引言

鈦合金具有密度小、比強度高、耐腐蝕、耐高溫、低溫性能好、生物相容性好、無磁、無毒等綜合優勢，在航空、航天、兵器、海洋、化工、醫療中得到廣泛應用，尤其是耐蝕性好、無磁和優異的低溫性能等特點，被廣泛用于船舶、管道系統和航空航天部件等應用中的低溫結構部件[1-5]，是理想的低溫結構材料，例如航天火箭發動機用液氫管路系統的服役溫度低至-253℃;航天器的服役溫度在-190℃;破冰船推進器在-50℃冰撞工況下，Ti80(Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)合金沖擊功若小于25J將導致災難性斷裂[6,7]。目前針對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，海底通訊等領域的需求增加，有必要系統綜述當前鈦合金在低溫下的變形和斷裂機制，進而建立鈦合金在低溫下的顯微組織與力學性能的相關性。并對當前鈦合金低溫力學性能的研究方向進行展望。

1、前言

鈦合金具有密度小、比強度高、耐腐蝕、耐高溫、低溫性能好、生物相容性好、無磁、無毒等綜合優勢，在航空、航天、兵器、海洋、化工、醫療中得到廣泛應用，尤其是耐蝕性好、無磁和優異的低溫性能等特點，被廣泛用于船舶、管道系統和航空航天部件等應用中的低溫結構部件[1-5]，是理想的低溫結構材料，例如航天火箭發動機用液氫管路系統的服役溫度低至-253℃;航天器的服役溫度在-190℃;破冰船推進器在-50℃冰撞工況下，Ti80(Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)合金沖擊功若小于25J將導致災難性斷裂[6,7]。目前針對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，海底通訊等領域的需求增加，有必要系統綜述當前鈦合金在低溫下的變形和斷裂機制，進而建立鈦合金在低溫下的顯微組織與力學性能的相關性。并對當前鈦合金低溫力學性能的研究方向進行展望。

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合金強度與塑性的關系，具體數據見表1[6,9-20]。

TC4ELI合金在液氮溫區(-196℃)仍保持穩定力學性能，CT20與TA7合金的服役溫度可延伸至液氫存儲溫區(-253°C)。隨著試驗溫度的降低，不同牌號的鈦合金強度均增強，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低溫拉伸變形機制

助于提高合金延展性。在低溫下，等軸組織主要靠位錯滑移實現變形;雙態組織除位錯滑移外，還有少量變形孿晶,而片層組織則能產生較多孿晶。Zang等[24]對CT20合金的全片層組織進行了研究，結果表明CT20合金在-253℃強度為1600MPa，延伸率為13.5%，室溫下強度為730MPa，延伸率為19%;在室溫下，滑移系主導拉伸變形,而在-253℃時,滑移系和孿晶主導拉伸變形。值得注意的是，CT20合金的片層組織在-196℃時，其強度(1300MPa)、延伸率(23%)相較于室溫強度、延伸率均提高，原因是在-196℃下，滑移和孿晶的臨界分切應力(CRSS)顯著增強，導致強度增加;多系滑移、大量孿生增強了加工硬化能力和均勻塑性流動，導致合金在-196℃時有較好的延展性。Zhang等[13]研究表明CT20合金的等軸組織在-196℃下表現出優異的低溫力學性能，其強度(1052.67MPa)和塑性(21.1%)相比室溫下強度(571.79)和塑性(15.2%)有顯著提升。如圖2a和2b所示，室溫下CT20合金的變形機制主要由滑移系主導的位錯運動為主;如圖2c和2d所示，在低溫(-196℃)狀態下，初生孿晶和位錯密度相較于室溫狀態均增加,-196℃時CT20合金中激活了更多孿晶類型，形成了更高密度的位錯。<-12-11>//ND織構和強烈的孿生誘發塑性(TWIP)效應導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]發現TA7D在不改變其強度的前提下,低溫塑性顯著提升。 Sun等  [10]和 Zhang等  [21]研究顯示，對于低間隙合金TA7-D合金無論是片狀組織還是等軸組織隨著實驗溫度的降低，其延伸率呈下降趨勢，強度呈現上升趨勢;Lu等[22]深入研究了TA7-D鈦合金的變形機制。室溫(20℃)下的變形機制主要為位錯滑移變形;相比之下，在-253℃下，變形機制為位錯滑移與孿晶的耦合變形行為。隨著試驗溫度的降低，孿晶變形頻繁發生。大量位錯導致的位錯強化效應有助于提高TA7-D鈦合金在低溫下的極限抗拉強度。CT20鈦合金是我國自主研發的Ti-Al-Zr-Mo系新型低溫鈦合金，低溫性能和加工性能良好，在低溫環境下具備優異的強韌性和冷成型性能。杜宇等[20]研究表明，CT20的片層組織和等軸組織隨實驗溫度從室溫降低至-253℃強度均呈現上升趨勢，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]發現CT20合金的片層組織更適合低溫環境下變形，對等軸、片層組織分析，發現在-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，說明片層組織試樣在斷裂過程中韌窩生長充分，具有優異的塑性。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研究，TC4和TC4ELI鈦合金的強度隨實驗溫度降低呈線性上升趨勢，塑性隨實驗溫度變化整體呈下降趨勢。通過對材料斷口的分析，當TC4合金為等軸組織時，在-196至25℃溫度區間內，即便是塑性降低，斷裂過程仍以韌性斷裂為主。在室溫下，TC4鈦合金塑性變形機制為α相內的位錯滑移;在-196°C時，變形機制為α相內位錯滑移與β相內切變孿生[26]。Ambard等[27]提出，TC4合金為片狀組織時(圖3a)，TC4低溫變形機制與α相形態有關系，α相呈現球狀時主要是柱面滑移(圖3b);α相呈現板條狀時主要是基面滑移(圖3c)。此外，在低溫變形過程中并未發現孿晶，因此認為TC4合金在-253℃的條件下的變形機制主要是位錯滑移。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，觀察到孿晶的存在[16],圖3e所示。在-253°C時，TC4ELI在低溫變形過程中發現孿晶，但TC4合金中并未發現孿晶。TC4ELI相對與TC4在氧含量較低，在低溫實驗中TC4ELI出現孿晶，且沖擊韌性比TC4的沖擊韌性高。

