亚稳β-Ti合金具有高比强度、优异的耐腐蚀性能和生物相容性，在航空航天与生物医疗等领域具有广泛的应用^[1,2]。由于此类合金中的亚稳β相能够在β稳定元素的作用下稳定存在至室温，因此，在后续热加工处理时，不同亚稳及稳定相能够从基体中依次析出，以第二相强化的方式提高合金的强度，产生的强化效果则取决于析出相的形貌、尺寸、分布等。以第二相强化为设计思路的双相α + β钛合金通常能够实现较高的强度，但合金的强度与塑性普遍存在倒置关系，由此导致高强钛合金的塑性较差^[3]。Ti2448 (Ti-24Nb-4Zr-8Sn，质量分数，%，下同)合金是一种新型亚稳β型钛合金，具有高强度、低模量、非线性弹性形变、超弹性和宽温域可调控热膨胀等优异特性^[4]。研究^[5,6]表明，该合金在热加工后发生了等结构成分分解(spinodal decomposition)，形成了bcc-hcp相变的弹性约束环境，在时效过程Nb原子的上坡扩散使合金中贫Nb区发生体心立方-正交晶体结构转变，进而产生了一种成分调制α" + β双相组织。成分调制α" + β双相组织使Ti2448合金在具备高强度的同时兼具良好的塑性，同时还使合金具备零膨胀、恒模量、等电阻等功能特性。因此，深入探究Ti2448合金的时效析出行为及力学性能演化，有助于理解合金的相变过程与相分解行为，为设计及制备高性能钛合金提供依据。

O作为固溶原子不仅影响钛合金的塑性变形机制，同时影响其组织演化过程。在合金基体中引入适量的O是优化钛合金力学性能的有效手段。研究^[7]表明，O的添加可显著提高钛合金的力学性能，且O在钛合金基体中通常占据晶格的间隙位。当间隙O原子含量较低时，可同时提高钛合金的强度和塑性，但过量的O会降低材料的塑性^[8]。此外，由于Nb具有良好的生物相容性，医用β钛合金主要通过添加Nb元素来稳定β相^[9]，当这些Ti-Nb基的合金中添加超过3% (原子分数)的O时，其力学性能会发生显著变化。例如，Saito等^[10]开发了橡胶金属(gum metal)，发现添加0.7%~3.0% (原子分数)的O才能使其表现出特殊性能，如超低模量和超弹性。此外，O在固溶处理过程中可以抑制α"相的形成，并诱导纳米畴的有序结构^[11]，这些纳米畴是由O原子周围局部应变场松弛引起的晶格调制形成的。增加O含量可抑制应力诱发的马氏体转变，从而使材料表现出非线性弹性行为^[10]。此外，Paton和Williams^[12]研究表明，O能抑制在固溶处理和淬火过程中ω相的形成。且第一性原理计算结果^[13]显示，间隙O原子会增加从β相到ω相的转变能垒，且后续实验^[14,15]证实了该结论。然而，部分研究人员^[16,17]得出了完全相反的结论，他们发现在进行时效处理后，O的添加会使ω相更趋于热力学稳定，且在O含量较高的合金中，ω相在基体中稳定存在而没有转变为其他结构。综上，O对钛合金热处理过程中析出相的形成及其力学性能具有较大影响。

