钛合金断裂韧性微观影响机制与强韧化调控研究：相组织晶粒特征非金属元素及增强体的耦合作用与增材制造优化策略

钛及其合金具有高比强度、高硬度、优良的耐腐蚀性能、良好的低温力学性能以及良好的生物相容性，因而在航空航天、化工、船舶和海洋工程、医疗器械和汽车制造等领域得到广泛应用[1-6]。近些年，人们通过加入合金元素和改进工艺来提高钛合金的力学性能，然而，与一些断裂韧性值  K IC 超过200 MPa·m  ^1/2的奥氏体不锈钢和高中熵钢相比，钛合金的断裂韧性明显偏低，其室温断裂韧性  K IC 值不高于130 MPa·m^1/2，因而阻碍了其在极端服役环境下的应用  [7-11]。Zou等人  [12]在研究高纯度钛时发现，高纯度钛的断裂韧性  K _ICC 值可达255 MPa·m^1/2。这为高强高韧钛合金的设计与开发奠定了坚实基础。因此，为有效提升钛的断裂韧性,必须进一步深入研究其变形机制,并揭示关键影响因素的作用规律。

断裂韧性是材料抵抗裂纹扩展的度量。随着线弹性断裂力学及弹塑性断裂力学的发展，对于断裂韧性的评价,断裂韧性参数（ K _IC 、CTOD、 J积分）值给出了更为精确的描述,这些韧性参数能够用于结构完整性评定计算,使得重要构件的设计更加安全合理  [13]。三者之间各有侧重,又有一定的关联  [14]。平面应变断裂韧性  K _IC 值是衡量材料损伤容限性能的重要指标  [15]，代表了材料抗不稳定裂纹扩展的能力。J积分是一个能量参数,描述了裂纹尖端区域的能量变化率。J积分理论上可以退化到线弹性情况,从而与  K _IC 关联:

其中,  J IC 为 J曲线与 0.2 mm钝化线  J =  Mσ 0 Δa交点值（ M是与应变硬化指数相关的常数  [16]）,代表了裂纹开始扩展时所需的临界能量率; E为材料弹性模量; v为材料泊松比。CTOD可以直接反映裂纹尖端材料的变形能力,  δ c 代表裂纹开始扩展时的临界张开量。通过建立 D-B模型  [17−19]，可以得到 CTOD与 J积分之间的关系:

其中 m是无量纲的约束因子,其值在 1.0~2.0之间变化;  σ Y 是材料的流变应力,通常取屈服强度和抗拉强度的平均值。

材料的断裂韧性  K_IC值本质上取决于裂纹尖端的微观力学行为,如局部应变与塑性区尺寸,而这些均由其微观结构所决定  [20,21]。据此,增韧方法可分为本征增韧与外在增韧两大类  [22]。本征增韧主要通过提升材料自身塑性变形能力来实现。对于延性的钛合金,其  K_IC 主要来源于此,核心机制与裂纹尖端塑性区的大小直接相关  [23]。因此,提高材料的应变硬化能力和塑性,有利于裂纹在扩展时裂纹尖端吸收更多能量,显著提升断裂韧性  [24]。外在增韧,也称裂纹屏蔽,其作用并非提升材料基体本身的抗裂能力,而是通过在裂纹尖端后方引入某种机制,来屏蔽或削弱驱动裂纹扩展的有效应力强度因子  (K eff ) [20]。在延性钛合金中,裂纹偏转是一种典型的外在增韧机制。该机制通过两种途径起作用:其一,偏转的裂纹路径会降低裂纹尖端的有效驱动力;其二,曲折的裂纹扩展路径显著增加了总长度,从而消耗更多能量。这两种效应共同导致了表观  K_IC的提升  [20,25]。

综上所述,影响钛合金断裂韧性的因素主要可归结为材料内部因素。内部因素主要包括相组织及形貌、析出相、非金属元素、晶粒尺寸与取向。下文将重点剖析这些内部因素如何通过影响上述增韧机制来决定断裂韧性,以深入揭示其微观机理。

1、不同类型钛合金的微观组织特征及其对断裂韧性的影响

不同相组织对于断裂韧性具有很大的影响。钛合金断裂韧性与屈服强度关系如图1所示(合金类型的数据来源及测试条件如表1所示)，从图中可以看出，屈服强度与断裂韧性之间成反比关系;α型和近α钛合金的断裂韧性K_IC值普遍高于α+β型钛合金和近β型、亚稳β型钛合金，亚稳β型钛合金的断裂韧性最差。在双相合金中，断裂韧性随着等轴  α相体积分数的增加呈下降趋势[23,26]。

表1　不同种类钛合金  K IC 测试条件、测试标准及数据来源

（注：原文表1末行有排版瑕疵，Ti-5321行的最后一列数值"78"在原文出现两次/错位，此处按原文结构照录。）

1.1　α型及近α型钛合金

高纯钛为理解α钛合金的极限韧性提供了理想模型。Zou等人  [12]的研究表明，高纯钛（氧含量为0.02wt.%）的断裂韧性  K Ic 值可达255 MPa·m  1/2，远高于常见的商业钛合金。其根本原因是裂纹尖端产生了极其显著的塑性变形。这种变形主要依赖于两种机制的激活:裂纹尖端应力集中处会萌生大量孪晶;孪晶界面作为有效的位错源，能够诱发位错的形核。这两种机制共同作用，满足了Von Mises变形协调准则（至少需要5个独立的滑移系），使得材料能够产生均匀的塑性变形，从而通过本征增韧机制极大地提升了断裂韧性[48-52]。因此，位错滑移行为是控制裂纹尖端塑性变形能力的核心因素。对于  α相钛合金（HCP结构），其可激活滑移系主要包括基面、柱面及锥面的滑移系，其中锥面滑移对实现三维塑性协调尤为关键[53,54]。研究表明，当滑移系数量不足或滑移受限时，应变易发生局域化，导致裂纹尖端应力集中加剧，从而促进脆性断裂;相反，丰富的滑移模式有助于分散应变并扩大塑性区，提高断裂韧性[53,55]。

然而，晶体结构参数，尤其是α相的c/a比，对滑移行为具有重要调控作用。理想HCP结构的c/a比为1.633，而实际钛合金中该值通常偏离理想值，这将直接影响不同滑移系的临界分切应力（CRSS）[56,57]。当c/a比较低或接近理想值时，锥面滑移更易激活，从而提高变形协调能力并增强裂纹尖端的塑性耗散;而当c/a比偏离较大时，滑移受限，易诱发孪生或解理行为，降低断裂韧性。

近α钛合金断裂韧性高的根本原因在于:以HCP结构的α相为基体，辅以少量BCC结构的β相，通过形成网篮状或片层状组织，使裂纹在扩展过程中经历了多种能量耗散机制（塑性变形、裂纹偏转、桥接、分叉等）。

即使在以本征增韧为主的合金中，微观结构也通过调控裂纹扩展路径来影响韧性。在Ti-8Al合金中， α 2 析出相会促进平面滑移并抑制变形孪晶。这导致应变局域化增强，裂纹尖端塑性区缩小，裂纹扩展路径变得平坦，从而显著降低断裂韧性[58]。这表明，抑制孪生和交叉滑移的因素，会削弱α钛合金的本征增韧能力。

在近α型的Timetal 834合金中发现裂纹是通过初生α/β转变基体界面以及β转变基体内部的α/β片层界面处萌生的微孔洞生长和连接而扩展[59]，晶界能（ γ GB ）会对能量平衡产生额外贡献[60]。而在近α型TA15合金的三态组织（等轴初生  α p 、片层  α l 、转变  β t ）中，如下图所示，空洞易在  α p /  α p 、 α p /  β t 和  α l /  β t 等界面处形核，这是由于各微观组元间应变不相容所致[26]，而根据裂纹扩展过程，裂纹路径可分为自然延伸型和连接型两类，如图所示，其中自然延伸型路径（P1和P2）与孔洞轮廓一致，主要由界面处的孔洞演化形成。连接型路径（P3~P6）则由孔洞间连接行为引起，包括局部剪切和内部缩颈两种形式，局部剪切连接又可细分为跨  α p 剪切（P 3 ）与  α p 颗粒内的滑移带有关  [23]，跨  β t 剪切（P 4 ）因次生  α片层较薄而易被剪切  [61]，跨集束  α l 剪切（P 5 ）则由于  α l 与β层保持Burgers取向关系且同一群体中  α l 取向一致，导致滑移易穿过界面形成局部剪切。相比自然延伸型，连接型路径对断裂韧性影响更大，其中内部缩颈有助于提高韧性，而局部剪切则不利，这些孔洞演化与裂纹路径曲折化主要通过增加裂纹扩展路径和能量耗散实现，属于典型的外在增韧机制。

综上所述，α型钛合金的断裂韧性本质上由其协调轴变形的能力决定。高纯钛通过孪生和位错实现卓越的本征增韧;而近α型钛合金的断裂韧性由本征增韧和外部增韧协同作用，近α型钛合金的合金化与析出相导致应变局域化和韧性下降，则改变了本征增韧主导的变形机制，最终的断裂韧性值则受微观结构所调控的塑性变形和裂纹扩展路径所支配。

1.2　α+β型钛合金

在α+β型钛合金中，断裂韧性深刻反映了微观组织的复杂性，其中片层组织因其卓越性能而备受关注。全片层组织的Ti-6Al-4V合金是体现高损伤容限的典范，其高断裂韧性与低疲劳裂纹扩展速率根植于独特的微观结构特征，其中  α集束的尺寸与  α/β界面的性质共同构成影响断裂行为的核心  [61−63]。

在疲劳载荷下，形变孪晶作为关键的塑性协调机制，频繁出现在裂纹周边的塑性区内[64,65]。精细观测揭示，在疲劳裂纹尖端前沿， α相与  β相中分别激活了大量{1012}孪晶与扭折带，且随着裂纹扩展其尺寸与密度均呈增长趋势  [25]。其内在机理在于，当孪生应变传递至  α/β界面时，会诱发孪晶位错形核并发射至  β相一侧，从而形成协调应变的扭折带[66,67]。在此过程中， α/β界面扮演着双重角色:作为滑移传递的障碍体，它在强化材料的同时也可能抑制塑性的充分发展;然而若界面具备弱剪切性或弱结合性，当裂纹扩展至此时会诱发界面剪切或分层，导致裂纹尖端钝化或偏转，为塑性变形开辟额外路径，进而提升断裂韧性[65,68]。

因此，一个完整的韧化图像得以构建:孪生在  α相中启动，有效释放局部应力，扩大塑性区;扭折带在β相中协调孪生应变，保障变形连续性，共同提升能量吸收能力，该过程主要通过扩大裂纹尖端塑性区实现，属于本征增韧机制;而  α/β界面则成为位错堆积与孪晶形核的场所，适中的界面密度有助于韧性提升。最终，全片层结构通过多界面与多变形机制的协同作用实现断裂韧性的综合优化。对比研究进一步支持这一观点，在片层与双态组织的Ti-6Al-4V合金中均观察到通过α相孪生提升韧性的现象，并且在双态组织中还发现β相通过大塑性变形和扭折带贡献韧性;然而在纯粹的等轴组织中则未见孪晶与扭折带产生[69]，印证了片层组织因其相对粗大的特征尺寸通常表现出比等轴组织更优的抗裂纹萌生与扩展能力  [70]。

