β钛合金具有高的比强度和韧性、低的弹性模量、优异的抗疲劳性能和耐腐蚀性能以及易加工性,这些优异的性能使得它们成为在严苛环境中使用的先进工程材料最具吸引力的选择之一。β钛合金最重要的一个特征是其位移相变（主要包括β→α’/α’’马氏体相变和β→ω相变）的过程及其产物与塑性变形机制（主要包括位错滑移和孪生变形）受合金β相的稳定性影响,而β相稳定性又主要取决于合金的成分。而对于β钛合金位移相变和塑性变形系统性的研究尚未被报道。鉴于V是钛合金中最常见的强β相稳定性合金元素,因此,以Ti-V合金作为模型合金来研究β钛合金的相关性能有着相当高的普适性。第一性原理结合虚拟晶胞近似（VCA）的方法被证实可以非常准确的计算无序合金的基态性质和广义层错能等性质。本文采用第一性原理方法结合VCA,利用德拜模型、派纳模型（Peierls-Nabarro model）以及广义层错能理论,系统地研究了合金元素V含量对βTi-V合金马氏体相变、ω相变、位错滑移以及{112}<111>孪生变形的影响,论文的主要研究内容与结论如下:1、通过虚拟晶胞近似的方法,系统地研究了Ti-（030%）V合金中β相、马氏体相（α’和α’相）和ω相的基态性质和相关弹性性质随合金元素V含量的变化规律。研究表明,随着V含量的增加,β相、α’相和ω相的晶格常数均单调线性减小,α’相a单调增大,b、c以及原子重排y均单调减小。三个相的能量比较结果显示,ω相和马氏体相相对于β相的能量差随V含量的增加而单调增加,但始终都小于0。同时,β相的机械稳定性随V含量增加而单调增大,α’相的机械稳定性则单调减小,两个相满足机械稳定性判据的临界合金浓度分别为25%和15%,α’相和ω相均满足稳定性判据,Ti-V合金α’/α’相界的临界成分点为10%。三个相的体模量B基本相等,ω相的弹性性能G和E始终最大,其次是马氏体相的,β相的弹性性能G和E最小。2、系统研究了βTi-（030%）V合金中β→α’/α’’马氏体相变和β→ω相变随合金元素V含量的变化规律;通过德拜模型,计算得到了Ti-V合金亚稳无扩散相图。研究结果表明,随着V含量的增加,β→α’马氏体相变和β→ω相变的转变温度单调减小,而α’→ω的转变温度单调增大。在βTi-（030%）V合金中β→α’/α’’马氏体相变和β→ω相变均引起了体积的减小,且两者所引起的弹性应变能都非常的小。在0K下,β→α’/α’’马氏体相变和β→ω相变均未出现能垒,当温度升高时,在β→α’/α’’马氏体相变中依旧没有出现能垒,而在β→ω相变中开始出现能垒,且β→ω相变的能垒随温度和V含量的增加而单调增大。3、根据广义层错能理论,系统研究了βTi-（2050%）V合金位错滑移和{112}<111>孪生变形随合金稳定性的变化规律。研究结果表明,随着V含量的增加,{110}<111>、{112}<111>和{123}<111>滑移系的广义层错能层错能均单调递增,三种滑移系的稳定层错能的大小顺序为γsf{112}<γsf{110}<γsf{123},不稳定层错能的大小顺序为γus{110}<γus{112}<γus{123};且Ti-V合金的γsf/min{γus}随V含量的增加单调增大,但始终小于1。三种滑移系的位错宽度均随V含量的增加单调减小,位错宽度的大小顺序为x{110}>x{112}>x{123}。三种滑移系的全位错滑移的临界Peierls应力均随着V含量的增加而增加,临界Peierls应力的大小顺序为s{110}<s{112}<s{123}。Ti-V合金的{112}<111>孪生变形的孪晶核层数为3层,其孪晶界为等腰孪晶界。随着V含量的增加,{112}<111>孪生变形的广义层错能均单调上升,{112}<111>的孪晶迁移能γTBM也单调递增,且γustwin始终大于γTBM。Ti-V合金孪生变形的能垒Δγtwin和全位错滑移的能垒Δγslip均随V含量的增加而单调增大;而Δγtwin始终小于Δγslip。{112}<111>孪生变形的临界孪生应力随着V含量的增加而增大;但是要比位错滑移的临界Peierls应力小。本文采用第一性原理方法,系统地研究了合金元素V含量对βTi-V合金位移相变与塑性变形机制的影响规律,确定了Ti-V合金不同相稳定存在的临界浓度范围,揭示了Ti-V合金力学性能变化的原因,解释了实验上观察到的βTi-V合金位移相变产物的形成原因,阐明了βTi-V合金中不同滑移系的位错滑移以及位错滑移与孪生变形之间的竞争关系。