钛（Ti）是继 Fe、Al 之后极具生长远景的 “第三金属” 和 “未来金属”。。。。。。钛合金因具有低密度、高比强度、低弹性模量、无磁、事情温度规模宽、优异的韧性、耐蚀性能和耐疲劳性能等一系列优点，，，，，，，已在航天航空、船舶、油气、海洋以及医学等方面被普遍应用 [1]。。。。。。在 ASTM 有关钛合金规范（ASTMB265、ASTMB861、ASTMB862）中列出近 40 种牌号，，，，，，，在 GB/T3620.1-2016《钛及钛合金牌号和化学因素》中也列出近 90 种牌号 [2]。。。。。。

自 20 世纪中期以来，，，，，，，钛合金已被用作航空领域轻质结构的新质料，，，，，，，其应用水平是权衡飞机先进水平的主要标记。。。。。。现在被天下诸多军事强国列为 21 世纪最具战略意义的新质料，，，，，，，如美国 SR-72 高空高速侦探机，，，，，，，飞速抵达 3 Ma，，，，，，，高度直达 26200 m，，，，，，，作为轻型结构质料的钛合金质量占比抵达飞机结构总质量的 91wt%，，，，，，，被称为全钛飞机 [3]。。。。。。今世飞机的钛合金应用规模愈发之广，，，，，，，如用于机身、液压管、升降架、蒙皮、紧固零件、舱门、机翼、飞机扇叶和压缩机等 [4]。。。。。。但仍有许多工程化应用失效问题难以解决，，，，，，，如飞机升降架活塞杆泛起裂纹而失效、电镀铬氢脆问题、航空螺纹紧固件失效、飞机隔框顶夹具断裂、航空作动器承力件套筒失效等。。。。。。此类问题诸多源于钛合金的氢脆 [5]，，，，，，，这是由于钛及其合金在湿润或氢情形中服役很容易吸氢，，，，，，，导致航空用钛合金爆发断裂进而影响质料的清静服役性能 [6-8]。。。。。。氢原子最先依附在质料外貌，，，，，，，当外貌吸附氢原子密度较低时，，，，，，，氢原子吸附在吸附能较高的位置上并被限制移动；；；；；；；；当外貌吸附氢原子密度抵达峰值时，，，，，，，氢原子活化能增大挣脱限制，，，，，，，穿过能垒逐渐向金属内部扩散 [9-11]。。。。。。氢在钛中的消融扩散量抵达最大固溶度时，，，，，，，局部高氢浓度的钛逐渐天生TiH_x，，，，，，，进而诱发钛合金氢脆，，，，，，，严重影响钛或钛合金用组件或装备的服役性能与清静。。。。。。

本文针对航空领域用钛合金，，，，，，，从钛合金中氢的保存形式、氢的泉源、氢脆机理、氢脆影响因素以及防护步伐等方面举行了较周全概述，，，，，，，并对未来研究举行了展望，，，，，，，以期为提升钛合金抗氢脆性能提供理论参考。。。。。。

1、氢在钛合金中保存的形式

1.1 钛与氢的物相特征

钛有两种相组织结构：882.5 ℃以下的 α-Ti 和 882.5℃以上的 β-Ti。。。。。。其中密排六方结构的 α-Ti 具有 4 个周围体间隙和两个八面体间隙；；；；；；；；而体心立方结构的 β-Ti 具有 12 个周围体间隙和 6 个八面体间隙 [12]。。。。。。

氢是最小的双原子分子，，，，，，，共价半径为37 ×10^-12sup>m，，，，，，，小尺寸氢原子很容易通过金属晶格扩散至钛合金内部，，，，，，，扩散速率随温度和压力的增大而增大。。。。。。从实质上来看，，，，，，，就是在化学梯度（化学势能差）的推动下从势能高的地方穿过能垒向势能低的地方扩散直至平衡，，，，，，，也就是说在化学势能不相等的情形下会爆发一种定向运动，，，，，，，使浓度或温度抵达平衡 [13]。。。。。。氢原子扩散在间隙晶格位置之间，，，，，，，也可能在其他位置被差别水平的捕获（相关于正常间隙占有较低势能的位置），，，，，，，如图 1 所示 [14]，，，，，，，如空位和空位团、位错团和应变场、沉淀物周围等。。。。。。