片层组织的变形与断裂并非单一机制作用的结果。由于其固有的Burgers取向关系  ({110}β//{0002}α和  <   1 1  1  >   β// <   11 2  0  > α  )，片层组织内普遍存在滑移传输现象,有时会形成平直的滑移带[62],这些滑移带在某些情况下可能成为裂纹扩展的优选路径，从而削弱对裂纹扩展的阻力，这一点在魏氏组织中尤为明显[2]。为了抑制这种不利的滑移传递，当α/β片层被二次β析出相（βs）强化时，位错滑移将难以穿越α相界面(αS)[71]，这也解释了为何在某些情况下通过处理获得的双层组织能够凭借其更有效的滑移传输障碍，实现比普通层状组织更高的强度和更低的裂纹扩展速率[71,72]。

Richards模型[73]明确指出，在α+β型钛合金中，α层片的厚度及其间距是控制断裂韧性的关键微观参数，通常具有细小层片间距和较厚α层片的显微组织表现出更高的韧性值。其机理在于裂纹扩展过程中，相对韧性的β相区域会发生塑性变形，迫使裂纹绕过α片层团，而更细小的层片结构使得裂纹扩展路径更为曲折，从而显著提高韧性  [23,24,43]。多项研究均指出  α/β片层是导致裂纹尖端塑性区扩大的主要微观组织参数[40,74,75]，较粗较长的晶内  α和片层集束特征，以及晶界上不连续的  α析出，共同促成了较高的断裂韧性[76]。通过优化热处理工艺获得由粗大原始β晶粒内部形成的相互交错的α/β片层集束组织，能够使断裂韧性稳定在较高水平，其增韧本质在于裂纹必须频繁穿越存在取向差的不同界面，从而消耗大量能量  [74]。因此，该界面行为主要通过诱导裂纹偏转与钝化实现，属于外在增韧机制。

与片层组织形成对比的是双态或等轴组织的断裂行为。在双相钛合金中，对比研究清晰地表明片层组织的断裂韧性高于双态组织，在后者的双态组织中，由于等轴初生  α相体积分数较高导致  α相间间距较小，裂纹倾向于沿相对直线路径扩展，加速失效过程[77]，如图3(a)所示。在典型的等轴组织中，裂纹路径往往沿着初生α/α晶界或初生α/β相界近乎线性地扩展，这是导致其断裂韧性偏低的主要原因[78]。在此类组织中，初生  α相的晶粒度是控制裂纹扩展路径和阻力的最关键特征。从断裂模式上看，在  α+β型合金中裂纹扩展主要以穿晶方式进行;而在β合金中沿晶断裂则更为常见，这通常归因于晶界  α相构成的本征晶界弱点，这些晶界  α相形成了连续的软化区，在塑性变形过程中优先变形，从而成为微裂纹易于形核的位置[35,57]。

合金化与创新的微观结构设计为进一步提升  α+β型钛合金的韧性开辟了道路。研究发现通过添加Ta元素细化β晶粒，可增加晶界数量以阻碍裂纹扩展，并为裂纹偏转提供更多机会，同时α/β界面处的高密度位错能有效钉扎裂纹尖端，延缓其扩展[77]。另一种多尺度结构设计策略表明，含有连续点划线状晶界  α相，并同时包含等轴  α p 、片层  α s 和纳米  α n 的组织其断裂韧性最高，这是因为晶界  α相作为软相优先变形吸收能量，而当裂纹遇到与之相连且存在显著晶体学取向差的等轴  α p 时，位错滑移传递受阻，迫使裂纹改变方向或停止扩展，从而提升韧性[79]，如图3(b)所示。此外，如图3(c-d)所示，通过特定热处理形成位错墙将  β晶粒分割为纳米尺度亚晶，可使裂纹路径更加曲折，消耗更多能量，进而提高断裂韧性  [80]。因此，该结构主要通过裂纹路径调控实现外在增韧。

综上所述，α+β型钛合金的断裂韧性具有受多层次微观结构影响的复杂属性，从宏观集束形态到介观层片尺寸，再到纳米尺度的界面结构与位错，共同构成了精细的韧化体系。本征增韧可通过激发孪生、扭折带及韧性β相塑性变形来扩大塑性区;外在增韧则依赖于高密度位错对裂纹扩展的阻碍，以及片层组织、集束和亚晶界对裂纹扩展路径的偏转。因此，通过合理的合金设计与热机械工艺调控这些特征，是实现高强度与高断裂韧性协同提升的关键。

1.3　近β型合金及β型合金

在近β型及亚稳β型高强度钛合金的研发与应用中，如何协同提升强度与断裂韧性一直是材料科学领域的重大挑战。多尺度片层  α相结构被广泛证实是解决高强度β型钛合金强韧性矛盾的有效组织设计策略，这种结构通过本征增韧机制与非本征增韧机制的协同作用，共同提高了材料的断裂韧性  [81]。

值得注意的是，在Ti-17近β合金中的相关研究挑战了传统认知，粗大、长厚的片层  α相反而展现出最优的断裂韧性，这些粗大片层能够显著增加裂纹扩展路径的曲折度，通过强烈的裂纹偏转和分叉消耗更多能量，从而在提高韧性的同时保证了合金的高强度[82]。进一步研究证实，当Ti-17合金通过热处理使  α相球化后，断裂韧性显著降低，这凸显了保持片层结构对维持材料韧性的关键作用[24]。在Ti-1300合金中系统对比三种  α相析出形貌对断裂韧性的影响，明确显示含粗大板条状  α相的合金的断裂韧性值最高，而含针状  α相的合金断裂韧性值最低，因为针状  α相在载荷作用下会产生极高的应力集中，成为微裂纹的优先形核点[83]。

在近β型TC18等高强度钛合金中，通过热处理引入多级片层结构是实现高强度的重要途径，但该结构对断裂韧性的影响存在复杂的尺度竞争效应。原位拉伸测试结果表明，初生片层  α相及其形成的集束团有利于提高韧性，它们能有效偏转裂纹路径，增加扩展阻力;然而，析出的细小次生片层α相虽能提升强度，却对韧性产生显著的负面影响，这是因为次生  α相作为硬质相严重降低了韧性  β基体与初生  α相之间的应力-应变相容性，导致裂纹尖端塑性区尺寸缩小[84]。对比热机械处理获得的三种典型组织（双态组织、网篮组织和异质片层组织）在断裂韧性方面的表现，可以发现，具有多级异质特征的异质片层组织展现出最优的综合性能，其断裂韧性最高[46]。该组织的强韧化机制主要归因于其异质结构有效降低了裂纹尖端的局部应力/应变不均匀性，并扩大了裂纹尖端塑性区，同时异质片层组织的裂纹扩展路径最曲折，引发了频繁的裂纹偏转、分叉及二次裂纹的形成，显著提高了裂纹扩展阻力。晶体学分析揭示，裂纹倾向于穿过取向利于锥面滑移的  α集束，而沿利于棱面滑移的集束扩展，且大角度的  α/ α界面能有效促进裂纹偏转[85-87]。

对于含有初生  α相的合金体系，裂纹主要发生在初生  α相与  β基体的交界处，而初生  α相可以改变裂纹扩展方向  [35,88]。然而，半共格  α/β界面的几何应变不协调以位错堆积的形式出现，会导致严重的应力集中，从而降低材料的韧性  [25,89]。为了克服这一缺陷，具有良好应变相容性的全共格界面成为理想选择，共格界面作为可持续位错源，既能阻碍位错又能发射位错，实现应变分散，随着应变的增加界面处形成的残留界面位错逐渐转为半共格，但仍保持协调变形能力  [90]。如图所示，通过对比不含  α纳米析出相和含  α纳米析出相的  β型 Ti-1Al-8.5Mo-2.8Cr-2.7Zr合金,发现不含纳米析出相的合金中  β晶界常因应力集中而成为微孔洞萌生和扩展的优先位置，而含  α纳米析出相的合金中由于  α颗粒的存在，非共格  α/β界面因应变不相容性引起的应力集中成为微裂纹萌生和扩展的优先位置，但当裂纹接近α颗粒时会出现偏转路径，证实了  α纳米析出相具有延缓断裂的作用  [91]。但并不是所有的  α析出相都对断裂韧性有积极作用，研究表明连续的晶界  α层对断裂韧性有显著的负面影响,它是导致该类合金脆性断裂倾向的根本原因。一旦晶界  α相连续，裂纹会自然而然地沿着晶界很快扩展。但不连续的  α层能够提升断裂韧性，当裂纹在  α层中扩展遇到中断时必须跳出  α层进入并穿过坚韧的  β晶粒，这个过程被称为  β相桥接，能够极大地增加整体的塑性变形、耗散能量，从而提升断裂韧性  [92]。

对于具有网篮状组织的亚稳β型Ti-55511合金，通过建立本征贡献和外在贡献的断裂韧性模型，验证了此模型对该合金组织的可行性，结合普通拉伸曲线计算其本征断裂韧性在75至90 MPa.m^1/2之间，而经过热处理导致组织大小不同造成的外部贡献的断裂韧性差别在4至21.2 MPa.m^1/2之间，其本征贡献占比较大[25]。在亚稳β钛合金中，α相形态对于断裂韧性具有决定性作用，研究不同热机械处理对Ti-10V-2Fe-3Al合金显微组织及其断裂韧性的影响发现，与等轴  α相和连续晶界  α相比，透镜状、无连续晶界的  α相能促使裂纹扩展路径更加曲折，增加裂纹扩展阻力，有利于提高断裂韧性。与时效β相相比，等轴β相能使裂纹尖端塑性区尺寸更大，有利于提高断裂韧性[23]。有研究表明在Ti-Al-Nb合金中断裂韧性随着α2相体积分数增加而下降，这是由于α2相与β相的界面是应力集中点，是微孔洞优先形核的位置，同时α2相体积分数增加导致α2相间距减小使得微孔洞更容易聚合，从而降低材料的固有断裂韧性[93]。

在Ti-11V合金中，通过特定的热处理、冷锻、冷轧和时效处理，可在合金内部引入超细双相结构的扭折带和分层  α析出结构的β基体，形成扭折带与β基体交替排列的宏观层状结构  [94]。这种独特的宏观层状结构使得断裂韧性从17.7 MPa.m^1/2显著提高到36.1 MPa.m^1/2。扭折带一方面能够使得裂纹扩展过程发生偏转消耗能量，另一方面扭折带具有良好的塑性容纳能力使得裂纹尖端钝化。其次层状结构促使裂纹沿界面扩展形成撕裂棱消耗能量而提高韧性[95]。扭折带与β基体之间的应变梯度诱导几何必需位错，促进均匀塑性变形延缓断裂[96]。这种通过引入扭折带提高断裂韧性的机制在Ti-6Al-4V合金中之前也有报道，表明这是一种具有普适性的强韧化策略  [25,97]。在β型钛合金及近β型钛合金中，片层组织能够使裂纹扩展路径偏转从而提高断裂韧性，而这种分层组织中的  α析出相必须不是连续相。此外在β型合金中，马氏体相变也能实现应力分散提高断裂韧性;在近β型钛合金中，也可以通过扭折带和位错来促进塑性变形，从而延缓断裂提高韧性。

