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本文以含碳量为0.06％和0.30(wt％)Ti-5.6Al-4.8Sn-2Zr-1Mo-0.35Si-0.7Nd合金的双态和魏氏组织为研究对象，研究了合金流变行为、热加工图、变形微观组织演变规律以及碳对变形机制的影响：
合金流变应力随着温度降低和应变速率升高而增大。含0.06％C和0.30％C合金在α+β相区变形，流变应力达到峰值后发生持续软化行为，归因于变形过程中产生的加工硬化不足以抵消动态回复或动态再结晶的作用；b相区变形，加工硬化引起的位错塞积与热激活引起的位错滑移达到平衡，流变应力达到峰值后进入稳定状态。获得了合金在α＋β和β相区变形的Jonas型双曲正弦本构方程。利用Prasad准则建立了含0.06％C和0.30％C合金的热加工图。合金在α+β相区变形的功率耗散因子h峰值为0.6～0.9，对应于α片层球化及α动态再结晶区域。在β相区变形，含0.06％C合金的h峰值为0.72～0.76，处在温度1060oC和应变速率0.1s-1，β相发生动态再结晶；含0.30％C合金h最大值为0.49～0.6。含0.06％C和0.30％C合金在α+β相区高应变速率下产生绝热剪切带及在β相区出现不均匀b组织导致合金发生流变失稳。
双态组织或魏氏组织在α+β相区变形，含0.06％C和0.30％C合金发生α动态再结晶，归功于α相的再结晶速率大于b相。魏氏组织在α+β相区变形，碳化物发生溶解，碳原子主要固溶于球状a相中，降低了Al在球状a相的溶解度，增强了Al在b相中的偏析，导致含0.30％C合金晶内和晶间a片层的球化程度高于含0.06％C合金。含0.06％C合金在β相区变形，应变速率小于0.1s-1时β晶粒发生完全再结晶，晶粒粗大；应变速率大于1s-1时部分β相发生动态再结晶，形成扁平粗大的β晶粒和细小β动态再结晶的混合组织。含0.30％C合金不论在低应变速率还是在高应变速率，均形成扁平粗大的β晶粒组织，没有β动态再结晶发生，这是由于变形过程碳化物的析出钉扎β晶界所导致的缘故。
由于在α+β相区变形碳的固溶强化作用以及β相区变形时碳化物的析出阻碍β晶界迁移和β动态再结晶，导致含0.30％C合金在a+b或b相区的变形激活能高于含0.06％C合金。