引言

鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕、耐高溫、低溫性能好、生物相容性好、無(wú)磁、無(wú)毒等綜合優(yōu)勢(shì)，在航空、航天、兵器、海洋、化工、醫(yī)療中得到廣泛應(yīng)用，尤其是耐蝕性好、無(wú)磁和優(yōu)異的低溫性能等特點(diǎn)，被廣泛用于船舶、管道系統(tǒng)和航空航天部件等應(yīng)用中的低溫結(jié)構(gòu)部件[1-5]，是理想的低溫結(jié)構(gòu)材料，例如航天火箭發(fā)動(dòng)機(jī)用液氫管路系統(tǒng)的服役溫度低至-253℃;航天器的服役溫度在-190℃;破冰船推進(jìn)器在-50℃冰撞工況下，Ti80(Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)合金沖擊功若小于25J將導(dǎo)致災(zāi)難性斷裂[6,7]。目前針對(duì)于鈦合金低溫性能的研究主要集中TA7-D(Ti-5Al-2.5SnELI)、TC4(Ti-6Al-4V)、CT20(Ti-Al-Zr-Mo)等合金中[8]，隨著海洋裝備在船舶，海底通訊等領(lǐng)域的需求增加，有必要系統(tǒng)綜述當(dāng)前鈦合金在低溫下的變形和斷裂機(jī)制，進(jìn)而建立鈦合金在低溫下的顯微組織與力學(xué)性能的相關(guān)性。并對(duì)當(dāng)前鈦合金低溫力學(xué)性能的研究方向進(jìn)行展望。

1、前言

鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕、耐高溫、低溫性能好、生物相容性好、無(wú)磁、無(wú)毒等綜合優(yōu)勢(shì)，在航空、航天、兵器、海洋、化工、醫(yī)療中得到廣泛應(yīng)用，尤其是耐蝕性好、無(wú)磁和優(yōu)異的低溫性能等特點(diǎn)，被廣泛用于船舶、管道系統(tǒng)和航空航天部件等應(yīng)用中的低溫結(jié)構(gòu)部件[1-5]，是理想的低溫結(jié)構(gòu)材料，例如航天火箭發(fā)動(dòng)機(jī)用液氫管路系統(tǒng)的服役溫度低至-253℃;航天器的服役溫度在-190℃;破冰船推進(jìn)器在-50℃冰撞工況下，Ti80(Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)合金沖擊功若小于25J將導(dǎo)致災(zāi)難性斷裂[6,7]。目前針對(duì)于鈦合金低溫性能的研究主要集中TA7-D(Ti-5Al-2.5SnELI)、TC4(Ti-6Al-4V)、CT20(Ti-Al-Zr-Mo)等合金中[8]，隨著海洋裝備在船舶，海底通訊等領(lǐng)域的需求增加，有必要系統(tǒng)綜述當(dāng)前鈦合金在低溫下的變形和斷裂機(jī)制，進(jìn)而建立鈦合金在低溫下的顯微組織與力學(xué)性能的相關(guān)性。并對(duì)當(dāng)前鈦合金低溫力學(xué)性能的研究方向進(jìn)行展望。

2、鈦合金的低溫拉伸性能

目前研究低溫拉伸的鈦合金主要有純鈦、TA7(Ti-5Al-2.5Sn)、TA7-D、TC4、TC4ELI(Ti-6Al-4VELI)、CT20(Ti-Al-Zr-Mo)等。圖1展示了TA7、TA7-D、CT20、TC4合金強(qiáng)度與塑性的關(guān)系，具體數(shù)據(jù)見(jiàn)表1[6,9-20]。

TC4ELI合金在液氮溫區(qū)(-196℃)仍保持穩(wěn)定力學(xué)性能，CT20與TA7合金的服役溫度可延伸至液氫存儲(chǔ)溫區(qū)(-253°C)。隨著試驗(yàn)溫度的降低，不同牌號(hào)的鈦合金強(qiáng)度均增強(qiáng)，塑性變化不明顯。

表1不同鈦合金在室溫及低溫下的拉伸性能[6,9-20]

