引言

钛合金拥有密度幼、比强度高、耐侵蚀、耐高温、低温机能好、生物相容性好、无磁、无毒等综合优势，在航空、航天、刀兵、海洋、化工、医疗中得到宽泛利用，尤其是耐蚀性好、无磁和优异的低温机能等特点，被宽泛用于船舶、管路系统和航空航天部件蹬爪用中的低温结构部件[1-5]，是梦想的低温结构资料，例如航天火箭发起机用液氢管路系统的服役温度低至-253℃;航天器的服役温度在-190℃;破冰船推动器在-50℃冰撞工况下，Ti80(Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)合金冲击功若幼于25J将导致苦难性断裂[6,7]。目前针对于钛合金低温机能的钻研重要集中TA7-D(Ti-5Al-2.5SnELI)、TC4(Ti-6Al-4V)、CT20(Ti-Al-Zr-Mo)等合金中[8]，随着海洋设备在船舶，海底通讯等领域的需要增长，有必要系统综述当枪合金在低温下的变形和断裂机造，进而成立钛合金在低温下的显微组织与力学机能的有关性。并对当枪合金低温力学机能的钻研方向进行瞻望。

1、媒介

钛合金拥有密度幼、比强度高、耐侵蚀、耐高温、低温机能好、生物相容性好、无磁、无毒等综合优势，在航空、航天、刀兵、海洋、化工、医疗中得到宽泛利用，尤其是耐蚀性好、无磁和优异的低温机能等特点，被宽泛用于船舶、管路系统和航空航天部件蹬爪用中的低温结构部件[1-5]，是梦想的低温结构资料，例如航天火箭发起机用液氢管路系统的服役温度低至-253℃;航天器的服役温度在-190℃;破冰船推动器在-50℃冰撞工况下，Ti80(Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)合金冲击功若幼于25J将导致苦难性断裂[6,7]。目前针对于钛合金低温机能的钻研重要集中TA7-D(Ti-5Al-2.5SnELI)、TC4(Ti-6Al-4V)、CT20(Ti-Al-Zr-Mo)等合金中[8]，随着海洋设备在船舶，海底通讯等领域的需要增长，有必要系统综述当枪合金在低温下的变形和断裂机造，进而成立钛合金在低温下的显微组织与力学机能的有关性。并对当枪合金低温力学机能的钻研方向进行瞻望。

2、钛合金的低温拉伸机能

目前钻研低温拉伸迪胙合金重要有纯钛、TA7(Ti-5Al-2.5Sn)、TA7-D、TC4、TC4ELI(Ti-6Al-4VELI)、CT20(Ti-Al-Zr-Mo)等。图1展示了TA7、TA7-D、CT20、TC4合金强杜纂塑性的关系，具体数据见表1[6,9-20]。

TC4ELI合金在液氮温区(-196℃)仍维持不变力学机能，CT20与TA7合金的服役温度可延长至液氢存储温区(-253°C)。随着试验温度的降低，分歧商标迪胙合金强度均加强，塑性变动不显著。

表1分歧钛合金在室温及低温下的拉伸机能[6,9-20]

2.1低温拉伸变形机造

助于提高合金延展性。在低温下，等轴组织重要靠位错滑移实现变形;双态组织除位错滑移表，还有少量变形孪晶,而片层组织则能产生较多孪晶。Zang等[24]对CT20合金的全片层组织进行了钻研，了局批注CT20合金在-253℃强度为1600MPa，延长率为13.5%，室温下强度为730MPa，延长率为19%;在室温下，滑移系主导拉伸变形,而在-253℃时,滑移系和孪晶主导拉伸变形。值妥贴心的是，CT20合金的片层组织在-196℃时，其强度(1300MPa)、延长率(23%)相较于室温强度、延长率均提高，原因是在-196℃下，滑移和孪晶的临界分切应力(CRSS)显著加强，导致强度增长;多系滑移、大量孪生加强了加工硬化能力和均匀塑性流动，导致合金在-196℃时有较好的延展性。Zhang等[13]钻研批注CT20合金的等轴组织在-196℃下阐发出优异的低温力学机能，其强度(1052.67MPa)和塑性(21.1%)相比室温下强度(571.79)和塑性(15.2%)有显著提升。如图2a和2b所示，室温下CT20合金的变形机造重要由滑移系主导的位错活动为主;如图2c和2d所示，在低温(-196℃)状态下，初生孪晶和位错密度相较于室温状态均增长,-196℃时CT20合金中激活了更多孪晶类型，形成炼高密度的位错。<-12-11>//ND织构和强烈的孪生诱发塑性(TWIP)效应导致在低温下拥有极高的延展性。

