图1：展示了TAFS合金的加工路线与热处理流程示意图。 图中清晰呈现了从铸锭熔炼→锻造→多道次精密轧制→空气冷却获得直径为12 mm的盘条→线材切割→不同温度（880-940°C）固溶处理→水淬→最终拉伸试样制备的全流程。该“轧制+一步固溶处理”的短流程工艺省去了传统工艺中的多级时效处理步骤，显著简化了紧固件生产前的准备工序。插图还标明了β转变温度约为955°C，所有固溶处理温度均低于该温度，确保合金处于α+β两相区。

图4：展示了不同固溶温度下TAFS合金的EBSD相分布图和反极图（IPF）。 图4a-c为相分布图，其中红色代表α相，绿色代表β相。随着固溶温度从900°C升高到920°C，α相（即αp）体积分数逐渐减少，β相体积分数相应增加，符合热力学平衡规律。图4d-f为对应的IPF图，清晰显示β相晶粒随温度升高而长大。更为关键的是，在920°C下（图4f），β相内出现了明显的板条状二次α/α′马氏体，而在900°C和910°C下（图4d-e），这种二次相的含量很少，β相内留有充足的空间供后续变形过程中的相变或马氏体再取向，为TRIP效应的发挥提供了结构基础。

图5：展示了不同固溶温度下TAFS合金的KAM（核平均取向差）分布图。 图5a-b分别为900°C和910°C下β相的KAM图，显示在β转变组织内部存在明显的取向差异区域，表明局部晶格畸变和位错密度较高。图5c-d为920°C下的KAM图，β相和二次α/α′相均展现出显著的取向差，且某些区域的取向差甚至超过900/910°C条件下的值。KAM值的升高与几何必需位错（GNDs）的积累密切相关，反映了不同温度下相变诱发的微观应变场差异，为后续分析背应力强化提供了直接的结构证据。

图7：展示了920°C固溶处理后β转变组织中的大量α/α′马氏体板条及多种析出相。 图7a-b的TEM明场像显示，β晶粒内部充满了高密度的平行板条状α/α′马氏体，与900/910°C条件下β相内“空旷”的形貌形成鲜明对比。图7c的选区电子衍射（SAED）花样进一步确认了α″马氏体的存在。图7d显示了沿β相边界析出的ω相，而图7e-f则揭示了β/β/αp三叉晶界处的{332}⟨113⟩β孪晶和β/α纳米板条结构。这些丰富的析出相和多重相界面为合金提供了大量的强化源，也构成了背应力硬化的结构基础，解释了920°C以上样品为何具有更高的屈服强度和YSR。

图9：展示了不同固溶温度下TAFS合金的拉伸力学性能与加工硬化行为。 图9a的真应力-应变曲线显示，当固溶温度低于910°C（880°C、900°C）时，曲线呈现明显的“双重屈服”特征——即在初始屈服后出现一个平缓的应力平台，随后再次硬化——这是TRIP效应（应力诱发马氏体相变）的典型标志；910°C时该效应减弱；920°C和940°C时双重屈服完全消失，曲线回归传统钛合金的单次屈服模式。图9b的加工硬化率曲线进一步证实了上述转变：900°C样品在屈服后保持较高的加工硬化率，而920°C样品几乎无加工硬化。该图直接确立了910°C作为力学行为转变的临界温度。

图11：对比了不同固溶温度下TAFS合金的屈服强度计算值与实验值，并分解了各强化机制的贡献。 柱状图显示，纯Ti基体剪切应力（σ₀≈180 MPa）和固溶强化（σss≈154 MPa）对所有样品的贡献基本恒定。最主要的差异化贡献来源于背应力强化（包括位错强化σp、α/α′相界面强化、析出相强化），且背应力强化贡献随固溶温度升高而增大——920°C样品的背应力强化贡献显著高于900°C样品。计算值与实验值之间存在一定偏差，论文归因于模型简化假设（如理想化应力分配）和实际多相合金中复杂的应变局域化效应。该图定量揭示了不同固溶温度下屈服强度差异的物理来源——背应力强化，而非固溶强化。