近β型鈦合金Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（Ti-55511，亦稱 TC18），因其優(yōu)異的比強(qiáng)度、耐腐蝕性和耐熱性能，被廣泛應(yīng)用于航空結(jié)構(gòu)件、機(jī)身承力框段、起落架部件及火箭與導(dǎo)彈殼體等承力關(guān)鍵構(gòu)件，在航空航天領(lǐng)域發(fā)揮著重要作用。研究表明，Ti-55511 鈦合金具有優(yōu)良的淬透性和可調(diào)控的相變行為，此外其兼顧強(qiáng)度、塑性和組織穩(wěn)定性的綜合特點(diǎn)使其成為上述關(guān)鍵領(lǐng)域極具應(yīng)用潛力的結(jié)構(gòu)材料之一［1］ 。在熱處理過程中，Ti-55511合金表現(xiàn)出典型的 α/β 相轉(zhuǎn)變行為，金相法測(cè)定其 α/β 相變溫度約為 1148 K（≈875 ℃）［2］ 。在 α+β 兩相區(qū)進(jìn)行固溶處理（solution treating， ST），β 母相中會(huì)出現(xiàn)初生 α_p相（primary α_p）。在固溶后的冷卻過程中可能析出次生 α_s相（secondary α_s），而次生 α_s組織特征也受到后續(xù)時(shí)效處理的影響［3］。初生 α_p相的尺寸、形態(tài)和分布主要由固溶熱處理溫度與時(shí)間控制；次生 α_s 相的析出行為則受控于固溶后冷速、時(shí)效（aging）溫度及時(shí)間等參數(shù)［4］ 。不同尺寸、形貌和分布的α相會(huì)顯著影響合金的力學(xué)性能，如細(xì)小的次生 α_s相能夠顯著提升合金強(qiáng)度，而尺寸較大的初生 α_p相則有利于變形協(xié)調(diào)，從而改善塑性與韌性斷裂［5-6］ 。

在兩相區(qū)固溶處理中，溫度與時(shí)間直接決定初生 α_p相的溶解程度與β基體的溶質(zhì)元素過飽和水平。較低的固溶溫度或較短的保溫時(shí)間會(huì)導(dǎo)致初生 α_p相溶解不充分，使粗大的初生 α_p相保留β基體中，影響β基體的合金元素分布的均勻性，并降低隨后的次生 α_s相析出強(qiáng)化效果［7-8］；隨著固溶溫度提高或保溫時(shí)間延長(zhǎng)，初生 α_p相逐步溶解，β 基體中過飽和溶質(zhì)元素的含量得以提高，為后續(xù)細(xì)小次生 α_s相的彌散析出提供更高的驅(qū)動(dòng)力［9-12］ 。然而，當(dāng)溫度接近于 α/β 相轉(zhuǎn)變溫度，容易導(dǎo)致β晶粒顯著長(zhǎng)大，同時(shí)使初生 α_p相過度溶解，進(jìn)而削弱后續(xù)次生 α_s的形核驅(qū)動(dòng)力，使次生 α_s析出受到影響，從而引起強(qiáng)度與韌性雙重退化［13-15］ 。此外，大量研究表明合理的固溶熱處理能有效抑制次生 α_s相粗化 、降低織構(gòu)強(qiáng)度, 提高合金的力學(xué)與疲勞性能［16-18］ 。因此，合理調(diào)控固溶溫度與時(shí)間成為實(shí)現(xiàn)Ti-55511合金組織調(diào)控與性能優(yōu)化的關(guān)鍵途徑，但目前仍存在若干關(guān)鍵問題亟待解決。尤其是固溶制度對(duì)初生 α_p相體積分?jǐn)?shù)、尺度特征及其后續(xù)冷卻與時(shí)效處理對(duì)次生 α_s析出的影響機(jī)制尚缺乏系統(tǒng)化的定量描述。

