近年来，随着航空航天工业的急剧发展，对服役资料的要求愈加严苛。在确保飞行安全的基础上，服役资料还必要满足增长有效载重量、、、提高危险容限能力等多重要求。亚稳 β 钛合金因其拥有高比强度、、、优异的淬透性、、、优良的委顿机能和优异的耐蚀性等特点，成为满足航空航天工业需要的梦想资料。亚稳 β 钛合金是 β 钛合金的一种，是指钼当量在 8%~30% 的钛合金 [5]，常见的商标有 TC18、、、Ti-1023、、、Ti-5553、、、Ti55531 等，已在航空航天领域获得了成功的利用。例如，TC18 钛合金在国外被宽泛用于大型起落架横梁和机身对接框等关键结构件，而在我国的军用运输机、、、客机和大型运输机等主承力结构件中也阐扬了重要作用 [6]。Ti-1023 钛合金利用更为宽泛，波音 777 的主起落架、、、空客 A380 的起落架以及战斗机 F-22 的结构件均选取了该资料 [5,7]。作为一种轻质高强的结构资料，钛合金在航空航天领域的使用量稳步增长，展示出优良的利用远景。

与其他金属资料一样，亚稳 β 钛合金也面对着强度和塑性的衡量问题，即往往在提高强度的同时，塑性产生降低，会使资料在产生屈服景象之前过早地断裂 [8]。因而，人们一向致力于钻研可能同时提高强度和塑性的步骤。在工程利用方面，常通过热机械变形和后续热处置组合的方式调控资料的微观组织，来达到改善力学机能的主张，从而实现强塑性的优良匹配。在热机械变形过程中，变形温度对资料的微观组织和力学机能有很大的影响。凭据变形温度的分歧，热机械变形通常？煞治 β 相区变形、、、跨 β 相区变形和 α+β 相区变形。亚稳 β 钛合金通常选择在 α+β 相区变形 [9-11]，能够获得含有初生α_p相的等轴组织或双态组织，在后续慢冷或时效过程中，β 基体上还会析出次生α_s相。其中初生α_p相和次生α_s相对力学机能有着分歧的影响。有钻研人员 [12] 探索了初生α_p相含量与次生α_s相状态对 TA15 钛合金力学机能的影响，通过对经 α+β 两相区铸造后所得的 6 种 TA15 钛合金的显微组织表征和力学机能测试，了局批注 TA15 钛合金中初生α_p相含量和次生α_s相的描摹对强度有较大的影响，对塑性的影响则不显著。其中，初生α_p相含量增长会使得合金的强度降落，而片层α_s相分列有序度的加强使合金的强度有所提升。钻研人员 [13] 还设计了热轧 + 双相区固溶 + 时效处置的热加工工艺，来调控 Ti-1Al-8V-5Fe 合金的微观组织，形成由微米级 α 析出相和纳米级 α 析出相组成的分级纳米结构，使得 Ti-1Al-8V-5Fe 合金强度进一步提高至 1690MPa。因而，通过调控 α 相的含量、、、描摹、、、散布等微观组织特点，能够作为改善合金力学机能的伎俩。

本钻研以 Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr (Ti55531) 为模型资料，选取热机械变形和后续热处置的方式，设计了分歧的热加工工艺，来调控初生α_p相和次生α_s相的描摹和散布，对其进行显微组织表征和室温力学机能测试，探索初生α_p相和次生α_s相的描摹和散布对 Ti55531 钛合金力学机能的影响，为 Ti55531 合金的加工工艺的改进提供参考和凭据。

1、、、试验资料与步骤

试验资料为双相区热锻的 Ti55531 合金，尺寸为 φ220mm、、、厚度为 22mm 的饼材，现实化学成分为 Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr (质量分数，%)，由金相法测得该合金的相变点 Tβ 为 (830±10)℃。Ti55531 合金热锻态的微观组织如图 1 (a) 所示，其为双态组织，由等轴状的初生α_p和 β 转变组织组成。图 1 (a) 中次生α_s相出现出不均匀的随机散布，图中黄色箭头为片层状析出相α1地点区域，白色为细密的针状析出相αn地点区域。从图 1 (b~d) 能够观察到次生 α 相有两种析出状态，别离为粗的片层状α₁和细针状α_n，两者散布区域存在显著的分界限 (见图 1 (b) 黄色虚线)。次生相拥有两种析出状态是由于热锻过程中变形不均匀。其中部门晶粒产生了再结晶，晶粒内部渣滓的变形畸变能较低，后续时效过程中次生相的析出以均匀形核为主，形核率较低，故析出状态为粗的片层状α₁；；；而没有产生再结晶的晶粒内部残存应变较高，位错密度较大，为后续次生相的析出提供了大量的形核位点，因而 αn相的析出较为细密。