近β及β型钛合金的断裂韧性主要依赖于片层  α相的形态与分布。粗大、长厚且不连续的片层  α相能显著偏转裂纹路径，提升外在增韧效果;而细小的次生  α相虽提高强度，却易引发局部应力集中，损害韧性。此外，扭折带结构、共格界面及不连续晶界  α相均有助于协调变形、延缓断裂。其中，片层  α相引起的裂纹偏转主要贡献外在增韧，而扭折带及位错活动则主要增强本征增韧能力。因此，合理设计多尺度α相与界面特征，是协同提升该系合金强度与韧性的关键。

1.4　钛基金属间化合物

在钛合金体系中存在一个特殊的分支，即钛基金属间化合物。在钛基金属间化合物体系中，O相、B2相、α₂相及γ相等关键相的体积分数、空间分布、形貌特征及其界面行为对于钛基金属间化合物的断裂韧性有着重要的影响。深入理解这些相，对于设计兼具高强度和优异断裂韧性的新一代钛合金具有重要指导意义。

TiAl合金中关于层状结构与裂纹扩展的相互作用机制的研究表明，结合α2(Ti3Al)和γ(TiAl)相的TiAl合金展现出较为优异的断裂韧性性能，其中近全层状材料的室温  K IC 值可达21-30 MPa.m^1/2[98-101]。如图所示，研究人员将α2+γ两相结构的合金经过不同的热处理方式，得到了三种不同显微组织结构:α2相以短小、多取向的片层形式非平行排列嵌入γ基体的卷曲结构;典型的α2/γ平行层片组织结构;以及大部分为片层结构、含少量晶界γ相的近全片层结构[97]。三种合金的裂纹路径都表现出频繁的变化，这是由局部断裂阻力的显著各向异性决定的。在裂纹前端形成微裂纹能够分散应力，延缓主裂纹扩展，在所有合金中都观察到一个定义不清的裂纹尖端，裂纹的最前端主要由孤立的微裂纹组成，这种微裂纹在裂纹前端形成的现象能够有效分散应力，延缓主裂纹的扩展。此外，在所有三种合金中都存在脱粘现象以及沿其连接部分桥接裂纹尾迹的韧带，这些观察结果表明层状两相TiAl合金中的主要断裂特征同样表现在卷曲合金中。

关于层状TiAl合金中裂纹扩展的组织敏感性研究进一步揭示了其增韧机制。在单个层状团簇内部，裂纹优先沿脆性的α₂-Ti 3 Al片层进行低能量扩展，表现出较低的抗力。然而当裂纹前沿抵达团簇边界时，相邻团簇间片层取向的显著差异成为关键的增韧契机，这种几何上的不连续性迫使主裂纹停滞，并需在相邻团簇内重新形核，这一复杂过程不仅延迟了裂纹的继续前进，更导致多重微裂纹的形成，以及裂纹面之间由塑性韧带产生的桥接效应。这些源自塑性γ-TiAl相的韧带在断裂前经历显著塑性变形，有效地耗散了能量，从而显著提升了宏观断裂韧性[103]。该过程主要通过裂纹桥接与路径偏转实现，属于外在增韧机制。基于这些机制，三种组织的断裂韧性表现为:片层结构最优，卷曲结构次之，片层团尺寸较小的近全片层结构最差。裂纹尖端塑性、滑移和孪生虽然远不如延性金属广泛，但在所有TiAl合金中仍起着重要作用[104,105]。在复合微观结构设计与界面优化策略方面，研究人员通过创新的合金设计与精确的热处理工艺，在近层状TiAl合金中引入β稳定元素，构建了一种具有复合特征的微观结构，该结构的独特之处在于α2片层内弥散分布的细小β/γ析出相，以及集束边界处由γ相细化的β/γ混合组织[106]。α2片层内析出的纳米尺度β与γ相创造了大量清晰的α₂/β和α₂/γ相界面，这些界面作为有效的位错障碍，显著增强了局部区域的流变应力，从而提升了材料抵抗裂纹萌生与初始扩展的能力。同时集束边界细化的β/γ混合组织有效避免了粗大β相导致的沿晶脆性断裂，迫使裂纹在遇到不同取向的集束时发生偏转，增加了断裂表面积和能量消耗[106]，属于外在增韧机制。

对于Ti 2 AlNb基合金中B 2 相与O相的协同作用，研究人员对Ti-22Al-26Nb合金的深入研究进一步揭示了其影响机制。研究表明在650℃的服役温度下，B2相（韧性相）的体积分数是影响材料本征韧性的关键因素，B2相含量越高，材料的塑性变形能力越强，裂纹尖端塑性区尺寸越大，本征韧性也越高，这主要是由于B2相作为韧性相能够通过自身的塑性变形有效钝化裂纹尖端，缓解应力集中，并通过延性撕裂机制吸收大量断裂能量[107]。另一方面O相和α2等析出相的形貌与空间分布则主要通过调控裂纹扩展路径的曲折度来提供外在增韧贡献。具有平行板条O相的魏氏组织或集束组织能诱发显著的裂纹桥接与二次裂纹，而含有粗大晶界α₂相的组织则能对裂纹产生强烈的钉扎和近90°的偏转作用，这两种组织特征均能有效延长裂纹扩展路径，显著提升外在增韧效果。关于B2相连续性与O相对韧性的竞争机制，研究进一步阐明了B2相与O相在断裂过程中的具体作用机制。如图所示，从断裂韧性最低和最高的Ti2AlNb合金裂纹尖端的扫描电子显微镜图像可以观察到，片状O相、边缘O相、α₂相和针状O相被裂纹切割，留下偏转的裂纹尾迹，而断裂韧性最高的合金其裂纹尖端曲率半径更大，这可以归因于其较低的强度和较高的塑性，从而具有更高的钝化裂纹能力[108]。

对于Ti2AlNb基合金，引起O相断裂或脱粘的应力来自于外部应力和由O/B2界面材料邻接性要求所产生的几何位错，因此对于具有较高第二相粒子密度（如针状O相）和较小塑性区尺寸的低断裂韧性样品，O/B2边界往往提供微裂纹的起始点，降低裂纹扩展的本征阻力，通过与主裂纹的合并促进裂纹扩展[109]。但对于塑性区尺寸较大、第二相颗粒密度较低的高断裂韧性合金，塑性区内还需要形成其他内部微裂纹，连接阶段是逐步进行的，结果表明在微观尺度上B2基体的纤维断裂占据了跨区连接，可获得较高的断裂韧性。B2相作为韧性的载体，其体积分数和空间连续性对断裂韧性具有决定性影响，当B2基体能够形成连续的网络结构时，裂纹扩展路径变得更加曲折，能量吸收能力显著增强，从而获得较高的断裂韧性，这种连续的网络结构能够确保裂纹在扩展过程中不断遇到具有良好塑性的B2相，从而持续消耗断裂能量[108]。相反如果B2相的连续性被大量脆性第二相所隔断，其韧化作用将被严重削弱，裂纹将更倾向于沿着脆性相快速扩展。相比之下O相作为主要的强化相，对断裂韧性表现出显著的负面影响，特别是以细小针状或层片状弥散析出的次生O相，虽然能通过强烈的沉淀强化效应提升材料的强度，但其固有的有序晶体结构和有限的滑移系导致了室温下的低塑性，在裂纹扩展过程中O相本身易于发生解理断裂，形成平坦的脆性刻面，更重要的是高体积分数的针状O相会严重分割B2基体，破坏其连续性，导致裂纹尖端塑性区尺寸减小，裂纹扩展阻力下降，因此随着针状O相体积分数的增加，材料的断裂韧性通常呈现线性下降的趋势[109]。

综合而言，在含O相、B2相、α2相及γ相等相的钛合金体系中，通过精确调控各相的体积分数、形貌特征和空间分布，可以实现强度与韧性的最佳匹配。理想的微观组织设计应该包含连续分布的韧性相基体以提供良好的本征韧性，同时控制脆性强化相的析出形貌以避免对韧性相连续性的过度破坏，并利用适当形貌的第二相来提供外在增韧效应。此外通过引入纳米尺度的复合结构和优化界面特性，可以进一步协调强度与韧性之间的平衡，这种多层次、多尺度的组织调控理念为开发新一代高性能钛合金提供了重要的理论基础和技术途径。

2、钛基复合材料中增强体对断裂韧性的影响

增强体对钛基复合材料的断裂韧性具有显著影响，其类型、体积分数、形状、尺寸及分布方式均对材料的断裂行为起关键作用。

在单一增强体体系中，TiB晶须和TiC颗粒的引入通常能够提高材料的强度和硬度，但往往以牺牲断裂韧性为代价。例如，TiB晶须在断裂过程中容易发生自身断裂并成为裂纹源，导致复合材料断裂韧性随TiB体积分数增加而降低  [110]。类似地，在纯TiC颗粒增强的Ti-W合金中，随着TiC含量增加，材料在拉伸载荷下表现出明显的脆性，断裂韧性下降，尽管其在压缩载荷下仍保持较高强度[111]。

然而，在TiB与TiC共同增强的体系中，二者之间可产生明显的耦合作用。当TiC颗粒尺寸较小时，其能够阻碍裂纹扩展并在一定程度上提升韧性;而当尺寸增大时，TiC颗粒更容易发生自身断裂，从而对韧性产生不利影响[110]。此外，增强体的形态参数同样至关重要。例如，TiB晶须长径比的增加有助于提高裂纹桥接能力，从而提升韧性;而TiC颗粒尺寸的增大则可能引发其断裂机制转变，导致韧性降低  [110]。

为了克服单一增强体体系的脆性问题，研究者通过结构设计引入韧性层构建层状复合材料。例如，在Ti-TiB/TA15层状材料中，韧性层可通过裂纹钝化、偏转及背应力强化等机制显著提高断裂韧性[112,113]。该过程主要通过改变裂纹扩展路径并增加能量耗散，属于典型的外在增韧机制。

在更复杂的复合体系中，增强体可通过多种机制协同影响断裂行为。如图所示，在TiB2-SiC-石墨烯纳米片（GNPs）复合体系中，热膨胀系数差异诱发的微裂纹、裂纹偏转与分支以及GNPs拔出等机制共同作用，有效延缓裂纹扩展[112]。这些机制主要通过增加裂纹扩展路径及耗散能量发挥作用，属于外在增韧机制。