針對(duì)上述問題，本研究構(gòu)建了不同兩相區(qū)固溶溫度與時(shí)間的實(shí)驗(yàn)體系，通過對(duì)初生 α_p相形貌、體積分?jǐn)?shù)的系統(tǒng)測(cè)定，揭示其隨固溶參數(shù)變化的演化規(guī)律；同時(shí)結(jié)合力學(xué)性能分析，建立固溶溫度與時(shí)間對(duì)α相特征及強(qiáng)度-塑性響應(yīng)的關(guān)聯(lián)模型。研究結(jié)果為近β型 Ti-55511合金固溶處理的組織調(diào)控機(jī)制提供了系統(tǒng)證據(jù)，并為其熱處理制度的優(yōu)化設(shè)計(jì)提供了可驗(yàn)證的理論基礎(chǔ)和實(shí)驗(yàn)支撐。

1、實(shí)驗(yàn)過程

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為 Ti-55511 鈦合金，化學(xué)成分如表 1 所示。

表 1 Ti-55511 鈦合金的化學(xué)成分

1.2 熱處理工藝

已知 Ti-55511合金 α/β 相變溫度約為 875℃，為避免β單相區(qū)加熱導(dǎo)致β晶粒過度長(zhǎng)大，同時(shí)匹配 Ti-55511合金的實(shí)際固溶工藝溫度，本研究將固溶溫度限定于 α+β 兩相區(qū)的 730~790℃范圍，并設(shè)置 0.5~3.5h 的保溫時(shí)間范圍，系統(tǒng)考察固溶工藝參數(shù)范圍內(nèi)合金的顯微組織演變與力學(xué)性能差異，具體熱處理制度如表 2 所示。后續(xù)在 600℃溫度下進(jìn)行 4h 時(shí)效處理，可促進(jìn)細(xì)小彌散次生α相充分析出，使不同固溶參數(shù)處理后的樣品均形成α_p+α_s雙片層組織，以分析固溶參數(shù)對(duì)最終性能的影響。熱處理實(shí)驗(yàn)在科晶 KSL1200X 馬弗爐中開展，該爐具有五面溫控。此外，實(shí)驗(yàn)過程中采用熱電偶實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)溫度以確保其準(zhǔn)確性。

表 2 Ti-55511 鈦合金熱處理工藝參數(shù)

1.3 組織表征

1.3.1 X 射線衍射 (XRD) 分析

為分析不同熱處理制度下 Ti-55511合金相的特征，對(duì)于不同條件熱處理后的 Ti-55511 鈦合金，本研究使用 X 射線衍射儀 (XRD) 對(duì)試樣的相組成進(jìn)行檢測(cè)。在 XRD 測(cè)試前，試樣表面被 1200 目的碳化硅砂紙打磨以去除氧化層。XRD 實(shí)驗(yàn)設(shè)備為日本 Rigaku 公司的 Ultima IV，測(cè)試步長(zhǎng)為 0.02°，且全程于室溫下完成測(cè)試。

1.3.2 掃描電子顯微鏡 (SEM) 表征

采用電火花線切割 (EDM) 從不同條件熱處理后的樣品中截取觀測(cè)試樣。樣品表面依次用 80~4000 目的碳化硅砂紙進(jìn)行粗磨，之后用 1μm 與 0.5μm 粒度的拋光膏進(jìn)行拋光，再用二氧化硅懸浮液進(jìn)行精細(xì)拋光。使用 Kroll 試劑 (體積比為 HF:HNO?:H?O=1:2:7) 對(duì)磨拋后的樣品進(jìn)行浸沒法金相腐蝕，經(jīng) 7~10s 腐蝕后的樣品呈現(xiàn)微黃色。隨后用無水乙醇清洗樣品，并使用真空干燥箱進(jìn)行干燥。為分析試樣的顯微組織特征，本研究使用了蔡司 Gemini 300 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡 (SEM) 觀察試樣的微觀組織結(jié)構(gòu)，SEM 操作電壓為 10kV。隨后通過對(duì)高分辨圖像中相比例及特征進(jìn)行分析，獲取了微觀組織定量特征。為減少取樣位置造成的實(shí)驗(yàn)誤差，每個(gè)樣品選取 10 張 SEM 電鏡圖進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，通過 ImageJ 軟件對(duì)相比例及特征進(jìn)行圖像識(shí)別與定量分析。

