钛合金因其高比强度、优异韧性、耐腐蚀，广泛地应用于航空航天、兵器、海洋工程和医疗领域。然而，其较高的生产成本严重制约了其推广。本文综述了低成本钛合金的研究现状与未来发展趋势，重点分析传统设计方案与新兴技术路径。在传统方案中，通过使用廉价元素（如Fe、Cr、O、N）替代高成本元素（如Mo、V），并优化熔炼方式及加工路径，显著降低了合金成本。在新兴技术方面，高通量扩散技术、机器学习以及相变诱发高塑性机制/孪生诱发高塑性机制等为快速开发高性能、可短流程制备的低成本钛合金提供了重要理论基础；同时，近净成形技术凭借高材料利用率和短流程，成为成本控制的关键手段。未来，通过引入相变诱发高塑性机制/孪生诱发高塑性机制设计钛合金、辅以先进设计制备技术，并优化间隙元素（如O、N）的添加策略，有望显著降低钛合金的生产成本，推动其在汽车轻量化、军用装甲等领域的规模化应用，促进钛合金在多领域的广泛普及。

采用体式显微镜、光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线残余应力分析仪及拉伸试验机分析ZTC4钛合金补焊组织、拉伸断口形貌、初始残余应力，研究其对室温/高温拉伸性能及疲劳性能的影响。结果表明：补焊后ZTC4钛合金微观组织主要为等轴晶粒（晶粒尺寸为1.5 mm左右）及长宽比（5∶1）较大的晶粒；不同的补焊直径及退火处理会影响残余应力的性质，从而影响力学性能。室温/高温拉伸、疲劳试样原始态的中心位置残余应力主要为拉应力，分别为115.9、-24.6、55.6 MPa。在高温（350 ℃）拉伸实验时，补焊直径4 mm试样中心位置的初始残余拉应力（173.3 MPa）越大，抗拉强度（710.7 MPa）越低；补焊直径4 mm+退火试样中心位置的初始残余压应力（-159.1 MPa）越大，抗拉强度（749.3 MPa）越高。残余拉应力使钛合金疲劳寿命大幅缩短，反之，残余压应力会使疲劳寿命增加。原始态、补焊直径2 mm、补焊直径2 mm+退火、补焊直径4 mm、补焊直径4 mm+退火试样中心位置的初始残余应力分别为55.6、109.9、-189.1、61.4、-64.3 MPa，其中具有初始残余压应力的试样疲劳性能较好。

钛合金/氧化石墨烯（GO）混合粉体的分散均匀性对制备高质量石墨烯增强钛基复合材料至关重要。采用理论分析揭示GO在钛合金颗粒表面的吸附机理，并基于深度学习图像分割和统计分析方法建立GO分散均匀性的定量评价方法。结果表明：经溶液搅拌混合后干燥12 h的混合粉体，其SEM二次电子图像具有高成像衬度和强GO吸附状态，GO与钛合金颗粒间液桥的内外部压力差所产生的指向钛合金颗粒的附加压力是GO吸附力的主导部分，其比GO自身重力高出10个数量级；U-Net网络模型在混合粉体和GO的分割性能上优于DeepLabV3+和PSPNet，在优选训练参数下，U-Net分割混合粉体和GO的准确率分别达到0.9433和0.8774的较高值。基于搅拌过程数值模拟和建立的定量评估方法对搅拌叶片形状、搅拌速度和搅拌时间进行优化。三斜叶片搅拌桨为制备钛合金/GO混合粉体的优选搅拌桨；对于含0.15%（质量分数，下同）GO的混合粉体，优选搅拌工艺为400 r/min搅拌40 min，此时GO含量的标准差和极差分别为0.82%和2.15%；对于含0.30%GO的混合粉体，优选搅拌工艺为300 r/min搅拌80 min，GO含量的标准差和极差分别为1.03%和3.40%。

为精准调控β型钛合金的热/应力诱发产物，突破传统设计中依赖d-电子合金理论、钼当量等参数的局限，提出一种基于特定取向模量（杨氏模量 E ₁₀₀、四方剪切模量C′、剪切模量G ₁₁₁）的设计方法，成功设计出具有显著孪生诱发塑性（twinning-induced plasticity，TWIP）效应的Ti-13.5Mo-3.6Nb（质量分数/%，下同）、Ti-13Mo-4.5Nb-1.6Zr及Ti-12.5Mo-6.5Nb-1.5Zr-0.9Al三种Ti-Mo基多组元合金。采用光学显微镜（OM）、透射电子显微镜（TEM）、背散射电子衍射（EBSD）及拉伸测试等手段，系统分析设计合金的冷加工成形性能、热诱发亚稳相及应力诱发变形方式，探究特定取向模量对热/应力诱发产物的调控。结果表明：三种设计合金均表现出90%以上的优异冷加工成形能力，且固溶组织由β相基体和三方热诱发ω相构成；其屈服强度为370~428 MPa，总伸长率为46%~50%，变形方式均以｛332｝_β〈113〉_β孪生为主导。三种合金的杨氏模量 E ₁₀₀（22.9 GPa）较高，完全抑制热/应力诱发α″马氏体相变；而较低的四方剪切模量C′（7.8 GPa）有利于｛332｝_β〈113〉_β孪生，使合金在5%变形量下的孪晶面积分数达到28.8%~30.1%；较高的剪切模量G ₁₁₁（10.6~10.7 GPa）抑制热诱发ω相的塌陷过程，使得热诱发ω相呈三方结构。本研究建立的基于特定取向模量设计方法，实现了Ti-Mo基多组元TWIP型钛合金的高效设计，兼具创新性与实用性，为高性能钛合金的研发提供了新途径，具有广阔的工程应用前景。