1.2 氢在钛中的消融度与扩散

在体心立方的 β-Ti 中，，，，，，，氢处于周围体间隙中，，，，，，，而在面心立方和密排六方结构的钛中，，，，，，，氢处于八面体间隙中 [15]。。。。。。在 20℃时，，，，，，，一样平常体心立方金属的氢扩散系数 D 通常比面心立方和密排六方金属高 4~5 个数目级，，，，，，，但也有破例，，，，，，，如 Pd（fcc）和 Co（hcp）。。。。。。氢在晶格最大间隙位置时畸变能最小，，，，，，，因此相较于 α-Ti 的 HCP 密堆晶体结构，，，，，，，β-Ti 及其合金由于其 BCC 非密堆晶体结构对氢有较高的消融度。。。。。。不但差别型号的钛合金中氢的消融度差别（图 2 [16]），，，，，，，并且同种型号钛合金在差别温度下的消融度也差别 [17]：高温下 α-Ti 中氢的消融度为1700 ×10^-6，，，，，，，冷却到室温其消融度下降至20 ~ 100 ×10^-6，，，，，，，因此局部高氢浓度位置会有氢化物析出 [18]；；；；；；；；β-Ti 中氢的消融度可达9200×10^-6，，，，，，，消融度基本不随温度爆发改变；；；；；；；；(α+β)-Ti 中的氢消融度在 α-Ti 和 β-Ti 两者之间，，，，，，，在高温情形下 α-Ti 中吸附氢含量抵达一定值时会驱使 α 相向更稳固的 β 相转变，，，，，，，吸附氢后会降低相转变的共析温度到 300℃。。。。。。钛合金中氢的消融度随 β 相的增多而增大，，，，，，，进而降低氢脆敏感性，，，，，，，因此相关于 α-Ti 和 (α+β)-Ti，，，，，，，氢是一个强 β 稳固元素，，，，，，，β-Ti 具有很强的氢脆敏感性。。。。。。

α-Ti 中氢的扩散速率远高于纯钛，，，，，，，主要取决于 α-Ti 中相的形态；；；；；；；；氢在 α-Ti 中的扩散激活能大于 β-Ti，，，，，，，因此 β 相可看作是氢在近 α-Ti 中扩散的导体，，，，，，，β 相在近 α-Ti 中是不一连的，，，，，，，被细小的等轴 α 晶粒脱离，，，，，，，α 晶粒阻挡了氢从一个 β 晶粒到另一个 β 晶粒的扩散；；；；；；；；别的 β 相中的氢含量可能未抵达饱和，，，，，，，缺乏以支持氢的扩散，，，，，，，而一连的 β 相更有利于氢的吸收与扩散 [19]。。。。。。

Christ 等 [20] 发明氢在钛合金中的扩散系数与氢浓度无关，，，，，，，但切合 Arrhenius 方程，，，，，，，在低温下 β-Ti 中氢的扩散系数要比 α-Ti 中氢的扩散系数横跨几个数目级，，，，，，，这种差别随着温度的升高而降低。。。。。。Yang 等 [21] 研究发明，，，，，，，氢能从样品外貌向内部各个偏向扩散，，，，，，，并证实氢含量随着深度的增添而镌汰，，，，，，，且具有轴对称性，，，，，，，如图 3 所示。。。。。。

2、氢的泉源

为详尽相识氢脆的损害，，，，，，，首先要思量氢的泉源。。。。。。航空用钛合金中氢泉源可分为两大类：内部氢和外部氢 [22]。。。。。。内部氢是指在航空用钛合金制备前和加工历程中进入质料内部的氢。。。。。。例如冶炼、浇铸历程中炉内水剖析的氢；；；；；；；；酸洗历程进入钛合金内部的氢；；；；；；；；钛合金热处置惩罚历程中接触到的氢 / 水；；；；；；；；在机械加工历程中接触到水气、冷却液和脱膜润滑剂等。。。。。。电镀铬作为飞机升降架常用的外貌强化要领，，，，，，，用来提高钛合金的耐磨性及抗侵蚀性能，，，，，，，其电镀溶液主要因素为铬酸酐，，，，，，，呈强酸性导致钛合金极易吸附氢原子进而扩散至基体内部。。。。。。这种在使用后从未接触过氢的钛合金质料，，，，，，，在高拉伸应力或高温下局部群集并爆发氢脆 [23]。。。。。。