1.4 力學(xué)性能測(cè)試

1.4.1 顯微硬度測(cè)試

本研究采用上海泰明光學(xué)儀器有限公司 HXD-100TMSC/LCD 型數(shù)字式電子顯微硬度計(jì)進(jìn)行維氏硬度 (HV) 測(cè)試。測(cè)試參數(shù)參考 GB/T 4340.1-2009 標(biāo)準(zhǔn)，載荷設(shè)置為 500gf，保載時(shí)間 10s，每個(gè)樣品在不同區(qū)域均勻選取 20 個(gè)測(cè)試點(diǎn)，去除異常值后取平均值作為該樣品的顯微硬度值。

1.4.2 室溫拉伸測(cè)試

選取工業(yè)常用的固溶時(shí)間參數(shù) 1.5h 的樣品進(jìn)行室溫拉伸測(cè)試，拉伸樣品尺寸依據(jù) GB/T 228-2002 標(biāo)準(zhǔn)設(shè)計(jì)。采用 UTM5305/S13 型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測(cè)試，拉伸速率為 1.5mm/min，每個(gè)工藝條件制備 3 個(gè)平行樣品，測(cè)試完成后取屈服強(qiáng)度、延伸率的平均值作為最終拉伸性能數(shù)據(jù)。

2、結(jié)果與討論

2.1 相組成分析

不同的固溶溫度與保溫時(shí)間下 Ti-55511合金的 XRD 衍射譜如圖 2 所示，所有樣品均呈現(xiàn)出 α+β 雙相結(jié)構(gòu)特征。隨著固溶溫度由 730℃升高至 790℃，β 相 110 主峰強(qiáng)度逐漸增大，而α相峰強(qiáng)則相應(yīng)減弱；以上結(jié)果表明β相比例隨溫度升高而上升，而α相比例隨溫度升高而下降。相比之下，保溫時(shí)間對(duì)峰強(qiáng)的影響較小。

2.2 顯微形貌表征

圖 3 展示了 Ti-55511 鈦合金在不同固溶溫度下經(jīng)不同保溫時(shí)間處理后的晶內(nèi)顯微組織形貌演化，所有條件下的組織均由粗大的初生α_p相片層及其之間的β轉(zhuǎn)變組織 (β_trans) 組成。以上結(jié)果與圖 2 中 XRD 衍射譜結(jié)果相符，但各相的空間分布與尺寸隨固溶溫度時(shí)間的變化而改變。隨著固溶溫度的升高，合金中初生α_p相比例逐漸減少，而β轉(zhuǎn)變組織相比例隨溫度升高而增加，這是由于 Ti-55511合金 α/β 相變溫度約為 875℃，730~790℃區(qū)間內(nèi)溫度升高會(huì)增強(qiáng) α→β 相變驅(qū)動(dòng)力，且高溫加速了元素?cái)U(kuò)散使相平衡快速完成。而高固溶溫度下 α/β 相界面遷移能力強(qiáng)、界面附近的高密度缺陷為元素?cái)U(kuò)散提供了豐富通道，促進(jìn)α_p相發(fā)生溶解。因此，隨著溫度升高初生α_p相形貌由粗大的塊狀或短棒狀逐步轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)長(zhǎng)的片層狀。

圖 4a 所示的統(tǒng)計(jì)結(jié)果進(jìn)一步揭示了固溶溫度與時(shí)間對(duì)初生α_p相比例的影響。Ti-55511 的 α/β 相變溫度約為 875℃，其中β相為高溫相，α 相為低溫相。因此，隨著固溶溫度由 730℃提升至 790℃，初生α_p相的體積分?jǐn)?shù)呈持續(xù)下降的趨勢(shì)，初生α_p相比例由 730℃的 33.8%~37.8% 降至 790℃的 20.7%~23.9%。此外，固溶時(shí)間對(duì)初生α_p相比例的影響在低固溶溫度與高固溶溫度呈現(xiàn)出迥異的趨勢(shì)。在 730~760℃的較低固溶溫度區(qū)間內(nèi)，初生α_p相比例隨固溶時(shí)間的增加而小幅降低，這是由于較低的固溶溫度抑制了元素的快速擴(kuò)散，使其需要一定的固溶時(shí)間達(dá)到相平衡狀態(tài)。在 790℃高溫固溶條件下，由于溫度升高加快了元素?cái)U(kuò)散過程，其達(dá)到相平衡所需時(shí)間大大縮短，固溶時(shí)間的延長(zhǎng)并未引起初生α_p相比例的變化。