为探究V型缺口半径对TA15钛合金力学性能的影响规律和机理，对光滑试样和不同V型缺口半径的试样进行了拉伸、持久蠕变、疲劳测试以及断口分析，并利用有限元建模分析了缺口处应力应变场的分布，研究了应力-应变场与TA15钛合金缺口强度、持久寿命、疲劳寿命以及断裂行为的相关性。结果表明，静态载荷加载时，随着缺口半径由0.85 mm减小至0.15 mm，TA15抗拉强度和持久寿命增加，断口剪切塑性区占比减少，经有限元分析发现TA15缺口附近的应力三轴度从缺口根部向内延伸呈现先增大后减小趋势，断裂起源于应力三轴度峰值位置（缺口处近表面），在长时持久蠕变过程中，缺口附近应力发生再分布促使缺口呈现强化效应；而对于动态载荷加载，缺口试样断裂呈多源形核启裂，由于缺口的应力集中程度和应力梯度不同造成的疲劳损伤程度不同，随着缺口半径减小，临界疲劳损伤区域尺寸降低，有效应力增加，导致疲劳寿命降低，裂纹扩展区占比相应减小。

随着航空发动机性能的提升，离心叶轮等关键部件在高温、高应力和复杂载荷下运行，其几何不连续区域（如通气孔和倒圆角）成为疲劳失效的薄弱环节。本工作以TA19材料为研究对象，制备光滑试样和U型缺口试样，在高温条件下开展低循环疲劳实验。通过Weibull分布拟合疲劳寿命数据，并针对传统模型在应力集中区域精度不足的问题，提出了引入应力集中因子（K _t）和一阶可靠性理论修正的迭代疲劳寿命模型。研究表明，U型缺口试样因应力集中效应疲劳寿命分布更为集中，光滑试样寿命分散性较高。Kolmogorov-Smirnov检验验证了数据符合Weibull分布特性，修正后的模型显著提高了预测精度，大多数预测数据落入±1.5倍分散带内，并绘制了不同失效概率的P-S-N曲线，为复杂结构疲劳寿命预测提供了参考。

采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）等研究TA15钛合金在不同温度热处理过程中的微观组织演变和室温拉伸力学性能变化规律，对TA15钛合金在800~900 ℃和950 ℃以上温度热处理后出现两次室温拉伸强度波动现象进行详细表征和分析。结果表明：随热处理温度升高，TA15钛合金先后呈现等轴α相+片层状次生α相和β相→等轴α相+片层状次生α相和β相（新生α相和β相）→粗化新生α相和β相的组织演变过程，继而引起TA15合金的室温拉伸强度呈现整体上升的变化趋势。在相对较高温度热处理过程中新形成的片层α相和片层β相分阶段先后吞并片层状次生α相和等轴初生α相，并随着热处理温度进一步升高而粗化。分析认为，新生片层α相和β相的强化效果增强导致800~900 ℃范围内的强度提升，900~950 ℃范围内新生片层α相和β相吞并原始片层次生α相和β相且新生α相和片层β相片层尺寸相对粗化引起强度小幅度下降，950 ℃以上的等轴α相消溶转变为更高比例新生α相和片层β相再次增强片层结构强化效果，引起950 ℃以上室温强度二次达到峰值。

通过在铸锭中预制缩孔，经过锻造和冲压变形，研究了铸锭缩孔和富Al缺陷的相关性。对棒材中的富铝缺陷而言，实验结果表明：富Al缺陷低倍呈现暗色条带状，高倍表现为α相密集特征，缺陷区域α相含量高达88.26%，远高于正常区域的47.23%。缺陷区域存在明显的铝元素富集，能谱结果Al元素含量均值高达9.58%（质量分数，下同），明显高于正常区域5.86%。缺陷区域的平均显微硬度为401.33HV，明显高于正常区域的304.33HV。对铸锭中缩孔而言，实验结果表明：Al元素在缩孔上部富集最为明显，平均含量高达9.59%，在缩孔下部Al元素富集最轻，平均含量仅为5.33%。缩孔中Al元素富集的规律与棒材中的富Al缺陷偏析规律相对应，说明缩孔处的Al元素富集具有遗传性。

采用粉末冶金模压烧结制备了Ti-15Mo/HA生物复合材料，研究了羟基磷灰石（HA）对复合材料的微观结构、显微硬度及摩擦磨损性能的影响。结果表明，随着HA含量的增加，Ti-15Mo/HA复合材料中的α-Ti增加、β-Ti减少，同时有多种陶瓷相（CaTiO₃、Ca₃（PO₄）₂、CaO等）生成。加入HA生成的多种硬质陶瓷相使得Ti-15Mo/HA复合材料的维氏硬度提高。由于Mo在Ti中的固溶强化和陶瓷相的弥散强化，以及液体的润滑作用，Ti-15Mo/HA复合材料在模拟体液（simulated body fluid，SBF）环境下的摩擦因数和磨损率较低。Ti-15Mo/5HA比其他复合材料具有更好的耐磨性能，其平均摩擦因数为0.42，磨损率约为2.51×10^-4 mm³/（N·m）。Ti-15Mo合金是黏着磨损和磨粒磨损共同作用，而Ti-15Mo/HA复合材料以磨粒磨损为主，黏着磨损为辅。粉末冶金制备的Ti-15Mo/5HA复合材料显示了良好的耐磨性能，在硬组织替代和修复材料领域具有潜在的应用前景。

