西交大孫軍院士團隊Nature commun: 亞穩β鈦合金強韌化取得重要進展

一、導讀

長期以來，如何突破材料的強塑性是材料學界的重大難題。一般來說，塑性變形主要通過位錯滑移進行，當位錯累積到一定程度時，激發TWIP/TRIP效應則可使合金獲得較大的延展性。到目前為止，有兩種典型策略可以提高合金的強度，一種是讓變形機理從應力誘發馬氏體向孿晶或者位錯滑移進行；另外一種是構建異質結構。促使變形機制從位錯滑移向應力誘發馬氏體或者孿晶轉變是同時提高材料屈服強度和延性的關鍵，但是如何實現這一設計理念在很多材料中都充滿挑戰性。引入多重功能第二相粒子，實現這種變形機制的有序轉變則將極大的優化材料的強度和塑性。

二、成果掠影

近日，來自西安交通大學的孫軍院士，張金鈺教授團隊自主設計了Ti-1Al-8.5Mo-2.8Cr-2.7Zr (wt%)亞穩鈦合金，提出了一種與眾不同的結構設計策略，即少量的多形態硬質-塑性α納米析出相分布于亞穩態軟相β基體的新型異質疊層結構，明顯不同于以往大量的亞穩態軟相鑲嵌在硬相基體中的層狀化設計。這種獨特的納米析出相與層狀化設計相結合的微觀組織優勢在于：疊層結構極大的提升了亞穩態β基體的馬氏體相變啟動應力，使得原本在高應力下啟動的位錯滑移機制在低應變下得以出現，從而顯著提升了合金的屈服強度，同時持續提高的加工硬化能力和應力水平使得馬氏體相變又能夠在高應變下發生，成功實現了ODP與TRIP在塑性變形過程中的“無縫銜接”。團隊采用循環熱軋和短時固溶工藝克服了亞穩態β鈦合金晶粒易粗化的弊端，通過改變循環次數，實現了納米析出相晶內與界面的雙態分布和軟相β層厚（0.3~3.2μm）的靈活控制，使得變形機制在臨界層厚尺寸~0.8μm發生轉變。合金中硬質-塑性α納米析出相不僅作為強化相用來提升材料的強度，還作為應力集中源在高應力下激活亞穩態基體的馬氏體相變實現TRIP效應增加延性，同時在變形后期這些納米析出相可觸發界面分層增韌機制以增加材料的斷裂韌性，即這些α納米析出具有增強、增塑和增韌三重功能。因此，通過調控基體層厚尺寸與硬質-塑性納米析出相的分布，精準控制了TRIP和ODP的啟動次序，即在變形初始的低應變下首先激活ODP，并在隨后的大應變下激活TRIP，實現了亞穩鈦合金形變-相變機制的協同耦合作用，使合金屈服強度提升一倍而不損失其均勻塑性。這種結合層狀亞穩結構和三功能納米沉淀物的策略所實現的理想力學性能為設計具有高韌性的超強和延展性材料提供了一種有效的范例，并為設計先進鈦合金和其它具有類似特性的金屬結構材料提供了新的思路。相關成果以“Trifunctional nanoprecipitates ductilize and toughen a strong laminated metastable titanium alloy”為題發表在國際著名期刊Nature Communications期刊上。

