钛合金中的α”马氏体具有热弹性马氏体的特点，对研究和发展高强度、低弹性模量、恒弹性模量钛合金以及形状记忆钛合金均具有重要的作用。形成α”马氏体要求合金含较高浓度的β稳定元素，目前对α”马氏体各方面的研究主要基于β和亚稳β合金。α+β两相钛合金在两相区中的一定温度范围内淬火时也会形成α”马氏体，对合金的性能产生影响，但由于体积分数较小，并未引起人们的重视。本文研究了Ti-(3.5～4.5)Al-(3.5～5.6)Mo合金在两相区水淬时生成α”马氏体的相变过程，以完善对α”马氏体形态学和结晶学的研究理论。　　 研究发现，Ti-(3.5～4.5)Al-(3.5～5.5)Mo钛合金在α+β/β相变点以下20～100℃(即TR=20～100℃)温度区间淬火时，合金共有四种不同的相组成。随淬火温度降低，相组成依次是α+α’、α+α’+α”、α+α”和α+α”+β。淬火温度对α”马氏体的尺寸、体积分数和分布产生影响。在相变点以下20-40℃淬火时，α”马氏体片层长轴小于500nm，短轴小于50nm，βT中所占体积分数不足10％，α”长轴与α’长轴夹角约75°；在相变点以下60℃淬火时，大部分α”长、短轴的尺寸分布500nm以上和100nm左右，少部分长轴贯穿整个原始β晶粒，α”体积分数超过βT的50％，在整个合金中α”体积分数达到最大值，相对小尺寸的α”长轴与同尺寸的αm长轴近似平行，与大尺寸αm长轴呈～75°夹角；在相变点以下80℃淬火时，α”长轴继续增大，甚至贯穿整个原始β晶粒，短轴在100-200nm之间，α”在βT中体积分数达到最大值，在整个合金的比例开始呈下降趋势，α”长轴与α’长轴近似平行；相变点以下100℃时，α”尺寸基本与上一淬火温度保持不变，体积分数在βT和整个合金中明显下降，α”分布在β相基体中，不同取向α”片层长轴夹角90°。　　 α”晶格呈现有序性，超点阵衍射和反相畴界(APBs)消失说明结构是近程有序的，即化学近程有序(CSRO)。本文提出了一种新的α”有序结构模型，该结构能同时满足消光效应和合金元素含量的要求。随淬火温度变化，α”晶格常数变化明显。　　 α”与β相的取向关系为[001]β//[100]α”、(110)β//(001)α”。α”马氏体相变的惯习面随TR不同发生变化，在TR=20、40、60℃时随温度降低逐渐靠近(210)α”；TR=80和100℃淬火时分布在(011)α”附近，在两个温度范围内，惯习面取向差约为75°。TR=20、40和60℃时，合金中以(110)α”孪晶为主，TR=80和100℃，以(111)α"孪晶为主。　　 Ti-(3.5-4.5)Al-(3.5-5.5)Mo合金中α”析出特征是由母相β的电子浓度e/α决定的。e/α自4.00增加至4.02，α”的各种特征值连续变化；从4.02增加至4.03时，惯习面、孪晶等发生突变。随着电子浓度从4.00增加至4.05，α”的稳定性先增加，在4.02与4.03之间达到最稳定状态，而后降低。α”的析出峰效应以及α、α’和α”三相共存，根本原因是α”的电子浓度e/α变化导致α”稳定性改变。