晶界（GB）和相界（PB）是金屬晶體中的平面不連續性，可有效調節多晶合金的強度和韌性，而強度和韌性通常是相互排斥的兩個關鍵屬性。因此，GB工程，如調節GBs/PBs 的數量或排列，被廣泛用于設計超強、超韌的輕質合金，如鈦（Ti）合金。然而，鈦合金所能達到的微結構細度和類型是有限的，因為一旦暴露在熱負荷下，其晶粒就會迅速粗化。因此，這些具有相對較高 GB 能量的晶體界面的高流動性限制了 GB 相關性能的進一步提高。通過密集分散的 α 納米沉淀強化的高強度雙相鈦合金面臨著強度-韌性權衡的困境，因為以位錯堆積形式存在的半相干 α/β PB 的應變（幾何）不相容性會導致嚴重的斷裂應力集中，從而降低材料的延展性和韌性。一旦移動位錯穿過高能 α/β PBs（形成位錯通道），鈦合金中一般會出現應變局部化，并伴有應變軟化行為。因此，如何設計微觀結構，特別是 PB，以同時提高雙相鈦合金的強度和韌性，是一項巨大的挑戰。

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

為了獲得超強、超韌的鈦合金，本研究基于 "d 電子理論"，根據 β 穩定劑 Cr 的含量來調整 β 基體的穩定性，以創建具有分層相干 α′/β 界面的自組裝有序納米金剛砂。這種成分設計旨在確保經過簡便的水淬工藝（WQ）后，可生成厚度 λ < 50 nm 的硬位錯結構 α′ 納米敏化劑，而非軟 α′′ 相。除了降低合金成本外，選擇 Al、Cr 和 Zr 元素作為合金元素主要是為了提高 Ti 合金的強度和耐腐蝕性，并具有良好的熱穩定性。經過精心調整合金成分，使鉻含量從1.8 到 3.8 wt.%，獲得了具有超高比強度和超強韌性的低成本、韌性 α′ 納米馬氏體 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al (wt.%) 合金。

圖 1. Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金的熱機械加工方案，以及顯示微觀結構演變的示意圖。顯示不同階段微觀結構特征的 Ti-2.8Cr-4.5Zr-2.5Al 合金透射電子顯微鏡（TEM）圖像。

圖 2. WQ Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金的顯微組織特征。(a1) 暗視野透射電子顯微鏡 (DF-TEM) 圖像和示意圖顯示了由 β 和 α′片層組成的β-transus 微觀結構。示意圖顯示了分級有序α′-馬氏體組織的顯微組織。(a2) 相應的選區電子 (SAED) 圖案顯示了三種馬氏體變體。(a3-a4) 低倍率 HAADF-STEM 和相應的 IFFT 顯微照片顯示，在 α′/β PB 處沒有與錯位位錯相關的額外平面，以及使用 (011)β 和 (0110)α&#39; 衍射點的 IFFT 顯微照片。(a3) 中的插圖是相應的 FFT 模式。(a5) 高倍率HAADF-STEM 顯微照片顯示了傳統的“平臺-壁架”界面結構，如白色虛線所示。(b1-b2) α′ 和 β 納米片層的元素分配和組成的 APT 表征。(c) WQ 樣品中 α′和 β 片層厚度的統計分布。(d) 目前 Ti-Cr-Zr-Al 合金和其他報道的馬氏體 Ti 合金的屈服強度與 α′厚度的關系，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傳統工藝（α+α′和全α′）、TC4 SLM (α′)、TC4 EBM (α′)和 TC4 SLM (β + α′)。

圖 3. 400AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的微觀結構特征。(a1) BF-TEM 顯示了 α_p 和 α′_dec 相。(a2) β-transus 顯微結構的 SAED 圖形顯示了三種馬氏體變體。(a3) HR-TEM 圖像顯示了 α′ 馬氏體內部的 β 納米粒子。(a4）400AC 樣品中 β 層厚度的統計分布。(b1-b2）對400AC 樣品的元素分配和成分進行的 APT 分析顯示，α′位錯馬氏體中富含鈣的 β 納米粒子，如黑色箭頭所示。

圖 4. 500AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的微觀結構特征。(a) DF-TEM 圖像顯示了大量次級 α，用橙色箭頭表示。(b1-b2）BF-TEM 和相應的DF-TEM 圖像顯示在分解的 α′ 片層中新形成的 α_s和 β 納米顆粒。還提供了相應的鉻元素 EDS（插圖）。(c1) BF-TEM 圖像顯示了 500℃ 回火后的β-橫截面微觀結構。(c2）相應的DF-TEM 圖像顯示了先前的 β 分裂 β 二維小板和納米級 β 顆粒。(c3）相應的 EDS 圖譜顯示了 Ti、Al、Cr 和 Zr 的分布以及白色箭頭所示的貧化 Cr 區。(c4-c5）顯示了（c1）中標記線的EDS 線分析。(c6）500AC 樣品中 β 顆粒直徑的統計分布。(c7) HR-TEM 圖像顯示了具有顯著晶格應變的過渡區域。(c8) HR-TEM 圖像顯示過渡區內出現了新的α_s 相，α_s/β 與 BOR 的界面上出現了一些錯配位錯。