另一种是外部氢，，，，，，，使用前氢含量很少的钛合金，，，，，，，好比液氢储罐、液压管线、钛合金紧固件等，，，，，，，在侵蚀介质、氢气和含氢等介质中服役时，，，，，，，氢以分子形式吸附在钛合金外貌，，，，，，，该分子解离成氢原子并通过晶界和晶粒中的位错扩散到钛合金基体内。。。。。。别的螺栓等紧固件处在关闭情形中极易形成闭塞电池，，，，，，，外貌损伤部件在湿润空气中电解水导致局部酸化，，，，，，，在侵蚀历程中爆发析氢反应进而加速氢致延迟断裂 [24]。。。。。。

由于在室温下 α-Ti 中氢的消融度极小且氢与钛有很好的亲和力，，，，，，，α-Ti 中极易爆发氢化物，，，，，，，大部分是 TiH 和 TiH?；；；；；；；；并且当钛的氢含量凌驾 0.1wt% 时就会爆发体心立方亚稳态的 γ- 氢化物，，，，，，，当氢浓度为 1.5wt% 时，，，，，，，γ- 氢化物的衍射峰降低，，，，，，，大部分 γ- 氢化物会转化成 δ- 氢化物，，，，，，，且 γ- 氢化物随着氢含量的增大而逐渐镌汰，，，，，，，当氢浓度凌驾 1.99wt% 时，，，，，，，δ- 氢化物完全取代 γ- 氢化物 [27]；；；；；；；；在 β-Ti 中则很难爆发氢化物，，，，，，，因此通过 α-Ti 可以越发直观地看出充氢后氢在钛合金中的行为，，，，，，，以探讨氢脆机理。。。。。。

3 航空用钛合金氢脆机理

钛合金的氢脆主要分为两类：一类是氢化物引起的氢脆，，，，，，，而另一类与变形速率相关，，，，，，，即氢脆敏感度与变形速率成反比 [28]。。。。。。氢的扩散群集驱使钛合金的显微组织和缺陷爆发转变，，，，，，，研究批注氢与钛合金中结构缺陷（如杂质、空位型缺陷和位错等 [29-32]）相互作用，，，，，，，从而导致氢脆。。。。。。可是，，，，，，，海内外学者发明差别类型的钛合金氢脆基于微观组织、氢浓度、温度、应力强度和形变速率等因素的影响而获得的机理保存很大差别，，，，，，，主要分为氢增强脱粘理论、氢致局部塑形理论、应力诱导氢化物开裂理论和吸附诱导位错发射理论。。。。。。

3.1 α-Ti 和近 α-Ti 合金

在航天领域中，，，，，，，纯钛的使用率很是低，，，，，，，这与纯钛的强度和屈服强度有关，，，，，，，其屈服强度未能抵达侵蚀情形下所需要的一样平常要求（强度大于 552MPa），，，，，，，因此在海内外鲜有纯钛用于航天的报道。。。。。。Briant 等 [33] 对纯钛的氢脆敏感度和敏感性元素举行了实验比对，，，，，，，测得纯钛中的氢脆敏感性元素是铁；；；；；；；；近 α-Ti 中氢脆的临界氢含量与应力强度、组织强度有关，，，，，，，当有剩余 β 相时，，，，，，，少量的 β 相可显著影响近 α-Ti 的氢脆。。。。。。

普遍以为在近 α-Ti 和 (α+β)-Ti 合金中氢脆机理主要是由于脆性氢化物的析出和剖析。。。。。。Ti-4wt% Al [34] 是一种典范的近 α-Ti 合金，，，，，，，在室温氢情形下保存两种断裂机制，，，，，，，主要取决于应力强度。。。。。。在低应力强度下，，，，，，，裂纹通过氢化物的形成和剖析而一直扩展；；；；；；；；在高应力强度下，，，，，，，裂纹的扩展速率一样平常高于裂纹前形成氢化物的速率，，，，，，，造成裂纹的缘故原由归结于氢致局部塑性变形或弱键理论，，，，，，，这与 (α+β)-Ti 合金中的某些情形类似。。。。。。