2.1低溫拉伸變形機(jī)制

助于提高合金延展性。在低溫下，等軸組織主要靠位錯(cuò)滑移實(shí)現(xiàn)變形;雙態(tài)組織除位錯(cuò)滑移外，還有少量變形孿晶,而片層組織則能產(chǎn)生較多孿晶。Zang等[24]對(duì)CT20合金的全片層組織進(jìn)行了研究，結(jié)果表明CT20合金在-253℃強(qiáng)度為1600MPa，延伸率為13.5%，室溫下強(qiáng)度為730MPa，延伸率為19%;在室溫下，滑移系主導(dǎo)拉伸變形,而在-253℃時(shí),滑移系和孿晶主導(dǎo)拉伸變形。值得注意的是，CT20合金的片層組織在-196℃時(shí)，其強(qiáng)度(1300MPa)、延伸率(23%)相較于室溫強(qiáng)度、延伸率均提高，原因是在-196℃下，滑移和孿晶的臨界分切應(yīng)力(CRSS)顯著增強(qiáng)，導(dǎo)致強(qiáng)度增加;多系滑移、大量孿生增強(qiáng)了加工硬化能力和均勻塑性流動(dòng)，導(dǎo)致合金在-196℃時(shí)有較好的延展性。Zhang等[13]研究表明CT20合金的等軸組織在-196℃下表現(xiàn)出優(yōu)異的低溫力學(xué)性能，其強(qiáng)度(1052.67MPa)和塑性(21.1%)相比室溫下強(qiáng)度(571.79)和塑性(15.2%)有顯著提升。如圖2a和2b所示，室溫下CT20合金的變形機(jī)制主要由滑移系主導(dǎo)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)為主;如圖2c和2d所示，在低溫(-196℃)狀態(tài)下，初生孿晶和位錯(cuò)密度相較于室溫狀態(tài)均增加,-196℃時(shí)CT20合金中激活了更多孿晶類(lèi)型，形成了更高密度的位錯(cuò)。<-12-11>//ND織構(gòu)和強(qiáng)烈的孿生誘發(fā)塑性(TWIP)效應(yīng)導(dǎo)致在低溫下具有極高的延展性。

將TA7合金中間隙元素(O，N)含量降低即為低間隙TA7-D合金。張忠等[9]發(fā)現(xiàn)TA7D在不改變其強(qiáng)度的前提下,低溫塑性顯著提升。 Sun等  [10]和 Zhang等  [21]研究顯示，對(duì)于低間隙合金TA7-D合金無(wú)論是片狀組織還是等軸組織隨著實(shí)驗(yàn)溫度的降低，其延伸率呈下降趨勢(shì)，強(qiáng)度呈現(xiàn)上升趨勢(shì);Lu等[22]深入研究了TA7-D鈦合金的變形機(jī)制。室溫(20℃)下的變形機(jī)制主要為位錯(cuò)滑移變形;相比之下，在-253℃下，變形機(jī)制為位錯(cuò)滑移與孿晶的耦合變形行為。隨著試驗(yàn)溫度的降低，孿晶變形頻繁發(fā)生。大量位錯(cuò)導(dǎo)致的位錯(cuò)強(qiáng)化效應(yīng)有助于提高TA7-D鈦合金在低溫下的極限抗拉強(qiáng)度。CT20鈦合金是我國(guó)自主研發(fā)的Ti-Al-Zr-Mo系新型低溫鈦合金，低溫性能和加工性能良好，在低溫環(huán)境下具備優(yōu)異的強(qiáng)韌性和冷成型性能。杜宇等[20]研究表明，CT20的片層組織和等軸組織隨實(shí)驗(yàn)溫度從室溫降低至-253℃強(qiáng)度均呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，塑性均下降，但片層組織的塑性下降程度相較于等軸組織較小。張智等[11]發(fā)現(xiàn)CT20合金的片層組織更適合低溫環(huán)境下變形，對(duì)等軸、片層組織分析，發(fā)現(xiàn)在-253℃下，片層α相增多，韌窩尺寸增大且較深，并且具有明顯的撕裂棱，說(shuō)明片層組織試樣在斷裂過(guò)程中韌窩生長(zhǎng)充分，具有優(yōu)異的塑性。范承亮等[12,23]研究指出，在低溫下片層組織塑性最高，其中孿晶有 詹等[14]、周等[15]和 Hu等[25]圍繞 TC4及 TC4ELI鈦合金低溫性能展開(kāi)研究，TC4和TC4ELI鈦合金的強(qiáng)度隨實(shí)驗(yàn)溫度降低呈線性上升趨勢(shì)，塑性隨實(shí)驗(yàn)溫度變化整體呈下降趨勢(shì)。通過(guò)對(duì)材料斷口的分析，當(dāng)TC4合金為等軸組織時(shí)，在-196至25℃溫度區(qū)間內(nèi)，即便是塑性降低，斷裂過(guò)程仍以韌性斷裂為主。在室溫下，TC4鈦合金塑性變形機(jī)制為α相內(nèi)的位錯(cuò)滑移;在-196°C時(shí)，變形機(jī)制為α相內(nèi)位錯(cuò)滑移與β相內(nèi)切變孿生[26]。Ambard等[27]提出，TC4合金為片狀組織時(shí)(圖3a)，TC4低溫變形機(jī)制與α相形態(tài)有關(guān)系，α相呈現(xiàn)球狀時(shí)主要是柱面滑移(圖3b);α相呈現(xiàn)板條狀時(shí)主要是基面滑移(圖3c)。此外，在低溫變形過(guò)程中并未發(fā)現(xiàn)孿晶，因此認(rèn)為T(mén)C4合金在-253℃的條件下的變形機(jī)制主要是位錯(cuò)滑移。粉末冶金的TC4ELI合金為等軸α相和片狀混合組織(圖3d)，TC4ELI在-253°C時(shí)，觀察到孿晶的存在[16],圖3e所示。在-253°C時(shí)，TC4ELI在低溫變形過(guò)程中發(fā)現(xiàn)孿晶，但TC4合金中并未發(fā)現(xiàn)孿晶。TC4ELI相對(duì)與TC4在氧含量較低，在低溫實(shí)驗(yàn)中TC4ELI出現(xiàn)孿晶，且沖擊韌性比TC4的沖擊韌性高。