为提高母材对激光的吸收率、改善焊缝成形，选取氧化物（SiO₂、TiO₂）和氯化物（NaCl、KCl）作为活性剂对5 mm厚的TC4钛合金进行活性激光焊接。以活性剂对焊缝成形的影响为基础，进而分析了活性剂的作用机制和活性剂对接头组织性能的影响。结果表明，所选活性剂对焊缝的宏观成形无显著影响，4种活性剂均可通过提高母材对激光的吸收率影响焊缝的形状尺寸，影响程度与焊接热输入有关。SiO₂主要是通过降低光致等离子体对激光的吸收和散射作用，TiO₂主要是通过激光束在细小颗粒间多次反射传播作用，NaCl和KCl则是通过以上两种作用提高母材对激光的吸收率。涂敷SiO₂和TiO₂接头由于焊缝组织变化造成接头抗拉强度下降分别为14%和10%，涂敷NaCl和KCl接头抗拉性能不低于未涂敷接头，可以作为有效的活性剂用于TC4钛合金激光焊。

针对镍钛合金增材制造过程中微观结构和成分难以调控的问题，本研究采用双丝电弧增材制造技术，通过控制Ni丝和Ti丝的送丝速度，精确调节镍钛合金的原子比和相组成，从而获得性能优异的NiTi合金。结果表明，在纵向熔覆道中心区域，当Ni/Ti原子比为8∶10时，沉积的NiTi合金主要由Ti₂Ni相组成，并伴有少量富Ti颗粒，显微硬度和抗压强度分别达到560HV和1600 MPa；当Ni/Ti原子比为11∶10时，NiTi相中夹杂有Ti₂Ni相，在循环压缩过程中出现1.6%的不可恢复应变；当Ni/Ti原子比为15∶10时，NiTi相中形成团簇状Ni₃Ti相，纵向断裂应变接近40%，且循环压缩后仅出现1.2%的不可恢复应变，表现出良好的超弹性。此外，与纵向熔覆道中心区域相比，不同Ni/Ti原子比试样的横向搭接区域微观组织呈现明显的晶粒粗化和成分偏析现象，其抗压强度和塑性变形能力均显著降低。

轻量化是航空航天领域永恒的主题。TiAl合金的密度为3.9~4.2 g/cm³，是镍基高温合金的1/2，其兼具轻质与耐热的优异性能，在航空航天装备热端构件制造方面具有重要的应用价值。然而，TiAl合金具有本征脆性，存在室温塑性低和热变形能力差等问题，造成加工与成形难度大、成本高，限制了其大规模应用。本文在回顾总结TiAl合金发展历程及应用现状的基础上，综述了TiAl合金的铸造、粉末冶金、热塑性成形、增材制造等热成形技术的研究进展，其中重点讨论了热塑性成形技术，包括包套挤压、等温锻造、近等温锻造和包套轧制等。现有塑性成形技术存在的问题主要是TiAl合金塑性差、成形难度高、成形效率低以及性能不足，今后TiAl合金塑性成形的发展方向应是高效率、低成本近净成形，同时提高材料的利用率和力学性能。

研究了不同热处理制度对激光沉积制造TB6钛合金力学性能的各向异性影响，结合光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）分析显微组织的演化过程，探究各向异性随热处理改变的变化趋势及影响机理。结果表明：激光沉积制造TB6钛合金组织中原始β晶粒形状与初生α相（α_p相）的尺寸形貌受热梯度影响较大，两方面因素共同作用下，使沉积态试样室温拉伸性能出现各向异性，在垂直沉积方向（X向）上的抗拉强度相比沉积方向（Z向）上的高7.3%，屈服强度高5%、而伸长率则低32.4%。低温退火对显微组织的影响较小，仅塑性的各向异性有所降低；高温退火后α_p相长宽比差异程度降低，室温拉伸性能的各向异性随之降低；固溶时效后析出的次生α相（α_s相）使合金强化机制发生改变，且α_s相无明显的择优析出生长，使得强度提高的同时其室温拉伸性能的各向异性趋于消除。

航空发动机压气机钛火燃烧产生的大量熔滴及其产物会造成钛合金机匣烧穿，并致使其非包容失效，危害巨大。基于钛合金熔滴烧蚀机理和激光点火技术探索压气机钛火包容性定量评价方法，建立以TC4钛合金机匣水平扩展、垂直滴落两种构型抗熔滴烧穿能力为特征参数的测试与评价方法，实现了模拟气流环境下钛火扩散传播行为以及失效临界条件的实验验证。结果表明：在垂直滴落构型下，钛合金熔滴烧穿机匣的机理在于滴落接触界面处形成的局部高度热量集中；受传热机制影响，钛合金机匣基底原子动能急速升高，形成贯穿性液相区，最终造成烧穿，即钛火非包容失效；而在水平扩展构型下，熔滴在水平移动时会受到一定的反向气流作用等机制影响，削弱扩展效应。当熔滴在重力或离心力等作用下长期黏附于机匣模拟件表面时，释放的热量足以烧穿钛合金机匣，其临界厚度在1.5~2 mm之间。

