宏观裂纹的形成,从而导致了材料塑性的下降。