除了几何结构调控，通过改变增强体本身的晶体结构同样是一种有效策略。例如，在金属-金属间化合物层状复合材料中，通过Cu合金化可将Al₃Ti的晶体结构由四方DO₂₂转变为立方L1₂，从而显著提高其断裂韧性[114]。进一步的结构设计，如构建梯度层状网络结构，可显著延长裂纹扩展路径并诱导裂纹偏转与钝化，在保持高强度的同时大幅提升韧性[115]。

此外，增强体在晶内与晶界的分布同样具有重要影响。晶内TiB颗粒能够有效阻碍位错运动并提高应变硬化能力，而晶界TiB则更易发生早期断裂。因此，通过优化增强体分布使其主要位于晶内，可实现强度、塑性与断裂韧性的协同提升[116]。该机制主要通过增强塑性变形能力实现，属于本征增韧机制。

特别值得关注的是，引入连续增强体可显著提升复合材料的韧性。例如，在Ti-Al金属-金属间化合物层状复合材料中引入连续NiTi形状记忆合金纤维，可使断裂韧性提升近一倍[117]。其断口形貌如图所示，该显著增韧效果源于多种机制的协同作用:NiTi纤维的塑性变形与断裂提供主要能量耗散途径;纤维与基体界面脱粘可有效缓解裂纹尖端应力集中;同时，纤维的引入诱导金属间化合物层形成块状结构单元，使主裂纹发生多次偏转并延长扩展路径;此外，晶粒细化效应进一步阻碍裂纹扩展。

增强体对钛基复合材料断裂韧性的影响呈现多因素耦合的特点:单一增强体(如TiB、TiC)在提升强度的同时往往牺牲韧性，而通过多元增强体协同、层状结构设计、梯度分布调控以及增强体晶内分布优化等策略，可实现强度与韧性的协同提升。大多数增强体通过改变裂纹扩展路径及诱导裂纹偏转产生外在增韧，然而，引入NiTi形状记忆合金纤维等新型增强体，可通过外在增韧和增强体本身良好塑性变形能力产生的本征增韧可大幅提高断裂韧性，展现出复合材料韧化设计的广阔前景。

3、非金属元素对断裂韧性的影响

非金属元素如O、H、C、N、B等在钛合金中通常以间隙固溶或第二相形式存在，对断裂韧性具有显著影响。其作用机制复杂，既可影响本征塑性变形能力，也可通过调控界面结合、相变行为或析出相特征来改变裂纹扩展路径，表现出典型的多因素耦合效应。

O是钛合金中最常见的间隙元素，对断裂韧性影响最为显著。O原子固溶于α-Ti基体中，通过钉扎位错和抑制孪生提高滑移临界分切应力(CRSS)，从而削弱裂纹尖端的塑性变形能力，降低本征韧性[118]。Zou等[12]研究发现，将商业纯钛(CP-Ti)中氧含量从0.14 wt%降至0.022 wt%(LO-Ti)，其断裂韧性KIC从115 MPa.m^1/2提高至255 MPa.m^1/2。微观表征如图所示，低氧样品裂纹尖端诱发大量孪晶及位错，显著增强了沿c轴的协调变形能力。类似地，在Ti-6Al-4V超低间隙元素(ELI)合金中，低氧含量提高了均匀延伸率和裂纹尖端钝化能力，表现出更优的动态断裂韧性[119]。此外，氧含量过高还会促进表面氧化层形成，如在Ti-55511合金中，700℃以上氧化层厚度超过5μm时，KIC下降近50 MPa.m^1/2，主要归因于剪切唇受限、裂纹扩展路径平坦化及次生裂纹减少[120]。值得注意的是，通过梯度氧掺杂设计，如在β-Ti表层富氧实现高硬度，同时芯部保持低氧以维持韧性，为强韧协同提供了新思路[121]。

H对断裂韧性的影响呈现双重性。适量氢可通过氢致塑性(HELP)机制促进位错运动，提高裂纹尖端塑性区尺寸，并诱导β相增多、α片层细化，从而提升韧性。例如，(TiB+TiC)/Ti6Al4V复合材料经氢处理后KIC提升约14.43%[122]。然而，过量氢会导致氢化物(如TiH₂、TiNiH)析出，尤其当氢化物呈片状且沿晶界分布时，易成为裂纹萌生源，严重损害韧性。研究表明，TiNi合金中氢致断裂门槛应力强度因子(KIH)随总氢浓度呈对数线性下降，氢化物贡献的韧性损失可达90%以上[123,124]。相比之下，球状纳米氢化物对韧性影响较小，表明氢化物形态调控是缓解氢脆的关键。

B的作用高度依赖于其形态与分布。在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金中，添加0.72-1.62 wt% TiB₂可形成细晶全片层组织，通过裂纹桥接、偏转及颗粒拔出等机制，使KIC维持在18-19 MPa.m^1/2，并消除各向异性[125]。B还能细化晶团、在晶界形成TiB颗粒增强界面结合，抑制沿晶裂纹扩展[126]。然而，在Ti-6Al-4V中，B的添加虽细化α板条并提高强度，但KIC随B含量增加而下降，这与α板条尺寸减小导致裂纹扩展路径曲折度降低有关，符合Ritchie-Knott-Rice模型[127]。更关键的是，晶内TiB颗粒可阻碍平面滑移、促进多滑移与应变硬化，使条件断裂韧性(KQ)提高约70%;而晶界TiB则因过早断裂成为韧性损失主因[128]。

C的引入通常伴随TiC陶瓷相的形成，虽可提高硬度，但往往导致韧性下降。例如，Ti6Al4V经渗碳处理后KIC从55 MPa.m^1/2降至21.5 MPa.m^1/2，仍优于传统陶瓷[129]。在TiAlNb合金中，C的添加降低α2相体积分数、增大片层间距，减少分层断裂倾向，KIC轻微下降[130]。单独添加C易形成粗大碳化物，损害韧性;而与B协同添加则可抑制碳化物聚集，促进均匀析出，提升韧性[131]。B与C的协同添加展现出独特优势。在Ti-48Al中加入0.2at.%B₄C时，TiB₂与TixAlCx均匀分布于晶内与晶界，通过裂纹桥接、偏转与二次裂纹有效耗散断裂能，使KIC达9.64 MPa.m^1/2，优于单独添加B或C的体系[131]。类似地，在IN718高温合金中，B与C协同(如29 ppm B+225 ppm C)可抑制晶界滑动与蠕变，延缓裂纹扩展。

N的影响同样具有双重性。在TiAl合金中，0.5at.%N可细化层状团簇，通过裂纹偏转提高韧性;增至1.0 at.%时则因粗大氮化物在晶界析出及等轴晶转变，导致韧性下降[132]。在层状Ti-N合金中，N形成“硬-软”交替结构，通过层间分层、偏转与桥接等机制，使断裂韧性较无氮结构提升25%-66%[133]。

总体而言，B、C、N、H、O等元素对钛合金断裂韧性通常情况下是不利的影响，但是可以通过调节其含量、存在形式、第二相分布及基体组织降低影响并同时提高强度，这种调节主要通过外在增韧机制实现。

4、晶粒尺寸对断裂韧性的影响

钛合金的微观组织，特别是晶粒尺寸与形态，是调控其断裂韧性的关键因素。脉冲电流处理可通过细化原始β晶粒，并将针状α相限制在晶内，有效阻碍裂纹扩展，从而提升韧性[134]。在Ti-6Al-4V及Ti-6Al-2Mo-2Cr等合金中，较小的α片层团尺寸使裂纹扩展时频繁改变方向，诱发分叉和二次裂纹，消耗更多能量，有助于提高断裂韧性[74]。

晶粒尺寸的影响在β型或近β型钛合金中尤为显著。一般而言，β晶粒细化有助于提高韧性。例如在Ti-10V-2Fe-3Al合金中，断裂韧性随β晶粒尺寸减小而增加，并符合Kc与d −1/2的类Hall-Petch关系，这源于细晶结构带来更均匀的塑性变形与更小应力集中，同时促进应力诱发马氏体转变，进一步贡献韧性[135]。

但是，晶粒尺寸对韧性的影响常呈非线性，存在最优区间。TC21合金在800℃退火时α集束尺寸适中，断裂韧性达最大值可达75.05 MPa.m^1/2，此时裂纹偏转频繁、能量消耗充分[136]。Ti/Ti-Al多层材料在α-Ti层体积分数为53%时韧性最佳(47.6 MPa.m^1/2)[128]。激光定向能量沉积Ti55531合金经超临界β退火获得中等尺寸魏氏α晶界，断裂韧性显著提高至81.7 MPa.m^1/2[137]。可见，晶粒过小易致裂纹快速穿透，过大则使扩展路径单一，均不利于韧性。在亚稳态β合金中，细晶结构通常有助于强韧协同。TIMETAL-LCB合金在20μm细晶条件下经时效仍保持高韧性，而200μm粗晶则显脆性，尤其在高速加载下[138]。纤维状β细晶结构可通过阻碍裂纹扩展使冲击韧性提升约67%[44]。但在Ti-Al-Nb等体系中，断裂韧性随β晶粒增大先升后降，中等尺寸时最优，这与应力诱导马氏体相变的触发应力受晶粒尺寸调控有关，合金在晶粒为600-700μm时韧性最佳，其后因微裂纹形核与扩展竞争而下降[139]。值得关注的是，超细晶结构往往伴随韧性劣化。超细晶Ti-6Al-4V(晶粒150-500nm)断裂韧性降至30.5 MPa.m^1/2，主要因应变硬化能力不足、裂纹尖端塑性区缩小及扩展路径平直所致[140,141]。等通道角挤压(ECAP)制备超细晶Ti-6Al-4V沿挤压方向韧性进一步降至28 MPa.m^1/2，显示织构与形态的影响[142]。

图9(a)显示了裂纹扩展方向在遇到不同方向的α相层状簇块阻碍裂纹方向的改变。1000°C水淬后，发生马氏体相变，板条马氏体微观结构精细，强度较高，塑性较低。裂纹扩展过程中裂纹唇附近无法形成较大的塑性面积，阻碍了长距离滑动。裂纹分支少，展延路径平滑，断裂韧性下降，如图9(b-c)所示[143]。而在Ti-6Al-4V的马氏体组织中，即使β晶粒细化至8μm，韧性未显著降低，说明细晶β相组织仍可提升韧性[144]。如图9(d-e)所示，平均β晶粒尺寸为200μm和8μm的试样的平均裂纹长度分别为80μm和10μm。很明显，随着晶粒尺寸的细化，平均微裂纹长度β减小。这是因为当遇到另一个不同方向的α片时，微裂纹沿一个α′片的扩展被阻断。因此，在α′薄片长度较小的试件中，微裂纹被阻挡的几率显著增加，进而平均裂纹扩展长度减小。剧烈塑性变形制备的超细晶钛合金常出现韧性下降。商业纯钛Grade 4超细晶状态断裂韧性为32 MPa.m^1/2，较粗晶状态下降约30%[145]。较粗和超细晶粒商业纯钛断裂韧性测试后的断裂表面形貌如图9(f-g)所示，可以看出粗晶断口处的韧窝密度要高于超细晶组织，在超细晶中还表现出解理河流花样[146]。因此，可以得出超细晶商业纯钛的本征断裂韧性较低。Ti-6Al-4V超细晶在低温下韧性亦显著较低，尤其当晶粒沿加载方向排列时。其主要原因包括应变硬化能力不足、局部变形提前以及晶界数量增多导致了裂纹沿晶扩展倾向增强。

