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。

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。

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。

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。

焊后热处理可以改善线性摩擦焊接头的组织与性能。对TC11钛合金线性摩擦焊接头进行双重退火(950+530) ℃处理, 利用光学显微镜、扫描电子显微镜等微观分析技术研究双重退火对焊接接头组织的影响。结果表明: 热处理后接头焊缝区的动态再结晶晶粒完全消失, 被粗针状、条状和球状α相取代。热力影响区组织变形程度减小, 晶粒长大, 部分α组织球化。母材中次生α相长大, 呈粗针及短棒状。接头焊缝区及热力影响区的晶粒取向在热处理后更加随机, 择优取向明显降低。力学性能测试表明, 焊后双重退火处理消除接头中心高硬度区, 接头中心硬度较焊态接头硬度下降约50HV, 热力影响区硬度较焊态接头硬度上升约30HV; 焊后热处理对接头拉伸强度没有显著影响; 热处理后接头冲击韧性达到61.3 J·cm^-2, 相比焊态提高约80%, 与母材的冲击韧性接近。

等离子弧直接沉积技术因热输入集中, 材料易产生较大的残余应力, 发生不均匀形变, 极大影响成型零件的质量。采用生死单元技术、瞬态热模型和热弹塑性模型对增材制造过程中的热过程和残余应力进行数值模拟计算, 研究不同沉积路径对等离子弧增材制造中TC4叶片热循环特性和残余应力分布规律的影响。同时通过热实验验证了模型的有效性, 模拟的热曲线与实验结果吻合。结果表明, 等离子弧直接沉积截面为"月牙"形的叶片零件, 两种路径在沉积层与基板的连接区域都会产生较之其余区域更高的残余应力, 轮廓偏移路径有较之全光栅式路径更好的散热情况, 轮廓偏移路径沉积层的残余应力明显低于全光栅式路径。多层零件的新层开始沉积时, 先前沉积层会经历复杂的热循环, 峰值温度由底层向中间层逐渐升高。随着新层不断地沉积在顶部, 零件瞬态应力分布进行着规律的变化, 较大应力位于接近顶层中部区域和底部与基板相接区域, 然后保持并逐渐转化为零件内的残余应力。

采用浆料直写打印(direct ink writing, DIW)技术对0.8%(体积分数, 下同)BNNSs/TC4浆料和TC4浆料进行双材料互嵌打印, 构建层间"互锁"界面。结合DIW和快速热压烧结(fast hot pressed sintering, FHPS)技术得到纳米TiB增强的层间"互锁"型致密层状TC4-TiB/TC4复合材料, 并对其力学性能进行研究。结果表明: 烧结后成功保留了层间"互锁"结构; 利用DIW制备的层间"互锁"型层状TC4-TiB/TC4复合材料与未作构型的增强相均匀分布的0.4%TiB/TC4复合材料相比, 强度提升了9.1%, 达到1206 MPa, 但韧性并未下降。分析发现, "互锁"的层间界面使裂纹发生极大的偏转, 阻碍裂纹扩展, 提升整体材料的韧性, 为成型复杂强韧复合材料构件提供了思路。

采用光学显微镜、扫描电子显微镜、电子背散射衍射和三维原子探针等系统研究β锻TC17钛合金锻件显微组织中大块α相的形貌、元素分布和取向分布。结果表明：在晶界附近、原始β晶粒内部、再结晶晶粒内部均存在块状α相，并且晶粒内部还可以观察到粗大长条α片等异常组织。各类异常的α相和对应的β基体中主合金元素分布无明显差异，不是形成大块α相的主要原因。针状α相在晶粒内部随机分布，在显微镜下呈针状或点絮状。另外，α相的取向也决定了片层形貌，细小的再结晶晶粒和变形量较低的晶粒内部能观察到粗大的片层和团聚的大块α相，将细小的再结晶晶粒认定为未变形或轻微变形的晶粒，同一晶粒的晶界α相取向单一，晶粒内部也多为同一取向的α片。冷速慢时，取向相同的α相易团聚，α相横截面除呈现弥散分布的点絮状外，还会以贯穿整个晶粒或团聚在晶界附近的块状呈现。