2.2低溫拉伸鋸齒效應(yīng)

在低溫拉伸實(shí)驗(yàn)中，當(dāng)實(shí)驗(yàn)溫度降低至-233℃時(shí)，TA7-D出現(xiàn)鋸齒形變形行為，CT20和TC4ELI在-253℃均出現(xiàn)鋸齒形變形行為。鋸齒效應(yīng)的形成是由于在極低溫環(huán)境下，材料由于位錯(cuò)熱激活能極度匱乏，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)被強(qiáng)烈抑制并在晶格缺陷處大規(guī)模塞積。當(dāng)塞積應(yīng)力達(dá)到臨界值時(shí)，位錯(cuò)發(fā)生大量滑移，其巨大的動(dòng)能和塑性功瞬間轉(zhuǎn)化為熱能，導(dǎo)致局部溫度驟升并引發(fā)熱軟化[17]。這些過(guò)程導(dǎo)致塑性變形不連續(xù)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)出鋸齒特征。TA7-D合金在-233°C時(shí)出現(xiàn)鋸齒效應(yīng)22。在-253℃下，CT20合金在等軸、雙態(tài)和片層組織中均出現(xiàn)鋸齒效應(yīng)，但隨著顯微組織的變化，片層α相含量增加，鋸齒波動(dòng)的數(shù)量增多，幅度減小，且相應(yīng)的試樣延伸率升高，說(shuō)明片層組織導(dǎo)致鋸齒波動(dòng)加劇11。在-253℃的低溫拉伸實(shí)驗(yàn)中，TC4ELI合金片層組織的應(yīng)力應(yīng)變曲線中也出現(xiàn)鋸齒效應(yīng)30。在拉伸過(guò)程中，鋸齒效應(yīng)可歸納為軟化與硬化交替作用的結(jié)果。

3、鈦合金的室溫及低溫沖擊韌性

拉伸性能(如拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率)是通過(guò)軸向拉伸載荷來(lái)測(cè)定材料特性的實(shí)驗(yàn);沖擊實(shí)驗(yàn)通過(guò)測(cè)量材料在沖擊過(guò)程中吸收的能量(A，J)來(lái)量化其抗沖擊性能，反映了材料在承受沖擊載荷時(shí)的韌性[31]，沖擊韌性是評(píng)價(jià)結(jié)構(gòu)材料抵抗瞬時(shí)動(dòng)態(tài)沖擊載荷的能力的重要指標(biāo)，且沖擊韌性對(duì)溫度變化極其敏感。因此，低溫沖擊試驗(yàn)在工程領(lǐng)域具有重要的意義，可以檢驗(yàn)材料在低溫環(huán)境中的可靠性和耐久性。