固溶溫度與時(shí)間對(duì)初生α_p相尺寸的影響如圖 4b 所示。當(dāng)固溶溫度由 730℃升至 790℃，初生α_p相片層寬度呈持續(xù)下降的趨勢(shì)，初生α_p相寬度由 730℃的 1.5~1.7μm 降至 760℃的 1.3~1.5μm 與 790℃的 1.2~1.3μm。其主要原因?yàn)楦吖倘軠囟葪l件下初生 α/β 相界面的遷移能力強(qiáng)，相界面附近高密度缺陷為元素?cái)U(kuò)散提供了優(yōu)先通道，使初生α_p相更易溶于β基體，從而導(dǎo)致片層尺寸的縮小。除固溶溫度外，固溶時(shí)間對(duì)初生α_p相片層厚度也有一定的影響。在較短的 0.5~1.5h 保溫時(shí)間時(shí)，初生α_p相尺寸在三個(gè)固溶溫度條件均有大幅增大。例如當(dāng)固溶溫度為 760℃時(shí)，初生α_p相片層平均尺寸由約 1.17μm 增大至 1.51μm；而當(dāng)保溫時(shí)間處于 1.5h 與 3.5h 之間，初生α_p相尺寸在三個(gè)固溶溫度均只有小幅增長(zhǎng)。這是由于在固溶初期與后期擴(kuò)散機(jī)制主要涉及界面擴(kuò)散與晶格擴(kuò)散兩種不同的原子路徑。其中，界面擴(kuò)散是指溶質(zhì)原子沿 α/β 相界面擴(kuò)散的過程，該擴(kuò)散路徑具有較高的缺陷密度和較低的擴(kuò)散能壘，其擴(kuò)散系數(shù)通常顯著高于晶格內(nèi)部的體擴(kuò)散 (即晶格擴(kuò)散)。相較之下，晶格擴(kuò)散是指溶質(zhì)原子在β相晶格內(nèi)部通過體擴(kuò)散方式進(jìn)行的遷移，其擴(kuò)散速率受限于較低的缺陷密度和較高的擴(kuò)散能壘。在固溶處理初期，相界面擴(kuò)散占主導(dǎo)作用，允許初生α_p相局部形貌的調(diào)整，相界面附近的缺陷加速了溶質(zhì)元素的擴(kuò)散速率從而促進(jìn)了初生α_p相片層的快速長(zhǎng)大；隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，相界面逐漸減少，擴(kuò)散過程由界面擴(kuò)散向晶格擴(kuò)散轉(zhuǎn)變，而晶格中缺陷密度較界面更低，晶格擴(kuò)散速率受限，從而降低了初生α_p相片層的長(zhǎng)大速率。

如圖 5 所示，除晶內(nèi)初生α_p相外，組織中還存在晶界 α_{GB}。隨著固溶溫度的升高，晶界 α_{GB} 連續(xù)性下降。如 730℃/0.5h 固溶條件下較為連續(xù)的晶界 α_{GB} 相變?yōu)?790℃/0.5h 樣品中的非連續(xù) α_{GB}。其主要原因是，不同溶質(zhì)元素原子的擴(kuò)散速率有差異，使其在 α/β 相界面前沿分布不均勻而產(chǎn)生局部成分突變，此成分突變?cè)诟吖倘軠囟认掠捎谠財(cái)U(kuò)散速率的提高而加大，從而造成晶界界面的遷移受到影響而生成不連續(xù)晶界 α_{GB}。保溫時(shí)間對(duì)晶界 α_{GB} 也有著重要影響，除晶界 α_{GB} 連續(xù)性隨固溶時(shí)間增加而下降外，3.5h 長(zhǎng)時(shí)時(shí)效在 3 個(gè)固溶溫度均使 α_{GB} 表現(xiàn)出長(zhǎng)大與球化的現(xiàn)象。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，溶質(zhì)元素?cái)U(kuò)散持續(xù)進(jìn)行，為降低體系的界面能，原呈連續(xù)薄層分布的晶界 α_{GB} 逐步向不連續(xù)的塊狀或等軸化形貌轉(zhuǎn)變。

