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钛合金比强度高、耐蚀性好、生物相容性,因而被广泛应用于航空航天、能源化工、生物医学等领域。部分Ti-Mo系β钛合金的室温塑性变形机制较为特殊,具有良好的力学性能和优异的室温加工性能。不同热处理工艺处理后,β钛合金的变形前初始组织不同,室温变形机制不同,合金力学性能出现较大差异。本文以近β钛合金Ti-10Mo-1Fe为研究对象,研究了晶粒尺寸、变形前初始组织、变形方式对合金变形机制和力学性能的影响。固溶水冷合金的主要室温变形机制是{332}<113>孪生和应力诱导斜方马氏体α"相,变形后期逐渐转变为位错滑移;变形过程中还有少量应力诱导ω相、{112}<111>孪晶生成。固溶水冷合金强度适中,室温延伸率极高,这主要是由于变形过程中生成的{332}<113>孪晶起到了动态细化晶粒的作用。合金拉伸/压缩强度受到细晶强化和孪晶强化的综合作用,相变温度以上810℃、840℃固溶合金细晶强化效果明显,孪晶强化效果略弱;900℃固溶合金反之;870℃固溶合金两者综合效果较好,合金的压缩/拉伸强度较高、延伸率适中。相变温度以下780℃固溶合金强度升高,延伸率降低,性能变化的主要原因是初生α相和细晶β晶粒的存在;初生α相使晶粒间孪晶分布更不均匀;变形量较大后,沿45°方向的α/β相界面处出现压缩裂纹。拉伸变形的室温塑性变形机制种类较压缩无较大改变,但是拉伸合金中马氏体体积分数更高,多种变形机制交错现象较压缩更为复杂。相比于水冷合金,空冷合金强度、硬度升高,塑性降低,这是由于空冷合金中的纳米级时效ω相起到提高合金强度、硬度的作用。但是,时效ω相也一定程度上抑制了TWIP/TRIP效应,合金变形机制转变为{332}<113>形变孪晶和位错滑移,合金性能受到孪生与位错滑移复合变形模式的影响,强-塑性匹配较好。相比于水冷合金,空冷变形合金中孪晶体积分数低、孪晶板条较宽,变形量增大后孪晶界扭曲严重,位错滑移对变形的贡献更大。空冷变形试样中也存在少量应力诱导斜方马氏体α"相、应力诱导ω相、{112}<111>孪晶。炉冷合金强度、塑性都低于水冷合金的,炉冷试样冷却过程中析出的针状次生α相(体积分数>52%)使基体中优先发生塑性变形的β域减小至纳米级,不利于孪晶和应力诱导相的生成,合金变形机制转变为位错滑移。次生α相对炉冷合金的强化作用弱于空冷合金中ω相的,也没有水冷合金中孪晶动态细化晶粒效果好,因此炉冷合金压缩强度较低。