综上所述，钛合金的断裂韧性与其微观组织和晶粒尺寸之间存在复杂而非单一的关联，既可通过组织细化也可通过适度粗化予以提升。细化晶粒(如β晶粒与α片层团)能够促进裂纹扩展中的偏转、分叉与二次裂纹形成，从而消耗更多能量;而粗大组织(如厚长α片层与粗大β晶粒)则通过显著增加裂纹路径曲折度，诱发大角度偏转与分层等外在韧化机制来改善韧性。值得注意的是，晶粒尺寸的影响常呈现非线性特征，存在一个最优区间，过细的晶粒会因应变硬化能力下降与裂纹路径单一化导致韧性劣化，这在超细晶材料中表现尤为显著;而过大的晶粒则可能削弱裂纹扩展过程中的能量吸收效率。因此，实现高断裂韧性的关键并非一味追求晶粒细化或粗化，而在于依据合金体系与应用场景，精准调控微观结构形态与尺度，协同利用内在与外在韧化机制，从而在强度与韧性之间取得最优平衡。

5、晶粒取向对断裂韧性的影响

钛合金断裂韧性的各向异性是其微观结构方向性在力学行为上的直接体现。晶粒的空间排列、晶体学织构及相分布等对裂纹扩展路径具有决定性影响。研究表明，在具有等轴组织的钛合金中，当细长晶粒平行于加载方向时，断裂韧性值往往最低[147]。这种方向依赖性在经剧烈塑性变形或热机械处理后的材料中尤为显著，不同取样方向上的韧性值可表现出明显差异[148]。例如，在β锻造的α+β钛合金中，断裂韧性的方向性由β晶粒的伸长形态和α/β双相织构共同决定。如图所示，当裂纹扩展方向与β晶粒长轴平行时，路径相对平直，韧性较低;而当裂纹垂直于晶粒长轴或与加工方向呈特定角度时，裂纹频繁发生偏转、分叉甚至分层，并伴随二次裂纹的形成，这些外在增韧机制显著消耗了断裂能，从而获得更高的韧性值[149]。值得注意的是，通过适当的热处理(如β相区退火)可有效调控这种各向异性，改善韧性分布的均匀性[150]。

晶体学取向对断裂韧性的影响在微观尺度上更为深刻。如图所示，在具有显著织构的钛合金中，裂纹扩展方向与晶粒c轴的相对关系至关重要。当加载方向使得c轴垂直于裂纹扩展平面时，裂纹尖端易激发多重孪晶并产生高密度的几何必需位错，从而有效协调塑性变形，表现出较高的断裂韧性;而当c轴平行于裂纹扩展方向时，变形主要由单一的棱柱滑移主导，塑性区较小，韧性相对较低[151]。在TiAl合金的PST晶体中，层片取向角对断裂韧性起关键作用，随着取向角增大，断裂方式由沿层界面的低能断裂转变为穿越层片的高能断裂，断裂韧性随之单调上升[152]。此外，在增材制造等非平衡制备工艺中，由未熔合或气孔形成的盘状缺陷往往沿特定方向排列，导致垂直构建方向的试样韧性显著低于水平方向，进一步加剧了性能的各向异性[153]。

钛合金断裂韧性的各向异性本质上是其微观结构方向性在力学行为上的直接体现，受晶粒形态、织构、相分布及缺陷取向等多重因素调控。在不同取向下，裂纹扩展路径与能量耗散机制存在显著差异，从而导致断裂韧性的剧烈变化。裂纹路径曲折、分叉增多，伴随明显的子裂纹形成、裂纹尖端钝化及韧带撕裂等外在增韧机制，显著提高能量消耗，断裂韧性因而提升。此外，晶体学取向也深刻影响变形机制:当c轴垂直于裂纹扩展方向时，易激发多重孪晶和高几何必需位错密度，通过本征增韧来增强韧性;而当c轴平行于扩展方向时，以棱柱滑移为主，韧性较低。热机械处理与增材制造进一步加剧了这种各向异性。织构类型、α/β相形态及其界面分布，以及制造缺陷的取向，均在不同方向上调控裂纹的萌生与扩展行为。值得注意的是，通过热处理(如β退火)可有效弱化各向异性，改善韧性分布的均匀性。

6、增材制造钛合金的断裂韧性

随着增材制造技术(Additive Manufacturing, AM，如选择性激光熔化SLM、粉末床熔融PBF、定向能量沉积DED等)的快速发展，钛合金复杂构件的近净成形已成为可能[154,155]。然而，增材制造钛合金的断裂韧性仍面临显著挑战。由于增材制造过程固有的逐层沉积及快速凝固特征(冷却速率可达10³-10⁶ °C/s)，如图所示，增材制造钛合金通常形成以针状α′马氏体为主的非平衡组织，其显微组织与缺陷特征显著区别于传统加工材料，从而对断裂韧性产生重要影响[154,156,157]。

增材制造过程中不可避免地产生孔隙、未熔合缺陷以及夹杂等缺陷，这些缺陷通常作为裂纹萌生源显著降低断裂韧性[158,159]，如图所示证明了这一点。GONG等[158]研究表明，未熔合缺陷因其不规则形状和尖锐边界，对裂纹扩展的促进作用尤为显著。此外，层状堆积过程还可能引入未完全熔化粉末及局部缺陷，这些缺陷与残余应力共同作用，进一步加剧裂纹萌生与扩展。同时，在快速凝固条件下形成的柱状晶及强织构特征，使材料表现出明显的各向异性，其断裂行为对加载方向高度敏感[156,160]。THIJS等[156]指出，SLM制备的Ti-6Al-4V呈现沿构建方向外延生长的柱状β晶粒，并形成强织构。相关研究进一步表明，这种柱状晶来源于单一热流方向驱动的外延生长机制，是层间重熔与定向凝固共同作用的结果，从而导致显著的组织各向异性[157]。此外，增材制造过程中产生的残余应力也会显著影响裂纹扩展行为。较高的拉应力有助于裂纹萌生与扩展，同时可能诱发局部变形甚至微裂纹形成[154,157]。后续热处理虽可有效降低残余应力，但VRANCKEN[161]及相关研究表明，热处理能够显著改善塑性并降低各向异性，这主要归因于马氏体分解及层片组织形成[157]。

从增韧机制角度来看，增材制造钛合金的断裂行为体现出本征与外在机制的协同作用。一方面，细化的亚结构(如细针状α′或细片层α+β组织)可提升裂纹尖端塑性变形能力，属于本征增韧机制;另一方面，层片结构及界面可诱导裂纹偏转并增加扩展路径曲折度，从而在一定程度上产生外在增韧效应。然而，多数研究一致认为，缺陷诱导的裂纹萌生仍占主导作用，其整体效应表现为断裂韧性的降低[158,163]。

因此，提升增材制造钛合金断裂韧性的关键在于降低缺陷含量、优化显微组织及调控残余应力状态。未来研究应重点关注多尺度组织调控、缺陷容限设计以及断裂行为的定量表征，以实现高性能增材制造钛合金的设计与应用。

7、总结与展望

近几十年来，钛合金因其优异的力学性能、出色的耐腐蚀性、良好的生物相容性，得到了广泛的应用，相关研究也取得了快速的发展和显著成就[164,165]。本文系统综述了钛合金断裂韧性的研究现状，重点分析了组织结构、增强体、间隙元素、晶粒尺寸及取向等因素对其断裂行为的影响机制。研究表明，钛合金的断裂韧性本质上受本征增韧和外在增韧两部分影响。本征增韧与材料内部位错、孪生、相变、扭折带等塑性变形方式相关，外在增韧与组织对于裂纹扩展路径的影响有关。组织结构、增强体、间隙元素、晶粒尺寸及取向等因素通过影响塑性变形和裂纹扩展路径而影响其断裂韧性。通过合理的合金设计与热机械处理，优化微观组织构型，协同利用本征与外在增韧机制，可在保持高强度的同时显著提升其断裂韧性。此外，增强体的引入、间隙元素的调控、晶粒结构的优化以及温度适应性的设计，均为实现钛合金强韧化提供了重要途径。

综合已有研究可以看出，钛合金断裂韧性的提升并非由单一因素决定，而是多种机制协同作用的结果。从本质上来看，其断裂行为可归结为裂纹尖端塑性耗散能力与微观结构障碍之间的竞争关系:一方面，位错滑移、孪生及相变等本征机制通过提高塑性变形能力促进裂纹钝化;另一方面，片层组织、界面结构及增强体等通过裂纹偏转、分叉及桥接等外在机制增加裂纹扩展路径，从而提高断裂阻力。进一步分析表明，多尺度结构异质性(如晶粒尺度、片层尺度及相界面结构)在实现强度与韧性协同提升中起关键作用。合理的组织设计可在保证强度的同时，通过增强裂纹路径曲折性及塑性协调能力显著提高断裂韧性。此外，界面应变协调能力被认为是调控裂纹扩展行为的重要因素，其在不同相之间的应力传递与变形匹配中发挥关键作用。对于新兴的增材制造钛合金而言，其断裂行为更加复杂，缺陷、组织各向异性及残余应力的耦合作用使得断裂机制呈现出显著差异。因此，未来研究应重点关注缺陷调控、组织优化及热处理工艺之间的协同设计，以实现高性能钛合金的结构-性能一体化优化。

为实现上述目标，必须大力融合计算材料学与现代实验表征技术。分子动力学、第一性原理等模拟方法，能够揭示位错形核、裂纹扩展和界面行为的基本物理规律，为增韧设计提供量子层面的理论基础;而跨尺度计算模型则能架起原子机制与宏观性能之间的桥梁。同时，原位电镜、高能X射线等先进表征技术，使研究者们能够实时捕捉变形与断裂过程中的动态事件，为验证和修正理论模型提供直接证据。综上所述，通过“理论计算-实验验证-工业应用”的深度融合与闭环优化，必将加速新一代高强高韧、耐损伤钛合金的研发进程，为开发高强高韧钛合金提供坚实的材料基础。

REFERENCES

[1] XU S, ZHANG H, XIAO N, et al. Mechanisms of macrozone elimination and grain refinement of near α Ti alloy via the spheroidization of the Widmannstätten structure[J]. Acta Materialia,2023,260:119339.

[2] BANERJEE D, WILLIAMS J C. Perspectives on Titanium Science and Technology[J]. Acta Materialia,2013,61(3):844-879.

[3] 张欣雨，贾蔚菊，毛小南，等.TC21G钛合金平面应变变形行为及其机理[J].中国有色金属学报,2021,31(1):49-56.