采用原位观测疲劳实验方法, 对激光选区熔化(selective laser melting, SLM)TC4合金的三维小裂纹扩展行为开展研究, 并通过降载法测定同等实验条件下的长裂纹扩展曲线。结果表明: 在小裂纹扩展的早期阶段, 其扩展速率受到微观组织结构的影响而明显波动, 裂纹扩展路径曲折, 随着裂纹长度的增加, 微观结构影响降低, 裂纹扩展路径平直, 扩展速率随裂纹长度稳定增加。内部缺陷仍然能够降低合金疲劳寿命。比较小裂纹与长裂纹扩展数据, SLM TC4合金小裂纹在长裂纹扩展门槛值下仍能扩展, 同时在同一应力强度因子幅值下, 小裂纹扩展速率要高于长裂纹, 存在典型的"小裂纹效应", 因此在对合金进行疲劳寿命预测时要考虑材料的小裂纹行为。

采用激光增材连接技术对"X"型坡口TC4-DT钛合金锻件进行连接, 利用OM和SEM对连接后TC4-DT钛合金基材、热影响区和连接区三个区域的宏微观组织形貌进行表征分析; 采用维氏硬度计测量三个区域的显微硬度; 采用万能试验机和摆锤冲击仪对不同取样类型的试样进行室温拉伸和冲击实验。结果表明: 激光增材连接区与基体形成致密的冶金结合; 显微硬度分布从基材到连接区呈递增趋势; 随着拉伸试样中连接区占比的降低, TC4-DT钛合金的强度表现为先升高后降低, 而塑性却呈现降低的趋势; 冲击韧性a_kU均在55 J/cm²以上, U型缺口开口方向对连接区冲击韧性影响较大, 对结合区冲击韧性无明显影响。

钛及钛合金具有高比强度、低的弹性模量、无磁性以及优异的生物相容性和耐腐蚀性能等特点，被认为是理想的生物医用金属材料。以无毒性的Nb, Mo, Ta, Zr和Sn等作为主要合金化元素，并具有更低弹性模量的亚稳β型钛合金是新一代医用钛合金材料的重点发展方向。本文综述了生物医用钛合金的基本特性和发展概况，并以Ti-Nb基医用钛合金为例，介绍了新型亚稳β生物医用钛合金的成分设计方法、合金化原理、研究现状和制备技术。最后指出进一步降低弹性模量，提高强度、疲劳性能和功能特性等综合性能是生物医用β钛合金重点的发展方向，今后可以针对合金化元素的交互作用机理、合金成分设计与组织性能调控方法以及微观力学机制等问题开展深入研究。

Ti₂AlNb基合金由于具有优异的高温比强度、高温抗蠕变性能和较高的断裂韧度，因而被认为是替代传统镍基高温合金最具潜力的材料。采用电子束选区熔化（selective electron beam melting，SEBM）技术成形Ti-22Al-25Nb合金，通过工艺优化获得高致密度（5.42~5.43 g/cm³）的成形试样。研究了沉积态和热等静压（hot isostatic pressing，HIP）态试样的显微组织演变、物相演变及其对力学性能的影响。结果表明：沉积态和HIP态组织呈现出沿成形方向的柱状晶结构，且均由B2，O和α₂相组成，沉积态试样中的O/α₂相自上而下逐渐增加，HIP后组织趋于均匀化，且相对沉积态，析出相的宽度缩小、数量减少。沉积态试样中析出相较多的下部区域具有更高的显微硬度（（345.87±5.09）HV），HIP后试样硬度值增加至388.91~390.48HV。沉积态试样室温抗拉强度和伸长率分别为（1061±23.71）MPa和（3.67±1.15）%，HIP后抗拉强度增加至（1101±23.07）MPa，伸长率降低至3.5%。

本文对钛合金/钢的异种接头连接技术的研究现状进行了总结和综述，分析了钛合金/钢直接连接和含中间层连接界面的显微组织特征，重点阐述了添加不同中间层(铜、铜基合金及其他)的钛合金/钢界面产物的形成和演变过程，并归纳了不同中间层与制备工艺的钛合金/钢力学性能，最后总结了制备良好的钛合金/钢接头可以采取的方法与设计思路，并指出该领域未来发展除使用传统方法继续深化现有研究外，可与模拟仿真结合，达成更具深度的认识与实验预测。

采用激光熔覆技术在TA15钛合金表面原位合成TiC增强钛基涂层。利用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪、能谱分析仪、显微硬度计、摩擦磨损试验机等研究涂层的成形质量、微观组织、物相组成、硬度和摩擦学性能。结果表明: 涂层主要由β-Ti, Co₃Ti, CrTi₄和TiC等物相组成, 涂层与基体形成了良好的冶金结合。涂层结合区组织是平面晶和柱状晶, 中部组织是树枝晶, 顶部组织是等轴晶。涂层各微区的碳化钛形貌有显著差别, 其中顶部和中部区域碳化钛为粗大的树枝状和花瓣状, 而结合区为针状和近球状。涂层显微硬度最大值为715HV, 约是TA15显微硬度(330HV)的2.1倍; 同等条件下涂层磨损量为30.14 mg, 约为TA15磨损量98.11 mg的30.7%。涂层与基体的磨损机制均为磨粒磨损和黏着磨损的复合磨损模式, 但涂层的磨损程度较轻。

