随着钛合金在航空航天、生物医用和船舶领域的广泛应用，仅考虑强度塑性匹配已经满足不了服役环境下的性能要求，兼具良好强韧性的钛合金材料被广泛需求。钛合金的冲击韧性与孪生行为、位错运动、相变和裂纹的萌生与扩展等因素密切相关。然而，目前对钛合金的动态力学行为和变形机制的研究并不全面，各变形行为之间的相互影响及其对冲击韧性的耦合作用并未被系统性揭示。为此，本文通过研究不同显微组织中的孪生行为，位错运动以及裂纹的萌生与扩展，总结了影响冲击韧性的多个因素并揭示了这些因素相互影响的复杂过程。

系统地研究了具有双态组织的CT20合金表现出最高冲击韧性的原因及不同组织中影响冲击功吸收的耦合因素。

揭示了孪生行为和动态霍尔佩奇效应是影响冲击韧性的关键因素。

解释了界面对提高冲击韧性的有利影响和促进裂纹萌生与扩展的不利影响。

本文分别对具有片层（LM）、等轴（EM）和双态（BM）组织的CT20合金进行拉伸测试和夏比冲击测试，并讨论了影响冲击韧性的因素。

图1 变形前初始组织: SEM下 LM (a)、EM (b)和 BM (c)的显微组织；LM(d)、EM (e)和 BM (f) 显微组织的反极图(IPF) (IPF//Z)。

可以看到LM中粗大的α片层集落，EM中细小的α晶粒和BM中细小的初生α (α_p)和次生α(α_s)晶粒。统计得到LM、EM和 BM的平均等效晶粒尺寸分别约为72.9 μm，8.2 μm和3.6 μm。

图2 LM (a)、EM (b)和BM (c)试样的荷载-位移曲线；(d) 荷载-位移曲线的对比；冲击功-位移曲线的对比 (e)；(f)裂纹萌生功(W_I)与裂纹扩展功(W_p)对比。

LM试样在达到最大的变形位移后达到应力峰值并吸收了最高的裂纹萌生功，但其应力峰值最低。EM试样可以承受较高的冲击载荷应力峰值，其吸收的冲击功最低。BM试样表现出了最高的冲击载荷应力峰值和最好的冲击韧性。

图3 SEM 观察到的LM (a)、EM (b)和 BM (c)样品的断口截面形貌和对受冲击断口进行的宏观观察。

三种试样的裂纹扩展路径具有很大差异。LM试样具有更曲折的裂纹扩展路径，EM和BM试样的裂纹扩展路径呈弧形且BM试样的弧度更大。

图4 冲击断口附近显微组织：SEM下 LM (a)、EM (b) 和 BM (c)试样的显微组织； LM (d)、EM (e) 和 BM (f)试样的 IPF 图。

三种试样的断口附近均发生了严重的塑性变形且出现了二次微裂纹。

图5 LM (a)、EM (b)和 BM(c)试样的形变孪晶类型和数量。

LM试样中形成了最密集的孪晶，强TWIP效应导致了达到应力峰值时的较大位移，这是LM吸收最高裂纹萌生功的原因。孪晶的形成导致BM试样变形后的等效晶粒尺寸约为2.53 μm，晶粒细化导致动态霍尔佩奇效应，使其可承受最高的应力峰值并表现出最好的冲击韧性。

图6 LM (a)、EM (b) 和 BM (c) 试样的 KAM 图；(d)三种试样中 KAM 值出现的相对频率。

图7 低角度晶界 (LAGB) 和高角度晶界 (HAGB) 分别在 LM(a)、EM(b)和 BM(c)试样中的分布。

BM试样具有最高的KAM值和最多的LAGB。细小的晶粒促进了位错滑移并在晶粒中形成了大量亚晶界，吸收了大量冲击功。

图8 LM 试样的 TEM 观察：(a) 形变孪生；(b) 孪晶与β片层扭折诱发另一孪晶形核；(c) 细小的孪晶被扭折；(d-f) α片层中开动的柱面滑移；(g) 孪晶中多个滑移系开动；(h) 位错在集落边界处塞积；(i) 位错在 α/β 相界面处塞积。