Liu 等 [35] 对差别低氢含量 α-Ti 外貌举行了 TEM 表征，，，，，，，所有带氢电荷的样品与未带氢电荷的样品具有相同的衍射峰位置，，，，，，，这意味着没有形成氢化物，，，，，，，或者氢化物的数目太少而无法通过 TEM 区分。。。。。。随着氢含量的增添，，，，，，，攻击吸收能量减小，，，，，，，凭证攻击试验获得的载荷 - 位移曲线，，，，，，，发明氢对裂纹萌生历程影响不大，，，，，，，这主要影响裂纹扩展历程，，，，，，，强烈批注吸附氢对晶界的弱化作用。。。。。。

当 α-Ti 袒露在室温下的高氢情形中，，，，，，，力学性能和断裂性能主要是由于氢 - 钛合金界面处氢化物重复形成和断裂；；；；；；；；在近 α-Ti 断裂机制中，，，，，，，其氢化物周围的应力场具有部分弹性和部分可塑性，，，，，，，参照氢化物尖端的应力场，，，，，，，此氢化物板是自催化生长的。。。。。。在外加应力作用下，，，，，，，固溶体中氢的化学势减小，，，，，，，迫使氢向裂纹尖端区域的迁徙，，，，，，，导致裂纹尖端氢化物的生长。。。。。。

3.2 β-Ti 和近 β-Ti 合金

关于稳固状态的 β-Ti 和亚稳固状态的近 β-Ti 来说，，，，，，，随着拉伸强度的增大，，，，，，，β-Ti 的延展性和疲劳断裂值显着降低，，，，，，，韧脆转变温度显着上升；；；；；；；；而在近 β-Ti 中延展性稍有降低，，，，，，，但其疲劳裂纹值随氢含量的增大而增大，，，，，，，这可能是由于近 β-Ti 中 α 相保存而导致屈服强度的降低，，，，，，，因此降低了裂纹尖端局部应力值 [36]。。。。。。Alvarez 等 [37] 在研究中发明，，，，，，，氢在 623K 下可以引入 β-Ti 中直到氢浓度抵达 12at% 而不改变其微观结构，，，，，，，当氢含量抵达 12at% 时 α 相最先镌汰并形成 FCC 结构的 δ- 钛化氢。。。。。。其拉伸实验批注，，，，，，，当氢含量大于 3.5at% 时，，，，，，，在时效处置惩罚下 β-Ti 爆发脆性断裂。。。。。。Christ 等 [38] 接纳枯燥拉伸和应变控制疲劳试验对未充氢的亚稳态的 Ti-3Al-8V-6Cr-4Zr-4Mo 合金举行了疲劳试验，，，，，，，固溶氢的保存导致沉淀物的尺寸和体积分数大大镌汰，，，，，，，这些微观结构的转变诠释了氢对变形行为的影响。。。。。。Gaudett 等 [39-40] 在低于引起解理或断裂所需氢浓度的定态条件下视察到的断裂模式批注，，，，，，，氢影响延性断裂模式，，，，，，，其中变形可能在断裂起始历程中施展作用。。。。。。

3.3 (α+β)-Ti 合金

Ti-6Al-4V 合金是航天领域中典范的 (α+β)-Ti 合金，，，，，，，是现在使用较普遍的钛材，，，，，，，其通过差别热处置惩罚工艺可获得适合服役情形，，，，，，，获得差别的微观组织和力学性能。。。。。。由于强度较高、韧性匹配优异和抗氧化性能优异，，，，，，，生产本钱低、工艺成熟，，，，，，，被看成钛合金用料的首选质料，，，，，，，飞机上 Ti-6Al-4V 的用推测达钛合金总用料的 1/2 [5]。。。。。。