使用电火花线切割机将热锻试样切割成 50mm×30mm×8mm 的块体，选取 10 匹精密压片机在 α+β 双相区进行轧制，轧制温度为 780℃，每道次变形量约为 6%，每道次变形实现后保温 3min，最终得到 2mm 厚的轧板，轧制实现立即在 780℃保温 30min 后水冷，记为 RST (Rolling+solution treatment)。作为对照，将热锻试样进行 780℃固溶 30min 后水冷，记为 ST (Solution treatment)。随后将两组固溶试样进行 500℃×6h 时效处置，具体工艺流程图如图 2 所示，其中未经热轧的固溶 + 时效工艺记为 STA (Solution treatment+aging)，热轧 + 固溶 + 时效工艺记为 RSTA (Rolling+solution treatment+aging)。

选取 UTM5105-G 电子全能试验机对 STA 和 RSTA 试样进行室温拉伸机能测试，变形速度为 0.4mm/min。每组拉伸试验的试样数量不少于 5 个，且取样地位均位于轧板的中央部位，确保试验数据的可反复性。拉伸试样的尺寸如图 3 所示。在进行拉伸试验之前，使用砂纸对必要观察的试样侧理论进行打磨，将打磨后的试样进行抛光处置，所使用的抛光液成分为 HClO?:CH?COOH=1:9 (体积比)，在进行电解抛光时电压节制在 50V，抛光功夫在 20s 左右。抛光实现后使用体积比为 HF:HNO?:H?O=1:3:10 的侵蚀剂对试样进行侵蚀，以便观察后续试样在拉伸过程中的变形痕迹。选取 SU6600 型场发射扫描电镜 (SEM) 进行拉伸试样的侧理论微观组织和断口描摹观察，选取 JEOL-F200 型透射电镜对 α 相状态进行观察。使用建设 EBSD 探头的冷场发射扫描电镜 GeminiSEM 500 进行 EBSD 表征，将 EBSD 获得的原始数据导入 HKL Channel5 软件进行数据处置，可能得到晶粒取向、、、晶界、、、部门取向差等信息。

2、、、试验了局与分析

2.1 固溶态组织

图 4 (a,d) 别离为 Ti55531 合金经过固溶 (ST) 和热轧 + 固溶 (RST) 处置后的金相描摹。由图 4 (a,d) 能够看出，经过 780℃×30min 固溶处置后，热锻态组织中的次生 α 相已全数回溶，ST 和 RST 试样的显微组织均由初生α_p相及 β 基体组成。其中两组试样中 α?相的几何状态有显著差距，ST 试样中 α?相呈等轴状，如图 4 (a) 所示。RST 试样中 α?相呈椭球状，如图 4 (d) 所示，沿着轧制方向产生了显著拉长。

为进一步表征 β 晶粒的尺寸和晶界散布，对两组试样进行 EBSD 表征和分析。ST 和 RST 试样的晶界 (GB) 图见图 4 (b,e)，大 / 小角度晶界统计图见图 4 (c,f)。从图 4 (b,c) 能够看出，ST 试样的 β 晶粒尺寸较大，通过统计多张 GB 图 (Grain boundary map) 中的 β 晶粒？傻，其晶粒尺寸为 150~200μm，且 ST 试样晶粒中的小角度晶界占比力高 (99%)，大角度晶界仅占 1%。这注明热锻试样经过固溶处置后，β 晶粒未齐全再结晶，晶粒内部仍贮存着变形过程中堆集的畸变能，以小角度晶界的大局存在于 β 晶粒中。从图 4 (e,f) 能够看出，RST 试样的 β 晶粒尺寸较小，RST 试样的小角度晶界占比降低到了 74%，大角度晶界占比达到了 26%。这意味着经过热轧和固溶处置，一部门 β 晶粒产生了再结晶，形成了新的无畸变的等轴晶粒，另一部门 β 晶粒未产生再结晶。相较于 ST 试样，RST 试样的再结晶水平更高，β 晶粒尺寸更小。

