钛合金因具有较高的比强度和良好的低温性能,而广泛应用于航空航天、深空探索等领域。然而,随着使用温度的进一步降低（例如,液氢温度20 K）,钛合金在强度上升的同时,其塑性却显著降低,并常常伴随着锯齿状的塑性失稳现象,这极大地限制了钛合金在超低温环境下的应用。针对上述问题,本文采用分子动力学方法探究钛合金在极低温度下的塑性变形行为,揭示其低温韧脆转变机理。采用分子静力学计算了钛及钛合金基面{0001}和柱面{10-10}在基态下的广义层错能;通过分子动力学的热力学积分方法计算了钛及钛合金在有限温度下（280～40 K）的柱面层错能。对比分析了Al元素对钛及钛合金在基态及有限温度下的层错能的影响。结果表明,基面1/3＜-1100＞肖克莱不全位错和柱面1/3＜11-20＞全位错有较低的层错势垒。Al元素的添加（6at.%）使1/3＜-1100＞位错的层错势垒从218.6 m J/m~2降低到191.9 m J/m~2。伴随温度的降低（300～20K）,钛的柱面层错能从315.5 m J/m~2升高到341.3 m J/m~2,而Ti-Al合金对应的层错能从330.9 m J/m~2升高到347.8 m J/m~2,Al元素降低了温度对层错能的影响。建立了钛及钛合金中常见的四种孪晶界面（{10-11}、{10-12}、{11-21}和{11-22}）模型,分别计算了四种孪晶模型在基态及有限温度下的界面能,对比分析了Al元素（6at.%）及温度（300～0 K）对孪晶界面能的影响。在300～4 K温度范围,孪晶界面能变化不足6%,反而Al元素对孪晶界面能影响较强。Al元素的添加会显著降低{10-11}和{10-12}的孪晶界面能,增加{11-21}和{11-22}的孪晶界面能。采用分子动力学模拟方法对Ti-Al-V三元合金模型进行不同温度下（300～2 K）的单轴拉伸模拟,揭示其单轴拉伸变形行为,分析其拉伸变形过程中的微观结构、位错演化、滑移和孪晶启动等特征,对比分析了晶体取向、合金元素含量和变形温度对变形行为和变形机理的影响。结果表明,在300～2 K温度范围内,Ti6Al4V合金在单轴拉伸载荷下,其轴比随温度降低而逐渐减小,然而当温度降低到50 K时轴比开始维持不变,此时屈服应力随温度降低而增加的趋势变缓,同样屈服应变增加变缓甚至在沿[11-20]和[-1100]方向拉伸时出现下降趋势,此时位错激活所需应变随温度降低而较小。在研究载荷方向对变形机制的影响中发现,单纯的柱面滑移不利于位错的增殖,因而易导致模型的断裂。孪晶在变形后期,严重结构变形的区域形核。沿[11-20]拉伸过程中发现{10-11}压缩孪晶,沿[0001]拉伸时形成{10-12}孪晶。在研究合金元素含量对变形机制的影响中发现,随着温度降低（300～50 K）,含不同Al、V元素含量的Ti-Al-V合金,一般强度升高塑性降低。但是Ti6.5Al6.2V随温度降低,其强度和塑性均升高。对50 K温度下的位错分析表明,6.2wt.%V元素含量时,Al元素促进位错的增长,而在0.4wt.%V元素含量时,Al元素阻碍位错的增长。在中高V（3.3～6.2wt.%）元素含量下,拉伸过程中有较多的1/3＜-1100＞位错和1/3＜11-20＞位错激活。建立了钛及钛合金多晶模型,分析了在单轴压缩载荷下,多晶模型中的微结构及位错演变,结合应力应变曲线,揭示了钛合金在单轴压缩载荷下的变形机制。钛及钛合金多晶模型在单轴压缩载荷下,首先由基面1/3＜-1100＞肖克莱不全位错滑移导致的层错于界面处萌生,随后向晶内延伸。柱面1/3＜11-20＞全位错滑移分解为基面1/3＜-1100＞肖克莱不全位错,增加了钛合金的滑移变形方式。Ti-Al-V合金多晶模型中Al、V元素的添加使初始的晶界位错总长度降低到1/3。在单轴压缩中Ti-Al-V合金多晶模型形成较为稳定的层错,提高了位错密度,增加了钛合金强度。此外Al、V元素能抑制HCP-BCC相变。