将TA7合金中央隙元素(O，N)含量降低即为低间隙TA7-D合金。张忠等[9]发现TA7D在不扭转其强度的前提下,低温塑性显著提升。 Sun等  [10]和 Zhang等  [21]钻研显示，对于低间隙合金TA7-D合金无论是片状组织还是等轴组织随着尝试温度的降低，其延长率呈降落趋向，强度出现上升趋向;Lu等[22]深刻钻研了TA7-D钛合金的变形机造。室温(20℃)下的变形机造重要为位错滑移变形;相比之下，在-253℃下，变形机造为位错滑移与孪晶的耦合变形行为。随着试验温度的降低，孪晶变形频仍产生。大量位错导致的位错强化效应有助于提高TA7-D钛合金在低温下的极限抗拉强度。CT20钛合金是我国自主研发的Ti-Al-Zr-Mo系新型低温钛合金，低温机能和加工机能优良，在低温环境下具备优异的强韧性和冷成型机能。杜宇等[20]钻研批注，CT20的片层组织和等轴组织随尝试温度从室温降低至-253℃强度均出现上升趋向，塑性均降落，但片层组织的塑性降落水平相较于等轴组织较幼。张智等[11]发现CT20合金的片层组织更适合低温环境下变形，对等轴、片层组织分析，发此刻-253℃下，片层α相增多，韧窝尺寸增大且较深，并且拥有显著的扯破棱，注明片层组织试样在断裂过程中韧窝成长充分，拥有优异的塑性。范承亮等[12,23]钻研指出，在低温下片层组织塑性最高，其中孪晶有 詹等[14]、周等[15]和 Hu等[25]萦绕 TC4及 TC4ELI钛合金低温机能发展钻研，TC4和TC4ELI钛合金的强度随尝试温度降低呈线性上升趋向，塑性随尝试温度变动整体呈降落趋向。通过对资料断口的分析，当TC4合金为等轴组织时，在-196至25℃温度区间内，即就是塑性降低，断裂过程仍以韧性断裂为主。在室温下，TC4钛合金塑性变形机造为α相内的位错滑移;在-196°C时，变形机造为α相内位错滑移与β相内切变孪生[26]。Ambard等[27]提出，TC4合金为片状组织时(图3a)，TC4低温变形机造与α相状态有关系，α相出现球状时重要是柱面滑移(图3b);α相出现板条状时重要是基面滑移(图3c)。此表，在低温变形过程中并未发现孪晶，因而以为TC4合金在-253℃的前提下的变形机造重要是位错滑移。粉末冶金的TC4ELI合金为等轴α相和片状混合组织(图3d)，TC4ELI在-253°C时，观察到孪晶的存在[16],图3e所示。在-253°C时，TC4ELI在低温变形过程中发现孪晶，但TC4合金中并未发现孪晶。TC4ELI相对与TC4在氧含量较低，在低温尝试中TC4ELI出现孪晶，且冲击韧性比TC4的冲击韧性高。