进一步使用反极图 (Inverse pole figure map, IPF map) 和部门取向差图 (Kernel average misorientation, KAM) 对 ST 试样及 RST 试样的微观组织进行分析，了局如图 5 所示。IPF 图批注，ST 试样的 β 晶粒较大，且 β 晶粒内部拥有取向差。等轴的球状 α_p相弥散散布在 β 基体上。图 5 (b) 的 KAM 图显示，ST 试样的 β 基体出现绿色，这证明该状态的 β 基体中含有大量畸变能。同时，球状 α_p相出现较为干净的蓝色，证明变形重要集中在 β 基体中，α_p相的变形水平较低。综合思考图 5 (a,b) 的特点，能够以为 ST 试样中的 β 基体尚未产生齐全再结晶，其 β 基体中所蕴含的弹性畸变能在随后的时效过程中作为缺点位点降低了 α_s相的形核能，从而推进了 α_s相的析出。与 ST 试样相反，RST 试样大部门组织已经实现了再结晶行为。图 5 (c) 批注，相比 ST 试样，RST 试样的 β 晶粒呈等轴状，其晶粒尺寸大大降低，且晶粒的取向较为随机。图 5 (d) 的 KAM 图批注，这些等轴的 β 晶粒呈蓝色，批注其内部畸变能已经亏损殆尽。因而 RST 试样的 β 基体不能在随后的时效过程中为 α_s相的析出提供足够驱动力，导致 RST 试样的 α_s相的密度低于 ST 试样。除了大部门的再结晶晶粒，RST 试样中也存在少部门未再结晶的变形组织，如图 5 (c) 中大面积不规定的 < 101 > 取向的组织所示。这是由于 RST 试样的变形温度较低，动态回复不够充分，产生缠结的位错没有齐全产生多边化转造成亚晶 [14]。值妥贴心的是，RST 试样中 α_s相呈拉长的棒状描摹。图 5 (d) 的 KAM 图显示，这些拉长的 α_p相中出现绿色，批注其内部含有大量畸变能。尤其是，α_p相内部尤其是靠近 β 相界面呈橙色或黄色，如图 5 (d) 中的插图所示。这是由于 α_p相和 β 基体的晶格类型分歧，在变形过程中 α_p和 β 相界面左近会堆集大量位错 [15]。这些在 α_p相中贮藏的畸变能强化了 RST 试样中的 α_p相。

2.2 时效态组织

图 6 (a,d) 别离为时效态 STA 和 RSTA 试样的 SEM 描摹。Ｄ芄还鄄斓搅阶槭匝械 α_p相与对应固溶态中的 α_p相的状态类似，原先的 β 基体经过期效处置后都析出了次生α_s相。其中 STA 试样时效析出的次生α_s相拥有两种分歧的描摹特点，一种为拥有显著的短棒状结构的 α 相 (α_r)，这些短棒状的 α?相统统常拥有较大的尺寸和较为显著的状态；；；另一种为极度藐小、、、密集的 α 相 (αs)，这些细密的 α_s通常尺寸较小、、、散布均匀，在 SEM 照片难以单独分辨出具体的状态，如图 6 (a) 所示。RSTA 试样中时效析出的次生α_s相为片层状，且 α_s相的片层宽度和长度相较于 STA 试样都显著增长，同时还能够看出片层α_s相大多都是沿着晶界析出，险些横穿整个晶粒，如图 6 (d) 所示。两组试样中 α_s相析出状态的差距起源于其固溶态试样 β 基体中的变形储能分歧，ST 试样 β 基体中的位错密度较高，可以为 α_s相的析出提供大量的形核位点，同时 α_s相在时效析出阶段优先在位错处形核成长 [16-17]，因而 STA 试样中的 α_s相更为细密。而 RST 试样 β 基体中的位错密度较低，α_s优先沿着能量较高的晶界形核成长，直至彼此接触时终场伸长，形成 RSTA 试样中片层α_s的状态。为了进一步观察和统计 α_s相的状态和宽度，对两组时效试样进行 TEM 表征，STA 和 RSTA 试样中 α_s相的 TEM 描摹如图 6 (b,e) 所示，能够显著看出，在一样倍数下 STA 试样 α_s相的片层宽度更小，且 RSTA 试样中 α_s相的片层间距更大。图 6 (c,f) 为 α_s相均匀宽度 (λ-α_s) 的统计了局，STA 试样中 α?相的均匀宽度为 21nm，RSTA 试样中 α_s相的均匀宽度为 53nm。