2.2低溫拉伸鋸齒效應

在低溫拉伸實驗中，當實驗溫度降低至-233℃時，TA7-D出現鋸齒形變形行為，CT20和TC4ELI在-253℃均出現鋸齒形變形行為。鋸齒效應的形成是由于在極低溫環境下，材料由于位錯熱激活能極度匱乏，位錯運動被強烈抑制并在晶格缺陷處大規模塞積。當塞積應力達到臨界值時，位錯發生大量滑移，其巨大的動能和塑性功瞬間轉化為熱能，導致局部溫度驟升并引發熱軟化[17]。這些過程導致塑性變形不連續，應力-應變曲線呈現出鋸齒特征。TA7-D合金在-233°C時出現鋸齒效應22。在-253℃下，CT20合金在等軸、雙態和片層組織中均出現鋸齒效應，但隨著顯微組織的變化，片層α相含量增加，鋸齒波動的數量增多，幅度減小，且相應的試樣延伸率升高，說明片層組織導致鋸齒波動加劇11。在-253℃的低溫拉伸實驗中，TC4ELI合金片層組織的應力應變曲線中也出現鋸齒效應30。在拉伸過程中，鋸齒效應可歸納為軟化與硬化交替作用的結果。

3、鈦合金的室溫及低溫沖擊韌性

拉伸性能(如拉伸強度、屈服強度、延伸率)是通過軸向拉伸載荷來測定材料特性的實驗;沖擊實驗通過測量材料在沖擊過程中吸收的能量(A，J)來量化其抗沖擊性能，反映了材料在承受沖擊載荷時的韌性[31]，沖擊韌性是評價結構材料抵抗瞬時動態沖擊載荷的能力的重要指標，且沖擊韌性對溫度變化極其敏感。因此，低溫沖擊試驗在工程領域具有重要的意義，可以檢驗材料在低溫環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密度和變形孿晶，因此降低氧含量可以同時提高萌生功和擴展功。Zhu等[33]對CT20合金的研究結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相間發生滑移傳遞，使集束具備優異塑性變形能力并產生更多孿晶，從而消耗更多的沖擊能量。Jiang等[34]對Ti80合金的等軸組織進行了研究，發現初生α相含量減少，次生α相寬度減小，導致合金強度提高，但沖擊性能下降。Hu等[35]對Ti80合金的沖擊韌性進行了研究，其中全等軸a組織、等軸a和集束狀厚片層a混合組織因具備優異的塑性變形能力和裂紋偏轉能力，并激活了高密度孿晶協調變形，從而表現出遠高于等軸a和無序分布薄片層a混合組織的沖擊韌性(約2倍)。其中，等軸a和集束狀a混合組織實現了強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現，沖擊擴展裂紋未產生二次裂紋和微裂紋。片層組織的沖擊韌性優于等軸組織的原因在于片層組織中的α集束具有較高的長徑比，使得長裂紋更容易形成，從而形成較長的裂紋擴展路徑，表現出較高的沖擊韌性。Lei等[37]對TC4合金等軸、雙態和片層組織的沖擊韌性進行了研究，發現雙態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，裂紋曲折程度較小的雙態組織中βt的扭折變形、α_p中孿晶的產生和塑性變形的協同作用有效釋放了裂紋尖端的應力，使其獲得了較高的沖擊韌性Wen等[38]對TC21(Ti-6Al-2Mo-2Nb-2Zr-2Sn-1.5Cr)合金的片層組織進行了研究，發現合金a集束尺寸增大和a片層厚度減小，導致合金強度降低和韌性下降，多片層組織能增加裂紋擴展路徑，從而提高沖擊韌性。Lei等[39]對TC21合金的雙態和片層組織進行了研究，發現片層組織(27.59J)的沖擊韌性比雙態組織(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，裂紋擴展區的塑性變形程度小于萌生區，Ti80合金的等軸擴展功隨裂紋路徑曲折程度增加而升高。雷磊等[40]進一步對TC21鈦合金拉伸和沖擊韌性的內在控制機理進行了研究，結果表明塑性和沖擊韌性呈現不一致的變化規律,雙態組織比片層組織的塑性好,但是其沖擊韌性不如片層組織,說明拉伸性能和沖擊韌性的內在機理不同。Wu等[41]在 Ti5321(Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe)合金沖擊韌性進行了研究,發現片層組織沖擊功的提高依賴于裂紋萌生功和擴展功的增加,初生α相具有較強的塑性變形能力，從而提高了萌生功。裂紋擴展功的增加與α集束的協調變形和α集束大角度邊界所導致的曲折裂紋路徑密切相關。綜上所述，室溫下不同牌號鈦合金的沖擊韌性顯微組織有較大的相關性，顯微組織中片層α相顯著阻礙裂紋擴展，進而提高合金的沖擊韌性[42-45];初生α相中孿晶的產生和塑性變形的協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，具體數據表2[46-49]，隨著試驗溫度的降低，純鈦的沖擊韌性基本不變，其余牌號的鈦合金沖擊韌性均出現下降趨勢。