2.2低温拉伸锯齿效应

在低温拉伸尝试中，当尝试温度降低至-233℃时，TA7-D出现锯齿形变形行为，CT20和TC4ELI在-253℃均出现锯齿形变形行为。锯齿效应的形成是由于在极低温环境下，资料由于位错热激活能极端匮乏，位错活动被强烈抑造并在晶格缺点处大规模塞积。当塞积应力达到临界值时，位错产生大量滑移，其巨大的动能和塑性功瞬间转化为热能，导致部门温度骤升并引发热软化[17]。这些过程导致塑性变形不陆续，应力-应变曲线出现出锯齿特点。TA7-D合金在-233°C时出现锯齿效应22。在-253℃下，CT20合金在等轴、双态和片层组织中均出现锯齿效应，但随着显微组织的变动，片层α相含量增长，锯齿颠簸的数量增多，幅度减幼，且相应的试样延长率升高，注明片层组织导致锯齿颠簸加剧11。在-253℃的低温拉伸尝试中，TC4ELI合金片层组织的应力应变曲线中也出现锯齿效应30。在拉伸过程中，锯齿效应可综合为软化与硬化交替作用的了局。

3、钛合金的室温及低温冲击韧性

拉伸机能(如拉伸强度、屈服强度、延长率)是通过轴向拉伸载荷来测定资料个性的尝试;冲击尝试通过丈量资料在冲击过程中吸收的能量(A，J)来量化其抗冲击机能，反映了资料在接受冲击载荷时的韧性[31]，冲击韧性是评价结构资料抵抗瞬时动态冲击载荷的能力的沉要指标，且冲击韧性对温度变动极其敏感。因而，低温冲击试验在工程领域拥有沉要的意思，能够检验资料在低温环境中的靠得住性和耐久性。

3.1钛合金的室温冲击韧性

Huang等[32]钻研了氧含量对纯钛冲击韧性的影响，在纯钛中较低氧含量(等效氧含量为0.029wt.%)的冲击韧性相较于高氧含量(等效氧含量为0.167wt.%)高192.2J。降低氧含量显著提高纯钛的位错密度和变形孪晶，因而降低氧含量能够同时提高萌生功和扩大功。Zhu等[33]对CT20合金的钻研了局批注炉冷获得的粗壮片层组织拥有较高的冲击韧性，片层a与β相间产生滑移传递，使集束具备优异塑性变形能力并产生更多孪晶，从而亏损更多的冲击能量。Jiang等[34]对Ti80合金的等轴组织进行了钻研，发现初生α相含量削减，次生α相宽度减幼，导致合金强度提高，但冲击机能降落。Hu等[35]对Ti80合金的冲击韧性进行了钻研，其中全等轴a组织、等轴a和集束状厚片层a混合组织因具备优异的塑性变形能力和裂纹偏转能力，并激活了高密度孪晶协调变形，从而阐发出远高于等轴a和无序散布薄片层a混合组织的冲击韧性(约2倍)。其中，等轴a和集束状a混合组织实现了强杜纂韧性的最佳匹配。Buirette等[36]在TC4合金等轴组织和片层组织的冲击韧性钻研中发现，冲击扩大裂纹未产生二次裂纹和微裂纹。片层组织的冲击韧性优于等轴组织的原因在于片层组织中的α集束拥有较高的长径比，使得长裂纹更容易形成，从而形成较长的裂纹扩大蹊径，阐发出较高的冲击韧性。Lei等[37]对TC4合金等轴、双态和片层组织的冲击韧性进行了钻研，发现双态组织的冲击韧性最高，且冲击韧性和裂纹蹊径崎岖水平之间并非呈正有关，裂纹崎岖水平较幼的双态组织中βt的扭折变形、α_p中孪晶的产生和塑性变形的协同作用有效开释了裂纹尖端的应力，使其获得了较高的冲击韧性Wen等[38]对TC21(Ti-6Al-2Mo-2Nb-2Zr-2Sn-1.5Cr)合金的片层组织进行了钻研，发现合金a集束尺寸增大和a片层厚度减幼，导致合金强度降低和韧性降落，多片层组织能增长裂纹扩大蹊径，从而提高冲击韧性。Lei等[39]对TC21合金的双态和片层组织进行了钻研，发显飕层组织(27.59J)的冲击韧性比双态组织(12.98J)的高，冲击韧性重要由裂纹萌生阶段吸收的能量所决定。影响其裂纹萌生功和扩大功的成分有所分歧，萌生功与裂纹尖端塑性变形水平成正有关，裂纹扩大区的塑性变形水平幼于萌生区，Ti80合金的等轴扩大功随裂纹蹊径崎岖水平增长而升高。雷磊等[40]进一步对TC21钛合金拉伸和冲击韧性的内涵节造机理进行了钻研，了局批注塑性和冲击韧性出现不一致的变动法规,双态组织比片层组织的塑性好,但是其冲击韧性不如片层组织,注明拉伸机能和冲击韧性的内涵机理分歧。Wu等[41]在 Ti5321(Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe)合金冲击韧性进行了钻研,发显飕层组织冲击功的提高依赖于裂纹萌生功和扩大功的增长,初生α相拥有较强的塑性变形能力，从而提高了萌生功。裂纹扩大功的增长与α集束的协调变形和α集束大角度天堑所导致的崎岖裂纹蹊径亲昵有关。综上所述，室温下分歧商标钛合金的冲击韧性显微组织有较大的有关性，显微组织中片层α相显著故障裂纹扩大，进而提高合金的冲击韧性[42-45];初生α相中孪晶的产生和塑性变形的协同作用能够提高冲击载荷下显微组织的塑性变形能力。