O会显著影响β型及亚稳β型钛合金中的第二相强化效果^[18]。研究^[19]表明，在Ti-12Mo合金中加入O可以避免产生过量的应力诱发马氏体(SIM) α″相，并可以限制{332}<113>孪晶的增厚，通过加入O调控SIM α″相及{332}<113>孪晶的尺寸和分布，可以获得较好的强度和塑性平衡。Geng等^[20]研究了O含量范围为0.1%~0.7% (质量分数，下同)时的TNTZ(Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr)合金的塑性变形行为，发现随着O含量增加，合金强度逐渐增强，延伸率先升后降；当O含量超过临界值后，延伸率则开始下降；当O含量为0.7%时，合金可以达到较好的强度和塑性匹配。在TNTZ合金中，O含量的增加使得塑性变形机制由SIM主导转变为由位错滑移主导，SIM随着O含量增加而受到了抑制^[19]。Fu等^[21]研究了Ti-8Nb-2Fe-0.66O合金的力学性能，发现通过添加O可以使合金的强度增加至1386 MPa (强度与未添加O的合金相比提升了约87%)，并且仍能保持10.8%的拉伸延伸率。此外，他们认为间隙原子在基体中钉扎位错运动，并且抑制SIM α″相生成。在等轴的α + β双相组织中，O含量的增加促进了<c + a>和<a>滑移，从而保证了充足的塑性。因此，可通过掺杂O间隙原子设计高强合金，由于合金中未引入贵金属，因而可以节约合金设计成本。O含量还显著影响钛合金中第二相的形状以及尺寸。Xiang等^[22]研究了Ti-4Zr-xO (x = 0、0.15、0.20、0.25、0.30)合金的力学性能，发现增加O含量可以明显提高β相转变温度，α相的微观结构也由典型的网篮组织转变为片层和等轴结构；当O含量小于3.0%时，随着O含量的增加，材料的强度不断提高。dos Santos等^[23]研究了O含量对β相转变温度的影响，发现Ti-Nb基合金中α片层的厚度随O含量的增加而略有增加，且O含量的增加可以使β相转变温度升高。综上所述，O显著影响了钛合金的组织和力学性能，探究O对Ti2448合金热处理过程中的组织演变规律及其对力学性能的影响有助于理解Ti2448合金相分解行为。

本工作通过对不同O含量Ti2448合金进行时效和退火处理以调控析出相的形成，利用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)及X射线衍射仪(XRD)对合金的微观组织进行表征，并分析了O含量及热处理制度对Ti2448合金强度、塑性及弹性模量等力学性能的影响，旨在通过研究不同O含量及热处理制度下Ti2448合金的组织演化行为，以期为获得Ti2448合金的最佳强塑性匹配提供指导。

选用不同O含量的Ti2448合金作为实验用钢，原料为海绵钛、铌屑、海绵锆、Ti-Sn中间合金及TiO₂粉末。采用真空自耗炉熔炼获得均匀性较好^[5,24]的2种合金试样，其O含量分别为0.08%和0.33%，分别命名为低O含量Ti2448 (Ti2448-LO)合金和高O含量Ti2448 (Ti2448-HO)合金，实测化学成分及热处理工艺流程分别如表1和图1所示。将Ti2448-LO和Ti2448-HO棒材在1123 K下进行热轧，随后对其进行双步热处理分别在873和923 K保温10 min、空冷 + 773 K时效1、2、4 h (后文分别简称为973 K + 773 K双步热处理和973 K + 773 K双步热处理)。

对Ti2448-LO和Ti2448-HO合金进行静态拉伸、模量测试及硬度测试实验。采用Z050万能试验机，按照GB/T 228—2002《金属材料 室温拉伸试验方法》进行室温拉伸实验，加载速率为0.3 mm/min，试样为标准拉伸试样(标距15 mm，直径3 mm)。采用JE-RT模量测量仪测试弹性模量，样品为直径6 mm、长60 mm的圆棒试样，测量过程采用敲击共振法，根据敲击试样后发出的震动频率信号经过软件处理得出其共振频率，以此计算Ti2448合金的弹性模量。采用FM-700e数显Vickers硬度计进行硬度测试，载荷为200 g。等距平均选取Ti2448合金表面的12个点，试样Vickers硬度为除去最大和最小值后其余10个点的平均值。

采用D/Max-2500PC XRD分析合金试样的相组成。采用Verios 5 UC场发射SEM的电子通道衬度成像(ECCI)模式拍摄样品微观组织形貌。采用MIPAR软件^[25]内嵌的Watershed算法对背散射电子(BSE)像进行精确的定量分析，其可以较为准确地分析图像中析出相的数目、体积分数以及厚度等特征，对析出相的识别误差可控制在10%以内，已被广泛地应用于钛合金中析出相的定量分析^[26,27]。采用Tecnai 20 TEM进行微观组织观察和选区电子衍射(SAED)分析。TEM试样制备方法如下：试样经过机械研磨至厚度为50~60 μm，并用冲孔器获得直径3 mm的圆片，随后采用TenuPol-5型双喷仪进行双喷减薄，双喷液为6%HClO₄ + 35%C₄H₁₀O + 59%CH₃OH (体积分数)。采用MIPAR软件^[25]对ECCI微观组织进行处理。