2.3 力学机能及强韧性分析

图 7 (a) 比力了 STA 和 RSTA 试样的室温拉伸机能。分析可知，STA 试样的屈服强度为 1479MPa，抗拉强度为 1523MPa，断裂总延长率为 2.99%；；；而 RSTA 试样的屈服强度为 1436MPa，抗拉强度为 1483MPa，断裂总延长率为 5.35%。对比两组试样的力学机能可知，RSTA 试样的屈服强度和抗拉强度均略低于 STA 试样，而 RSTA 试样的延长率却比 STA 试样的延长率提高了近两倍。两组试样在强度相当的情况下，RSTA 试样实现了较好的强塑性匹配，阐发出更优异的综合力学机能。图 7 (b) 为两组试样均匀变形和非均匀变形占比的统计图，可见两组试样的均匀变形相差不大，非均匀变形相差近 4 倍。STA 试样的非均匀应变小于均匀应变，注明资料刚进入颈缩阶段后不久就产生了断裂。而 RSTA 试样的塑性重要由非均匀变形提供的，其非均匀应变相较于 STA 试样提高了 435%，因而非均匀应变的提高是 RSTA 试样塑性提高的关键。

2.3.1 强度

先前的钻研批注，从 β 基体上析出次生α_s相引起的析出强化是亚稳 β 钛合金的重要强化方式 [18]，次生α_s相通过将 β 基体宰割成多个藐小的区域以起到故障位错滑移的作用，从而提高资料的强度。相比于 RSTA 试样，STA 试样中的次生α_s相析出更为细密，α_s与 β 相界面密度增大，对位错的故障作用就更强 [19-20]，因而 STA 试样的强度更高。同时，次生α_s相的片层间距也是影响强度的重要成分，在变形过程中次生α_s相是通过故障位错滑移的方式来提高强度。随着更多的位错开动，α_s与 β 界面处将形成位错塞积 [21]，α_s/β 界面位错塞积对应的应力 τ 与 α_s相的片层间距 λ-α^0.5呈线性关系 [22]，由此可知随着 α_s相均匀间距减小，合金强度提高。从上述分析可知，STA 试样的片层间距较小，因而这也是 STA 试样强度较高的原因之一。RSTA 试样经过热轧，再结晶水平较高，再结晶带来的细晶强化成效在很大水平上添补了析出强化不及带来的影响，所以两组试样的强度差距并不大。

2.3.2 塑性

图 8 为 STA 和 RSTA 试样的拉伸断口 SEM 描摹，能够看出 STA 试样断口有显著的裂纹，如白色箭头所示，且剪切唇的区域较大，如黄色虚线所示。这些特点批注 STA 试样属于韧脆混合型断裂。从放大倍数更高的图 8 (b) 能够观察到，STA 试样的断口中有显著的塑性区域和脆性区域，存在分界限。在两个区域的天堑处能够看出显著的扯破缝迹，韧窝底部存在显著的椭圆形颗粒，与初生α_p相的状态类似，如白色箭头所示。经过统计颗粒状韧窝的尺寸约为 2.35μm，STA 试样亚理论初生α_p相的均匀直径约为 2.33μm，因而能够合理揣摩这些颗粒状韧窝是初生α_p与 β 相界面开裂形成的。图 8 (c) 为 RSTA 试样的拉伸断口低倍描摹，断口理论以韧窝为主，也出现出典型的韧性断裂特点。从放大倍数更高的图 8 (d) 能够观察到，断口的升沉较大，韧窝大而深，没有显著的沿相界面开裂的特点，切合伙料塑性好的断口特点。