LM试样中的α孪晶与β相相互扭折、孪晶对多滑移地促进均可吸收冲击功，这也是导致LM试样吸收更多裂纹萌生功的重要因素。

图9 EM 试样的 TEM 观察：(a) 晶内塞积的大量位错；(b) 晶内近似平行的位错线；(c) 位错在晶界和晶间β附近塞积；(d) 位错在孪晶界附近塞积。

与其他显微组织相比，EM试样吸收冲击功的途径比较少，孪晶的形核长大和位错的增殖与滑移是EM试样吸收冲击功的主要方式，较少的孪晶导致冲击韧性较差。

图10 BM 试样的TEM 观察：(a)位错在细小的α_s中塞积；(b) α_s中细小的孪晶；(c) (b)图中孪晶的衍射花样; (d) 孪晶穿过α_s和α_p, 造成β相扭折；(e-f)  α_s和α_p中孪晶的衍射花样；(g)α_s中β相扭折，相界面对位错的阻碍作用和孪晶界对位错的阻碍作用叠加；(h) 交叉的孪晶穿过亚晶界并造成孪晶界内位错增殖；(i) 交叉孪晶与亚晶界对位错塞积的耦合作用。

图11 BM 试样孪晶界附近的HRTEM观察：(a) 孪晶界；(b) FCC-Ti及其FFT花样。

BM试样在冲击变形过程中吸收较高的冲击功是由多因素共同引起的。这些因素包括较细的初始等效晶粒尺寸、较小的片层厚度、细小的孪晶、相变和孪晶与各界面之间的相互作用等。

图12 LM (a、d)、EM (b、e)和 BM (c、f)试样中裂纹萌生区(a-c)和裂纹扩展区(d-f)的 SEM 图像以及 LM 试样中裂纹沿孪晶界扩展(d)。

LM试样中的微裂纹主要在相界和集落边界处萌生，并沿相界和孪晶界扩展。EM试样中的微裂纹主要在晶界和孪晶界处形核，并穿过晶粒扩展。BM试样中微裂纹在α_s中的相界面和α_s/α_p晶界附近萌生并穿过晶粒扩展。

强TWIP效应有利于释放应力集中并缓解裂纹萌生。形成了更多孪晶的片层组织在最大的冲击变形后达到应力峰值并吸收了最高的裂纹萌生功。形成最少孪晶的等轴组织吸收了最小的冲击功。双态组织中细小的晶粒配合孪生导致的动态霍尔佩奇效应有利于钛合金承受更高的冲击载荷并吸收更多的冲击功。此外，相界面可以促进孪晶的形成，这些孪晶不仅可以促进更多滑移系开动，还可以与晶界、相界产生相互作用共同阻碍位错运动，最终促进裂纹的萌生与扩展。在未来的研究中，可通过调节孪生行为并优化显微组织中的界面来提高钛合金材料的抗冲击变形能力，应力/应变诱发的相变也为提高钛合金材料的冲击性能提供了新的思路。

赵永庆（通讯作者）：西北有色金属研究院副总工程师、教授、博士生导师，长期从事钛合金材料研发。国家万人计划科技创新领军人才、国家973计划首席科学家(钛合金)、国家创新人才推进计划重点领域创新团队“钛合金研制创新团队”带头人。全国劳动模范、新世纪百千万人才工程国家级人选、政府特殊津贴专家、全国优秀科技工作者。

张润奇（第一作者）：东北大学与西北有色金属研究院联合培养博士研究生，主要从事钛合金低温变形机制的研究，以第一作者在JMST、Scripta Materialia和Materials & Design等期刊发表多篇论文。