在实验室视察的基础上，，，，，，，Yeh 等 [41] 得出 (α+β)-Ti 中临界裂纹生长模子：氢沿 β 相向裂纹尖端扩散，，，，，，，在 α 相晶粒中的氢化物在周围 α/β 界面形核，，，，，，，裂纹沿氢化物扩展并被 β 相所阻，，，，，，，期待下一个氢化物形核和生长。。。。。。Li 等 [42] 以为关于氢含量小于 0.30wt% 的 Ti-6Al-4V 合金，，，，，，，随着氢含量的增添，，，，，，，合金中 α 相和 β 相的体积分数镌汰，，，，，，，氢化物在 0.31wt% 氢含量的 Ti-6Al-4V 合金中最先形成。。。。。。

别的，，，，，，，位错密度和氢空位复合物浓度的增添陪同着氢含量的增添，，，，，，，批注氢不但仅与已有缺陷相互作用，，，，，，，并且诱导新缺陷的形成。。。。。。关于 Ti-6Al-4V 合金来说，，，，，，，随着合金内部氢含量的增添，，，，，，，晶体体积增大爆发细小应力，，，，，，，合金内部会泛起多种氢陷阱，，，，，，，如位错、晶界和钛氢化合物等。。。。。。大部分氢被网络在可逆氢陷阱（活化能低于 60kJ/mol）中，，，，，，，这种陷阱为有害的氢源，，，，，，，将为潜在的裂纹提供氢 [43]。。。。。。作为不可逆氢陷阱的钛氢化合物通过成核和裂解为裂纹提供主要成核位置，，，，，，，当微裂纹群集并扩展形成宏观裂纹，，，，，，，β 相会以脆性方法裂解为穿晶裂纹；；；；；；；；氢化物自己的形成、β- 钛 / 氢化物之间的弱界面以及氢化物周围的内应力加速了损伤形核和裂纹生长历程，，，，，，，最终导致合金的早期拉伸断裂 [44]。。。。。。

在低氢浓度中，，，，，，，裂纹穿晶生长，，，，，，，氢的扩散增添裂纹扩展速率，，，，，，，临界应力强度响应会有所降低，，，，，，，大大都氢保存于间隙 / 缺陷中未能形成氢化物；；；；；；；；在高氢浓度中，，，，，，，氢在 α 相的极限消融度会有所增大，，，，，，，但固溶态的氢大都仍在 β 相中，，，，，，，过饱和氢会加速氢化物的天生 [45]。。。。。。Hardie 等 [46] 发明 Ti-6Al-4V 的缓慢开裂主要是由蠕变引起的，，，，，，，通过限制裂纹尖端的塑性区来提高质料的抗裂性，，，，，，，直到最终在临界规模内，，，，，，，临界应力强度因子与快速断裂的临界应力强度因子相一致。。。。。。在临界氢浓度规模内，，，，，，，氢化物裂解诱导裂纹尖端扩展，，，，，，，随着氢的一连扩散群集，，，，，，，加速了钛合金裂纹尖端的扩展速坦率至失效断裂。。。。。。

4、氢脆的影响因素

钛合金爆发氢脆是由某一简单机制或多种机制协同作用导致的，，，，，，，其氢脆断裂机理的主要性取决于断裂模式，，，，，，，而断裂模式取决于质料、氢情形、应力、温度等因素。。。。。。普遍的研究批注：爆发氢脆的影响因素分为内部因素和外部因素两大类。。。。。。详细而言，，，，，，，除了原质料氢含量 [47]、外貌状态 [48] 和内部结构 [49]（相含量、尺寸和漫衍）外，，，，，，，介质 [50-51]、温度 [52] 和加载应力对钛合金氢脆影响尤为严重。。。。。。

服役情形（温度、应力等）影响氢原子局部浓度升高和对位错的作用，，，，，，，在一连外应力作用下，，，，，，，若钛合金未爆发大的应变，，，，，，，氢原子使用位错沿着滑移面运动，，，，，，，逐渐在缺陷和晶界等处群集，，，，，，，从而使这些位置氢化物（呈脆性）增多而形成微裂纹，，，，，，，如图 4 所示 [40]。。。。。。随着此历程的一直延续，，，，，，，微裂纹逐渐长大，，，，，，，最终导致金属在低应力下断裂。。。。。。氢致局部塑性所爆发的裂纹既可以是穿晶，，，，，，，也可以是沿晶，，，，，，，这与晶界和晶内氢的浓度差有关。。。。。。