图2为热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的ECCI像。由图可见，热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的显微组织均为等轴晶粒组织，且晶粒尺寸相近，均约为3 μm。这表明O含量的增加对热轧态Ti2448合金晶粒尺寸的影响较小。

图3为热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的TEM像，插图分别为Ti2448-LO与Ti2448-HO合金中β相在[01¯1] _β 和[11¯0] _β 晶带轴的SAED花样。可见，2种热轧态试样的显微组织均由单一β相组成，并且晶粒中存在大量亚晶。图4为热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的XRD谱。可见，Ti2448-LO与Ti2448-HO合金均为单一β相组织，与SAED结果相吻合(图3)。

图5为热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的拉伸工程应力-应变曲线。由图可知，热轧态Ti2448-LO合金的工程应力-应变曲线表现出双屈服特征，这与应力诱发β→α"相变有关；热轧态Ti2448-HO合金的工程应力-应变曲线则表现为连续的非线性特征。这表明O原子能够影响合金的应力-应变曲线特征，使其从双屈服逐渐转变为非线性变形。表2给出了2种合金的弹性模量和硬度。可见，提高O含量能够提升合金的弹性模量和硬度，这主要归因于O原子引发的固溶强化效应。

873 K退火10 min后Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的ECCI像如图6所示。由图可见，873 K退火后，Ti2448-LO合金组织仍为单一β相，而Ti2448-HO合金在相同条件下则出现了微量析出相。当退火温度较低(873 K)时，析出相分布较为致密。随着温度升高至923 K，析出相数量减少，如图7所示。值得注意的是，晶界处存在腐蚀坑，而非连续粗大的晶界α相。图8为不同温度退火后2种合金的XRD谱。可以看出，Ti2448-HO合金退火后形成了双相组织，其中析出相的衍射峰接近α相，表明退火后产生的析出相可能为晶体结构接近hcp的α″相；而Ti2448-LO合金的XRD谱中基本没有析出相的特征峰，说明其显微组织主要由β相组成。以上结果表明，O含量能够影响合金在单步退火后的析出行为，提高O含量能够使合金在单步退火后产生析出相。

873 K退火10 min + 773 K时效1 h后，2种合金的TEM分析结果如图9和10所示。可见，经双步热处理后，Ti2448-LO合金中析出了细小的片层状组织，其平均厚度约为18 nm，SAED花样的特征角为61.9° (图9)。当特征角为60°时，晶体具有hcp结构；而当特征角为70.5°时，晶体具有bcc结构^[6,28]。SAED分析结果表明，Ti2448-LO合金中析出相为正交结构的α″相，并且其晶体结构接近于α相。双步热处理后Ti2448-HO合金中同样析出了片层状析出相，其特征角为61° (图10)，说明该析出相同样为α″相，其平均厚度约为21 nm。综上所述，2种合金经过双步热处理后，其相组成均为β + α″双相组织。

为了定量表征双步热处理过程中合金的组织演化情况，采用MIPAR软件对显微组织的ECCI像进行处理，得到析出相的厚度(τ)、数密度(ρ)和体积分数(V)随时间的变化规律。图11为双步热处理后Ti2448-HO和Ti2448-LO合金的ECCI像及MIPAR软件处理后的ECCI像。ECCI像和MIPAR软件处理后的ECCI像中析出相一一对应，表明图像处理具有较高的准确性。如图11所示，双步热处理后，随着时效时间的增加，Ti2448-LO合金中析出相发生粗化，但分布仍然均匀且致密。

图12为923 K退火处理后，773 K二次退火处理不同时间后Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的ECCI像。由图可见，随时效时间的延长，Ti2448-LO合金中析出相发生粗化(图12a~c)；Ti2448-HO合金中晶内析出相发生更显著的粗化，数密度降低(图12d~f)。