由于存在大的温度梯度，激光熔化沉积过程会沿沉积方向形成具有择优取向的粗大柱状晶，导致材料产生显著的各向异性。拟通过在钛合金中添加Cu以实现改变初生β晶粒形态、细化组织并弱化织构的目的。系统研究了不同含量的Cu添加对激光熔化沉积TC4钛合金组织及织构的影响，结果表明，Cu元素能够显著细化柱状初生β晶粒，并使晶粒尺寸分布更加均匀，Cu元素添加量为4%（质量分数，下同）时能够实现完全的柱状晶向等轴晶转变，平均晶粒尺寸由未添加时的1490 μm降低到385 μm。添加Cu试样的晶粒内部仍为网篮组织，主要由α-Ti、β-Ti和少量Ti₂Cu相组成，其中Ti₂Cu呈短棒状分布在α-Ti板条的边界处，其在组织中的占比随Cu添加量的增大而增加。当添加8% Cu时，α-Ti的平均宽度为0.44 μm，与未添加Cu试样的1.18 μm相比降低了约63%。Cu添加能够显著降低激光熔化沉积钛合金的织构强度，当添加4% Cu时，α-Ti极图均匀分布倍数（multiples of uniform distribution，MUD）的最大值相比TC4降低了约71%。

高温热处理后冷却速率对Ti65合金组织性能影响显著。本工作系统研究了冷却介质温度对Ti65合金高温热处理后冷却曲线及显微组织的影响规律。结果表明，在油和空气两种冷却介质条件下，介质温度变化对冷却速率曲线的影响规律相反：室温条件下，油淬最大冷却速率为73.2 ℃/s，而空冷条件下的最大冷却速率仅为11.2 ℃/s；随着温度升高，油淬冷却速率曲线右移，最大冷却速率和最低膜沸腾温度提高；室温至60 ℃范围内，油淬的冷却速率曲线包含蒸气膜、沸腾和对流三个阶段；油温升至80 ℃时，油淬冷却速率曲线的蒸气膜阶段消失；随油温升高，显微组织呈现α+β两相组织向马氏体组织转变的趋势。与之相反的是，随温度升高，空冷的冷却速率曲线左移，最大冷却速率减小，沸腾阶段最大冷却速率对应的温度升高；相比于不同温度油淬，不同温度空冷条件下的显微组织为典型的双态组织且未见明显差异。油温对冷却曲线的影响主要归因于油黏度/流动性的变化，而空气温度对冷却曲线的影响主要归因于空气的密度和温度梯度等多个复杂因素。

热等静压工艺是常见的粉末Ti₂AlNb合金制备方法，为深入研究制粉工艺等因素对粉末Ti₂AlNb合金组织性能的影响，分别采用等离子旋转电极雾化法和无坩埚感应熔炼超声气体雾化法制备Ti₂AlNb洁净预合金粉末，并对2种工艺制备的预合金粉末以及二者的混合粉末进行表征。通过热等静压工艺制备Ti₂AlNb合金，研究制粉工艺、包套泄漏形成的孔隙缺陷及夹杂物对Ti₂AlNb合金显微组织与力学性能的影响，并采用优化的工艺进行多种Ti₂AlNb粉末合金构件的成形。实验结果表明：制粉工艺会影响粉末合金的持久性能，包套泄漏引起的孔隙缺陷会显著降低粉末Ti₂AlNb合金的力学性能，夹杂物会显著影响粉末合金室温拉伸性能的一致性与稳定性。

Ti₂AlNb合金优良的综合高温性能使其有望取代部分镍基合金，作为航空发动机关键结构材料实现发动机自身减重。针对未来高性能航空发动机轻量化设计需求，结合统计对比、对照实验、有限元仿真分析等方法，从材料特性、合金冷/热加工工艺性能、减重收益等方面分别进行分析，讨论该合金在航空发动机中应用的优势、潜力以及仍需解决的问题。分析结果表明，该合金在减重方面优势显著，且较好地实现了强度、韧性和塑性的综合匹配，无明显短板；具有可接受的冷、热加工性能，通过变形、铸造等方式均可制备工程可用的大规格零件；应用于机匣等静子件可在镍基高温合金基础上减重35.3%，应用于整体叶盘/轮盘等转子件可在镍基高温合金基础上减重37.3%。

以新型Ti69NbCrZrX（X=Sn，W，Al，Mo，1%~2%，质量分数）为中间层，采用脉冲电流促进扩散焊在900 ℃/30 min/8 MPa参数下连接TiAl合金与Ti₂AlNb合金。通过SEM，EDS，EBSD和室温拉伸技术分析焊后接头显微组织和性能。结果表明：以Ti69NbCrZrX为中间层可获得无缺陷TiAl/Ti₂AlNb接头。接头界面组织主要分为TiAl扩散影响区、中间层扩散区和Ti₂AlNb扩散影响区。TiAl扩散影响区组织由白色β相和灰色块状α₂相组成，中间层扩散区组织主要由灰色块状的α₂+α相和白色的β/B2相组成，Ti₂AlNb扩散影响区组织由β/B2基体相和分布在其中的板条状和针状O相组成。接头室温拉伸强度均值为642.5 MPa，达到母材强度的91.57%。接头断裂以沿晶脆性断裂为主，穿晶脆性断裂为辅。