[4] WANG X, JAHAZI M, YUE S. Substructure of high temperature compressed titanium alloy IMI 834[J].Materials Science and Engineering: A, 2006,434(1):188-193.

[5] 朱知寿.我国航空用钛合金技术研究现状及发展[J].航空材料学报,2014,34(4):44-50.

[6] 陈宇强,贺梓泯,潘素平,等.Ti-55511合金显微组织对其高温疲劳行为的影响[J].中国有色金属学报,2023,33(3):767-780.

[7] ASHBY M F. Engineering Materials and Their Properties, Materials Selection in Mechanical Design[M].Oxford: Butterworth-Heinemann,2011:31-56.

[8] GLUDOVATZ B, HOHENWARTER A, CATOOR D, et al. A fracture-resistant high-entropy alloy for cryogenic applications[J]. Science, 2014,345(6201):1153-1158.

[9] GLUDOVATZ B, HOHENWARTER A, THURSTON K V S, et al. Exceptional damage-tolerance of a medium-entropy alloy CrCoNi at cryogenic temperatures[J]. Nature Communications, 2016,7(1):10602.

[10] LIU D, YU Q, Kabra S, et al. Exceptional fracture toughness of CrCoNi-based medium- and high-entropy alloys at 20 kelvin[J]. Science,2022,378(6623):978-983.

[11] HILHORST A, JACQUES P J, PARDOEN T. Towards the best strength, ductility, and toughness combination:High entropy alloys are excellent, stainless steels are exceptional[J]. Acta Materialia, 2023,260:119280.

[12] ZOU X, HAN W, MA E. Uncovering the Intrinsic High Fracture Toughness of Titanium via Lowered Oxygen Impurity Content[J]. Advanced Materials, 2024,36(40): e2408286.

[13] CUI Q, HUI H, WANG H, et al. Applicability of Empirical Correlations between Impact Energy and Fracture Toughness for Q345R Steel[J]. Materials and Mechanical Engineering, 2015,39(12):84-90.

[14] DAWES M G. The Application of Fracture Mechanics to Brittle Fracture in Steel Weld Metals[D]. Manchester:University of Manchester, 1976:3-21.

[15] ARRIETA A J, STRIZ A G. Optimal design of aircraft structures with damage tolerance requirements[J].Structural and Multidisciplinary Optimization, 2005,30(2):155-163.

[16] MILLS W J. On the Relationship Between Stretch Zone Formation and the J Integral for High Strain-Hardening Materials[J]. Journal of Testing and Evaluation, 1981,9(1):56-62.

[17] DUGDALE D S. Yielding of steel sheets containing slits[J]. Journal of the Mechanics and Physics of Solids,1960,8(2):100-104.

[18] BARENBLATT G I. The Mathematical Theory of Equilibrium Cracks in Brittle Fracture, Advances in Applied Mechanics[M]. Amsterdam: Elsevier, 1962:55-129.

[19] SLAMANI I, FERDJANI H. Solution of a Dugdale-Barenblatt crack in an infinite strip by a hyper-singular integral equation[J]. Theoretical and Applied Fracture Mechanics, 2024,133:104625.

[20] 许良,苏居季,周松,等.TC4钛合金激光双光束焊T形接头疲劳性能及断裂机理[J].中国有色金属学报,2019,29(07):1408-1416.

[21] COLLINS P C, KODURI S, DIXIT V, et al. Understanding the Interdependencies Between Composition,Microstructure, and Continuum Variables and Their Influence on the Fracture Toughness of α/β-Processed Ti-6Al-4V[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2018,49(3):848-863.

[22] RITCHIE R O. The conflicts between strength and toughness[J]. Nature Materials, 2011,10(11):817-822.

[23] HE S, ZENG W, XU J, et al. The effects of microstructure evolution on the fracture toughness of BT-25 titanium alloy during isothermal forging and subsequent heat treatment[J]. Materials Science and Engineering:A,2019,745:203-211.

[24] XU J, ZENG W, ZHOU D, et al. Influence of alpha/beta processing on fracture toughness for a two-phase titanium alloy[J]. Materials Science and Engineering: A,2018,731:85-92.

[25] SHI X, ZENG W, SHI C,et al. The fracture toughness and its prediction model for Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy with basket-weave microstructure[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015,632:748-755.

[26] LEI Z, GAO P, LI H,et al. On the fracture behavior and toughness of TA15 titanium alloy with tri-modal microstructure[J]. Materials Science and Engineering: A,2019,753:238-246.

[27] LÜTJERING G, WILLIAMS J C. Commercially Pure(CP) Titanium and Alpha Alloys, Titanium[M]. Berlin,Heidelberg: Springer, 2007: 175-201.

[28] BOYER R.R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry[J]. Materials Science and Engineering: A, 1996, 213(1): 103-114.

[29] WOOD R, HAMMOND C. Mechanical properties and fracture toughness of Ti-8Al-1Mo-1V alloy[J].Metallurgical Transactions A, 1981, 12A: 43-51.

[30] BOYER R, BRIGGS R. The effect of microstructure on fatigue crack growth and fracture toughness in Ti-6242 alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2005, 397: 14-26.

[31] BACHE M. A review of dwell sensitive fatigue in titanium alloys: the role of microstructure, texture and operating conditions[J]. International Journal of Fatigue, 2003, 25(9): 1079-1087.

[32] FEI M, GAO P, LEI Z, et al. Multiscale modeling of the damage and fracture behaviours of TA15 titanium alloy with trimodal microstructure[J]. International Journal of Plasticity, 2025, 185: 104238.

[33] FIFTAL C F, BECK E J. Development of fracture mechanics data for 6Al-6V-2Sn titanium alloy[R]. Final Report, Contract NAS9-13599, NASA-CR-134209. Denver: Martin Marietta Corporation, 1974.

[34] LEYENS C, PETERS M. Titanium'99: Science and Technology[C]. Proceedings of the 9th World Conference on Titanium. Weinheim: Wiley-VCH,2000.

[35] LÜTJERING G, WILLIAMS J C. Alpha+Beta Alloys, Titanium[M]. Berlin, Heidelberg: Springer, 2007:203-258.

[36] CHEN W, ZENG W, ZHAO Y, et al. Fracture toughness anisotropy of Ti17 billet processed by the β forging[J].Materials Science and Engineering: A, 2021, 807: 140825.

[37] LIU R, HUI S, YE W, et al. Effects of Hot Working and Heat Treatment on Properties of Ti-62A Alloy Plate[J].Advanced Materials Research,2012,567:112-115.

[38] LIU Y, SHEN J, YUE Q, et al. Alloy Development and Process Optimization for a New High Strength and High Toughness Titanium Alloys Ti-63[J]. Materials Science Forum, 2011, 675-677: 905-908.

[39] SRINIVASU G, NATRAJ Y, BHATTACHARJEE A, et al. Tensile and fracture toughness of high strength β Titanium alloy, Ti-10V-2Fe-3Al, as a function of rolling and solution treatment temperatures[J]. Materials&Design,2013,47:323-330.

[40] BOGUCKI R, BASIAGA M, ZYRA A. The evaluation of resistance to cracking of Ti10V2Fe3Al alloy characterized by different morphology and volume fraction of α-phase precipitates[J]. Archives of Metallurgy and Materials, 2019, 64(2): 759-764.

[41] QIN D, ZHENG L, CHEN C, et al. Fracture toughness of high-strength bimodal Ti-5553 titanium alloy with pancake-shape prior β grain[J]. Materials Science and Engineering: A,2024,910: 146912.

[42] DU X, WANG Q, YANG C, et al. Effect of primary α phase fraction on deformation mechanism of Ti-1023 alloy at room temperature[J]. Materials Science and Engineering: A,2024, 914: 147104.

[43] TERLINDE G, RATHJEN H J, SCHWALBE K.H., et al. Microstructure and fracture toughness of the aged β-Ti Alloy Ti-10V-2Fe-3Al[J]. Metallurgical Transactions A, 1988, 19(4): 1037-1049.

[44] LIU Y, LIM S C V, DING C, et al. Unravelling the competitive effect of microstructural features on the fracture toughness and tensile properties of near beta titanium alloys[J]. Journal of Materials Science& Technology,2022,97:101-112.

[45] WU C, ZHAN M. Microstructural evolution, mechanical properties and fracture toughness of near β titanium alloy during different solution plus aging heat treatments[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 805:1144-1160.

[46] WANG H, ZHAO Q, XIN S, et al. Microstructural morphology effects on fracture toughness and crack growth behaviors in a high strength titanium alloy[J]. Materials Science and Engineering: A,2021, 821: 141626.

[47] FAN J, LI J, KOU H, et al. The interrelationship of fracture toughness and microstructure in a new near β titanium alloy Ti-7Mo-3Nb-3Cr-3Al[J]. Materials Characterization, 2014, 96: 93-99.

[48] PARTRIDGE P G. The crystallography and deformation modes of hexagonal close-packed metals[J].Metallurgical Reviews, 1967,12(1):169-194.

[49] WU Z, Curtin W A. Mechanism and energetics of〈c+a〉 dislocation cross-slip in hcp metals[J]. Proceedings of the National Academy of Sciences, 2016,113(40):11137-11142.

[50] KOCKS U F. Independent slip systems in crystals[J]. The Philosophical Magazine: A Journal of Theoretical Experimental and Applied Physics, 1964,10(104):187-193.

[51] MISES R V. Mechanik der plastischen Formänderung von Kristallen[J]. Journal of Applied Mathematics and Mechanics,1928,8(3):161-185.

[52] LÜTJERING G, WILLIAMS J C. Fundamental Aspects, Titanium[M]. Berlin, Heidelberg: Springer, 2007:15-52.

[53] YOO M H. Slip, twinning, and fracture in hexagonal close-packed metals[J]. Metallurgical Transactions A,1981,12(3):409-418.

[54] CHRISTIAN J W, MAHAJAN S. Deformation twinning[J]. Progress in Materials Science, 1995,39(1): 1-157.

[55] WILLIAMS J C, STARKE E A. Progress in structural materials for aerospace systems[J]. Acta Materialia,2003,51(19):5775-5799.

[56] ZAEFFERER S. A study of active deformation systems in titanium alloys: dependence on alloy composition and correlation with deformation texture[J]. Materials Science and Engineering: A,2003,344(1):20-30.

[57] YOUSSEF S S, ZHENG X, HUANG S, et al. Precipitation behavior of α2 phase and its influence on mechanical properties of binary Ti-8Al alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2021,871:159577.

[58] PRASAD K, KAMAT S V. Dynamic fracture toughness of a near alpha titanium alloy Timetal 834[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010,491(1):237-241.

[59] SU J, Demura M, Hirano T. Grain-boundary fracture strength in Ni₃Al bicrystals[J]. Philosophical Magazine A: Physics of Condensed Matter, Structure, Defects and Mechanical Properties, 2002,82(8):1541-1557.

[60] GAO P, LEI Z, WANG X, et al. Deformation in fatigue crack tip plastic zone and its role in crack propagation of titanium alloy with tri-modal microstructure[J]. Materials Science and Engineering: A, 2019,739:198-202.