3.2钛合金的低温冲击韧性

图5展示了纯钛、TC4、Ti80、CT20合金冲击韧性随温度的变动趋向，具体数据表2[46-49]，随着试验温度的降低，纯钛的冲击韧性根基不变，其余商标迪胙合金冲击韧性均出现降落趋向。

表2分歧钛合金在室温及低温下的冲击机能[46-49]

刘伟等[50]对Ti-Zr-Mo-Nb-Sn系近a钛合金间隙元素含量和冲击韧性关系进行了分析，发现降低氧含量可提高钛合金在液氮温区(-196℃)的冲击韧性。Lei等[46,47]对纯钛和CT20合金进行了钻研，了局批注，随温度下 降,纯钛的冲击韧性与室温相比无差距,纯钛在室温前提下变形机造为滑移,随着温度降低至-196℃,变形机造逐步转变为孪晶，高密度孪晶和位错是合金在低温下冲击韧性与室温吃旖的底子原因。CT20合金随尝试温 度降落冲击功出现降落趋向，其裂纹萌生功和裂纹扩大功均削减，并在-196℃时产生脆性断裂。CT20合金的片层组织在-196℃孪晶密度比力低，塑性区域较幼，裂纹更容易穿过片层，裂纹扩大蹊径较为平直，因而其冲击功随温度的降低而削减;CT20合金在室温时获得较高冲击韧性是弯曲蹊径、位错滑移和变形孪晶的协同作用。CT20合金在-196℃冲击功相较于室温降落，但延长率相较于室温上升，塑性上升是由于多系滑移和大量孪生加强了加工硬化能力和均匀塑性流动，合金在-196℃时有较好的延展性，但是冲击韧性降落的原因重要是由于孪晶数量削减，塑性区域较幼。Zhang等[51]对CT20合金的三种典型组织进行了低温冲击韧性的钻研，在-196℃片层组织相较于等轴组织和双态组织的冲击功是最高的，由于片层组织形成炼密度的4种孪晶(<11-20>85°<10-10>35°<10-10>64°<10-10>77°)，且孪晶界面所占比例约为63.6%(图6a,d)，等轴和双态组织别离形成四种和五种类型的孪晶，孪晶界面所占比例别离为38.5%和40.8%(图6b,e,c,f)，因而片层组织冲击功较高的重要原因是组织中存在较多均匀细长的孪晶。Zhang等[52]对 Ti5111(Ti-5Al-1V-1Sn-1Zr-0.8Mo)合金的双态组织的低温冲击韧性进行了钻研，随尝试温度降低，其冲击功减幼，在低温下的变形机造以变形孪晶和位错滑移为主。低温下冲击功的降低是由于低温变形时塑性区尺寸减幼和位错滑移受到抑造，导致裂纹尖端应力增大。Ding等[48]对Ti80合金的双态组织进行了钻研，发现孪晶对Ti80合金的冲击韧性拥有显著影响。随着试验温度的降低，孪晶数量削减，冲击韧性降落。且在低温下，几何位错密度较幼，晶粒的塑性变形能力降低，导致裂纹扩大蹊径较为平直。Li等[53]钻研批注，TC4合金的等轴组织的冲击功随着试验温度降低减幼。在室温冲击载荷下，试样的冲击断口左近出现孪晶，而在-196℃冲击载荷下未观察到孪晶，在25和-50℃冲击断裂左近的晶粒显示出显著的塑性变形，但在-196℃的塑性变形极幼，因而室温下合金的孪晶和滑移变形导致较高的冲击韧性。Li等[49]钻研Ti-6Al-4V-0.55Fe合金发现，在-20℃下双态组织的冲击韧性比等轴组织的高，重要原因是双态组织中初生α相晶粒的球化水平较高，产生孪晶能力较强，重要有拉伸孪晶(<11-20>85°)、{10-10}压缩孪晶，孪晶在激活多个滑移系和吸收更大量的冲击能量方面起着沉要的作用。曹祖涵等[54]发此刻TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)合金组织中初生α相体积分数在30%~35%，低温冲击韧性达到最大值，初生α相体积分数幼于30%时，冲击韧性随着初生α相的体积分数增多而增长;当初生α相体积分数大于35%时，随初生α相的体积分数增长,冲击韧性减幼。因而初生α相体积分数影响试样的塑性变形能力来影响冲击韧性。除此以表，针对亚稳β合金，张德培等[55]对Ti-15Mo合金在低温下的冲击韧性进行了钻研，发现随测试温度降低，冲击韧性呈降落趋向，由于合金晶粒内孪晶(<110>50.5°)的数量和裂纹扩大崎岖水平呈降落趋向，即塑性变形能力与抵抗裂纹扩大能力逐步减弱。Wang等[56]对Ti-8.5Cr-1.5Sn合金的等轴β组织进行了钻研，在-196℃低温下的冲击韧性较室温降落了86.3%。其原因在于低温下抑造了{332}变形孪生的形核与成长，导致次生孪晶与{5811}孪晶缺失;同时裂纹尖端塑性区缩幼，应力无法开释，以至裂纹优先沿初生孪晶界过早扩大，造成脆性断裂，冲击功显著降低。