730~790℃固溶處理樣品的β相均為β轉(zhuǎn)變組織 (β_trans)，這是由于固溶處理冷卻過程的空冷與隨后的時(shí)效處理可促進(jìn)細(xì)小的次生α_s相的析出。因此，本研究的樣品均為α_p+α?雙片層組織。如圖 6 所示，在 730℃低溫固溶條件下，次生α相片層數(shù)量較高溫 790℃條件少。因?yàn)楦邷毓倘軛l件下的β相比例較低溫固溶條件高，這導(dǎo)致了其β相穩(wěn)定元素含量更低，從而降低了其相穩(wěn)定性，促進(jìn)了次生α_s在隨后的空冷與時(shí)效過程中的均勻析出與長(zhǎng)大。因此，790℃高溫固溶處理得到了更細(xì)小彌散分布的次生α_s相。與此同時(shí)，在相同固溶溫度條件下，保溫時(shí)間延長(zhǎng)對(duì)次生α_s相形貌的影響相對(duì)有限，僅引起輕微的尺寸變化。

2.3 力學(xué)性能測(cè)試

2.3.1 維氏硬度

圖 7a 為不同固溶溫度與時(shí)間條件下 Ti-55511合金的顯微硬度統(tǒng)計(jì)結(jié)果，具體結(jié)果如表 3 所示。隨著固溶溫度的升高，顯微硬度由 730℃的 331~347HV 增至 790℃的 371~393HV。較高的固溶溫度促使初生α_p相持續(xù)溶解，β_trans組織比例增加，從而在后續(xù)時(shí)效過程中形成數(shù)量更多、分布更為彌散的細(xì)小次生α_s相。由于細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)，790℃樣品中更多的次生α_s相提高了合金的顯微硬度。與此同時(shí)，固溶時(shí)間對(duì)顯微硬度也有一定的影響。在較低固溶溫度 (730~760℃) 下，顯微硬度均表現(xiàn)出隨時(shí)間小幅升高的現(xiàn)象，其原因是初生α_p相體積分?jǐn)?shù)小幅下降導(dǎo)致 β_trans體積分?jǐn)?shù)小幅提升，隨之上升的次生α相數(shù)量導(dǎo)致了顯微硬度小幅上升。相比之下，在 790℃高溫固溶條件下，更快的溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率使得相比例快速趨于平衡狀態(tài)，固溶時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)對(duì)組織及顯微硬度的影響較為有限。為驗(yàn)證上述數(shù)據(jù)的可靠性，圖 7b、7c 展示了保溫時(shí)間為 3.5h 時(shí)，730℃固溶樣品與 790℃固溶樣品的壓痕形貌。790℃固溶樣品 (376HV) 壓痕較 730℃固溶樣品 (347HV) 小，這與硬度隨溫度變化的趨勢(shì)一致。

表 3 不同固溶參數(shù)下 Ti-55511合金的維氏顯微硬度統(tǒng)計(jì)結(jié)果

2.3.2 拉伸性能

如圖 8 所示，在固溶時(shí)間為 1.5h 時(shí)，Ti-55511合金的屈服強(qiáng)度隨著固溶溫度的升高呈現(xiàn)明顯上升趨勢(shì)，而延伸率則出現(xiàn)下降趨勢(shì)。屈服強(qiáng)度由 730℃的 963MPa 增至 760℃的 1069MPa 和 790℃的 1135MPa，但延伸率從 730℃的 15.6% 降至 760℃的 11.3% 和 790℃的 8.0%。這是由于固溶溫度的升高提高了含有次生α_s相的 β_trans組織比例，使細(xì)小的次生α_s相的析出量增加，細(xì)小的次生α_s相提供了更多的可阻礙位錯(cuò)滑移的 α/β 相界面，提升了材料的屈服強(qiáng)度。就合金塑性的變化規(guī)律而言，該合金在較低固溶溫度下表現(xiàn)出較高的伸長(zhǎng)率，這主要與初生α_p相的比例與厚度特征緊密相關(guān)。在較低的 730℃固溶溫度下，更高的初生α_p相比例與更粗的次生α相片層為位錯(cuò)滑移和協(xié)調(diào)變形提供了更大的空間，從而有利于塑性變形能力的提高。因此，本研究證實(shí)，通過調(diào)控固溶處理工藝參數(shù)以控制初生α_p相與次生α_s相的組成及形貌特征，可實(shí)現(xiàn)對(duì) Ti-55511合金力學(xué)性能的精準(zhǔn)調(diào)控。