[61] LÜTJERING G. Influence of processing on microstructure and mechanical properties of(α+β) titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 1998,243(1):32-45.

[62] SURI S, VISWANATHAN G B, NEERAJ T, et al. Room temperature deformation and mechanisms of slip transmission in oriented single-colony crystals of an α/β titanium alloy[J]. Acta Materialia, 1999,47(3):1019-1034.

[63] LIN F S, STARKE E A, CHAKRABORTTY S B, et al. The effect of microstructure on the deformation modes and mechanical properties of Ti-6Al-2Nb-1Ta-0.8Mo: Part I. Widmanstätten structures.[J]. Metallurgical transactions. A, Physical metallurgy and materials science, 1984,15 A(6):1229-1246.

[64] MA Y, XUE Q, WANG H, et al. Deformation twinning in fatigue crack tip plastic zone of Ti-6Al-4V alloy with Widmanstätten microstructure[J]. Materials Characterization, 2017,132:338-347.

[65] MA Y, YOUSSEF S S, FENG X, et al. Fatigue crack tip plastic zone of α+β titanium alloy with Widmanstätten microstructure[J]. Journal of Materials Science& Technology, 2018,34(11):2107-2115.

[66] MAHON G J, HOWE J M. Transmission electron microscopy investigation of interfaces in a two-phase TiAl alloy[J]. Metallurgical Transactions A, 1990,21(6):1655-1662.

[67] ZHENG X, GONG M, XIONG T, et al. Deformation induced FCC lamellae and their interaction in commercial pure Ti[J]. Scripta Materialia,2019,162:326-330.

[68] LAUNEY M E, RITCHIE R O. On the Fracture Toughness of Advanced Materials[J]. Advanced Materials,2009,21(20):2103-2110.

[69] LEI L, ZHAO Y, ZHAO Q, et al. Impact toughness and deformation modes of Ti-6Al-4V alloy with different microstructures[J]. Materials Science and Engineering: A,2021,801:140411.

[70] CVIJOVIĆ-ALAGIĆ I, GUBELJAK N, RAKIN M, et al. Microstructural morphology effects on fracture resistance and crack tip strain distribution in Ti-6Al-4V alloy for orthopedic implants[J]. Materials& Design,2014,53:870-880.

[71] TAN C, SUN Q, XIAO L, et al. Slip transmission behavior across α/β interface and strength prediction with a modified rule of mixtures in TC21 titanium alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017,724:112-120.

[72] WANG Q, REN J, WU Y, et al. Comparative study of crack growth behaviors of fully-lamellar and bi-lamellar Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019,789:249-255.

[73] RICHARDS N L. Quantitative evaluation of fracture toughness-microstructural relationships in alpha-beta titanium alloys[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2004,13(2):218-225.

[74] FILIP R, KUBIAK K, ZIAJA W, et al. The effect of microstructure on the mechanical properties of two-phase      titanium alloys[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2003,133(1):84-89.

[75] AST J, GÖKEN M, DURST K. Size-dependent fracture toughness of tungsten[J]. Acta Materialia,2017,138:198-211.

[76] GHOSH A, SIVAPRASAD S, BHATTACHARJEE A, et al. Microstructure-fracture toughness correlation in an aircraft structural component alloy Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr[J]. Materials Science and Engineering: A,2013,568:61-67.

[77] LI Y, FANG H, CHEN R, et al. Microstructure evolution and strength-toughness synergy mechanism in as-cast Ti-7Mo-4Al-3Nb-2Cr-2Zr-xTa alloy[J]. Materials Characterization, 2023,201:112919.

[78] GUNAWARMAN A, NIINOMI M, FUKUNAGA K, et al. Fracture characteristics and microstructural factors in single and duplex annealed Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe[J]. Materials Science and Engineering: A,2001,308(1):216-224.

[79] SUN Y, HAO P, PAN S, et al. Dot-dash grain boundary α: A new strategy for improving impact toughness of dual-phase Ti-652 alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2025,1017:178988.

[80] SUN S, FANG H, HAO J, et al. Formation behavior of subcrystals and its strengthening and toughening mechanism by coupling with α phase in titanium alloys during forging at various temperatures[J]. Journal of Materials Processing Technology,2025,336:118705.

[81] ZHU W, LEI J, SU B, et al. The interdependence of microstructure, strength and fracture toughness in a novel β titanium alloy Ti-5Al-4Zr-8Mo-7V[J]. Materials Science and Engineering: A,2020,782:139248.

[82] SHI X, ZENG W, ZHAO Q. The effects of lamellar features on the fracture toughness of Ti-17 titanium alloy[J]. Materials Science and Engineering: A,2015,636:543-550.

[83] LI Y, WEI Q, MA C, et al. Phase Transformation in a β-Ti Alloy with Good Balance Between High Strength and High Fracture Toughness[J]. Chinese Journal of Aeronautics, 2009,22(5):535-539.

[84] LI Z, DU Z, CHENG J, et al. Investigation into the stress-strain compatibility and fracture behaviour of a TC18 titanium alloy with a multistage lamellar microstructure[J]. Progress in Natural Science: Materials International,2024,34(5):1039-1048.

[85] RAVICHANDRAN K S. Near threshold fatigue crack growth behavior of a titanium alloy: Ti-6Al-4V[J].Acta Metallurgica et Materialia, 1991,39(3):401-410.

[86] LI S, XIONG B, HUI S, et al. Effects of microstructure on fatigue crack growth behavior of Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V ELI alloy[J]. Materials Characterization, 2008,59(4):397-401.

[87] BRIFFOD F, BLEUSET A, SHIRAIWA T, et al. Effect of crystallographic orientation and geometrical compatibility on fatigue crack initiation and propagation in rolled Ti-6Al-4V alloy[J]. Acta Materialia,2019,177:56-67.

[88] REN L, XIAO W, CHANG H, et al. Microstructural tailoring and mechanical properties of a multi-alloyed near β titanium alloy Ti-5321 with various heat treatment[J]. Materials Science and Engineering: A,2018,711:553-561.

[89] HÉMERY S, VILLECHAISE P, BANERJEE D. Microplasticity at Room Temperature in α/β Titanium Alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2020,51(10):4931-4969.

[90] ZHANG C, ZHANG J, BAO X, et al. Hierarchically ordered coherent interfaces-driven ultrahigh specific-strength and toughness in a nano-martensite titanium alloy[J]. Acta Materialia, 2024,263:119540.

[91] ZHANG C, LIU S, ZHANG J, et al. Trifunctional nanoprecipitates ductilize and toughen a strong laminated metastable titanium alloy[J]. Nature Communications, 2023,14(1):1397.

[92] OSOVSKI S, SRIVASTAVA A, WILLIAMS J C, et al. Grain boundary crack growth in metastable titanium β alloys[J]. Acta Materialia, 2015,82:167-178.

[93] PARADKAR A, KAMAT S V, GOGIA A K, et al. Influence of volume fraction of primary α2 on the fracture toughness of Ti-Al-Nb alloy undergoing stress-induced martensitic transformation[J]. Materials Science and Engineering: A,2008,491(1):390-396.

[94] LI K, CHEN W, ZHANG J, et al. Making titanium alloys ultrahigh strength and toughness synergy through deformation kinks-mediated hierarchical α-precipitation[J]. Journal of Materials Science& Technology,2025,207:142-159.

[95] LIU L, YU Q, WANG Z, et al. Making ultrastrong steel tough by grain-boundary delamination[J]. Science,2020,368(6497):1347-1352.

[96] JI W, ZHOU R, VIVEGANANTHAN P, et al. Recent progress in gradient-structured metals and alloys[J].Progress in Materials Science, 2023,140:101194.

[97] RATHOD H J, OUISSE T, RADOVIC M, et al. Room temperature crack-healing in an atomically layered ternary carbide[J]. Science Advances, 2021,7(33): eabg2549.

[98] HAO Y, LIU J, LI J, et al. Effects of Aluminum Content on Microstructure and Compressive Properties of TiAl Alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2017,46(3):754-759.

[99] APPEL F, LORENZ U, SPARKA U, et al. Effects of dislocation dynamics and microstructure on crack growth mechanisms in two-phase titanium aluminide alloys[J]. Intermetallics, 1998,6(7):603-605.

[100] CHAN K S, SHIH D S. Fatigue and fracture behavior of a fine-grained lamellar TiAl alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1997,28(1):79-90.

[101] CHAN K S, KIM Y. Relationships of slip morphology, microcracking, and fracture resistance in a lamellar TiAl-alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1994,25(6):1217-1228.

[102] BARBI N, DIOLOGENT F, GOODALL R, et al. Fracture of convoluted and lamellar α2+γ TiAl alloys[J].Intermetallics,2012,22:176-188.

[103] ARATA J J M, KUMAR K S, CURTIN W A, et al. Crack growth in lamellar titanium aluminide[J].International Journal of Fracture, 2001,111(2):163-189.

[104] APPEL F, WAGNER R. Microstructure and deformation of two-phase γ-titanium aluminides[J]. Materials Science and Engineering: R: Reports, 1998,22(5):187-268.

[105] CHAN K S. Relationships of fracture toughness and dislocation mobility in intermetallics[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2003,34(10):2315-2328.

[106] CHEN Y, NIU H, KONG F, et al. Microstructure and fracture toughness of α-β phase containing TiAl alloy[J].Intermetallics,2011,19(10):1405-1410.

[107] ZHANG Y, XUE K, MENG M, et al. High-temperature fracture behavior of Ti-22Al-26Nb with different featured microstructures[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2025,35(4):1155-1167.

[108] LI N, ZHAO Z, SUN H, et al. Effects of heat treatment on microstructure evolution and mechanical properties of Ti-22Al-24Nb-0.5Mo alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2022,857:144052.

[109] MISHRA R S, CHARIT I, HARIDAS R S. Fatigue behavior of materials: Fatigue limiting design[M].Oxford: Butterworth-Heinemann,2026:251-300.

[110] LU W, GUO X, MENG J, et al. Analysis of the Coupling Effects of TiB Whiskers and TiC Particles on the Fracture Toughness of (TiB+TiC)/TC4 Composites: Experiment and Modeling[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2015,46(8):3490-3501.

[111] CHOE H, ABKOWITZ S, ABKOWITZ S M, et al. Mechanical properties of Ti-W alloys reinforced with TiC particles[J]. Materials Science and Engineering: A, 2008,485(1):703-710.

[112] WANG S, HUANG L, JIANG S, et al. Multiplied bending ductility and toughness of titanium matrix composites by laminated structure manipulation[J]. Materials& Design, 2021,197:109237.

[113] WANG S, HUANG L, ZHANG R, et al. Enhancing ductility of titanium matrix composites by multimodal α-grains[J]. Scripta Materialia, 2019,170:161-165.

[114] LAZURENKO D V, BATAEV I A, MALI V I, et al. Synthesis of metal-intermetallic laminate (MIL) composites with modified Al₃Ti structure and in situ synchrotron X-ray diffraction analysis of sintering process[J]. Materials& Design, 2018,151:8-16.