表面制备涂层后的钛及钛合金作为质子交换膜燃料电池双极板具有优良的综合性能，但裸板在服役过程中会形成导电性不良的钝化膜，降低了整机效率。通过研究α型耐蚀钛合金Ti35（Ti5Ta）及其Al合金化的可行性，在保证耐蚀性的前提下，提高裸板的导电性。利用团簇式成分设计方法，结合相图上的最高固溶度，设计了成分为Ti-7Ta，Ti -8.3Ta，Ti-9.6Ta的三种Ti-Ta合金以及成分为Ti-2.6Al-5.8Ta，Ti-3.8Al-8.6Ta，Ti-5Al-11.3Ta的三种Ti-Al-Ta合金。测试结果可知，在模拟阴极服役环境（0.5 mol/L H₂SO₄+2 ×10^-6 HF）0.6 V（vs.SCE）下恒电位极化4 h，所设计合金阴极极化电流密度均小于参照合金TC4，其中Ti-8.3Ta 合金最小为0.72 μA·cm^-2。在1.5 MPa加载压力下，随着Ta含量的增加，接触电阻（ICR）值逐渐降低，且均优于纯钛和TC4合金，Ti-5Al-11.3Ta 合金的ICR值最小，为18.3 mΩ∙cm^-2，其阴极极化电流密度为0.91 μA·cm^-2。综上表明，Ta和Al的适量添加能够有效提升钛合金双极板的服役性能，有望实现无涂层制备的钛合金双极板材料。

针对大推力运载火箭对高性能低温钛合金材料的需求，设计了一种新型1500 MPa级Ti-Al-V-Zr-Mo-Nb低温钛合金（CT1400），制备棒材及粉末冶金材料，并对其显微组织、拉伸性能和低温拉伸变形机理进行观察与分析。结果表明：CT1400低温钛合金主要由α相和少量β相组成，是一种典型的近α型低温钛合金。其棒材形成明显的等轴细晶组织，粉末冶金材料则是以片层组织为主的“网状”结构组织特征。两种方法制备的CT1400钛合金均具有优异的室温及低温拉伸性能，位错强化与晶界强化共同作用可稳定实现低温强度1500 MPa级别。此外，合金20 K低温条件下的孪生变形可通过协调晶体学取向特征、促进应变硬化等措施进一步提高CT1400钛合金的低温塑性，使其具备优异的低温强塑性。

采用脉冲钨极惰性气体保护焊（TIG）增材制造技术对TB6钛合金进行缺陷修复，研究工艺参数（脉冲电流和脉冲时间）和热处理对修复后TB6钛合金微观组织和力学性能的影响，以确定最佳的热处理工艺参数。结果表明：在脉冲电流为50 A，脉冲时间为40 ms时，修复状态下TB6钛合金的力学性能相对较好，抗拉强度为1113 MPa，伸长率为5.26%。对样品依次进行固溶和时效热处理，在不同温度（740，760，780 ℃）下固溶2 h后，初生α相逐渐溶解，而β相生长并均匀分布在基体中。水淬后，β相的生长受到抑制，β晶粒内析出针状的斜方马氏体α''相，导致抗拉强度下降，伸长率显著提高。在不同时效温度（500，520，540 ℃）下保温8 h，α''相不断生长，逐渐转变为等轴晶粒，力学性能显著提高。在780 ℃/2 h WC+520 ℃/8 h AC条件下获得最佳的组织和力学性能，抗拉强度为1119 MPa，伸长率为7.36%。

针对2种富锆α型钛合金（Ti₆₀Zr₄₀）₉₇Al₃（质量分数/%，下同）和 （Ti₅₀Zr₅₀）₉₇Al₃，利用光学显微镜（OM）、差示扫描量热仪（DSC）、X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）及室温拉伸等实验手段，分析研究了不同热处理工艺下2种合金的组织和性能。结果表明，经850 ℃/40 min退火后，合金为α网篮组织，并在α相间留有少量网状β相；经850 ℃/40 min水冷淬火，形成细针状α'马氏体；经850 ℃/40 min淬火+600 ℃/4 h时效后，在淬火中形成的细小针状α'马氏体转变成α相，然而马氏体转变不完全，形成α+α'_remain组织。T40Z3A合金的拉伸屈服强度可达1100 MPa，并具有7%良好的伸长率；T50Z3A合金虽然具有更高的强度，但其塑性较差。分析表明，由于更高的Zr含量，T50Z3A合金在退火后具有更多的网状β相、淬火时效后具有更多残留α'马氏体相，导致其抗拉强度较高、塑性较差。

以聚碳硅烷（PCS）为前驱体，采用粉末冶金无压烧结制备原位自生颗粒增强的TC4复合材料。通过Gleeble-3500热模拟试验机对TC4-1PCS（PCS的质量分数为1%）复合材料进行850~1100 ℃，0.001~1 s^-1的模拟热压缩实验，分析不同参数下复合材料的应力-应变曲线。采用OM，SEM和EBSD等手段分析变形参数对增强相颗粒、基体组织和致密化的影响。结果表明：热变形前TC4-1PCS复合材料存在较多残余孔隙，TiC增强相颗粒尺寸约为5~10 μm。TC4-1PCS基体的β转变温度（T _β）介于1000~1050 ℃之间，在T _β以上进行变形时，TC4-1PCS基体全部为片层状淬火马氏体，而在T _β以下变形后基体为双态组织。变形温度决定复合材料的致密度和组织类型，应变速率影响基体相尺寸和残余孔隙率。变形温度的提升和应变速率的降低可以促进TC4-1PCS复合材料的致密化，应变速率的提高对细化组织效果明显。在1050 ℃，0.1 s^-1下变形可以较大程度实现TC4-1PCS复合材料组织细化和致密化。