3.1鈦合金的室溫沖擊韌性

Huang等[32]研究了氧含量對(duì)純鈦沖擊韌性的影響，在純鈦中較低氧含量(等效氧含量為0.029wt.%)的沖擊韌性相較于高氧含量(等效氧含量為0.167wt.%)高192.2J。降低氧含量顯著提高純鈦的位錯(cuò)密度和變形孿晶，因此降低氧含量可以同時(shí)提高萌生功和擴(kuò)展功。Zhu等[33]對(duì)CT20合金的研究結(jié)果表明爐冷獲得的粗大片層組織具有較高的沖擊韌性，片層a與β相間發(fā)生滑移傳遞，使集束具備優(yōu)異塑性變形能力并產(chǎn)生更多孿晶，從而消耗更多的沖擊能量。Jiang等[34]對(duì)Ti80合金的等軸組織進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)初生α相含量減少，次生α相寬度減小，導(dǎo)致合金強(qiáng)度提高，但沖擊性能下降。Hu等[35]對(duì)Ti80合金的沖擊韌性進(jìn)行了研究，其中全等軸a組織、等軸a和集束狀厚片層a混合組織因具備優(yōu)異的塑性變形能力和裂紋偏轉(zhuǎn)能力，并激活了高密度孿晶協(xié)調(diào)變形，從而表現(xiàn)出遠(yuǎn)高于等軸a和無(wú)序分布薄片層a混合組織的沖擊韌性(約2倍)。其中，等軸a和集束狀a混合組織實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度與韌性的最佳匹配。Buirette等[36]在TC4合金等軸組織和片層組織的沖擊韌性研究中發(fā)現(xiàn)，沖擊擴(kuò)展裂紋未產(chǎn)生二次裂紋和微裂紋。片層組織的沖擊韌性?xún)?yōu)于等軸組織的原因在于片層組織中的α集束具有較高的長(zhǎng)徑比，使得長(zhǎng)裂紋更容易形成，從而形成較長(zhǎng)的裂紋擴(kuò)展路徑，表現(xiàn)出較高的沖擊韌性。Lei等[37]對(duì)TC4合金等軸、雙態(tài)和片層組織的沖擊韌性進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)雙態(tài)組織的沖擊韌性最高，且沖擊韌性和裂紋路徑曲折程度之間并非呈正相關(guān)，裂紋曲折程度較小的雙態(tài)組織中βt的扭折變形、α_p中孿晶的產(chǎn)生和塑性變形的協(xié)同作用有效釋放了裂紋尖端的應(yīng)力，使其獲得了較高的沖擊韌性Wen等[38]對(duì)TC21(Ti-6Al-2Mo-2Nb-2Zr-2Sn-1.5Cr)合金的片層組織進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)合金a集束尺寸增大和a片層厚度減小，導(dǎo)致合金強(qiáng)度降低和韌性下降，多片層組織能增加裂紋擴(kuò)展路徑，從而提高沖擊韌性。Lei等[39]對(duì)TC21合金的雙態(tài)和片層組織進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)片層組織(27.59J)的沖擊韌性比雙態(tài)組織(12.98J)的高，沖擊韌性主要由裂紋萌生階段吸收的能量所決定。影響其裂紋萌生功和擴(kuò)展功的因素有所不同，萌生功與裂紋尖端塑性變形程度成正相關(guān)，裂紋擴(kuò)展區(qū)的塑性變形程度小于萌生區(qū)，Ti80合金的等軸擴(kuò)展功隨裂紋路徑曲折程度增加而升高。雷磊等[40]進(jìn)一步對(duì)TC21鈦合金拉伸和沖擊韌性的內(nèi)在控制機(jī)理進(jìn)行了研究，結(jié)果表明塑性和沖擊韌性呈現(xiàn)不一致的變化規(guī)律,雙態(tài)組織比片層組織的塑性好,但是其沖擊韌性不如片層組織,說(shuō)明拉伸性能和沖擊韌性的內(nèi)在機(jī)理不同。Wu等[41]在 Ti5321(Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe)合金沖擊韌性進(jìn)行了研究,發(fā)現(xiàn)片層組織沖擊功的提高依賴(lài)于裂紋萌生功和擴(kuò)展功的增加,初生α相具有較強(qiáng)的塑性變形能力，從而提高了萌生功。裂紋擴(kuò)展功的增加與α集束的協(xié)調(diào)變形和α集束大角度邊界所導(dǎo)致的曲折裂紋路徑密切相關(guān)。綜上所述，室溫下不同牌號(hào)鈦合金的沖擊韌性顯微組織有較大的相關(guān)性，顯微組織中片層α相顯著阻礙裂紋擴(kuò)展，進(jìn)而提高合金的沖擊韌性[42-45];初生α相中孿晶的產(chǎn)生和塑性變形的協(xié)同作用可以提高沖擊載荷下顯微組織的塑性變形能力。

3.2鈦合金的低溫沖擊韌性

圖5展示了純鈦、TC4、Ti80、CT20合金沖擊韌性隨溫度的變化趨勢(shì)，具體數(shù)據(jù)表2[46-49]，隨著試驗(yàn)溫度的降低，純鈦的沖擊韌性基本不變，其余牌號(hào)的鈦合金沖擊韌性均出現(xiàn)下降趨勢(shì)。

表2不同鈦合金在室溫及低溫下的沖擊性能[46-49]