3、結(jié)論

固溶溫度的升高顯著降低了初生α_p相體積分?jǐn)?shù)，粗大塊狀或短棒狀的晶內(nèi)初生α_p相隨溫度升高逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)長(zhǎng)片層狀晶內(nèi)α_p相；低溫 (730~760℃) 固溶條件下延長(zhǎng)保溫時(shí)間僅使初生α_p相比例小幅降低，高溫 (790℃) 固溶條件下僅需較短時(shí)間達(dá)到相平衡，延長(zhǎng)固溶時(shí)間對(duì)初生α_p相比例影響不大。

隨著固溶溫度升高，β 相穩(wěn)定性隨β相比例升高而降低，為后續(xù)空冷與時(shí)效過程中次生α_s相的彌散析出提供有利條件；析出的細(xì)小次生α_s相呈均勻片狀分布，且高溫固溶樣品中次生α_s片層數(shù)量顯著增加。

高溫固溶條件下細(xì)小均勻的次生α_s相通過細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)顯著阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，大幅提高合金顯微硬度和屈服強(qiáng)度；但高溫固溶下初生α_p相比例減少，降低了材料的變形協(xié)調(diào)能力，使延伸率下降。最終呈現(xiàn)強(qiáng)度隨固溶溫度上升而增加，延伸率隨固溶溫度升高而下降的變化規(guī)律。

參考文獻(xiàn)

[1] Jiang H, Zhao X, Song H, et al. The effect of highvelocity air-fuel WC-12Co coatings on the wear and corrosion resistance of TC18 titanium alloy [J]. Coatings, 2023, 13(4): 755.

[2] Shi C, Wu G, Sha A, et al. Effect of microstructures on fatigue property of TC18 titanium alloy with equal strength [J]. Procedia Eng, 2012, 27: 1209-1215.

[3] Yin L, Sun Z, Yin Z, et al. The formation of precipitate-free zones in β-quenched TC18 titanium alloy during two phase field heat treatment [J]. Mater Charact, 2023, 199: 112774.

[4] Quan H, Qiu K H, Huang D M, et al. Effect of nearβheat treatment process on microstructure of TC18 alloy [J]. Appl Mech Mater, 2013, 483: 110-114.

[5] Huang Z, Suo H, Gong S, et al. Tensile properties and fracture characteristics of TC18 alloy by electron beam wire deposition [J]. Mater Technol, 2016, 31 (2): 115-120.

[6] Liu Z D. Effect of multi-heat treatments on microstructure evolution and mechanical properties of TC18 alloy [D]. Hohhot: Inner Mongolia University of Technology, 2022.

[7] Qiu F, Ivasishin O, Dong S, et al. Response of partly recrystallized microstructure to the rapid heat treatment in TC18 alloy [J]. Adv Mater Sci Eng, 2022, 2022(1): 3926507.

[8] Huang S, Zhang J, Ma Y, et al. Influence of thermal treatment on element partitioning in α+β titanium alloy [J]. J Alloys Compd, 2019, 791: 575-585.

[9] Yin M, Luo H, Deng H, et al. Thermomechanical processing of near-β Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloys: Effect of deformation reduction on microstructures and mechanical properties [J]. Mater Sci Eng A, 2022, 853: 143786.

[10] Guan J, Liu J R, Lei J F, et al. The relationship of heat treatment-microstructures-mechanical properties of the TC18 titanium alloy [J]. Chinese Journal of Materials Research, 2009, 23(1): 77-82.

