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隨著固溶溫度從940℃升高至980℃，α相發(fā)生粗化、長寬比降低，由原始的長條狀斷裂成多段的短棒狀。當固溶溫度提高至980℃時，內部顯微組織轉變?yōu)槠瑢訝瞀料嗪挺孪嗑幙椀木鶆蚪W(wǎng)籃狀組織。增加固溶溫度至1020℃時，一次α相繼續(xù)粗化，少量短棒狀的晶界α相球化成等軸狀，少量區(qū)域β晶粒持續(xù)長大，從β晶粒內部析出細長狀α相，轉變成α集束。

沉積態(tài)及不同固溶溫度下，室溫及600℃高溫拉伸強度及塑性變化，如圖2所示。沉積態(tài)試樣室溫拉伸強度最高而塑性較低，這主要是因為SLM技術快速冷凝在β晶粒內部形成的α'針狀六方馬氏體，由于α'馬氏體板條細長，在受載時α/β間的相界面作為阻礙位錯運動的主要屏障，使相界面內的位錯塞積增多，同時α'馬氏體板條內的高位錯密度也阻礙了位錯遷移，從而使得試樣很難發(fā)生塑性變形，因此，α'針狀六方馬氏體作為強硬相導致其硬度高而塑性差。

經(jīng)過固溶時效處理后，針狀馬氏體受熱分解轉變成了α相和β相，其拉伸性能相較于沉積態(tài)強度降低，塑性得到提升。隨著固溶溫度增加，α相逐漸發(fā)生粗化，對組織的強化作用減弱，室溫及600℃高溫拉伸強度逐漸降低。固溶溫度過高，部分α板條集束的存在使合金協(xié)調變形能力減弱，延伸率和強度均有所降低。獲得最優(yōu)的固溶溫度為970℃，1h，Ar。

對不同固溶溫度下室溫拉伸斷口進行SEM分析，如圖3所示。在940℃固溶時，斷口處存在大小不一的解理臺階和較淺韌窩，如圖3(a)、圖3(d)所示。隨著固溶溫度增加至980℃時，由金相組織可以觀察到α相發(fā)生粗化、由原始的長條狀斷裂成多段的短棒狀，承載能力降低，延伸率得到提升，斷口處韌窩數(shù)量增加，呈現(xiàn)出韌性斷裂和脆性斷裂的混合斷裂模式，如圖3(b)、圖3(e)所示。當固溶溫度升高至1020℃時，從斷口處可以觀察到整齊排列的層片狀α板條，裂紋穿過α片層集束時，因片層平行排列形成平坦解理，α集束中對裂紋擴展無阻礙作用，使得合金協(xié)調變形能力減弱，對材料性能產生不利影響，表現(xiàn)為脆性斷裂特征，如圖3(c)、圖3(f)所示。

隨著時效溫度的升高，組織中的α片層厚度有所增大。在650℃時效時晶內以α'針狀馬氏體經(jīng)過固溶處理后形成的一次短棒狀α相板條為主，由于時效溫度過低導致原子擴散能力不足，強化相未充分析出的過飽和固溶體在高溫服役時會繼續(xù)析出，導致組織性能不穩(wěn)定。隨著時效溫度升高至720℃，晶內逐漸析出尺寸更為細小的次生α相和彌散細小的強化相，當時效溫度繼續(xù)升高至750℃，使得對于強度有所貢獻的次生α相部分溶解，部分α相嚴重粗化長大為塊狀α相，造成強度下降。

Ti150鈦合金經(jīng)過980℃固溶+不同時效溫度下的室溫和高溫力學性能，如圖4所示。時效過程中的次生α相的析出對合金性能產生影響。次生α相的析出使合金塑性有所提升，而時效溫度升高至750℃時組織內存在部分塊狀α相，導致合金強度降低較多。因此，在熱處理制度：970℃×1h，Ar+720℃×4h，Ar下獲得最優(yōu)的強度塑性室溫拉伸和高溫拉伸性能匹配。

對激光選區(qū)熔化成形Ti150高溫鈦合金進行固溶溫度優(yōu)化，當固溶溫度較低時，合金組織為板條α相和β殘余組織組成的近網(wǎng)籃組織，隨著固溶溫度升高，板條α相粗化，長寬比降低，部分晶界α相球化為塊狀α。繼續(xù)升高溫度至相變溫度附近時，微觀組織逐步出現(xiàn)α相集束，材料強度大幅降低。