利用OM，SEM，EBSD和电液伺服疲劳试验机等研究不同塑性变形方式的Ti-10Mo-xFe（x=1，2，3，质量分数/%）合金的低周疲劳性能，分析总应变幅（Δε _t/2=0.5%，1.0%和1.5%）和Fe含量对合金力学响应、组织结构和疲劳裂纹扩展行为的影响。结果表明：随着应变幅和Fe含量的增加，合金的低周疲劳性能下降。各合金的循环应力响应行为普遍表现为初始循环硬化，随后趋于循环稳定或轻微的循环软化，直至断裂失效。Ti-10Mo-1Fe合金的塑性变形由｛332｝〈113〉孪生主导，随着Fe含量的增加，合金的塑性变形方式向位错滑移转变。低应变幅下Ti-10Mo-1Fe合金疲劳源区孪晶数量较少，沿裂纹扩展方向孪晶数量逐渐增加；高应变幅下近断口区域出现大量孪晶。Ti-10Mo-1Fe合金中孪晶的大量产生及交割将晶粒内部分割成网状组织，从而起到细化晶粒的作用，有效释放应力集中并延缓疲劳裂纹的萌生。同时微裂纹扩展至孪晶界附近时发生裂纹偏折，合金中大量的孪晶界有效延长疲劳裂纹扩展路径。

除了铸轧速度和熔体浇铸温度外，铸轧区内的熔体压力也是影响水平双辊铸轧Ti/Al复合板工艺稳定性和界面结合强度的重要因素。本工作在铸轧复合过程中通过调节前箱内熔体的液面高度，获得了在不同铸轧区熔体压力下制备的Ti/Al复合板。通过金相、扫描电镜、显微硬度、室温拉伸实验、T型剥离实验等手段对复合板的显微组织和界面结合性能进行表征和测试。结果表明，当熔体压力较高时，可以生产出充盈饱满、板型良好、结合强度高的复合板，但熔体压力过高会影响铸轧复合过程的稳定性。当熔体压力过低时，熔体的横向流动能力减弱，铸轧区内不能完全被熔体填充满，板材出现热带、褶皱等缺陷，同时，在Ti/Al上出现了部分微孔和微裂缝。在较高熔体压力下，固/液接触距离更长，带材表面与熔体的润湿更加充分，熔体分布更加均匀，固/液扩散更加充分。因此，当熔体压力较高时，复合板具有更高的结合强度，界面结合强度达到20.1 N/mm。

采用钨极惰性气体保护（tungsten inert gas，TIG）焊获得了质量良好的大厚度Ti-6321钛合金焊接接头，对比热处理前后焊接接头熔融区、热影响区和母材区的微观组织变化，测试焊接接头的冲击性能、断裂韧度及拉伸性能，并与母材进行对比。结果表明：焊接接头熔融区退火前的组织由粗大β柱状晶组成，晶内为充分生长的针状马氏体α′相，热影响区为β基体和初生α相组成的等轴组织，β基体中析出针状马氏体α΄相；退火后，熔融区和热影响区β晶粒内部的马氏体α΄相完全转变为次生α相。Ti-6321钛合金焊接接头的冲击韧性，断裂韧度，抗拉强度及伸长率分别为80.3 J/cm²，113.00 MPa·m^1/2，873 MPa和9%，为母材的104.7%，84.1%，100%和67.7%，相比母材断口，接头冲击断口具有更为粗糙的阶梯形貌表面以及微观尺寸更小的等轴韧窝，而韧性断口表面整体更加平坦，且疲劳裂纹扩展区更窄。

采用固体粉末扩散渗方法在TC4合金表面制备了Zr-Y改性的渗硅涂层，研究了渗层的组织结构、高温摩擦磨损性能及磨损机制。结果表明：Zr-Y改性渗硅涂层具有多层梯度结构，外层由TiSi₂和少量ZrSi₂组成，较薄的中间层为TiSi相，内层为Ti₅Si₄和Ti₅Si₃的混合物。涂层的显微硬度明显高于TC4合金基体，且由表及内呈梯度降低趋势。高温摩擦磨损实验（600 ℃）结果表明，Zr-Y改性渗硅涂层具有优良的摩擦磨损防护性能。与GCr15对磨时的磨损率约为3.59×10^-5 mm³/（N·m），是相同条件下TC4合金磨损率的36.6%，磨损机制主要为GCr15在涂层表面的擦涂和氧化磨损。与Al₂O₃球对磨时的磨损率为9.75×10^-5 mm³/（N·m），是相同条件下TC4合金磨损率的18.9%，磨损机制为疲劳磨损、氧化磨损和黏着磨损。