图6

4、总结与瞻望

4.1总结

1、随着拉伸试验温度的降低，钛合金强度出现上升趋向，塑性未产生显著变动。室温拉伸的塑性变形机造以位错滑移为主导，低温拉伸的变形机造转变为孪生变形与位错滑移协同作用。在极低温度区间，由于位错塞积和滑移引起的部门热软化，钛合金的拉伸曲线出现出“锯齿效应”。

2、钛合金的冲击韧性由裂纹萌生功和裂纹扩大功组成，其中裂纹扩大功又取决于裂纹扩大蹊径的崎岖水平和裂纹左近的塑性变形能力。双态组织中β相的扭折变形、等轴α相中形变孪生的协同作用可有效开释裂纹尖端的应力集中。片层组织中集束α相优异的塑性变形及抵抗裂纹偏转能力,显著提高片层组织的冲击韧性。

3、除纯钛表,钛合金的低温冲击韧性随温度降落均出现单调递减趋向。低温冲击韧性降低的重要成分是低温下塑性变形能力的减弱。等轴、双态、片层组织随温度降低,裂纹扩大蹊径均趋于平直。片层组织在低温下更易形成更高密度的孪晶，使其在低温下的塑性变形能力优于等轴和双态组织。

4.2瞻望

(1)当枪合金低温力学机能的钻研重要集中在近a型及a+β型钛合金，对亚稳β型合金的钻研较少，需拓展至高强钛合金低温力学机能的钻研。

(2)针对TA7-D、CT20及Ti80等拥有自主知识产权迪胙合金系统，需进一步说明微观组织演变与低温变形机理的关联性，为优化合金设计与机能调控提供理论支持。

(3)随着增材造作钛合金成为钻研热点，钛合金低温力学机能的钻研需拓展至增材造作领域，从而满足当前航空航天、航海领域对低温钛合金的利用需要。

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（注，原文标题：钛合金低温力学机能钻研进展）