图 9 为 STA 和 RSTA 拉伸试样侧理论靠近断口左近的 SEM 描摹。从图 9 (a) 能够看出，STA 试样的等轴 α_p中有显著的变形迹线，批注位错从 β 转变组织穿过 α_p后迅速在 α_p中迅速扩大，当位错活动至等轴 α_p相与 β 转变组织的相界面时，在某一点处产生塞积，较软的 α_p相抵抗不了位错塞积带来的应力集中，就会在界面处产生开裂，如图 9 (b) 中的白色箭头所示。这注明 α_p与转变组织的变形协调性较差，使试样过早进入颈缩阶段。而在非均匀变形过程中，α_p与 β 相界面作为裂纹形核点容易萌生裂纹，使 STA 试样过早产生失效断裂，损失宏观塑性。此外，STA 试样中细密的 α_p相固然可能带来很强的析出强化，但是细密的 α_p相对裂纹的反对作用较弱。因而，当 β 转变组织在变形过程中形成微孔时，会迅速扩大形成微裂纹，这也是 STA 试样塑性恶化的原因。图 9 (c,d) 为 RSTA 试样靠近断口处的 SEM 描摹，能够看出 RSTA 试样中拉长的 α?与 β 转变组织均产生了剧烈的塑性变形，这注明二者均充分参加了变形过程。同时拉长状 α_p相内部也有显著的变形迹线，如图 9 (d) 所示，但相界面处没有开裂迹象，说了然 RSTA 试样中初生α_p与 β 转变组织变形协调性好，削减终部门应力集中和变形不均匀，从而使试样获得较高的塑性。

图 10 为 STA 和 RSTA 试样拉伸变形后靠近断口处的 IPF 图和 KAM 图。图 10 (a) 显示了观测区域中央有一条贯通的变形带，如图中箭头所示，该变形带的存在注明 STA 试样产生终局域化变形。从图 10 (b) 能够观察到等轴 α_p相仍为蓝色，β 转变组织为绿色，批注重要参加变形的是 β 转变组织。而 β 转变组织承担变形的能力较差，使得资料过早进入颈缩阶段。？杉 α_p相和 β 转变组织变形协调性差和转变组织承担变形的能力差是 STA 试样塑性差的重要原因。由图 10 (d) 可知，RSTA 试样经过拉伸变形后，拉长状的 α_p和 β 相均呈亮绿色，在 α?相中更为显著，注明二者均充分参加变形过程，经过位错强化的 α_p相与 β 转变组织的变形协调性更好。荟萃在 α_p与 β 相界面的位错在拉伸变形过程中能够作为位错发射源来协调界面变形，以适应变形不相容引起的应变梯度，从而提高 RSTA 试样的塑性。

STA 试样拉伸变形后 α_s相的 TEM 描摹如图 11 (a) 所示，能够观察到次生α_s相的状态相较于拉伸变形前 (见图 6 (b)) 险些没有产生变动，这注明藐小的次生α_s相不易产生变形，位错在 α_s和 β 相界面处堆集到肯定水平后，产生的应力无法开释，就会在相界面处产生微孔，最终导致开裂 (见图 9 (b))。图 11 (b) 为 RSTA 试样拉伸变形后 α_s相的 TEM 描摹，由图中箭头所示，次生α_s相产生了显著的剪切和弯曲。粗壮的片层α_s相通过剪切变形能够吸收肯定的能量，缓解变形过程中的应力集中，延缓裂纹的萌生；；；α_s相界面产生的显著弯曲注明在变形过程中次生α_s相和 β 基体拥有优良的变形相容性，能够在肯定水平上缓解非均匀塑性变形带来的部门应力集中，提高 β 转变组织承担塑性变形的能力，从而有效提高资料的塑性。

3、、、结论

1）Ti55531 合金经过 STA (780℃固溶 30min 后在 500℃时效 6h) 处置后显微组织由等轴状 α_p相 +β 转变组织组成，β 转变组织中的 α_s相极度细密，出现细针状；；；经过 RSTA (780℃轧制后在 780℃固溶 30min 后在 500℃时效 6h) 处置后显微组织由椭球状 α_p相 +β 转变组织组成，转变组织中的 α_s相呈片层状。

2）STA 试样的强化方式以细针状的 α_s带来的析出强化为主，RSTA 试样的强化方式以析出强化和细晶强化为主，细晶强化添补了片层α_s析出强化成效不及带来的影响。