表3和4分别列出了不同条件下双步热处理后Ti2448-LO和Ti2448-HO合金中析出相厚度、数密度和体积分数的统计结果。可见，对于Ti2448-LO合金而言，在873 K + 773 K双步热处理条件下，当时效时间由1 h增至4 h后，合金中析出相的τ由(22.9 ± 8.3) nm增加至(28.6 ± 12.5) nm；在923 K + 773 K双步热处理条件下，随着时效时间增加，τ则由(28.3 ± 9.5) nm增加至(37.4 ± 15.2) nm。对于Ti2448-HO合金而言，在873 K + 773 K双步热处理条件下，当时效时间由1 h增至4 h后，合金中析出相的τ从(25.4 ± 8.5) nm增加至(30.6 ± 9.8) nm；在923 K + 773 K双步热处理条件下，随着时效时间增加，τ则由(31.4 ± 12.2) nm增加至(51.9 ± 42.9) nm。此外，在873 K + 773 K双步热处理条件下，当时效时间由1 h增至4 h后，Ti2448-LO合金的析出相的ρ从(76.2 ± 9.0) μm^-2减少至(50.6 ± 7.2) μm^-2；在923 K + 773 K条件下，ρ从(64.2 ± 4.5) μm^-2减少至(58.1 ± 1.6) μm^-2。同样地，Ti2448-HO合金的析出相的ρ在873 K + 773 K和923 K + 773 K条件下分别由(71.8 ± 4.6) μm^-2减少至(45.0 ± 5.7) μm^-2以及由(47.9 ± 9.8) μm^-2减少至(20.5 ± 3.5) μm^-2。此外，在873 K + 773 K和923 K + 773 K条件下，Ti2448-LO合金中析出相的V分别由25.4% ± 2.7%增加至34.2% ± 2.4%以及由30.0% ± 3.3%增加至35.9% ± 5.3%；Ti2448-HO合金中析出相的V分别由31.7% ± 3.4%增加至35.9% ± 1.5%以及由34.3% ± 4.5%增加至36.6% ± 6.0%。

上述结果表明，经873 K、10 min的热处理后，在后续的773 K时效过程中，O含量对析出相片层厚度及其粗化行为的影响较小，但Ti2448-HO合金中析出相体积分数略高。另一方面，经923 K退火后，在后续773 K时效过程中，O含量会影响析出相的粗化行为。随着时效时间的延长，Ti2448-HO合金中析出相厚度迅速增加，数密度减少，且体积分数趋于平衡。在相同热处理制度下，随着O含量的增加，析出相的体积分数增加，这表明O能够促进更多析出相的析出。综上所述，O含量不仅能够影响析出相的形成和演化过程，而且其影响在不同的热处理制度下表现出不同的规律性。

图13给出了不同热处理制度下Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的弹性模量随时效时间的演化情况。可见，热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的弹性模量分别为45.8和56.8 GPa。873 K + 773 K和923 K + 773 K双步热处理均能提升样品的弹性模量。随着时效时间增至4 h，873 K + 773 K和923 K + 773 K条件下Ti2448-LO合金的弹性模量分别增至77.1和76.4 GPa；Ti2448-HO合金的弹性模量分别增至85.0和84.7 GPa。以上结果表明，随着O含量增加，Ti2448合金的弹性模量也随之增加。

图14给出了不同热处理制度下Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的硬度随时效时间的演化情况。可见，热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的硬度分别为234和280 HV。873 K + 773 K和923 K + 773 K双步热处理均能提升合金硬度。在873 K + 773 K条件下，时效4 h后热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的硬度分别增加至312和374 HV；在923 K + 773 K条件下，时效4 h后，Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的硬度分别增加至309和336 HV。结果表明，随着O含量增加，热轧态和时效态Ti2448合金硬度均增加。经873 K + 773 K和923 K + 773 K双步热处理后，Ti2448-LO合金的硬度提升率分别为33.3%和32.0%，Ti2448-HO合金的硬度率提升分别为33.6%和20.0%。这表明，随退火温度升高，Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的硬度提升率均下降。

图15为不同热处理制度下Ti2448-LO和Ti2448-HO合金的工程应力-应变曲线，相应力学性能汇总于表5中。热轧态Ti2448合金的力学性能受O含量显著影响。如表5所示，增加O含量可有效提升合金强度，同时保持良好的塑性。同时，热处理后，2种O含量合金强度均有提高，且经双步热处理后高O含量合金具有更高的强度及良好的塑性。