劉偉等[50]對(duì)Ti-Zr-Mo-Nb-Sn系近a鈦合金間隙元素含量和沖擊韌性關(guān)系進(jìn)行了分析，發(fā)現(xiàn)降低氧含量可提高鈦合金在液氮溫區(qū)(-196℃)的沖擊韌性。Lei等[46,47]對(duì)純鈦和CT20合金進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，隨溫度下 降,純鈦的沖擊韌性與室溫相比無(wú)差異,純鈦在室溫條件下變形機(jī)制為滑移,隨著溫度降低至-196℃,變形機(jī)制逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閷\晶，高密度孿晶和位錯(cuò)是合金在低溫下沖擊韌性與室溫持平的根本原因。CT20合金隨實(shí)驗(yàn)溫 度下降沖擊功呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，其裂紋萌生功和裂紋擴(kuò)展功均減少，并在-196℃時(shí)發(fā)生脆性斷裂。CT20合金的片層組織在-196℃孿晶密度比較低，塑性區(qū)域較小，裂紋更容易穿過(guò)片層，裂紋擴(kuò)展路徑較為平直，因此其沖擊功隨溫度的降低而減少;CT20合金在室溫時(shí)獲得較高沖擊韌性是彎曲路徑、位錯(cuò)滑移和變形孿晶的協(xié)同作用。CT20合金在-196℃沖擊功相較于室溫下降，但延伸率相較于室溫上升，塑性上升是由于多系滑移和大量孿生增強(qiáng)了加工硬化能力和均勻塑性流動(dòng)，合金在-196℃時(shí)有較好的延展性，但是沖擊韌性下降的原因主要是由于孿晶數(shù)量減少，塑性區(qū)域較小。Zhang等[51]對(duì)CT20合金的三種典型組織進(jìn)行了低溫沖擊韌性的研究，在-196℃片層組織相較于等軸組織和雙態(tài)組織的沖擊功是最高的，因?yàn)槠瑢咏M織形成了高密度的4種孿晶(<11-20>85°<10-10>35°<10-10>64°<10-10>77°)，且孿晶界面所占比例約為63.6%(圖6a,d)，等軸和雙態(tài)組織分別形成四種和五種類(lèi)型的孿晶，孿晶界面所占比例分別為38.5%和40.8%(圖6b,e,c,f)，因此片層組織沖擊功較高的主要原因是組織中存在較多均勻細(xì)長(zhǎng)的孿晶。Zhang等[52]對(duì) Ti5111(Ti-5Al-1V-1Sn-1Zr-0.8Mo)合金的雙態(tài)組織的低溫沖擊韌性進(jìn)行了研究，隨實(shí)驗(yàn)溫度降低，其沖擊功減小，在低溫下的變形機(jī)制以變形孿晶和位錯(cuò)滑移為主。低溫下沖擊功的降低是由于低溫變形時(shí)塑性區(qū)尺寸減小和位錯(cuò)滑移受到抑制，導(dǎo)致裂紋尖端應(yīng)力增大。Ding等[48]對(duì)Ti80合金的雙態(tài)組織進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)孿晶對(duì)Ti80合金的沖擊韌性具有顯著影響。隨著試驗(yàn)溫度的降低，孿晶數(shù)量減少，沖擊韌性下降。且在低溫下，幾何位錯(cuò)密度較小，晶粒的塑性變形能力降低，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展路徑較為平直。Li等[53]研究表明，TC4合金的等軸組織的沖擊功隨著試驗(yàn)溫度降低減小。在室溫沖擊載荷下，試樣的沖擊斷口附近出現(xiàn)孿晶，而在-196℃沖擊載荷下未觀察到孿晶，在25和-50℃沖擊斷裂附近的晶粒顯示出顯著的塑性變形，但在-196℃的塑性變形極小，因此室溫下合金的孿晶和滑移變形導(dǎo)致較高的沖擊韌性。Li等[49]研究Ti-6Al-4V-0.55Fe合金發(fā)現(xiàn)，在-20℃下雙態(tài)組織的沖擊韌性比等軸組織的高，主要原因是雙態(tài)組織中初生α相晶粒的球化程度較高，產(chǎn)生孿晶能力較強(qiáng)，主要有拉伸孿晶(<11-20>85°)、{10-10}壓縮孿晶，孿晶在激活多個(gè)滑移系和吸收更大量的沖擊能量方面起著重要的作用。曹祖涵等[54]發(fā)現(xiàn)在TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)合金組織中初生α相體積分?jǐn)?shù)在30%~35%，低溫沖擊韌性達(dá)到最大值，初生α相體積分?jǐn)?shù)小于30%時(shí)，沖擊韌性隨著初生α相的體積分?jǐn)?shù)增多而增加;當(dāng)初生α相體積分?jǐn)?shù)大于35%時(shí)，隨初生α相的體積分?jǐn)?shù)增加,沖擊韌性減小。因此初生α相體積分?jǐn)?shù)影響試樣的塑性變形能力來(lái)影響沖擊韌性。除此以外，針對(duì)亞穩(wěn)β合金，張德培等[55]對(duì)Ti-15Mo合金在低溫下的沖擊韌性進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)隨測(cè)試溫度降低，沖擊韌性呈下降趨勢(shì)，因?yàn)楹辖鹁Я?nèi)孿晶(<110>50.5°)的數(shù)量和裂紋擴(kuò)展曲折程度呈下降趨勢(shì)，即塑性變形能力與抵抗裂紋擴(kuò)展能力逐漸減弱。Wang等[56]對(duì)Ti-8.5Cr-1.5Sn合金的等軸β組織進(jìn)行了研究，在-196℃低溫下的沖擊韌性較室溫下降了86.3%。其原因在于低溫下抑制了{(lán)332}變形孿生的形核與生長(zhǎng)，導(dǎo)致次生孿晶與{5811}孿晶缺失;同時(shí)裂紋尖端塑性區(qū)縮小，應(yīng)力無(wú)法釋放，致使裂紋優(yōu)先沿初生孿晶界過(guò)早擴(kuò)展，造成脆性斷裂，沖擊功顯著降低。