3）STA 试样的塑性较差，原因在于 α_p和 β 转变组织变形协调性较差和 β 转变组织承担变形的能力较弱。RSTA 试样较好的塑性起源于经过强化的 α_p和 β 转变组织变形协调性更好以及含有片层状 α_s的 β 转变组织承担变形的能力更强。

参考文件

[1] 刘全明，张朝晖，刘世锋，等。钛合金在航空航天及兵器设备领域的利用与发展 [J]. 钢铁钻研学报，2015, 27 (3):1-4. Liu Quanming, Zhang Zhaohui, Liu Shifeng, et al. Application and development of titanium alloy in aerospace and military hardware [J]. Journal of Iron and Steel Research, 2015, 27 (3):1-4.

[2] 刘世锋，宋玺，薛彤，等。钛合金及钛基复合伙料在航空航天的利用和发展 [J]. 航空资料学报，2020, 40 (3):77-94. Liu Shifeng, Song Xi, Xue Tong, et al. Application and development of titanium alloy and titanium matrix composites in aerospace field [J]. Journal of Aeronautical Materials, 2020, 40 (3):77-94.

[3] 王安东，张禄祥，陈彩凤，等。固溶时效处置对 Ti-5322 钛合金组织与机能的影响 [J]. 金属热处置，2020, 45 (12):24-28. Wang Andong, Zhang Luxiang, Chen Caifeng, et al. Effect of solution and aging treatment on microstructure and tensile properties of Ti-5322 alloy [J]. Heat Treatment of Metals, 2020, 45 (12):24-28.

[4] 徐全斌，刘诗园。国外航空航天领域钛及钛合金商标及利用 [J]. 世界有色金属，2022 (16):96-99. Xu Quanbin, Liu Shiyuan. Grades of titanium and titanium alloys developed in western countries and their applications in the aerospace industry [J]. World Nonferrous Metals, 2022 (16):96-99.

[5] 陈玮，刘运玺，李志强。高强 β 钛合金的钻研近况与发展趋向 [J]. 航空资料学报，2020, 40 (3):63-76. Chen Wei, Liu Yunxi, Li Zhiqiang. Research status and development trend of high-strength β titanium alloys [J]. Journal of Aeronautical Materials, 2020, 40 (3):63-76.

[6] 尹卫东，尹慧，向伟，等. TC18 钛合金棒材的组织 - 服役机能一致性热处置 [J]. 金属热处置，2024, 49 (9):232-236. Yin Weidong, Yin Hui, Xiang Wei, et al. Heat treatment with consistency of microstructure and serviceability for TC18 titanium alloy bar [J]. Heat Treatment of Metals, 2024, 49 (9):232-236.

[7] 李金山，唐斌，樊江昆，等。高强亚稳 β 钛合金变形机制及其组织调控步骤 [J]. 金属学报，2021, 57 (11):1438-1454. Li Jinshan, Tang Bin, Fan Jiangkun, et al. Deformation mechanism and microstructure control of high strength metastable β titanium alloy [J]. Acta Metallurgica Sinica, 2021, 57 (11):1438-1454.

[8] Duerig T W, Terlinde G T, Williams J C. Phase transformations and tensile properties of Ti-10V-2Fe-3Al [J]. Metallurgical Transactions A, 1980, 11 (12):1987-1998.

[9] 陈浩，侯岳红，张曦，等。固溶时效处置对 Ti-5.43Al-3.11Mo-1.41V 合金显微组织和力学机能的影响 [J]. 金属热处置，2021, 46 (7):155-160. Chen Hao, Hou Yuehong, Zhang Xi, et al. Effect of solution and aging treatment on microstructure and mechanical properties of Ti-5.43Al-3.11Mo-1.41V titanium alloy [J]. Heat Treatment of Metals, 2021, 46 (7):155-160.

[10] 张书铭，林博超，辛社伟，等。亚稳 β 钛合金 Ti-1500 热变形行为 [J]. 金属热处置，2023, 48 (5):158-165. Zhang Shuming, Lin Bochao, Xin Shewei, et al. Hot deformation behavior of metastable β-titanium alloy Ti-1500 [J]. Heat Treatment of Metals, 2023, 48 (5):158-165.