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Ti-Zr-Mo-Nb-Sn系近a鈦合金間隙元素含量和沖擊韌性關系進行了分析，發現降低氧含量可提高鈦合金在液氮溫區(-196℃)的沖擊韌性。Lei等[46,47]對純鈦和CT20合金進行了研究，結果表明，隨溫度下 降,純鈦的沖擊韌性與室溫相比無差異,純鈦在室溫條件下變形機制為滑移,隨著溫度降低至-196℃,變形機制逐漸轉變為孿晶，高密度孿晶和位錯是合金在低溫下沖擊韌性與室溫持平的根本原因。CT20合金隨實驗溫 度下降沖擊功呈現下降趨勢，其裂紋萌生功和裂紋擴展功均減少，并在-196℃時發生脆性斷裂。CT20合金的片層組織在-196℃孿晶密度比較低，塑性區域較小，裂紋更容易穿過片層，裂紋擴展路徑較為平直，因此其沖擊功隨溫度的降低而減少;CT20合金在室溫時獲得較高沖擊韌性是彎曲路徑、位錯滑移和變形孿晶的協同作用。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了加工硬化能力和均勻塑性流動，合金在-196℃時有較好的延展性，但是沖擊韌性下降的原因主要是由于孿晶數量減少，塑性區域較小。Zhang等[51]對CT20合金的三種典型組織進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組織的沖擊功是最高的，因為片層組織形成了高密度的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)，等軸和雙態組織分別形成四種和五種類型的孿晶，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長的孿晶。Zhang等[52]對 Ti5111(Ti-5Al-1V-1Sn-1Zr-0.8Mo)合金的雙態組織的低溫沖擊韌性進行了研究，隨實驗溫度降低，其沖擊功減小，在低溫下的變形機制以變形孿晶和位錯滑移為主。低溫下沖擊功的降低是由于低溫變形時塑性區尺寸減小和位錯滑移受到抑制，導致裂紋尖端應力增大。Ding等[48]對Ti80合金的雙態組織進行了研究，發現孿晶對Ti80合金的沖擊韌性具有顯著影響。隨著試驗溫度的降低，孿晶數量減少，沖擊韌性下降。且在低溫下，幾何位錯密度較小，晶粒的塑性變形能力降低，導致裂紋擴展路徑較為平直。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致較高的沖擊韌性。Li等[49]研究Ti-6Al-4V-0.55Fe合金發現，在-20℃下雙態組織的沖擊韌性比等軸組織的高，主要原因是雙態組織中初生α相晶粒的球化程度較高，產生孿晶能力較強，主要有拉伸孿晶(<11-20>85°)、{10-10}壓縮孿晶，孿晶在激活多個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]發現在TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)合金組織中初生α相體積分數在30%~35%，低溫沖擊韌性達到最大值，初生α相體積分數小于30%時，沖擊韌性隨著初生α相的體積分數增多而增加;當初生α相體積分數大于35%時，隨初生α相的體積分數增加,沖擊韌性減小。因此初生α相體積分數影響試樣的塑性變形能力來影響沖擊韌性。除此以外，針對亞穩β合金，張德培等[55]對Ti-15Mo合金在低溫下的沖擊韌性進行了研究，發現隨測試溫度降低，沖擊韌性呈下降趨勢，因為合金晶粒內孿晶(<110>50.5°)的數量和裂紋擴展曲折程度呈下降趨勢，即塑性變形能力與抵抗裂紋擴展能力逐漸減弱。Wang等[56]對Ti-8.5Cr-1.5Sn合金的等軸β組織進行了研究，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{332}變形孿生的形核與生長，導致次生孿晶與{5811}孿晶缺失;同時裂紋尖端塑性區縮小，應力無法釋放，致使裂紋優先沿初生孿晶界過早擴展，造成脆性斷裂，沖擊功顯著降低。

