高强β型钛合金具有良好的成型能力，而且具有非常高的比强度，通过固溶-时效热处理工艺可以获得良好的强度与塑性和韧性的匹配。但是随着航空航天事业的发展，对高强钛合金的比强度和比刚度等性能提出了更高的要求。本文以自主设计的Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金为研究对象，系统地研究了热处理工艺以及微量的B4C与C的混合添加对合金的组织与性能的影响。开展了Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金的超塑性研究以及对变形过程中的组织演变规律进行研究。对合金高温压缩变形能力进行研究，并以高温压缩试验结果为依据轧制了合金板材。对锻造后的Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金棒材组织性能进行研究，发现热处理工艺对合金的力学性能非常重要。合金在(α+β)两相区和β单相区固溶后具有非常好的塑性，但是强度水平较低。经过低温时效后，合金的强度大幅提高，并且时效温度越低，强度越高。对合金在775℃/1h/AC+440℃/8h条件下热处理时，获得了1715MPa的超高抗拉强度，并具有一定的塑性。在800℃/1h/AC+520℃/8h热处理条件下，合金获得了强度与塑性的优良匹配，抗拉强度与延伸率分别为1466MPa和14.5%。Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金的力学性能对其组织非常敏感，尤其是α相的影响尤为重要。在(α+β)两相区固溶条件下产生的初生α相可以抑制β晶粒的长大，α相的数量越多，其晶粒越细小，因此合金能够获得更好的强度与塑性。而在β单相区固溶的合金β晶粒将迅速长大，这对合金的性能带来不利影响。时效过程中析出的细小的次生α相是合金强度提高的主要原因，次生α相尺寸的减小或者其体积分数的增加，都会使合金的强度得到提高。塑性的变化与强度呈相反趋势，即强度越高，塑性越低。研究了微量B4C与C的添加对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe显微组织及性能的影响。合金中加入微量的B4C与C后，以原位反应合成的方式生成总体积分数约为1%的TiB和TiC。TiB和TiC具有细化β晶粒的作用。在β单相区固溶时TiB和TiC可以通过钉扎作用而限制β晶粒的长大，其晶粒大小只有相当于基体合金的一半；当合金在(α+β)两相区固溶时，B4C与C增加了初生α相的数量，从而也达到了细化β晶粒的效果。另外，B4C和C的加入还细化了次生α相的尺寸。添加B4C和C的合金的最高抗拉强度可以达到1834MPa，塑性为2%。在相同的热处理条件下，B4C和C可以明显提高合金的强度，但是塑性略有下降。本文研究了Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金在650℃～800℃、2.78×10-4s-1～8.33×10-3s-1条件下的(α+β)两相区的超塑性变形行为。结果发现，变形温度的升高或者应变速率的降低都会提高合金的超塑性延伸率，在变形温度为800℃，应变速率为2.78×10-4s-1时，合金得到最大延伸率，为455%。合金超塑性变形的主要机制为位错的运动。在塑性变形过程中，合金产生大量的位错，位错缠结并切割母相形成亚晶粒和亚晶界。随着变形的继续，亚晶粒发生长大，晶界随着变形发生转动，最终形成与母相具有一定晶界角度的晶粒。合金在塑性变形过程中也发现有少量的再结晶晶粒，但数量很少，并不是合金超塑性变形的主要机制。采用热物理模拟方法，研究了Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金的高温压缩变形行为，揭示了变形应力与变形温度和应变速率之间的关系，峰值应力和流变应力均随温度的升高和应变速率的减小而降低，且峰值应力σ与温度(1000/T)、lnε之间都满足线性关系。合金在(α+β)两相区的平均变形激活能为271.1kJ/mol。建立了合金在(α+β)相区热变形本构方程，为后续热变形参数的选择和设备吨位的确定提供了指导。根据热压缩的研究结果，对Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金分别在790℃((α+β)两相区)及870℃(β单相区)进行了板材的轧制。当合金在790℃变形量为90%时和在870℃变形量为90%时产生<110>方向平行于轧制方向的织构。合金轧制板材具有中等强度及优异的塑性。对790℃变形量为90%的合金板材进行了热处理强化，在800℃固溶及440℃时效条件下的合金板材抗拉强度可达到1744MPa，延伸率4.3%。在800℃固溶及520℃时效时的抗拉强度为1486MPa，延伸率为15.6%，具有非常优异的强度塑性匹配。