Liu 等 [35] 研究了微量氢对 Ti-2.5Al-2Zr-1Fe 的影响，，，，，，，指出在快速攻击下，，，，，，，断口形貌如图 5 所示，，，，，，，氢主要在 β 相群集，，，，，，，二次裂纹主要在 β 相中扩展；；；；；；；；相比之下，，，，，，，未充氢试样的断口形貌未见显着裂纹，，，，，，，沿 α/β 界面扩展，，，，，，，断口没有二次裂纹，，，，，，，说明氢的保存显著削弱了 β 相的强度，，，，，，，即氢脆历程中氢增强脱粘机理占有主导职位。。。。。。当钛合金中氢含量一连增添，，，，，，，氢的引入增进位错移动导致金属晶格塑性变形，，，，，，，且 β 相由于其高扩散速率而优先与氢形成固溶体，，，，，，，陪同其体积膨胀，，，，，，，在 α/β 界线周围爆发局部应力导致氢被限制在界线周围，，，，，，，氢化物能够沿着界线生长，，，，，，，而不是以尖锐的片状穿过 α 晶粒的形式生长；；；；；；；；氢化物迫使晶粒界面上天生更多的几何须要位错，，，，，，，它也可成为加载应力时纳米级解理裂纹的成核位置。。。。。。当晶粒内部和晶界都保存氢原子时，，，，，，，在低应力下微裂纹扩展至宏观裂纹会形成穿晶 / 沿晶裂纹，，，，，，，其氢脆失效历程中氢致局部塑形理论和吸附诱导位错发射理论占主导职位。。。。。。

5、氢脆防护步伐

氢脆给航空用钛合金设施清静服役带来严重的损害，，，，，，，因其直接影响钛合金的机械强度和延展性，，，，，，，尤其是与高压氢直接接触的要害部件（如氢储罐、管道等），，，，，，，极易爆发氢致裂纹。。。。。。为此，，，，，，，为降低氢对钛合金的损伤，，，，，，，需针对种种影响因素睁开预防。。。。。。

5.1 控制氢含量和热处置惩罚

（1）在制造和使用钛合金装备时尽可能阻止吸氢问题

内部氢主要泉源于原质料的冶炼，，，，，，，因此必需严酷控制其氢含量，，，，，，，对其氢含量指标要严酷审核。。。。。。①在热处置惩罚、热成形、焊接和酸洗历程中极易破损外貌氧化膜而加速钛合金吸氢。。。。。。②选择合适的热处置惩罚工艺，，，，，，，真空退火不但可以降低原质料中的氢含量，，，，，，，还可以消除剩余应力坚持质料的强度。。。。。；；；；；；；Ｉ杏幸恢侄段失效热处置惩罚工艺，，，，，，，在一次时效处置惩罚后钛合金内爆发了一种无析出区且在 β 晶粒中析出少量的 α 相，，，，，，，在二次时效处置惩罚后 β 晶粒中爆发了大宗的析出物并且无析出区未爆发转变，，，，，，，既提高了钛合金抗氢脆能力，，，，，，，又坚持其较高的强度。。。。。。③在焊接工艺中，，，，，，，氢的保存迫使孪晶生长，，，，，，，其生长速率和氢含量成正比，，，，，，，并且焊接处温度较高，，，，，，，钛合金的吸氢速率增大。。。。。。因此，，，，，，，在焊接时应使用高纯度惰性气体；；；；；；；；，，，，，，，在焊接后安排透风处使其外貌快速形成氧化膜，，，，，，，条件允许的情形下举行焊讨论去氢处置惩罚。。。。。。④改善酸洗工艺，，，，，，，降低酸洗液浓度，，，，，，，引入多功效缓抑剂，，，，，，，避免铁污染和降低吸氢量。。。。。。

郑锋等 [53] 以为严酷控制 HF 和HNO3的配比、酸洗时间和酸洗温度可以有用改善酸洗效果且降低钛合金的吸氢量。。。。。。使用标准指定除油剂，，，，，，，严酷执行去应力和除氢工艺。。。。。。