圖6

4、總結與展望

4.1總結

1、隨著拉伸試驗溫度的降低，鈦合金強度呈現上升趨勢，塑性未發生明顯變化。室溫拉伸的塑性變形機制以位錯滑移為主導，低溫拉伸的變形機制轉變為孿生變形與位錯滑移協同作用。在極低溫度區間，由于位錯塞積和滑移引起的局部熱軟化，鈦合金的拉伸曲線呈現出“鋸齒效應”。

2、鈦合金的沖擊韌性由裂紋萌生功和裂紋擴展功組成，其中裂紋擴展功又取決于裂紋擴展路徑的曲折程度和裂紋附近的塑性變形能力。雙態組織中β相的扭折變形、等軸α相中形變孿生的協同作用可有效釋放裂紋尖端的應力集中。片層組織中集束α相優異的塑性變形及抵抗裂紋偏轉能力,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單調遞減趨勢。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、片層組織隨溫度降低,裂紋擴展路徑均趨于平直。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于等軸和雙態組織。

4.2展望

(1)當前鈦合金低溫力學性能的研究主要集中在近a型及a+β型鈦合金，對亞穩β型合金的研究較少，需拓展至高強鈦合金低溫力學性能的研究。

(2)針對TA7-D、CT20及Ti80等具有自主知識產權的鈦合金體系，需進一步闡明微觀組織演變與低溫變形機理的關聯性，為優化合金設計與性能調控提供理論支撐。

(3)隨著增材制造鈦合金成為研究熱點，鈦合金低溫力學性能的研究需拓展至增材制造領域，從而滿足當前航空航天、航海領域對低溫鈦合金的應用需求。

參考文獻 References

[1]趙永慶，葛鵬，辛社偉.中國材料進展[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.中國材料進展[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，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]中國船舶重工集團公司.潛水器用TA31合金鍛件:GB/T 35364-2017[S].中國:中華人民共和國國家質量監督檢驗檢疫總局中國國家標準化管理委員會，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，李來風.低溫物理學報[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，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近a鈦合金低溫塑韌性的影響[D].西安:西安建筑科技大學，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，等.塑性工程學報[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.中國材料進展[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，蔡學章，楊冠軍.鈦工業進展[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鈦合金低溫準靜態拉伸行為研究[D].哈爾濱:哈爾濱工業大學，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.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.鈦工業進展[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.西安工業學院學報[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.材料熱處理學報[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效應的 Ti-15Mo合金沖擊性能研究[D].大連:大連理工大學，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，原文標題：鈦合金低溫力學性能研究進展）