O会影响热处理过程中析出相在β基体中的形核。Ti2448合金时效过程中析出的片层状析出相与热轧态合金内部纳米尺度等结构的成分分解相关。Wang等^[6]三维原子探针研究表明，热轧态Ti2448合金在纳米尺度具有相互交错的富Nb和贫Nb区，其尺寸为2~3 nm，形成了海绵状成分分解组织；经时效处理后，Nb元素的上坡扩散增强，初始贫Nb区发生bcc-正交结构的晶体结构转变，此过程导致两相错配应变逐渐增大，最终形成了片层状的β + α″双相组织。本工作结果表明，O含量对初始热轧态时的相组成没有影响，Ti2448-HO与Ti2448-LO合金均为单一β相。然而，O含量会影响后续合金拉伸过程的弹性变形行为，使Ti2448-LO合金的双屈服特征转变为Ti2448-HO合金的连续弹性软化特性。这表明O含量能够提升β相稳定性，抑制应力诱发马氏体相变。此结果与文献[19,28,29]中O含量对亚稳β钛合金中相变的影响结果一致。Wei等^[29]研究了不同O含量(0.3~1.5，原子分数，%)下Ti-Nb-Zr-Ta合金的变形行为，发现随着O含量的增加，由于晶格调制产生的纳米畴增多，应力诱导的马氏体转变受到抑制，使得高O合金表现出非线性弹性行为。

亚稳β型钛合金在低温时效时，β基体中极易析出ω相^[30]。然而，在本工作的参数范围内，2种Ti2448合金中均未发现ω相。这可能是由于O抑制了ω相的形成。此外，前期的实验和计算研究^[31~33]表明，β型钛合金中ω相的转变依赖于Zr和Sn。Hu等^[34]采用第一性原理计算深入研究了合金化对Ti-Nb-Zr-Sn合金β→ω相转变的影响，发现随着Nb、Zr和Sn含量的增加，β相与ω相相比更加稳定，且对β相稳定效果的排序为Sn > Nb > Zr。因此，在Ti2448合金中Sn在抑制ω相的形成方面起着主要作用。由于本工作中Ti2448-HO和Ti2448-LO合金均未观测到致脆的ω相，因此时效后的合金均具有较好的塑性。

通过引入间隙O原子，热处理后Ti2448合金的强度得到了提升，并且兼具较好的塑性，其强化机制主要受成分、组织因素与模量因素影响。合金强度的提升主要来源于固溶强化和析出相强化。金属的固溶强化主要与溶质原子引起的晶格畸变相关^[35]，Fleischer-Friedel (F-F)^[36]、Mott-Nabarro (M-N)^[37]模型在该理论上进行了扩展，并基于位错概念建立了固溶强化模型。Labusch^[38]修正了F-F和M-N模型，并提出位错运动的障碍有2种类型：单个溶质和溶质团。基于上述研究，Conrad等^[39]提出了更详细的机制，认为室温变形时，固溶体强化由可动位错与静止的间隙溶质障碍之间的相互作用引起。原则上，溶质与位错之间的作用能可根据溶质原子在晶格中从远离位错的位置迁移至接近位错时，引起的系统能量变化进行评估。弹性、化学和电性等贡献都包含在总的相互作用能中^[39]。钛合金中的间隙型小尺寸溶质原子的弹性相互作用(包括尺寸不匹配和模量效应)是强化的主要因素^[40]。

对于析出相强化而言，通过时效处理在基体中析出超高数密度、细小、板条状的析出相是提升强度的主要途径。除τ外，析出相的ρ同样影响着钛合金的力学性能。研究^[41]表明，单步热处理(时效)后，Ti2448合金中只析出了细小、均匀、致密的α"相，且没有晶界α (α_GB)相，其强度和塑性分别为1230 MPa和15%。而双步热处理后，Ti2448-LO和Ti2448-HO合金均析出了更为粗大的析出相，且析出相在时效过程中逐渐粗化。873 K、10 min + 773 K、4 h以及973 K、10 min + 773 K、4 h处理后，Ti2448-LO合金中析出相的ρ分别为(50.6 ± 7.2)和(58.1 ± 1.6) μm^-2；对于Ti2448-HO合金而言，则分别为(45.0 ± 5.7)和(20.5 ± 3.5) μm^-2 (表4)。由于析出相的ρ与强度成正比^[42]，虽然Ti2448-LO和Ti2448-HO合金板条厚度差别不大，但Ti2448-LO合金板条密度明显高于Ti2448-HO合金，因此其力学性能也展现出较大的差别，Ti2448-LO合金的强度提升率明显高于Ti2448-HO合金。