（2）控制外貌粗糙度

Jinwoo 等 [48] 对差别外貌光洁度的 Ti-6Al-4V 试样举行电化学充氢，，，，，，，抛光外貌在充氢历程中会爆发氢化物生长和脆化，，，，，，，而粗糙外貌增进原子氢重组为分子氢，，，，，，，从而镌汰原子氢的吸收量，，，，，，，并且粗糙外貌下的高密度缺陷阻碍氢扩散到主体。。。。。。关于航空领域服役工况中含水氢情形中的钛合金来说，，，，，，，外貌粗糙化可有用降低钛合金中氢含量而降低氢脆爆发的可能性。。。。。。

5.2 外貌改性与强化

钛合金外貌易爆发钝化天生TiO2氧化膜，，，，，，，氢在TiO2中的扩散速率很慢；；；；；；；；钛合金外貌改性可形成一层功效膜，，，，，，，避免氢渗透扩散进入钛基体内部，，，，，，，降低钛合金爆发氢脆的概率。。。。。。

Hirohata 等 [54] 使用射频磁性离子溅射要领，，，，，，，以钛合金为靶材，，，，，，，介质为氧气，，，，，，，在 V-4Cr-4Ti 外貌获得一种功效膜，，，，，，，其膜层主要因素为TiO2和TiC。。。。。。随着氧化膜的厚度增添，，，，，，，氢的吸收速坦率线下降，，，，，，，在温度抵达 573K 时，，，，，，，膜层厚度约莫为 0.5μm，，，，，，，钛合金吸氢速率远远小于没有氧化膜的钛合金吸氢速率。。。。。。

Wang 等 [51] 使用激光喷丸的专利研究了在氢脆延缓方面的效果，，，，，，，喷丸处置惩罚后的 Ti-6Al-4V 钛合金显微硬度高于未处置惩罚的显微硬度，，，，，，，但其伸长率有所升高，，，，，，，同时也降低了其氢脆的敏感性。。。。。。Huang 等 [55] 通过激光喷丸强化后发明 Ti-6Al-4V 钛合金爆发致密的外貌，，，，，，，诱发高振幅的压缩剩余应力，，，，，，，进而镌汰氢原子渗入，，，，，，，抑制氢扩散历程；；；；；；；；激光喷丸诱发的压缩剩余应力关闭了表层中的原始微裂纹，，，，，，，降低了晶格间距，，，，，，，抑制了氢原子的扩散。。。。。。随着激光功率密度的增添，，，，，，，晶粒细化增添了晶界密度，，，，，，，作为新氢陷阱的快速扩散位错相协调，，，，，，，这使得质料中的氢陷阱密度迅速增添。。。。。。氢原子在氢阱中的富集增强了氢原子之间的相互作用，，，，，，，进一步降低氢的扩散系数，，，，，，，从而降低钛合金的氢脆敏感性。。。。。。

凭证激光喷丸外貌强化工艺，，，，，，，总结了金属古板外貌强化工艺，，，，，，，见表 1，，，，，，，可提高钛合金压缩剩余应力、晶粒细化和位错密度增值（位错墙和位错缠结）。。。。。。据推测，，，，，，，此类古板外貌强化会关闭表层原始微裂纹，，，，，，，形变孪晶和高密度位错的增值亦可作为氢陷阱而捕获氢，，，，，，，高密度位错可以阻碍裂纹形核以及表层现有裂纹的扩展。。。。。。高能喷丸和机械研磨处置惩罚会使表层粗糙度增大，，，，，，，据 Jinwoo 等 [48] 关于外貌光洁度对钛合金氢脆的影响，，，，，，，高能喷丸和机械研磨处置惩罚会抵达同样的效果，，，，，，，降低金属的氢脆敏感性。。。。。。别的，，，，，，，机械研磨处置惩罚有助于外貌形成稳固的钝化膜，，，，，，，并且钝化膜厚度高于未处置惩罚试样钝化膜厚度，，，，，，，进一步降低氢脆敏感性。。。。。。

表 1 钛合金外貌强化的抗氢脆性能 

Tab.1 Hydrogen embrittlement resistance for surface strengthening of titanium alloys