圖 5. 700AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-2.5Al 合金的微觀結構特征。(a) HAADF-STEM 圖像顯示了 β 和 α_s 納米薄片。(b) EDS 圖顯示了 Cr、Al、Ti 和 Zr 的分布。(c) TEM-EDS 沿 a 中白線線掃描獲得的 Cr、Al、Ti 和 Zr 濃度分布圖。(d-e) 700AC 樣品中 α_s 和 β 薄片厚度的統計分布。

圖 6. 本研究的Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的室溫機械性能。(a) 本研究的鈦合金在不同狀態下的工程應力-應變曲線。(b) 本鈦合金的屈服強度與總伸長率的對比，以及迄今為止報道的其他馬氏體α'和回火馬氏體α′鈦合金的屈服強度與總伸長率的對比。馬氏體 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；回火馬氏體 α′ Ti 合金（包括部分分解 α′ 相或完全分解 α′ 相）：TC4-SEBM、TC4-MA、TC4-傳統工藝、TC4-STA、TC4-SLM（α+β）、TC4-SLM（片狀α+β）、TC4-EBM（α′+β回火）和TC4-EBM 及 TC4-EDE、TC4-SLM（作為 HIP′ ed）。(c) 本研究的鈦合金與其他已報道的強α′/β鈦合金的比屈服強度與原材料成本的比較。

圖 7. 鈦-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金的斷裂特性。(a) WQ 樣品的真實應力-應變曲線顯示了斷裂功的計算結果。(b) 本研究的鈦合金的斷裂功與屈服強度的比較，以及已報道的可蛻變鈦合金的斷裂功與屈服強度的比較。(c) 目前的 Ti-Cr-Zr-Al 合金在不同熱處理條件下的 J- 積分斷裂抗力曲線。J-R 曲線由單邊彎曲試樣測得。(d) 本研究的合金與其他典型 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、等軸和雙峰結構）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)，以及可轉移的 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)

圖 8. 不同狀態下Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的斷裂特征。(a1) WQ 樣品斷裂表面的掃描電鏡顯微照片。(a1) 中的插圖是斷裂表面的放大圖像，其中有大量凹陷。(a2）斷裂表面的 SEM 圖像顯示了 α_p/β 和 α′/β PB 處的空隙。(a3）斷裂表面的 SEM 圖像顯示裂紋沿 α_p/β 和 α′/β PB 擴展/偏轉。(b1）400AC 樣品斷裂面的 SEM 顯微照片。(b1) 中的插圖是斷裂表面的放大圖像，顯示出大量凹陷。(b2）斷裂表面的掃描電鏡圖像顯示了α_p/β 和 α′_dec/β PB 處的空隙。(b3) 掃描電鏡圖像顯示了裂紋沿 α_p/β 和 α′_dec/β PB 的擴展/變形。(c1) 500AC 樣品斷裂面的掃描電鏡顯微照片。(c1)中的插圖是斷裂表面的放大圖像，顯示出跨晶裂紋狀特征。(c2) 掃描電鏡圖像顯示，宏觀劈裂面實際上是由不連續的微空洞（橙色箭頭）和非常細的凹槽（白色虛線）組成。(c3) α_p/β 和 α′_dec/β PB處存在空隙的相應次表面顯示，即使在相當靠近空隙的位置，也無法辨別塑性變形痕跡（空隙擴展或裂紋偏轉）。

圖 9. WQ 和 500AC Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金的變形亞結構。(a1-a4) 變形量為 3.2 % 的WQ 樣品。(a1-a2) WQ 樣品中位錯的兩束條件分析。位錯由α′/β PB 沿α′薄片內的基底（0002）滑移系統發出，黃色破折號線表示。(a1) 中方框區域的進一步放大顯微照片顯示了 PB 的滑移傳輸事件，通過粉紅色箭頭突出顯示。(a3-a4）HR-TEM 和相應的IFFT 圖像顯示了 α′/β PB 處的幾個 RID，驗證了位錯傳輸活動，RID 用黃色符號"⊥"標記。(b1-b3）WQ 樣品變形了 6.1%。(b1) TEM 圖像顯示，α′薄片內部的位錯密度和位錯相互作用（黃色箭頭）較高。除了 (0002) 滑移系統外，許多差排還從相干的 PB 中成核，如橙色箭頭所示。b1）中的插圖是相應的選區電子衍射（SAED）圖。(b2-b3）HR-TEM 和相應的IFFT 圖像顯示了 PB 上更多的 RID。(c1-c2）斷裂應變時 500AC 樣品中位錯的兩束條件分析。只有沿（0002）平面的滑移帶被激活。

本研究通過馬氏體轉變成功設計出了具有高密度有序相干 α′/β PBs 的超高比強度和大延展性 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al 合金。高密度的納米馬氏體厚度最薄處僅為∼22 nm，可在 400 °C下穩定，這使得目前這種具有成本效益的鈦合金具有超高強度和韌性，斷裂韌性極佳。通過納米馬氏體工程設計的分層有序相干 PB 策略不僅克服了傳統鈦合金中微米級 PB 密度低的缺點，還為合金的可持續和自硬能力提供了足夠的位錯源和障礙，從而實現了超高強度和韌性的結合。此外，本研究預計這種設計策略將適用于其他可代謝合金，如傳統鋼材和新興的多組分合金，以實現超高強度、高延展性和卓越的韌性。