三、核心創新點

在亞穩β鈦合金中提出一種少量的多形態硬質-塑性α納米析出相分布于亞穩態軟相β基體的新型異質疊層結構；

四、數據概覽

圖1 HLS-0.43和HLS-1.2 β-鈦合金的初始塑性變形階段激活的變形機制；a-c HLS-0.43 β-Ti合金。a在應變= 0時，明場場TEM (BF-TEM)圖像顯示出層狀結構和多相結構。b1-b2,在應變= 0.02時，α/β界面產生位錯，并在相反的界面上堆積，β層中沒有觀察到應變誘發馬氏體(SIM)。c1, 在應變= 0.04時，BF-TEM圖像顯示在α/β界面和β層內α晶粒附近有SIM帶形核; c2, c1的DF-TEM圖像。插圖為c2中對應的HR-TEM圖像，顯示了α″/β界面。d-g HLS-1.2 β-Ti合金；d, 未變形HLS-0.43 β-Ti合金的BF-TEM圖像；e1-e2, IPF和相應的SEM圖顯示了SIM的激活。f1典型的DF-TEM圖像顯示了從α/β界面開始的SIM。g1,應變= 0.04時，BF-TEM圖像顯示兩個SIM條帶被激活; g2, SAED花樣。h變形過程中兩種不同β層厚度樣品的變形機制演化示意圖。i應變= 0.02時β-層的變形機制ODP和SIM激活直方圖。? 2023 The Authors

圖2 EGS-61 β-鈦合金塑性變形初期的變形機理。在應變= 0時，a IPF圖; b KAM圖; c在應變= 0.02時，IPF圖像顯示的板狀變形帶被識別為SIM α″；e典型的BF-TEM圖像顯示，變形的EGS-61樣品中激活了一個寬度約為150 nm的SIM帶; f SAED花樣；h HR-TEM圖像顯示β/α″界面，如白線所示。? 2023 The Authors

圖3 β-Ti合金的力學響應。a工程應力-應變曲線。b不同β層厚度的β-鈦合金的屈服強度/抗拉強度；c本文的β-Ti合金的屈服強度和均勻伸長率與報道的亞穩態β-Ti合金的比較。? 2023 The Authors

圖4 β-Ti合金的斷裂性能。a HLS-0.43和EGS-61 β-Ti合金的真應力-應變曲線。紅色和藍色區域分別代表估算塑性功和斷裂功的積分。b斷裂功與真實均勻應變的比較；c斷裂功與亞穩態β-鈦合金的屈服強度的比較；? 2023 The Authors

圖5 HLS-0.43 β-Ti合金斷裂行為及斷裂機理；a HLS-0.43 β-Ti合金斷口形貌。a1斷口表面的顯示大量的韌窩。b SEM圖像顯示這些裂紋最初在α/β層界面處成核。c斷裂后HLS-0.43試樣沿軋制方向的SEM圖像。c1-c2 SEM和相應的EBSD圖像顯示ε = 0時未變形α納米沉淀的構型。c3 SEM圖像顯示，裂紋在ε = 0.26時沿α/β界面萌生和擴展；c4 裂紋在ε = 0.32時通過α晶粒納米沉淀，c5界面在ε = 0.36時分層。d HLS-0.43 β-鈦合金在均勻延伸后的斷裂過程示意圖，包括裂紋偏轉和α納米沉淀引起的裂紋分支和界面分層。? 2023 The Authors

圖6 HLS-0.43β-Ti合金多階段加工硬化行為及其機理；a HLS-0.43 β-Ti合金具有代表性的加工硬化速率曲線。b馬氏體厚度與真應變的關系，在ε = 0.08應變時，馬氏體具有最大厚度。隨著ε的增大，馬氏體剛成核，可以長大到較大的厚度; 應變超過0.08時，馬氏體相互作用，導致微觀結構的細化和納米馬氏體的形成/成核。c - g HLS-0.43 β-Ti合金的TEM圖像顯示了多階段加工硬化機制:c位錯-界面相互作用，ε = 0.02;d SIM在α/β界面/邊界處成核，ε = 0.04;e SIM從α/β界面成核并擴展，ε = 0.08;f大量SIM相互作用導致亞微米馬氏體板細化，ε = 0.15;g SIM相互作用和納米馬氏體-位錯相互作用，ε = 0.19。? 2023 The Authors

五、成果啟示

新型異質疊層結構設計策略為開發高性能亞穩態β鈦合金提供了一種有效的范例，并為設計先進鈦合金和其它具有類似特性的金屬結構材料提供了新的思路。

論文詳情：https://doi.org/10.1038/s41467-023-37155-y

本文由虛谷納物供稿；