β钛合金具有优异的综合性能,广泛应用于航空航天、医疗卫生、能源化工等领域,其工作环境要求苛刻且工况复杂。亚稳β型Ti-10Mo-1Fe合金因其优良的强度-塑性匹配性,近年来受到广泛关注,但Ti-10Mo-1Fe合金的高相位稳定性使其具有孪生诱发塑性和马氏体诱发塑性（TWIP/TRIP）等效应,塑性变形机制较为复杂。本文针对Ti-10Mo-1Fe塑性变形机制的多样性,研究了该合金深冷、室温到高温（-196～900℃）宽温域内的变形行为,分析了不同条件下的微观组织结构演化,探究了不同加工温度对合金变形机制和力学性能的影响,构建了合金在宽温域下微观组织结构-堆垛层错能-变形机制关系模型。在深冷和室温条件下,通过不同应变速率的压缩实验和微观表征分析发现,在相同应变速率的深冷条件下Ti-10Mo-1Fe合金的压缩强度高于室温,随着温度的升高和变形速率的降低,显微维氏硬度值和屈服强度均表现为下降的趋势。室温变形条件下相变产物的体积分数相对深冷的小,而孪晶较多,微观组织具有一定的{332}＜113＞孪晶,其尺度不一,包括宽大的孪晶、纳米孪晶和二次孪晶。而在深冷条件下,合金的应力诱导斜方马氏体α"相较室温提前出现,并产生比室温条件更大的晶格畸变和应力集中现象,通过透射电镜结果发现深冷条件下的压缩试样中还存在二次应力诱导斜方马氏体α"相变。研究不同变形温度0.001s-1应变速率条件下的Ti-10Mo-1Fe合金热变形行为,分析结果表明,相同变形温度条件下的样品硬度值和应力曲线趋势基本相同,随着变形温度的升高,Ti-10Mo-1Fe合金的应力值及硬度值均有不同程度的降低。显微组织观察显示,温度升高合金的变形机制由位错滑移逐渐转变为再结晶机制。300℃热压缩条件下,合金变形机制已完全为位错滑移。500℃时,合金在变形过程中发生了应力诱发α相变,这抑制了位错滑移的运动造成极大的晶格畸变。700℃,合金发生动态回复（DRV）和连续动态再结晶（CDRX）机制,变形抗力急剧减小,并产生大量小角度晶界和亚结构。900℃,合金发生连续动态再结晶（CDRX）和不连续动态再结晶（DDRX）机制,原始晶粒的晶界逐渐发生锯齿化,不连续动态再结晶机制开始参与变形。基于Olson和Cohen热力学建模方法,计算了Ti-10Mo-1Fe合金在宽温域的堆垛层错能（SFE）,该模型解释了吉布斯能量与变形机制的变化规律。随着温度的升高,SFE持续增加,合金变形机制从应力诱发相变和孪生逐渐转变为位错滑移和回复再结晶机制。最终构建了Ti-10Mo-1Fe合金在宽温域范围下微观组织结构-堆垛层错能-变形机制关系模型。