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为进一步提高增材制造技术在颗粒增强钛基复合材料中的应用，可以从以下方面入手:研究在增材制造过程中增强剂的溶解和反应、增强相析出反应及原位合成机理，并不断迭代和优化复合粉末的制备工艺，完成打印适配性验及力学性能测试，以实现增强体与基体界面的结合调控；可通过正交试验和数值模拟研究调控增强相含量，形成颗粒增强剂–基体成分配比–工艺参数–微观组织–力学性能的关联规律以便应用于不同性能要求的场合，同时获得佳的综合性能。
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三种钛合金中常用的是α钛合金和α+β钛合金；α钛合金的切削加工性好，α+β钛合金次之，β钛合金差。α钛合金代号为TA，β钛合金代号为TB，α+β钛合金代号为TC。钛合金按用途可分为耐热合金、高强合金、耐蚀合金（钛-钼，钛-钯合金等）、低温合金以及功能合金（钛-铁贮氢材料和钛-镍记忆合金）等。典型合金的成分和性能见表。
热处理 钛合金通过调整热处理工艺可以获得不同的相组成和组织。一般认为细小等轴组织具有较好的塑性、热稳定性和疲劳强度；针状组织具有较高的持久强度、蠕变强度和断裂韧性；等轴和针状混合组织具有较好的综合性能。
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固溶处理对TC11钛合金硬度的影响在固溶温度为950℃，固溶时间为120ｍｉｎ时，显微组织由大部分的等轴α相、小部分细小的片状α相和粗大的块状α相以及少部分的β相组成，此时所测得的硬度值高，TC11钛合金在该热处理制度下的综合性能也相对较好。当固溶时间一定时，TC11钛合金硬度随着温度的升高呈现出先下降然后逐渐趋于稳定的趋势。
TC11钛合金属于高Al当量马氏体型α+β钛合金，该合金具有的高温强度，热稳定性及抗蠕变性能，被广泛应用于航空航天领域。TC11钛合金作为重要的航空和宇航材料，主要用于制造服役温度在500℃以下的航空发动机压气机盘、叶片、鼓筒等零件及飞机结构件等。随着航空航天技术的飞速发展，对这些关键部件用钛合金的性能要求越来越高，要求其具有更加的综合性能。而钛合金的综合性能与其的组织形态、相的比例、晶粒的大小及分布情况密切相关。目前，锻造是钛材热加工中常用且有效的加工方法。不仅可以直接锻造成工件的形状，还可以优化其微观组织，改善其力学性能。但是，锻造存在遗传性，会造成成品棒材、饼材、环锻件等组织不均匀问题，尤其是大型的饼、环锻件。为此，我们采用多火次换向镦拔锻造工艺制备大规格环材，该变形方式可以使原始坯料中的铸态晶粒得到充分破碎和再结晶，从而消除了成品中出现的金相缺陷。同时，研究热处理工艺对大规格环材组织、力学性能的影响，从而确定化的热加工工艺。实验材料及方法本文实验所用材料为TC11钛合金铸锭，采用3次VAR熔炼，锭型φ700mm，其主要化学成分:Al:6.7%，Mo:3.3%，Zr:1.8%，Si:0.3%，其余为Ti。经金相法测定其相变点为1016℃，铸锭经β相区开坯锻造，α+β相区环坯锻造、冲孔，扩孔成形锻造制得成品规格为φ830mm/φ520mm×220mm。在环材高度方向上截取试样环进行热处理实验，热处理在箱式电阻炉中进行，其方案见表1。表1热处理工艺为研究环材组织和力学性能的均匀性，将大规格环材按优化出的热处理工艺制度进行整体热处理后，沿厚度方向分为外表层、1/2层和内表层，沿高度方向分为上表面、H/4、H/2、3H/4和下表面（H为环材高度），共15个位置，进行室温拉伸性能检测，考核其力学性能的均匀性，观察不同方向的显微组织，考核其组织的均匀性。图1不同固溶温度下TC11合金环材的显微组织实验结果与分析⑴固溶温度对TC11钛合金环材组织的影响。图1为TC11钛合金环材经过950℃～990℃固溶处理+530℃时效处理6小时后的显微组织。在不同固溶温度+时效处理后，TC11环材显微组织是由等轴初生α相和β转变组织组成，β转变组织上分布着细小的针状和短棒状次生α相。随着固溶温度由950℃升高到990℃，等轴初生α相含量逐渐减少，由950℃时的50%逐渐递减至990℃时的10%，且初生α相晶粒尺寸逐渐增大。同时，随着固溶温度的升高，针状次生α相含量逐渐增加且变得更加细小弥散。同时，伴随着部分初生α相的逐渐溶解，未转变的β相基体含量的饱和度增大，为次生α相的析出增大了驱动力，促使次生α相的含量逐渐增多且细小而弥散。⑵固溶温度对TC11钛合金环材力学性能的影响。TC11钛合金环材经过不同固溶温度处理后的力学性能如图2所示。图2不同固溶温度下TC11合金环材的力学性能随着固溶温度由950℃升高到990℃，TC11合金的强度先升高后降低，970℃达到峰值，塑性先降低后升高，970℃时为低谷，相比强度的变化，塑性变化趋势较缓。在室温下，起主要强化作用的是位错，随着固溶温度升高，提供的相变驱动力促使次生α相的析出，在塑性变形时，弥散的α相周围产生的应力场阻碍了位错运动，同时α和β相的界面产生弥散强化，使强度大幅提高；随着固溶温度950℃升高到970℃，其塑性变化不明显，断面收缩率和锻后伸长率略有降低。