采用激光氧浓度实验方法结合超高温红外测温仪和高速摄像机原位观察、扫描电子显微分析和X射线衍射分析等方法, 对钛铝金属间化合物（TiAl合金）的点火燃烧行为进行研究, 揭示燃烧过程熔体的形成与运动规律、氧化物类型和结构特征, 进而探讨燃烧机理。结果表明：TiAl合金发生起燃及持续燃烧的激光功率和氧浓度临界条件分别遵循抛物线规律和抛物线+直线规律, 且显著高于近α型高温钛合金, 即具有更好的阻燃性能；TiAl合金的起燃温度高于基体相熔点, 起燃时基体部分熔化, 导致Al元素由内氧化机制转变为外氧化机制；扩展燃烧阶段形成的氧化物由内侧到燃烧表面依次为Al₂O₃, Al₂Ti₇O₁₅, Al₂TiO₅和Al₆Ti₂O₁₃相, 其中熔凝区内形成的连续网状Al₂O₃层能够阻碍熔体运动, 燃烧区内形成的Ti-Al-O三元相通过降低内层Al₂O₃的分解压提升Al₂O₃保护层的稳定性, 使TiAl合金具有良好的阻燃性能。

采用高温、高速摩擦点燃法研究Ti₃Al基合金在220~380 m/s气流环境中的起燃行为, 结合理论计算分析气流速度对表面氧浓度、氧化控制步骤的影响, 探讨气流速度对起燃行为的影响机理。结果表明：当气流速度达到240 m/s时, Ti₃Al基合金开始发生起燃；当气流速度达到360 m/s时, Ti₃Al基合金不再发生起燃。低气流速度下, 高温下的表面氧浓度低于临界值, 氧化反应控制步骤由低温下的化学动力学过程转变为高温下的氧向合金表面的扩散过程。随着气流速度的加快, 虽然对流散热速率增大, 但表面氧浓度增大引起的氧化产热速率的增大速率比对流散热速率的大, 使得升温速率增大, 促进Ti₃Al基合金发生起燃。高气流速度下, 高温下的表面氧浓度仍然高于临界值, 氧化反应控制步骤始终是化学动力学过程。随着气流速度的增大, 高温下的氧化产热速率增大速率比对流散热速率的小, 使得升温速率减小, 不利于Ti₃Al基合金发生起燃。

Ti-6Al-4V合金因具有良好的强度、塑性、韧性、耐蚀性以及可焊性, 在航空航天以及化工装备制造领域具有广泛应用, 但其硬度以及耐磨性不高等性能短板, 一定程度上限制了其摩擦磨损工况下的服役寿命。本研究基于激光熔覆优化工艺方法, 增材制备具有TiC添加相的Ti-6Al-4V合金同质金属陶瓷熔覆层, 表征并验证TiC增强相对熔覆层组织以及基本力学性能的强化作用。结果表明：熔覆层主要物相包括α-Ti, β-Ti以及TiC, 其中TiC在熔覆层内过饱和析出, 且受熔覆层不同位置过冷度差异影响, 析出的TiC在熔覆层顶部以细小的颗粒状为主, 而在熔覆层中部则主要呈树枝及花瓣状析出, 熔覆层底部新增了麦穗状的析出形状, 而稀释区则未见明显TiC析出。熔覆层平均显微硬度为530HV_0.5, 较基体提升了61%；在35 N载荷下, 熔覆层平均摩擦因数为0.3583, 较基体降低了11%, 体积磨损率约为基材的87%, 磨损形式为黏着磨损和磨粒磨损。

运用源自最成熟Ti-6Al-4V合金的双团簇成分式, 解析了高损伤容限的双相TC21（Ti-6Al-2Zr-2Sn-2Mo-2Nb-1.5Cr）钛合金成分, 指出其成分式由13个α-Ti和4个β-Ti结构单元构成。与Ti-6Al-4V相比, β-Ti结构单元从5减少到4, 但是引入了更多的β稳定元素, 使得该合金具有更好的强塑性。在此基础上, 本工作将TC21的β-Ti团簇式内各β稳定元素原子等比例配比以增加混合熵, 大量增加Zr含量以进一步提升β相稳定性, 设计了团簇式为α-{[Al-Ti₁₂]（AlTi₂）}₁₃+β-{[（Al-（Ti₁₂Zr₂）]Sn_0.75Mo_0.75Nb_0.75Cr_0.75}₄（原子分数）的新合金TC21Z2, 相应质量分数为Ti-5.9Al-5.4Zr-2.6Sn-2.1Mo-2.0Nb-1.1Cr。采用真空铜模倾铸工艺进行样品制备, 进而研究了合金的铸态组织和拉伸力学性能。研究发现, TC21Z2铸态组织为α+少量细针状α'马氏体+少量β相, 其抗拉强度约为1289 MPa, 屈服强度约为1181 MPa, 伸长率约为1.4%, 强度和塑性均高于同样状态下TC21合金。

采用真空电弧熔炼、单相区热锻以及冷轧等技术制备亚稳β型Ti-34Nb-4Zr-0.3O（质量分数/%）合金（TNZO）, 通过对冷轧态TNZO合金进行250 ℃和300 ℃的低温时效处理, 揭示时效温度和时间对ω相析出行为与合金力学性能的影响规律。结果表明：低温时效使ω相呈纳米尺寸析出, 导致合金的强度和弹性模量提高。300 ℃时效时, ω相易发生粗化和团聚, 使合金的伸长率快速下降和脆化。250 ℃短时时效可使少量ω相弥散析出, 使合金具备高强度、低模量、超高弹性和良好塑性的优异综合性能, 在航空航天弹性钛合金和医用植入钛合金领域显示了广阔的应用前景。