[11] Zhang S, Lin Y C, Wang L H, et al. Effects of aging treatment on the microstructures and mechanical properties of a TC18 alloy [J]. Materials, 2024, 17 (3): 570.

[12] Chen Y, Wang K, Ren Z. Interaction between phase transformation and static recrystallization during annealing of rolled TC18 titanium alloy [J]. J Mater Sci Technol, 2024, 202: 1-15.

[13] Sun S, Lv W. Microstructure and mechanical properties of TC18 titanium alloy [J]. Rare Metal Mat Eng, 2016, 45(5): 1138-1141.

[14] Chen Y, Su H, Zhao F, et al. Preparation of highstrength TC18 titanium alloy by constructing dual heterostructures through deformation heat treatment [J]. J Alloys Compd, 2025, 1036: 181907.

[15] Liu Y, Ren K, Tian W, et al. Effect of heat treatment on the microstructure and properties of Ti600/TC18 joints by inertia friction welding [J]. Materials, 2022, 16(1): 392.

[16] Tang J, Luo H, Wu B, et al. Effect of heat treatment on the microstructure and property of metastableβtitanium alloy [J]. Materials, 2024, 17(24): 6294.

[17] Li Z, Du Z, Gong T, et al. Effect of multistage lamellar microstructure on mechanical properties of Tc18 alloy [J]. Mater Today Commun, 2024, 38: 107732.

[18] Gao J, Rainforth W M. The effect of heating rate on discontinuous grain boundary alpha formation in a metastable beta titanium alloy [J]. Metall Mater Trans A, 2020, 51(8): 3766-3771.

[19] Luo H J, Yuan W H, Xiang W, et al. High-cycle fatigue behavior and corresponding microscale deformation mechanisms of metastable Ti55511 alloy with a basket-weave microstructure [J]. Materials, 2022, 15(20): 7144.

[20] Xiong Z H, Li Z S, Yang P, et al. Evolution ofβphase texture of large size TC18 titanium alloy bar during multi-pass forging [J]. Titanium Industry Progress, 2021, 38(6): 6-11.

[21] Luo H J, Deng H, Yuan W H, et al. Effect of heat treatment holding time on microstructure and tensile properties of Ti55511 alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2025, 54(5): 1185-1193.

[22] Cao S, Hu Q, Huang A, et al. Static coarsening behaviour of lamellar microstructure in selective laser melted Ti-6Al-4V [J]. J Mater Sci Technol, 2019, 35(8): 1578-1586.

[23] Zhang R X, Ma Y J, Jia Y D, et al. Microstructure evolution and element partitioning behavior during heat-treatment in metastableβtitanium alloy [J]. Chinese Journal of Materials Research, 2023, 37(3): 161-167.

[24] Lütjering G, Williams J C. Titanium [M]. 2nd ed. Berlin: Springer, 2007.

[25] Ge J, Shi S, Zhan X, et al. Effect ofαconfiguration on recrystallization uniformity and grain refinement of TC18 alloy during thermomechanical treatment [J]. J Alloys Compd, 2025, 1010: 178149.

[26] Zhu W, Ma Q, Tian R, et al. Microstructural evolution and mechanical properties of TC18 titanium alloy with bimodal structure [J]. J Mater Eng Perform, 2025, 34(15): 16103-16114.

[27] Wang C, Wang W, Luo C, et al. Effect of secondary α-phase precipitation on high-strain-rate deformation and shear band evolution in metastable β-titanium alloy [J]. J Mater Res Technol, 2025, 39: 4610-4622.

[28] Zhang H, Lin Y C, Su G, et al. Effect of hot deformation plus aging treatment on the microhardness of a TC18 alloy [J]. Adv Eng Mater, 2025, 27(7): 2402512.

[29] Qiu F, Cheng T, Ivasishin O M, et al. Microstructure and mechanical properties evolution of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy under rapid heat treatment [J]. J Mater Res Technol, 2023, 24: 4203-4217.

（注，原文標(biāo)題：Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe高強(qiáng)鈦合金熱處理工藝-組織-性能研究_干敏）