以五元系Ti₂AlNb合金Ti-22Al-23Nb-1Mo-1Zr(原子分数/%)环锻件为研究对象, 借助扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)和力学性能检测设备, 研究合金在不同固溶温度(850, 880, 900 ℃)+750 ℃时效处理工艺下的组织演变、拉伸性能及断裂行为。结果表明: 固溶处理后, 随固溶温度的增加, 细片层O相易固溶于B2相基体中, 粗片层O相逐渐粗化, O相体积分数下降; 后经时效处理后, 有少量细片层O相从B2相基体中析出, 粗片层O相进一步粗化, O相体积分数趋于一致; 合金强度随固溶温度增加呈下降趋势, 而塑性呈上升趋势; 拉伸断口形貌为典型解理和韧窝混合断裂的准解理特征, 纵向断口存在微裂纹、滑移特征以及沿拉伸方向伸长的弯曲片层O相; 位错在B2/O相界塞积, 片层O相尺寸细小, 能够有效减小位错滑移距离, 使得合金强化作用较强。

为了提高TC4钛合金表面摩擦磨损和高温抗氧化性能，以NiCrCoAlY+20%（质量分数）Cr₃C₂混合粉末作为熔覆粉末，采用激光熔覆技术在TC4钛合金表面制备NiCrCoAlY-Cr₃C₂复合涂层，利用OM，SEM，XRD，EDS等分析涂层的显微组织和物相组成；采用HXD-1000TB显微硬度计测量涂层显微硬度；采用MMG-500三体磨损试验机与WS-G150智能马弗炉对涂层和基体进行摩擦磨损及高温抗氧化实验。结果表明：利用激光熔覆技术在TC4钛合金表面可以制备形貌良好、无裂纹和气孔等缺陷的复合涂层。熔覆区显微组织结构致密，多为针状晶和树枝晶；结合区的显微组织主要由平面晶、胞状晶和树枝晶组成，生成了多种可提高耐磨性和高温抗氧化性的碳化物、氧化物和金属间化合物。复合涂层的最高显微硬度为1344HV，约为钛合金基体350HV的3.8倍；复合涂层的摩擦因数为0.2~0.3，较钛合金基体的摩擦因数0.6~0.7明显下降；相同条件下复合涂层的磨损失重为0.00060 g，是钛合金基体磨损失重0.06508 g的0.9%；恒温850℃氧化100 h后复合涂层氧化增重为6.01 mg·cm^-2，约为钛合金基体氧化增重25.10 mg·cm^-2的24%。激光熔覆技术有效改善了TC4钛合金表面的摩擦磨损和高温抗氧化性能。

基于细晶强化和第二相强化原理，通过在一种近β钛合金中加入微量硼（B）元素，以强化该合金。首先设计不同含硼量的Ti₈₅Fe₆Cu₅Sn₂Nb₂合金，并用真空非自耗电弧炉制备，随后对合金在800℃下进行多道次热轧及最终淬火。通过组织观察、拉伸力学性能测试、断口观察及透射电子显微分析，考察不同硼含量对Ti₈₅Fe₆Cu₅Sn₂Nb₂合金组织及力学性能的影响。结果表明，微量硼元素可以使合金的晶粒细化，强度明显提高，但伴随着塑性下降。添加质量分数为0.15%硼可以使合金具有较好的综合力学性能（σ_0.2=1105 MPa，δ_b=4.5%）。随着硼含量的增加，合金的强度升高，最高可达1156 MPa。硼的加入在合金中形成正交结构的TiB相，分布于β钛基体中。变形过程中，TiB断裂、TiB割裂基体及其与基体脱粘，产生裂纹源，导致合金塑性下降。

采用放电等离子扩散连接方法，实现了TiAl/Ti₂AlNb合金扩散连接，对焊后的接头进行不同温度的热处理，分析热处理后接头显微组织，并检测接头抗拉强度和显微硬度。结果表明：热处理后Ti₂AlNb母材、TiAl母材和界面处显微形貌无明显变化；Ti₂AlNb热影响区发生B2相向O相转变，由于针状O相的析出，热影响区的显微硬度较焊态显著增加。随着热处理温度的升高，Ti₂AlNb热影响区的显微硬度逐渐减小，接头的室温抗拉强度逐渐增加。当热处理温度为900℃时，接头抗拉强度最大为376 MPa。热处理后接头的断裂方式为脆性断裂。