[115] JI M, HUANG L, ZHANG R, et al. Architecture design and significant toughness enhancement of Ti6Al4V based composites with gradient laminate distributed TiB[J]. Materials Characterization, 2023,205:113253.

[116] LI Q, HUANG S, ZHAO Y, et al. Simultaneous enhancements of strength, ductility, and toughness in a TiB reinforced titanium matrix composite[J]. Acta Materialia, 2023,254:118995.

[117] TIAN Y, WANG E, LI W, et al. Improved fracture toughness of NiTi shape memory alloy fiber-reinforced Ti-Al metal-intermetallic-laminate composite[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018,739:669-677.

[118] HUANG S, ZHAO Q, LIN C, et al. In-situ investigation of tensile behaviors of Ti-6Al alloy with extra low interstitial[J]. Materials Science and Engineering: A,2021,809:140958.

[119] ANDERSON D D, ROSAKIS A J. Dynamic Fracture Properties of Titanium Alloys[J]. Experimental Mechanics,2006,46(3):399-406.

[120] SHI X, ZENG W, ZHAO Q. The effect of surface oxidation behavior on the fracture toughness of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015,647:740-749.

[121] WANG X, ZHANG Y, HAN W. Design of high strength and wear-resistance β-Ti alloy via oxygen-charging[J]. Acta Materialia, 2022,227:117686.

[122] DU J, ZHAO Y, GUO H, et al. Exploration and development of (TiB+TiC)/Ti6Al4V through the economically viable melt hydrogenation technique[J]. Materials Letters, 2024,371:136881.

[123] HE J, GAO K, SU Y, et al. The role of hydride, martensite and atomic hydrogen in hydrogen-induced delayed fracture of TiNi alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2004,364(1):333-338.

[124] HE J, GAO K, SU Y, et al. The effect of hydride and martensite on the fracture toughness of TiNi shape memory alloy[J]. Smart Materials and Structures, 2004,13(2):N24-N28.

[125] HAN J, XIAO S, TIAN J, et al. Microstructure characterization, mechanical properties and toughening mechanism of TiB₂-containing conventional cast TiAl-based alloy[J]. Materials Science and Engineering: A,2015,645:8-19.

[126] KIM S W, KUMAR K S, OH M H, et al. Crack propagation behavior in TiAlNb single and Bi-PST crystals[J]. Intermetallics, 2007,15(7):976-984.

[127] SEN I, TAMIRISAKANDALA S, MIRACLE D B, et al. Microstructural effects on the mechanical behavior of B-modified Ti-6Al-4V alloys[J]. Acta Materialia, 2007,55(15):4983-4993.

[128] LYU S, SUN Y, REN L, et al. Simultaneously achieving high tensile strength and fracture toughness of Ti/Ti-Al multilayered composites[J]. Intermetallics, 2017,90:16-22.

[129] LUO Yong, JIANG Hai-bo, CHENG Gang, et al. Effect of Carburization on the Mechanical Properties of Biomedical Grade Titanium Alloys[J]. Journal of Bionic Engineering, 2011,8(1):86-89.

[130] KIM S W, WANG P, OH M H, et al. Mechanical properties of Si- and C-doped directionally solidified TiAlNb alloys[J]. Intermetallics,2004,12(5):499-509.

[131] LI M, XIAO S, XIAO L, et al. Effects of carbon and boron addition on microstructure and mechanical properties of TiAl alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017,728:206-221.

[132] NAM C Y, WEE D M, WANG P, et al. Microstructure and toughness of nitrogen-doped TiAl alloys[J].Intermetallics, 2002,10(2):113-127.

[133] DU Y, ZHANG B, YOU C, et al. Strengthening and toughening mechanisms of titanium-nitrogen alloy with a laminated structure fabricated by spark plasma sintering[J]. Materials Science and Engineering: A,2020,769:138492.

[134] BALASUBRAMANIAN M, JAYABALAN V, BALASUBRAMANIAN V. Effect of microstructure on impact toughness of pulsed current GTA welded α-β titanium alloy[J]. Materials Letters, 2008,62(6):1102-1106.

[135] BHATTACHARJEE A, VARMA V K, KAMAT S V, et al. Influence of β grain size on tensile behavior and ductile fracture toughness of titanium alloy Ti-10V-2Fe-3Al[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2006,37(5):1423-1433.

[136] WANG J, YE X, LI Y, et al. Effect of annealing temperature on mechanical properties of TC21 titanium alloy with multilevel lamellar microstructure[J]. Materials Science and Engineering: A, 2023,869:144788.

[137] DING H, WANG L, LIN X, et al. Simultaneously enhancing strength and toughness of heat-treated near β titanium alloy fabricated by laser-directed energy deposition[J]. Materials Science and Engineering: A,2022,855:143907.

[138] MARKOVSKY P E, BONDARCHUK V I, HERASYMCHUK O M. Influence of grain size, aging conditions and tension rate on the mechanical behavior of titanium low-cost metastable beta-alloy in thermally hardened condition[J]. Materials Science and Engineering: A, 2015,645:150-162.

[139] RICHARDS N L, BARNBY J T. The relationship between fracture toughness and microstructure in alpha-beta titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering, 1976,26(2):221-229.

[140] ZHEREBTSOV S, KUDRYAVTSEV E, KOSTJUCHENKO S, et al. Strength and ductility-related properties of ultrafine grained two-phase titanium alloy produced by warm multiaxial forging[J]. Materials Science and Engineering: A,2012,536:190-196.

[141] SEMENOVA I P, POLYAKOVA V V, DYAKONOV G S, et al. Ultrafine-Grained Titanium-Based Alloys:Structure and Service Properties for Engineering Applications[J]. Advanced Engineering Materials,2020,22(1):1900651.

[142] MODINA I M, DYAKONOV G S, STOTSKIY A G, et al. Effect of the Texture of the Ultrafine-Grained Ti-6Al-4V Titanium Alloy on Impact Toughness[J]. Materials, 2023,16(3):1318.

[143] GUO P, ZHAO Y, ZENG W, et al. The effect of microstructure on the mechanical properties of TC4-DT titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering: A,2013,563:106-111.

[144] CHONG Y, Bhattacharjee T, Yi J, et al. Mechanical properties of fully martensite microstructure in Ti-6Al-4V alloy transformed from refined beta grains obtained by rapid heat treatment (RHT)[J]. Scripta Materialia,2017,138:66-70.

[145] SMIRNOV I, POLYAKOV A, SUDENKOV Y. Strength and fracture of ultrafine-grained titanium Grade 4[J].Procedia Structural Integrity,2017,6:196-200.

[146] SEMENOVA I P, POLYAKOV A V, POLYAKOVA V V, et al. Mechanical behavior and impact toughness of the ultrafine-grained Grade 5 Ti alloy processed by ECAP[J]. Materials Science and Engineering: A,2017,696:166-173.

[147] SEMENOVA I P, MODINA J M, POLYAKOV A V, et al. Fracture toughness at cryogenic temperatures of ultrafine-grained Ti-6Al-4V alloy processed by ECAP[J]. Materials Science and Engineering: A,2018,716:260-267.

[148] JIANG H, ZHANG J, XIE B, et al. Impact Toughness Anisotropy of TA31 Titanium Alloy Cylindrical Shell after Ring Rolling[J]. Materials.2020,13(19):4332.

[149] YANG J, HUANG S, WANG Q, et al. The anisotropy of fracture toughness of an α+β titanium alloy by β forging[J]. Journal of Materials Research and Technology,2023,27:5840-5853.

[150] GUTIERREZ A, HAHN M, LI Y, et al. The Effect of Different Annealing Conditions on the Anisotropy of the Fracture Toughness of Ti-6Al-4V[J]. Journal of Materials Engineering and Performance,2019,28(11):7155-7164.

[151] SAHU V K, YADAVA M, GURAO N P. Elucidating the extreme anisotropy in the J-integral value of commercially pure titanium[J]. Materials Science and Engineering: A,2023,881:145434.

[152] WANG Y, YUAN H, DING H, et al. Effects of lamellar orientation on the fracture toughness of TiAl PST crystals[J]. Materials Science and Engineering: A, 2019,752:199-205.

[153] WU M, LAI P, CHEN Jhewn-kuang. Anisotropy in the impact toughness of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2016,650:295-299.

[154] DEBROY T, WEI H L, ZUBACK J S, et al. Additive manufacturing of metallic components - Process, structure and properties[J]. Progress in Materials Science, 2018, 92: 112-224.

[155] 毛雅梅,赵秦阳,耿纪华,刘燮,陈永楠,张凤英,徐义库,宋绪丁,赵永庆.粉末床熔融式增材制造钛合金研究进展及应用[J].中国有色金属学报,2024,34(09):2831-2856.

[156] THIJS L, VERHAEGHE F, CRAEGHS T, et al. A study of the microstructural evolution during selective laser melting of Ti-6Al-4V[J]. Acta Materialia, 2010, 58(9): 3303-3312.

[157] AHN, B. Microstructural Tailoring and Enhancement in Compressive Properties of Additive Manufactured Ti-6Al-4V Alloy through Heat Treatment. Materials,2021,14(19),5524.

[158] GONG H, RAFI K, GU H, et al. Influence of defects on mechanical properties of Ti-6Al-4V components produced by selective laser melting and electron beam melting[J]. Materials& Design, 2015, 86: 545-554.

[159] TAMMAS-WILLIAMS S, WITHERS P J, TODD I, et al. The influence of porosity on fatigue crack initiation in additively manufactured titanium components[J]. Scientific Reports, 2017, 7(1): 7308.

[160] KELLY S M, KAMPE S L. Microstructural evolution in laser-deposited multilayer Ti-6Al-4V builds: Part I. Microstructural characterization[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2004, 35(6): 1861-1867.

[161] VRANCKEN B, THIJS L, KRUTH J P, et al. Heat treatment of Ti6Al4V produced by Selective Laser Melting: Microstructure and mechanical properties[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012, 541: 177-185.

[162] SIMONELLI M, TSE Y Y, TUCK C. On the texture formation of selective laser melted Ti-6Al-4V[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2014, 45(6): 2863-2872.

[163] RAFI H K, KARTHIK N V, GONG Hai-jun, et al. Microstructures and mechanical properties of Ti6Al4V parts fabricated by selective laser melting and electron beam melting[J]. Journal of Materials Engineering and Performance,2013,22(12):3872-3883.

[164] 赵德望,刘汉杰,赵延广,等.基于数理与机器学习的ZTC4钛合金塑性本构模型[J].中国有色金属学报,2025,35(10):3539-3551.

[165] 段泓毅,熊杰,张灏,等.知识引导机器学习辅助设计稀土Y掺杂高温钛合金[J].中国有色金属学报,2026,25. DOI:10.11817/j.ysxb.1004.0609.2026-46169.

（注，原文标题：钛合金断裂韧性：从微观结构调控到增韧设计_郭王斌）