结构β型钛合金因其显微组织及相变的多样化决定了可以具有较优的力学性能匹配,使其广泛应用于航天航空航海、机械等行业。钼当量及相稳定性不同的合金在不同变形条件下,室温变形机制不同,从而使得合金性能和生产工艺产生了很大差异。本文以亚稳β钛合金Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr（TB9）合金和近β型钛合金Ti-10V-2Fe-3Al（Ti1023）合金为研究对象,利用金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、电子背散射衍射显微镜、X射线衍射、显微硬度测试、室温圆柱压缩试验手段系统研究了合金室温变形机制及其影响因素,得到了以下主要结论:固溶态TB9合金的室温变形机制为位错滑移。合金压缩变形量小于0.1时,部分软取向晶粒内优先开动单系滑移;变形量大于0.1时,几乎所有晶粒为协调变形开始出现滑移特征,多滑移和交滑移现象明显,硬度迅速增加,表现出“形变硬化”效应,硬度值由原始固溶态258HV增加至334HV。不同晶粒尺寸、应变速率下合金的主要变形机制仍为位错滑移。820℃固溶后合金的屈服强度为885MPa,比经760℃固溶后的增加了80MPa。经应变速率0.7×10-2s-1压缩后,合金的屈服强度为845MPa,比经0.7×10-4s-1压缩后提高了77MPa。固溶态Ti1023合金的压缩真应力-真应变曲线中出现了明显“双屈服”现象,主要室温变形机制为应力诱发马氏体相变。压缩真应变小于0.1时,合金晶粒内诱发了平行排列的初生马氏体板条;真应变大于0.1后,初生板条逐渐长大,并且形成了二次板条,合金的硬度由固溶态236HV增加至330HV。不同晶粒大小、应变速率下的合金主要变形机制仍为应力诱发马氏体相变。900℃固溶后,马氏体诱发应力和屈服强度为526MPa和920MPa,比820℃固溶后分别降低了14MPa和38MPa。经0.7×10-2s-1压缩后,马氏体诱发应力和屈服强度为475MPa和940MPa,比0.7×10-4s-1压缩后分别增加了90MPa和107MPa。经相变点下固溶后,Ti1023合金中含有28%的初生α相,主要变形机制仍为马氏体相变。马氏体在{0001}和{10（?）0}面形成了强烈的择优取向;与相变点上固溶后相比,合金的屈服强度降低至905MPa,马氏体诱发应力增加至560MPa。