5.3 改良钛合金结构

改良钛合金结构主要是添加新的元素或者改良钛合金金相组织的漫衍，，，，，，，钛的合金化处置惩罚可提高钛合金对氢的稳固性。。。。。。据报道，，，，，，，合金化处置惩罚的钛合金具有强化的固溶体，，，，，，，马氏体可以增添氢在 α 钛中的消融度并抑制氢化物的形成，，，，，，，Nb、V、Al 和 Mo 是现在被公认对氢脆有一定抑制效果的合金元素 [12]。。。。。。

别的，，，，，，，增材制造可生产重大形状结构的钛合金，，，，，，，因其相对较高的冷却速率，，，，，，，具有奇异的微观结构特征，，，，，，，从而改变质料的固有特征。。。。。。Metalnikov 等 [63] 对电子束熔化和选择性激光熔化 Ti-6Al-4V 与通例铸造合金举行充氢比照，，，，，，，前者在电化学充氢 48h 后氢浓度划分为1000 ×10^-6和800×10^-6，，，，，，，而通例铸造的 Ti-6Al-4V 仅需 12h 电化学充氢，，，，，，，氢浓度可达1000×10^-6；；；；；；；；具有相对细腻微观结构的电子束熔化和选择性激光熔化 Ti-6Al-4V 合金具有更好的抗氢致损伤能力。。。。。。

5.4 外貌涂镀

钛合金外貌涂镀金属和非金属质料可有用降低氢渗透的速率，，，，，，，从而延迟氢脆爆发。。。。。。Durairajan [64] 使用电化学沉积手艺获得耐侵蚀的高性能电极质料，，，，，，，并且有用降低了氢的渗透扩散。。。。。；；；；；；；；Ф埔驯挥米魍饷哺男砸煲曰竦酶咝阅 AB5 型金属氢化物合金，，，，，，，与未处置惩罚的合金相比，，，，，，，涂层质料具有更高的耐侵蚀性和更长的服役寿命。。。。。。现在钛合金外貌涂覆的质料有 TiN、ZrN、Ti (CN) 复合陶瓷层、CrN 膜和氧化基微晶玻璃涂层等，，，，，，，可以降低氢渗透速率，，，，，，，也有一定的耐侵蚀性，，，，，，，有用延迟钛合金氢脆的爆发。。。。。；；；；；；；； - 涂层系统的有用性与涂层和基体之间的冶金相互作用有关。。。。。。在没有冶金相互作用的系统中（如不锈钢上的银或铜涂层），，，，，，，涂层在降低渗透性方面体现出的效果可忽略不计。。。。。。随着冶金相互作用的爆发，，，，，，，将形成一连的金属间层（如在钴镍合金上的铝涂层），，，，，，，其氢渗透性显著降低 [36]。。。。。。应接纳低氢扩散性涂层 / 镀层，，，，，，，稳重选取镀层工艺（如镀镉），，，，，，，只管将镀层工艺改为非电解镀层，，，，，，，或电镀部位应实时按标准要求除氢。。。。。。表 2 中总结了近些年耐氢性能优异的金属涂层 / 镀层，，，，，，，期望为提高钛合金抗氢性能提供理论依据。。。。。。

表 2 钛合金涂层 / 镀层的耐氢性能 

Tab.2 Hydrogen resistance of titanium alloy coatings/plating coatings

6、结语

（1）航空用钛合金种类差别、氢泉源和诱发氢渗入的方法又各异，，，，，，，关于差别的工况情形应合理选用钛合金型号以及相对适合的防护步伐，，，，，，，在力学性能达标的条件下降低氢对钛合金的损伤。。。。。。

（2）氢在钛合金中的扩散、氢化物的形成与解理和氢与氢陷阱的交互作用对钛合金氢脆影响尤为严重。。。。。。在热处置惩罚和钛材合金化降低钛合金内部氢含量的同时，，，，，，，外貌强化和涂镀层可有用降低氢的扩散速率，，，，，，，降低钛合金爆发氢脆的可能性。。。。。。

（3）氢能作为二次能源，，，，，，，在 “双碳” 配景下掺氢影响着氢气运送管道和贮存的完整性评价与智慧治理，，，，，，，尤其是管道、储罐的选材与钛合金内衬的选型。。。。。。

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（注，，，，，，，原文问题：钛合金氢脆及防护手艺）