圖6

4、總結(jié)與展望

4.1總結(jié)

1、隨著拉伸試驗(yàn)溫度的降低，鈦合金強(qiáng)度呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，塑性未發(fā)生明顯變化。室溫拉伸的塑性變形機(jī)制以位錯(cuò)滑移為主導(dǎo)，低溫拉伸的變形機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)閷\生變形與位錯(cuò)滑移協(xié)同作用。在極低溫度區(qū)間，由于位錯(cuò)塞積和滑移引起的局部熱軟化，鈦合金的拉伸曲線呈現(xiàn)出“鋸齒效應(yīng)”。

2、鈦合金的沖擊韌性由裂紋萌生功和裂紋擴(kuò)展功組成，其中裂紋擴(kuò)展功又取決于裂紋擴(kuò)展路徑的曲折程度和裂紋附近的塑性變形能力。雙態(tài)組織中β相的扭折變形、等軸α相中形變孿生的協(xié)同作用可有效釋放裂紋尖端的應(yīng)力集中。片層組織中集束α相優(yōu)異的塑性變形及抵抗裂紋偏轉(zhuǎn)能力,顯著提高片層組織的沖擊韌性。

3、除純鈦外,鈦合金的低溫沖擊韌性隨溫度下降均呈現(xiàn)單調(diào)遞減趨勢(shì)。低溫沖擊韌性降低的主要因素是低溫下塑性變形能力的減弱。等軸、雙態(tài)、片層組織隨溫度降低,裂紋擴(kuò)展路徑均趨于平直。片層組織在低溫下更易形成更高密度的孿晶，使其在低溫下的塑性變形能力優(yōu)于等軸和雙態(tài)組織。

4.2展望

(1)當(dāng)前鈦合金低溫力學(xué)性能的研究主要集中在近a型及a+β型鈦合金，對(duì)亞穩(wěn)β型合金的研究較少，需拓展至高強(qiáng)鈦合金低溫力學(xué)性能的研究。

(2)針對(duì)TA7-D、CT20及Ti80等具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的鈦合金體系，需進(jìn)一步闡明微觀組織演變與低溫變形機(jī)理的關(guān)聯(lián)性，為優(yōu)化合金設(shè)計(jì)與性能調(diào)控提供理論支撐。

(3)隨著增材制造鈦合金成為研究熱點(diǎn)，鈦合金低溫力學(xué)性能的研究需拓展至增材制造領(lǐng)域，從而滿(mǎn)足當(dāng)前航空航天、航海領(lǐng)域?qū)Φ蜏剽伜辖鸬膽?yīng)用需求。

參考文獻(xiàn) References

[1]趙永慶，葛鵬，辛社偉.中國(guó)材料進(jìn)展[J]，2020，39(Z1):527-534.

ZHAO Y Q,GE P,XIN S W.Materials China[J],2020,39(Z1):527-534.

[2] THOMAS M， JACKSON M. Scripta Materialia[J],2012，66(12):1065-1068.

[3] JAIN A, BASU B, KUMAR M B, et al. Acta Materialia[J],2009，58(7):2313-2323.

[4]趙永慶.中國(guó)材料進(jìn)展[J],2014，33(7):398-404.ZHAO Y Q.Materials China[J],2014,33(7):398-404.

[5] SUN Q, ZHU R,GU H. Materials Letters[J],2002,54(2):164-168.

[6]趙玥滔.TC4鈦合金低溫變形組織與性能研究[D].哈爾濱:哈爾濱理工大學(xué)，2023.

ZHAO Y T. Study on Microstructure and Properties of TC4 Titanium Alloy under Low-Temperature Defor-mation[D]. Harbin: Harbin University of Science and Technology, 2023.