随着固溶温度升高到980℃，初生α相含量骤减，且初生α相长大，导致两相间相界面较少，对位错的阻碍作用减弱，从而使强度下降，塑性变化略有提高，由此可知，在970℃固溶时，TC11钛合金的强韧性匹配。冷却速度对TC11钛合金环材性能的影响TC11钛合金经970℃固溶处理后，不同冷却速度的力学性能见表2。由表2可以知，固溶后采用水冷比空冷抗拉强度高260MPa，屈服强度高约220MPa，同时水冷的塑性骤降。图3为TC11钛合金970℃固溶处理后水冷的SEM组织，由图3可知，水冷时，高温固溶处理时大量的亚稳定β相被固定下来，在随后的低温时效过程中，较多的次生α相从亚稳定β相分解出来，并交叉排列在β转变基体上。由于冷却速度快，过冷度大，再结晶晶粒来不及长大，同时引起了晶格畸变，促使在时效过程中，大量细小、无方向性的针状α相从亚稳定β转变相中析出。这些大量的细小次生α相，交错排列，相界面阻碍了滑移的进行，从而使合金变形困难，因此，片状β转变组织越多，强度越高，塑性越差。表2不同冷却速度下的TC11钛合金力学性能图3水冷后TC11合金环材的SEM组织TC11钛合金环材性能均匀性研究为提高合金的使用稳定性、性能的稳定性，在实际生产应用中，TC11钛合金大型饼材、环锻件均是在热处理状态下服役。研究热处理工艺对TC11钛合金组织和性能的影响，得出的热处理制度为970℃/保温2hAC+530℃/6hAC。将文中大规格环材φ830mm/φ520mm×220mm按照此热处理制度整体热处理后，研究其组织和性能的均匀性。图4为TC11环材沿壁厚和高度方向不同位置的显微组织，由图4可知，采用多火次换向镦拔锻造工艺制备大规格环材，环材在高度方向以及厚度方向的组织均为双态组织，且组织均匀分布，等轴初生α相晶粒尺寸大小均匀分布。对比图4和图1中(c），均为970℃/保温2hAC+530℃/6hAC处理后的组织，发现图1(c）中初生α相含量比图4中少，而次生α相略多于图4。图5为TC11钛合金环材不同位置的力学性能，由图5可知，该环材在径向和厚度方向的力学性能均匀性良好，抗拉强度Rm的差值为15MPa，屈服强度Rp0.2的差值为18MPa，断后伸长率A的差值为4.5%，断面收缩率Z的差值为12%。对比图5和表2，相同固溶时效处理后，试样热处理比环材整体热处理性能高出约80MPa，塑性变化不大。在实际生产过程中，可以通过加快环材在空气中冷却速率而提高其强度。结论⑴TC11钛合金随着固溶温度的升高，初生α相含量逐渐减少，且初生α相晶粒尺寸逐渐增大，次生α相含量逐渐增多。室温强度随着固溶温度的升高先升高后降低，同时塑性变化幅度不大。图4TC11合金环材不同位置的显微组织TC11钛合金大规格环材的组织与性能研究⑵随着冷却速率的加快，TC11钛合金强度增大，塑性骤降。⑶采用多火次镦拔换向锻造的TC11大规格环材的组织和力学性能均匀性良好。在970℃/2hAC+530℃/6hAC固溶时效后，环材具有稳定的强塑性。作者简介张雪敏，硕士研究生，工程师，主要从事钛及钛合金塑性变形原理，锻造及热处理工艺研究
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钛合金优良的特性表现在:密度小（4.51g/cm3，钢的 57％）、强度高（抗拉强度680-1180Mpa）、硬度高（30-40HRC）、工作温度范围宽（高热600℃、低温-253℃）、耐蚀性好、无磁、热导率小、抗阻尼性能低等。
近年来，钛合金在航空航天、海洋工程、船舶、汽车、化工、电子、医疗、电力等行业的需求日益增多，广泛的市场需求正逐步加速钛合金锻造工艺与技术的发展。
本文主要为大家讲解一下钛合金热处理种类和热处理规范，有不当之处，欢迎指正。
01、钛合金热处理种类
钛合金常用的热处理方法为退火、固溶和时效处理。退火适用于各类钛合金，主要是为了获得最佳的力学性能，消除应力、提高塑性和稳定组织。固溶和时效处理是钛合金强化的主要手段。
去应力退火
退火温度比再结晶温度低100-250℃；
目的是为消除或减少加工过程中出现的内应力，防止和减少变形。
完全退火
又称:再结晶退火
退火温度接近再结晶温度和β转变点之间，退火过程主要发生再结晶，温度高于该合金的再结晶温度。
目的是降低硬度、提高塑性、稳定组织、改善加工性能。
双重退火
包括高温和低温两次退火，退火后空冷；高温为β转变点以下20-160℃，低温为相变点以下300-500℃。
目的是提高组织和性能的稳定性。
等温退火
双重退火的特殊形式
先加热到β转变点以下20-160℃，保温后，转移到低温炉（600-650℃）保温，然后出炉空冷到室温。
适用于β稳定元素含量较高的钛合金，采用缓慢冷却，使β相充分分解。
目的是得到稳定组织。
固溶处理
α+β两相区转变温度以上，β转变点以下28-83℃以下加热，特殊情况也可在β转变点以上加热，随后淬火。
目的是获得高比例时效强化的亚稳态β相。
时效处理
一般在425-650℃之间加热，时效温度和时效时间可以根据时效硬化曲线确定；
目的是促进亚稳态β相的分解或析出，从而提高合金强度。