晶界（GB）和相界（PB）是金属晶体中的平面不连续性，可有效调节多晶合金的强度和韧性，而强度和韧性通常是相互排斥的两个关键属性。因此，GB工程，如调节GBs/PBs 的数量或排列，被广泛用于设计超强、超韧的轻质合金，如钛（Ti）合金。然而，钛合金所能达到的微结构细度和类型是有限的，因为一旦暴露在热负荷下，其晶粒就会迅速粗化。因此，这些具有相对较高 GB 能量的晶体界面的高流动性限制了 GB 相关性能的进一步提高。通过密集分散的 α 纳米沉淀强化的高强度双相钛合金面临着强度-韧性权衡的困境，因为以位错堆积形式存在的半相干 α/β PB 的应变（几何）不相容性会导致严重的断裂应力集中，从而降低材料的延展性和韧性。一旦移动位错穿过高能 α/β PBs（形成位错通道），钛合金中一般会出现应变局部化，并伴有应变软化行为。因此，如何设计微观结构，特别是 PB，以同时提高双相钛合金的强度和韧性，是一项巨大的挑战。

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https://doi.org/10.1016/j.actamat.2023.119540

为了获得超强、超韧的钛合金，本研究基于 "d 电子理论"，根据 β 稳定剂 Cr 的含量来调整 β 基体的稳定性，以创建具有分层相干 α′/β 界面的自组装有序纳米金刚砂。这种成分设计旨在确保经过简便的水淬工艺（WQ）后，可生成厚度 λ < 50 nm 的硬位错结构 α′ 纳米敏化剂，而非软 α′′ 相。除了降低合金成本外，选择 Al、Cr 和 Zr 元素作为合金元素主要是为了提高 Ti 合金的强度和耐腐蚀性，并具有良好的热稳定性。经过精心调整合金成分，使铬含量从1.8 到 3.8 wt.%，获得了具有超高比强度和超强韧性的低成本、韧性 α′ 纳米马氏体 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al (wt.%) 合金。

图 1. Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金的热机械加工方案，以及显示微观结构演变的示意图。显示不同阶段微观结构特征的 Ti-2.8Cr-4.5Zr-2.5Al 合金透射电子显微镜（TEM）图像。

图 2. WQ Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金的显微组织特征。(a1) 暗视野透射电子显微镜 (DF-TEM) 图像和示意图显示了由 β 和 α′片层组成的β-transus 微观结构。示意图显示了分级有序α′-马氏体组织的显微组织。(a2) 相应的选区电子 (SAED) 图案显示了三种马氏体变体。(a3-a4) 低倍率 HAADF-STEM 和相应的 IFFT 显微照片显示，在 α′/β PB 处没有与错位位错相关的额外平面，以及使用 (011)β 和 (0110)α&#39; 衍射点的 IFFT 显微照片。(a3) 中的插图是相应的 FFT 模式。(a5) 高倍率HAADF-STEM 显微照片显示了传统的“平台-壁架”界面结构，如白色虚线所示。(b1-b2) α′ 和 β 纳米片层的元素分配和组成的 APT 表征。(c) WQ 样品中 α′和 β 片层厚度的统计分布。(d) 目前 Ti-Cr-Zr-Al 合金和其他报道的马氏体 Ti 合金的屈服强度与 α′厚度的关系，包括 Ti-4Mo、Ti-5Al-3Mo-1.5V、TC4 （原β晶粒）、Ti-V-(Al,Sn)系列、Ti-V-Sn系列、TC4传统工艺（α+α′和全α′）、TC4 SLM (α′)、TC4 EBM (α′)和 TC4 SLM (β + α′)。