[7]中國(guó)船舶重工集團(tuán)公司.潛水器用TA31合金鍛件:GB/T 35364-2017[S].中國(guó):中華人民共和國(guó)國(guó)家質(zhì)量監(jiān)督檢驗(yàn)檢疫總局中國(guó)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)化管理委員會(huì)，2017.

State Administration for Market Regulation, Standardi-zation Administration of China. TA31 alloy forgings for submersibles: GB/T 35364-2017[S]. Beijing: Standards Press of China, 2017.

[8]黃朝文，葛鵬，趙永慶，等.稀有金屬材料與工程[J],2016,45(1):254-260.

HUANG C W, GE P, ZHAO Y Q, et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2016, 45(1): 254-260.

[9]張忠，趙立中，李來(lái)風(fēng).低溫物理學(xué)報(bào)[J],1994(2):157-160.

ZHANG Z，ZHAO L Z，LI L F. Journal of Low Temperature Physics[J],1994

[10] SUN Q Y, GU H C. Materials Science& Engineering A[J],2001，316(1/2):80-86.

[11]張智.CT20鈦合金的組織與性能控制[D].西安:西安建筑科技大學(xué)，2011.

ZHANG Z. Microstructure and Properties Control of CT20 Titanium Alloy[D]. Xi'an: Xi'an University of Architecture and Technology, 2011.

[12]范承亮.顯微組織和間隙元素對(duì)近a鈦合金低溫塑韌性的影響[D].西安:西安建筑科技大學(xué)，2004.FAN C L. Effect of Microstructure and Interstitial Elements on Cryogenic Plasticity and Toughness of NearαTitanium Alloys[D]. Xi'an: Xi'an University of Architecture and Technology, 2004.

[13] ZHANG R Q,ZHAO Q Y,GUO D Z,et al. Materials& Design[J],2023,235: 112416.

[14]詹奇云，靳剛，韓進(jìn)，等.塑性工程學(xué)報(bào)[J],2024，31(1):204-215.

ZHAN Q Y, JIN G, HAN J, et al. Journal of Plasticity Engineering[J],2024, 31(1): 204-215.

[15]周如江，于培師，吳連生，等.機(jī)械工程材料[J]，2023，47(12):87-92.

ZHOU R J, YU P S, WU L S, et al. Materials for Mechanical Engineering[J],2023，47(12):87-92.

[16] STEPHANE D I, BRIOTTET L, RAUCH E F, et al. Acta Materialia[J]. 2007， 55(1): 105-118.

[17] KIM Y S, KANG T, HONG S, et al. Acta Mate-rialia[J], 2025, 292: 120970.

[18]史昆，謝華生，趙軍，等.中國(guó)材料進(jìn)展[J],2008，57:763-767.

SHI K,XIE H S,ZHAO J,et al. Materials China[J],2008，57:763-767.

[19]鄭桂鈞，千東范，趙祖德，等.稀有金屬[J],1984，3:50-53.

ZHENG G J, QIAN D F, ZHAO Z D, et al. Rare Metals[J],1984，3:50-53.

[20]杜宇，蔡學(xué)章，楊冠軍.鈦工業(yè)進(jìn)展[J],2005(6):14-17.

DU Y,CAI X Z,YANG G J,et al.Titanium Industry Progress[J],2005(6):14-17.

[21] ZHANG Y, CHENG X D, WU H. Micron[J], 2024,186:103702-103702.

[22] LU Z C, ZHANG X H, JI W, et al. Materials Science& Engineering A[J],2021，818:141380.

[23]范承亮，楊冠軍，于振濤，等.稀有金屬[J],2004 (2):330-333.

FAN C L, YANG G J, YU Z T, et al. Rare Metals[J],2004(2):330-333.

[24] ZANG M C,NIUH Z,LIU S,et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2022，923:166363.

[25] HU J W,CHEN X,WANG Y S,et al.Chinese Journal of Aeronautics[J],2025, 38(1): 103238-103238.

[26]劉志丹.TA7和TB2及TC4鈦合金低溫準(zhǔn)靜態(tài)拉伸行為研究[D].哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2019.LIU Z N. Study on Cryogenic Quasi-Static Tensile Behavior of TA7, TB2 and TC4 Titanium Alloys[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology,2019

[27] AMBARD A, GUTAZ L, LOUCHET F, et al. Materials Science& Engineering A[J],2001, 319:404-408.

[28]陸子川，孫亞超，姚草根，等.稀有金屬材料與工程[J],2022，51(1):217-224.

LU Z C, SUN Y C, YAO C G, et al. Rare Metal Materials and Engineering[J],2022, 51(1):217-224.