[11] 周晓锋，付文，利成宁，等. Ti80 钛合金两相区高温变形本构模型及热加工图 [J]. 金属热处置，2022, 47 (5):25-30. Zhou Xiaofeng, Fu Wen, Li Chengning, et al. Constitutive model and hot processing map of Ti80 titanium alloy during high temperature deformation in two-phase region [J]. Heat Treatment of Metals, 2022, 47 (5):25-30.

[12] 薛强，彭雯雯，曾卫东. α 相状态与含量对 TA15 钛合金力学机能的影响 [J]. 钛工业进展，2015, 32 (2):13-16. Xue Qiang, Peng Wenwen, Zeng Weidong. Effect of alpha phase morphology and content on properties of TA15 titanium alloy [J]. Titanium Industry Progress, 2015, 32 (2):13-16.

[13] Devaraj A, Joshi V V, Srivastava A, et al. A low-cost hierarchical nanostructured beta-titanium alloy with high strength [J]. Nature Communications, 2016, 7 (1):1-8.

[14] 史双喜。航空用近 β 钛合金 TC18 热变形行为及组织演变钻研 [D]. 长沙：中南大学，2024. Shi Shuangxi. Research on thermal deformation behavior and microstructure evolution of near-β titanium alloy TC18 for aerospace applications [D]. Changsha: Central South University, 2024.

[15] Li C, Huang L, Zhao M, et al. Systematic analysis of the softening mechanism and texture evolution of Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al alloy during hot compression in α+β phase region [J]. Materials Science and Engineering A, 2022, 850:143571.

[16] 盖晋阳，程军，于振涛，等. β 型钛合金细化 α 析出相的步骤及钻研近况 [J]. 热加工工艺，2020, 49 (14):1-5. Ge Jinyang, Cheng Jun, Yu Zhentao, et al. Methods and research status of refinement of α precipitates in β-type titanium alloy [J]. Hot Working Technology, 2020, 49 (14):1-5.

[17] 张雪，寇宏超，赖运金，等。近 β 钛合金时效过程中次生 α 相的形核机制 [C]// 第十五届全国钛及钛合金学术互换会论文集. 2013:57-61. Zhang Xue, Kou Hongchao, Lai Yunjin, et al. Nucleation mechanism of secondary α phase in near-β titanium alloy [C]//The Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2013:57-61.

[18] Li Z, Pradeep K G, Deng Y, et al. Metastable high-entropy dual-phase alloys overcome the strength-ductility trade-off [J]. Nature, 2016, 534 (7606):227-230.

[19] 夏晓洁，吴国清，黄正，等。固溶时效处置对高强高韧钛合金显微组织与力学机能的影响 [J]. 北京航空航天大学学报，2015, 41 (7):1294-1299. Xia Xiaojie, Wu Guoqing, Huang Zheng, et al. Effects of solution aging treatment on microstructure and mechanical properties of a high strength and high-toughness titanium alloy [J]. Journal of Beijing University of Aeronautics and Astronautics, 2015, 41 (7):1294-1299.

[20] 周薇，汪畅，刘继雄，等。亚稳 β 型 Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al 合金的时效析出序列及 ω 和次生 α 相对拉伸机能的影响 [J]. 中国有色金属学报，2023, 33 (6):1742-1754. Zhou Wei, Wang Chang, Liu Jixiong, et al. Ageing precipitation sequence and effect of ω and secondary α phases on tensile properties of metastable β Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al alloy [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2023, 33 (6):1742-1754.

[21] 张浩宇，王川，刘丹，等. Ti-6Mo-5V-3Al-2Fe-2Zr 合金中次生 α 相对强度和塑性的影响 [J]. 罕见金属资料与工程，2022, 51 (6):2137-2143. Zhang Haoyu, Wang Chuan, Liu Dan, et al. Effect of secondary α phase on strength and ductility of Ti-6Mo-5V-3Al-2Fe-2Zr alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2022, 51 (6):2137-2143.

[22] Scudino S, Liu G, Sakaliyska M, et al. Powder metallurgy of Al-based metal matrix composites reinforced with β-Al?Mg? intermetallic particles: Analysis and modeling of mechanical properties [J]. Acta Materialia, 2009, 57 (15):4529-4538.

（注，原文标题：Ti55531钛合金热轧对α相析出行为及力学机能的影响）