采用激光选区熔化成形（selective laser melting, SLM）技术制备TCGH（TC4+GH4169）复合材料, 探究TCGH钛合金复合材料的最佳成形工艺参数, 并研究沉积态试样和热处理试样的显微组织与力学性能。结果表明：TCGH钛合金复合材料的最佳工艺参数为扫描速率900 mm/s、激光功率150 W, 致密度达到99.5%以上。GH4169粉末的添加改变了TC4钛合金材料的固态相变行为, 沉积态组织呈现明显高温凝固特征, 使得逐行扫描搭接和逐层扫描堆积成形特征变得明显, 沿打印方向原始粗大柱状β晶粒尺寸明显减小, 复合材料抗拉强度提升。与沉积态试样相比, 950 ℃热处理后, 试样显微组织转变为近等轴组织, 同时随着热处理温度上升, 第二相的回溶导致复合材料的固溶强化作用占主导地位, 使得复合材料抗拉强度和塑性均得到提升。

开展激光选区熔化（selective laser melting, SLM）TC4合金高周疲劳行为实验研究, 对比分析两种取样方向（水平、垂直）、两种温度（室温、400 ℃）条件下合金的疲劳性能差异, 探索了通过热等静压（hot isostatic pressing, HIP）方式提升合金疲劳性能的可行性。结果表明：退火热处理后, 合金疲劳性能存在显著的各向异性, 垂直方向试样疲劳性能高于水平试样；相较于室温, 400 ℃条件下合金的疲劳寿命降低, 但仍存在各向异性；热等静压后, 合金的疲劳寿命呈现出一定程度的提升, 疲劳性能各向异性趋势减弱。断口分析显示, SLM TC4合金裂纹主要起源于表面与亚表面缺陷处, 以气孔为主, 统计分析表明, 垂直试样的源区缺陷尺寸要低于水平试样, 这是导致合金水平试样疲劳性能降低的主要原因；热等静压后, 合金水平和垂直试样裂纹均萌生于表面滑移处, 此时合金的孔隙率显著降低, 已无明显缺陷, 而缺陷数量的减少是合金疲劳性能提升的主要原因。

采用粉末冶金法制备了Ti-13Nb-5Sn牙科合金, 研究了不同球磨时间（3, 12, 24, 48 h）对粉末特性、材料微观结构、电化学腐蚀和摩擦学行为的影响规律。结果表明：随着球磨时间从3 h增加至48 h, 粉末形貌由大块状逐渐变成细小颗粒, 部分Nb和Sn原子扩散到Ti晶格中, 形成了一定体积的Ti（Nb）和Ti（NbSn）固溶体；等轴α-Ti减少转变为柱状的晶界α-Ti, 网篮组织转变为魏氏组织；动电位极化曲线显示, 合金在人工唾液（AS）和模拟体液（SBF）中的腐蚀电位（E_corr）和极化电阻（R_p）呈上升趋势, 腐蚀电流密度（I_corr）呈下降趋势, α-Ti减少, β-Ti增多, 使得合金耐腐蚀性能提升；合金的硬度升高, 而摩擦因数、磨痕深度和磨损率逐渐降低, 细化粉末在烧结中会产生更多的晶界, 使得合金的耐磨性能提升。机械合金化结合模压烧结制备的Ti-13Nb-5Sn合金显示了良好的耐蚀与耐磨性能, 在牙科领域具有潜在的应用前景。

采用快速凝固技术将TiB直接植入基体钛合金, 形成一种新型超细网状结构钛基复合材料（titanium matrix composites, TMCs）粉体, 并采用激光增材制造技术, 制备出一种等轴网状和柱状网状组织交替分布的新型钛基复合材料, 系统分析和讨论增材制造TMCs超常凝固网状组织形成机制与力学特性。研究发现：增材制造TiB/Ti复合材料网状组织（约9 μm）主要由原位自生纳米TiB晶须组成, 呈现B₂₇和B_f两种晶体结构；B元素的直接引入, 易于在凝固界面形成成分过冷, 不仅促使交替形成等轴网状组织和柱状网状结构, 也同步细化基体晶粒尺寸, 实现基体合金片层α相的等轴化。经原位力学观察分析发现, 增材制造形成的原位自生纳米TiB网状组织结构, 不仅能够抑制裂纹偏转并钝化裂纹, 还将大量滑移迹线聚集于网络结构内部, 并在晶界诱发高密度位错, 限制材料的塑性变形, 大幅度提高了复合材料的强度, 增材制造TiB/Ti复合材料抗拉强度提高42%, 伸长率保持在约10%。

为优化新型TiZrAlHf钛基中熵合金的热加工窗口，采用热压缩模拟实验和组织表征的方法对热变形特性、热变形组织演变规律进行研究。结果表明：TiZrAlHf合金铸锭的组织主要由片层状α相和晶界处的魏氏组织组成。合金β转变温度（T_β）为895 ℃，在α/α+β相区（700~850 ℃）测试工艺范围内变形时，变形温度700~750 ℃之间存在失稳区，热变形激活能为827.514 kJ/mol，变形组织主要为球状α相，软化机制为片层状α相球化；在β相区（900~1100 ℃）测试工艺范围内，加工图中不存在失稳区，同时所有试样均完好，无开裂，能够采用自由锻造的方式进行开坯及改锻，热变形激活能为113.909 kJ/mol，变形组织主要为拉长的β晶粒和内部的针状α′马氏体，软化机制为动态回复；两种变形软化机制的本质均为位错的增殖、滑移和胞状结构演化。