图 3. 400AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的微观结构特征。(a1) BF-TEM 显示了 α_p 和 α′_dec 相。(a2) β-transus 显微结构的 SAED 图形显示了三种马氏体变体。(a3) HR-TEM 图像显示了 α′ 马氏体内部的 β 纳米粒子。(a4）400AC 样品中 β 层厚度的统计分布。(b1-b2）对400AC 样品的元素分配和成分进行的 APT 分析显示，α′位错马氏体中富含钙的 β 纳米粒子，如黑色箭头所示。

图 4. 500AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的微观结构特征。(a) DF-TEM 图像显示了大量次级 α，用橙色箭头表示。(b1-b2）BF-TEM 和相应的DF-TEM 图像显示在分解的 α′ 片层中新形成的 α_s和 β 纳米颗粒。还提供了相应的铬元素 EDS（插图）。(c1) BF-TEM 图像显示了 500℃ 回火后的β-横截面微观结构。(c2）相应的DF-TEM 图像显示了先前的 β 分裂 β 二维小板和纳米级 β 颗粒。(c3）相应的 EDS 图谱显示了 Ti、Al、Cr 和 Zr 的分布以及白色箭头所示的贫化 Cr 区。(c4-c5）显示了（c1）中标记线的EDS 线分析。(c6）500AC 样品中 β 颗粒直径的统计分布。(c7) HR-TEM 图像显示了具有显著晶格应变的过渡区域。(c8) HR-TEM 图像显示过渡区内出现了新的α_s 相，α_s/β 与 BOR 的界面上出现了一些错配位错。

图 5. 700AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-2.5Al 合金的微观结构特征。(a) HAADF-STEM 图像显示了 β 和 α_s 纳米薄片。(b) EDS 图显示了 Cr、Al、Ti 和 Zr 的分布。(c) TEM-EDS 沿 a 中白线线扫描获得的 Cr、Al、Ti 和 Zr 浓度分布图。(d-e) 700AC 样品中 α_s 和 β 薄片厚度的统计分布。

图 6. 本研究的Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的室温机械性能。(a) 本研究的钛合金在不同状态下的工程应力-应变曲线。(b) 本钛合金的屈服强度与总伸长率的对比，以及迄今为止报道的其他马氏体α'和回火马氏体α′钛合金的屈服强度与总伸长率的对比。马氏体 α′ Ti 合金：包括 Ti-4Mo、Ti-5Al-3Mo-1.5V、Ti-V-（Al，Sn）系列、Ti-V-Sn 系列、Ti-4.5Al-（2.0-2.5）Fe-0.25Si、TC4（不同先β晶粒尺寸）和 TC4-SLM (α′) 系列；回火马氏体 α′ Ti 合金（包括部分分解 α′ 相或完全分解 α′ 相）：TC4-SEBM、TC4-MA、TC4-传统工艺、TC4-STA、TC4-SLM（α+β）、TC4-SLM（片状α+β）、TC4-EBM（α′+β回火）和TC4-EBM 及 TC4-EDE、TC4-SLM（作为 HIP′ ed）。(c) 本研究的钛合金与其他已报道的强α′/β钛合金的比屈服强度与原材料成本的比较。

图 7. 钛-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金的断裂特性。(a) WQ 样品的真实应力-应变曲线显示了断裂功的计算结果。(b) 本研究的钛合金的断裂功与屈服强度的比较，以及已报道的可蜕变钛合金的断裂功与屈服强度的比较。(c) 目前的 Ti-Cr-Zr-Al 合金在不同热处理条件下的 J- 积分断裂抗力曲线。J-R 曲线由单边弯曲试样测得。(d) 本研究的合金与其他典型 α+β Ti 合金（包括 TC4 系列：（TC4-ELI 和TC4-F）和 TC4-DT、TC4-xFe（x = 0.1、0.3、0.5、0.7、0.9）、TC4（Widmanstätten、等轴和双峰结构）和 Ti-Al 系列：（Ti-6Al-2Mo-2Cr、Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe、Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe、Ti-7Al-4Mo、Ti-6Al-6V-2Sn、Ti-6Al-2Zr-2Sn-2Mo-1.5Cr-2Nb、Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Mo-2Cr-0.25Si 和Ti-5Al-2.5Fe)，以及可转移的 β Ti 合金，包括Ti-10V-2Fe-3Al、Ti-5Al-4Zr-8Mo-7V、Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr、Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si、Ti-5Al-3Mo-3V-2Zr-2Cr-1Nb-1Fe、（Ti-6Al-2Sn-3Mo-1Cr-2Zr-2Nb、Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe、Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al和Ti-3Al-5Mo-5V-2Cr）以及（Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn-2Zr、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo和Ti-2.5Al-12V-2Sn-6Zr)