[29]鄭壯壯，陸子川，楊建輝，等.材料工程[J/OL]，1-11[2024-10-08].

ZHENG Z Z， LU Z C， YANG J H， et al. Journal of Materials Engineering[J/OL]. 1-11[2024-10-08].

[30] SINGH G,BAJARGAN G,DATTA R,et al.Materials Science& Engineering A[J],2014， 611: 45-57.

[31]李瑤，高慧賢，李芹芹，等.兵器材料科學(xué)與工程[J],2023，46(3):109-115.

LIY，GAOHX，LIQQ，et al. Journal of Ordnance Material Science and Engineering[J], 2023， 46(3):109-115.

[32] HUANG S X, ZHAO Q Y, LIN C, et al. Materials Science& Engineering A[J],2021， 818: 141394.

[33] ZHU Q W, LEI L, WU C, et al. Materials Char-acterization[J],2024，214:114108.

[34] JIANG H Y, JIANG F Q, XIE B J, et al. Materials Characterization[J],2023，195:112529.

[35] HU B, GE JY, HE J Y, et al. Materials Research and Technology[J],2025, 35:702-713.

[36] BUIRETTE C, HUEZ J, GEY N, et al. Materials Science& Engineering A[J],2014， 618: 546-557.

[37] LEI L, ZHAO Y Q, ZHAO Q Y, et al. Materials Characterization[J],2021，801:140411.

[38] WEN X, WAN M P, HUANG C W, et al. Materials&Design[J],2019，180:107898.

[39] LEI L, ZHAO Q Y, ZHAO Y Q, et al. Materials Characterization[J],2021，177:111164.

[40]雷磊，朱琦瑋，趙秦陽(yáng).稀有金屬材料與工程[J]2024，53:1449-1457.

LEI L, ZHU Q W, ZHAO Q Y. Rare Metal Materials and Engineering[J],2024,53:1449-1457.

[41] WU C, ZHAO Y Q, HUANG S X, et al. Materials Characterization[J],2021，175:111103.

[42] XU J W, ZENG W D, ZHAO Y Q, et al. Materials Science& Engineering A[J],2016, 676: 434-440.

[43]汪啟明，楊晶，陳海生，等.鈦工業(yè)進(jìn)展[J],2023,40(5):9-14.

WANG Q M， YANG J， CHEN H S， et al. Titanium Industry Progress[J],2023, 40(5):9-14.

[44]郝曉博,李渤渤,劉茵琪,等.金屬熱處理[J],2019,44(2):0254-6051.

HAO X B, LI B B, LIU Y Q, et al. Heat Treatment of Metals[J]，2019，44(2):0254-6051.

[45] JIANG H Y, ZHANG J Y, XIE B J, et al. Materials(Basel, Switzerland)[J],2020,13(19):4332-4332.

[46] LEI L, ZHAO Q Y, ZHU Q W, et al. Materials Science& Engineering A[J],2022, 860: 144258.

[47] LEI L, ZHU Q W, ZHAO Q Y, et al. Materials Characterization[J],2023，195:112504.

[48] Ding L F, Wang H Y, Zeng Z B, et al. Materials Science& Engineering A[J],2024， 914: 147095.

[49] LI F, ZHAN C, FAN C T, et al. Materials Char-acterization[J],2025,227:115286.

[50]劉偉，杜宇，于振濤，等.西安工業(yè)學(xué)院學(xué)報(bào)[J],2005(4):67-70.

LIU W, DU Y, YU Z T, et al. Journal of Xi'an Technological University[J],2005(4): 67-70.

[51] ZHANG R Q, ZHAO Q Y, GUO D Z. Materials Science& Technology[J],2025, 236: 225-244.

[52] ZHANG L, WANG Q, REN Q Y, et al. Materials Science& Engineering A[J],2023, 879: 145231.

[53] LI D, MENG Z C, SHEN Y Y, et al. Vacuum[J],2024，222:113066.

[54]曹祖涵，石曉輝，范智淵，等.材料熱處理學(xué)報(bào)[J],2020，41(11):53-60.

CAO Z H, SHI X H, FAN Z Y, et al, Transactions of Materials and Heat Treatment[J],2020,41(11):53-60.

[55]張德培.具有TWIP效應(yīng)的 Ti-15Mo合金沖擊性能研究[D].大連:大連理工大學(xué)，2019.

ZHANG D P. Research on Impact Properties of Ti-15Mo Alloy with TWIP Effect[D]. Dalian: Dalian University of Technology, 2019.

[56] WANG Q, SANG B, REN J, et al. International Journal of Plasticity[J],2024， 174: 103920.

（注，原文標(biāo)題：鈦合金低溫力學(xué)性能研究進(jìn)展）