近β钛合金的等温相转变具有多样性和复杂性的特点，对温度敏感性强，直接影响其时效后的力学性能。本工作所用合金为自主研发的Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb超高强β钛合金，采用扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、硬度计等分析表征手段对等温处理后合金的微观组织演变及力学性能进行系统研究。结果表明，合金300℃时效时只析出等温ω相，等温ω相随时效时间的延长发生长大。合金400℃时效时先析出等温ω相，随着时效时间的延长，α相依附于ω/β界面处形核。合金500℃时效时无ω相析出，针状α相直接从β基体中析出，呈"V"字形均匀分布在β基体中。400℃时效12 h时抗拉强度为1716.1 MPa，伸长率为2%。500℃时效12 h时抗拉强度为1439.8 MPa，伸长率为9.84%，具有良好的强塑性匹配。

钛合金具有良好的生物相容性，同时相比传统植入物金属材料有较低的弹性模量，在生物环境下具有良好的抗腐蚀性能，这些优异的性能使钛合金作为医用植入物材料备受青睐。钛及钛合金作为医用植入物材料在临床中得到广泛应用。在不同的临床应用过程中，植入物材料常因金属的降解、与骨的生长融合、抗菌等因素，而对材料本身的性能有着不同的要求。因此，制备具有优异综合性能的钛合金材料以满足临床需求是科研工作者当前面临的重要问题。本文系统介绍了医用钛合金材料的结构、性能特点及目前在骨科应用方向的研究现状，在未来研究中，将通过改变元素组成、增加表面改性、优化生产工艺等方式，使钛合金材料能够以优异的综合性能更好地服务于人类。

采用超音速微粒轰击(SFPB)技术对层片组织的TC11钛合金进行表面纳米化处理，对比研究了表面纳米化处理前、后TC11钛合金的室温高周疲劳行为；借助光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和X射线衍射仪(XRD)对比分析了高周疲劳断口及断口附近的微观组织形貌。结果表明：经SFPB处理后在钛合金表层产生了30~50 μm厚的纳米层，纳米晶尺寸在5~15 nm左右；疲劳性能得到明显提高，在相同应力级别下的疲劳寿命提高了约8~10倍，疲劳条带宽度变窄，且随着加载级别的降低，疲劳寿命提高的倍数逐渐增加；SFPB前、后疲劳断口均由疲劳源区、裂纹扩展区、瞬断区三部分组成，但SFPB处理后的疲劳源由处理前的表层移至次表层；SFPB处理态试样疲劳加载后表层组织仍为纳米量级，但次表层组织中出现大量的形变孪晶、位错缠结以及少量的形变诱导马氏体组织。

主要研究具有层片状α相组织的TB8钛合金在α+β双相区的热变形行为。结果表明，在应变速率为1 s^-1时，变形温度为650℃的流变曲线展现出连续的流变软化，当温度高于650℃时，流变曲线呈现出不连续屈服现象。不连续屈服现象随变形温度的增加和应变速率的降低而消失。当应变速率为0.001 s^-1时，750℃和800℃的流变曲线呈现出典型的动态再结晶特征。峰值应力σ_p，温度T和应变速率三者之间的关系已通过Arrhenius-type本构方程进行表征，建立了材料常数α，A，n和Q值与真应变之间的关系模型，并分析了应变对α，A，n和Q值的影响。α值随真应变的增加而增加，而A，n和Q的值随真应变的增加而逐渐降低。实验应力值和预测应力值之间的相关系数和平均相对误差参数分别为0.945和9.08%。这表明本工作建立的应变补偿的热变形本构方程能够很好地预测具有层片状α相组织的TB8钛合金在α+β双相区热变形过程中的流变应力。

Ti₂AlNb合金和Ti基复合材料可以使用直接固相扩散的方法进行连接，但较高的扩散温度使得母材发生相变，其接头性能也因此变差。采用Ti箔中间层的方法优化Ti₂AlNb合金和Ti基复合材料的固相扩散连接接头性能。结果表明：加入30 μm的Ti箔中间层后，扩散连接温度由950℃降低至850℃，变形率由5%降低至1.7%，扩散连接温度的降低有效地改变了接头界面的组织，典型界面组织为Ti₂AlNb/富B2相/α+β双相组织/Ti基复合材料，其中接头界面处α+β双相组织的形成提高了接头的强度。最佳扩散连接工艺参数为850℃/60 min/5 MPa时，剪切强度达到最大值399 MPa，实现了Ti₂AlNb和Ti基复合材料在低温下的扩散连接。