图 8. 不同状态下Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的断裂特征。(a1) WQ 样品断裂表面的扫描电镜显微照片。(a1) 中的插图是断裂表面的放大图像，其中有大量凹陷。(a2）断裂表面的 SEM 图像显示了 α_p/β 和 α′/β PB 处的空隙。(a3）断裂表面的 SEM 图像显示裂纹沿 α_p/β 和 α′/β PB 扩展/偏转。(b1）400AC 样品断裂面的 SEM 显微照片。(b1) 中的插图是断裂表面的放大图像，显示出大量凹陷。(b2）断裂表面的扫描电镜图像显示了α_p/β 和 α′_dec/β PB 处的空隙。(b3) 扫描电镜图像显示了裂纹沿 α_p/β 和 α′_dec/β PB 的扩展/变形。(c1) 500AC 样品断裂面的扫描电镜显微照片。(c1)中的插图是断裂表面的放大图像，显示出跨晶裂纹状特征。(c2) 扫描电镜图像显示，宏观劈裂面实际上是由不连续的微空洞（橙色箭头）和非常细的凹槽（白色虚线）组成。(c3) α_p/β 和 α′_dec/β PB处存在空隙的相应次表面显示，即使在相当靠近空隙的位置，也无法辨别塑性变形痕迹（空隙扩展或裂纹偏转）。

图 9. WQ 和 500AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的变形亚结构。(a1-a4) 变形量为 3.2 % 的WQ 样品。(a1-a2) WQ 样品中位错的两束条件分析。位错由α′/β PB 沿α′薄片内的基底（0002）滑移系统发出，黄色破折号线表示。(a1) 中方框区域的进一步放大显微照片显示了 PB 的滑移传输事件，通过粉红色箭头突出显示。(a3-a4）HR-TEM 和相应的IFFT 图像显示了 α′/β PB 处的几个 RID，验证了位错传输活动，RID 用黄色符号"⊥"标记。(b1-b3）WQ 样品变形了 6.1%。(b1) TEM 图像显示，α′薄片内部的位错密度和位错相互作用（黄色箭头）较高。除了 (0002) 滑移系统外，许多差排还从相干的 PB 中成核，如橙色箭头所示。b1）中的插图是相应的选区电子衍射（SAED）图。(b2-b3）HR-TEM 和相应的IFFT 图像显示了 PB 上更多的 RID。(c1-c2）断裂应变时 500AC 样品中位错的两束条件分析。只有沿（0002）平面的滑移带被激活。

本研究通过马氏体转变成功设计出了具有高密度有序相干 α′/β PBs 的超高比强度和大延展性 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金。高密度的纳米马氏体厚度最薄处仅为∼22 nm，可在 400 °C下稳定，这使得目前这种具有成本效益的钛合金具有超高强度和韧性，断裂韧性极佳。通过纳米马氏体工程设计的分层有序相干 PB 策略不仅克服了传统钛合金中微米级 PB 密度低的缺点，还为合金的可持续和自硬能力提供了足够的位错源和障碍，从而实现了超高强度和韧性的结合。此外，本研究预计这种设计策略将适用于其他可代谢合金，如传统钢材和新兴的多组分合金，以实现超高强度、高延展性和卓越的韧性。