除组织因素以外，析出相伴生的模量强化效果^[43,44]同样对合金强度的提高起到主要贡献。模量错配强化是通过析出相与基体之间的弹性模量差异显著提高合金强度的一种有效机制。当合金经过适当热处理后生成析出相时，这些析出相通常具有与基体不同的弹性模量。弹性模量是衡量材料抵抗弹性变形能力的指标，模量错配则指析出相的弹性模量与基体的弹性模量之间的差异。这种差异在位错移动过程中引起应力场变化，从而对位错运动产生显著影响。首先，模量错配使得位错在通过析出相周围时需要额外的能量。当位错在基体中滑移时，遇到弹性模量较高或较低的析出相，位错线会弯曲或产生应力集中，使得位错更难以绕过或切过析出相，从而阻碍了位错的运动。这一过程需要额外的应力，因此提高了合金的屈服强度和硬度。此外，析出相与基体的模量错配会在其周围产生局部应力场，这种应力场的存在使得位错难以自由滑移，从而需要更高的外加应力来推动位错运动。模量错配的强化效果不仅取决于析出相的存在，还与析出相的尺寸、形状和分布密切相关。均匀分布且尺寸适中的析出相能够在基体中形成有效的障碍物，最大程度地提高合金的强度。本工作中Ti2448-HO合金弹性模量高于Ti2448-LO合金，表明O含量增加能够增强模量强化效应，使合金时效后具备优异的强度塑性匹配。

值得注意的是，Ti2448-HO合金的塑性与Ti2448-LO合金相比并没明显降低。钛合金中O在较低的范围内可同时提高合金的强度和塑性，主要归因于间隙O原子对可动位错的钉扎及O对难开动滑移系的激活作用^[21]。本工作中Ti2448合金的O含量分别为0.08%和0.33%，2者的O含量仍处于低水平^[45]，因此Ti2448-HO合金和Ti2448-LO合金均具有较好的塑性。其次，研究^[46]表明，O的致脆作用在晶粒尺寸接近2.0 μm时发生弱化，而本工作中Ti2448合金的晶粒尺寸为2~3 μm，因此O的致脆性较弱。此外，时效过程产生的析出相，其分布均匀、尺寸均为纳米尺度。相比其他粗大析出相，这些细小、致密的析出相与基体之间具有更多的界面几何必需位错，可有效提高合金的变形能力。另一方面，这些细小致密的析出相又是基体中运动位错的屏障，可在提高合金整体强度的同时，使合金保持较好的塑性。因此，Ti2448-HO合金在通过固溶强化提高强度的同时，仍保持了良好的塑性。

(1) 热轧态Ti2448-LO和Ti2448-HO合金均由单一β相组成。在0.08%~0.33%范围内，O含量的增加对晶粒尺寸基本没有影响。O含量的增加提高了热处理态合金的弹性模量、硬度和强度，同时使合金具有较好的塑性。

(2) 热轧态Ti2448-LO合金的应力-应变曲线显示出明显的双屈服现象，而Ti2448-HO合金的工程应力-应变曲线则表现为连续非线性弹性特征。O含量的增加可以改变合金的弹性变形特征，抑制应力诱发的马氏体转变(β→α")，从而使高O含量的合金表现出连续弹性软化。

(3) 双步热处理(873 K、10 min + 773 K、1~4 h；923 K、10 min + 773 K、1~4 h)后，随着O含量的增加，析出相的体积分数增加，且粗化行为加剧。在时效过程中，Ti2448-HO合金析出相数密度降低，而厚度增加，表明O的存在对析出相的演化行为具有重要影响。

(4) O含量的提高能够增强双步热处理后合金的模量硬化效应和时效强化效应，使得时效后的Ti2448-HO合金具有更高的弹性模量和强度。