西交大孙军院士团队Nature commun: 亚稳β钛合金强韧化取得重要进展

一、导读

长期以来，如何突破材料的强塑性是材料学界的重大难题。一般来说，塑性变形主要通过位错滑移进行，当位错累积到一定程度时，激发TWIP/TRIP效应则可使合金获得较大的延展性。到目前为止，有两种典型策略可以提高合金的强度，一种是让变形机理从应力诱发马氏体向孪晶或者位错滑移进行；另外一种是构建异质结构。促使变形机制从位错滑移向应力诱发马氏体或者孪晶转变是同时提高材料屈服强度和延性的关键，但是如何实现这一设计理念在很多材料中都充满挑战性。引入多重功能第二相粒子，实现这种变形机制的有序转变则将极大的优化材料的强度和塑性。

二、成果掠影

近日，来自西安交通大学的孙军院士，张金钰教授团队自主设计了Ti-1Al-8.5Mo-2.8Cr-2.7Zr (wt%)亚稳钛合金，提出了一种与众不同的结构设计策略，即少量的多形态硬质-塑性α纳米析出相分布于亚稳态软相β基体的新型异质叠层结构，明显不同于以往大量的亚稳态软相镶嵌在硬相基体中的层状化设计。这种独特的纳米析出相与层状化设计相结合的微观组织优势在于：叠层结构极大的提升了亚稳态β基体的马氏体相变启动应力，使得原本在高应力下启动的位错滑移机制在低应变下得以出现，从而显著提升了合金的屈服强度，同时持续提高的加工硬化能力和应力水平使得马氏体相变又能够在高应变下发生，成功实现了ODP与TRIP在塑性变形过程中的“无缝衔接”。团队采用循环热轧和短时固溶工艺克服了亚稳态β钛合金晶粒易粗化的弊端，通过改变循环次数，实现了纳米析出相晶内与界面的双态分布和软相β层厚（0.3~3.2μm）的灵活控制，使得变形机制在临界层厚尺寸~0.8μm发生转变。合金中硬质-塑性α纳米析出相不仅作为强化相用来提升材料的强度，还作为应力集中源在高应力下激活亚稳态基体的马氏体相变实现TRIP效应增加延性，同时在变形后期这些纳米析出相可触发界面分层增韧机制以增加材料的断裂韧性，即这些α纳米析出具有增强、增塑和增韧三重功能。因此，通过调控基体层厚尺寸与硬质-塑性纳米析出相的分布，精准控制了TRIP和ODP的启动次序，即在变形初始的低应变下首先激活ODP，并在随后的大应变下激活TRIP，实现了亚稳钛合金形变-相变机制的协同耦合作用，使合金屈服强度提升一倍而不损失其均匀塑性。这种结合层状亚稳结构和三功能纳米沉淀物的策略所实现的理想力学性能为设计具有高韧性的超强和延展性材料提供了一种有效的范例，并为设计先进钛合金和其它具有类似特性的金属结构材料提供了新的思路。相关成果以“Trifunctional nanoprecipitates ductilize and toughen a strong laminated metastable titanium alloy”为题发表在国际著名期刊Nature Communications期刊上。

三、核心创新点

在亚稳β钛合金中提出一种少量的多形态硬质-塑性α纳米析出相分布于亚稳态软相β基体的新型异质叠层结构；

四、数据概览

图1 HLS-0.43和HLS-1.2 β-钛合金的初始塑性变形阶段激活的变形机制；a-c HLS-0.43 β-Ti合金。a在应变= 0时，明场场TEM (BF-TEM)图像显示出层状结构和多相结构。b1-b2,在应变= 0.02时，α/β界面产生位错，并在相反的界面上堆积，β层中没有观察到应变诱发马氏体(SIM)。c1, 在应变= 0.04时，BF-TEM图像显示在α/β界面和β层内α晶粒附近有SIM带形核; c2, c1的DF-TEM图像。插图为c2中对应的HR-TEM图像，显示了α″/β界面。d-g HLS-1.2 β-Ti合金；d, 未变形HLS-0.43 β-Ti合金的BF-TEM图像；e1-e2, IPF和相应的SEM图显示了SIM的激活。f1典型的DF-TEM图像显示了从α/β界面开始的SIM。g1,应变= 0.04时，BF-TEM图像显示两个SIM条带被激活; g2, SAED花样。h变形过程中两种不同β层厚度样品的变形机制演化示意图。i应变= 0.02时β-层的变形机制ODP和SIM激活直方图。© 2023 The Authors

图2 EGS-61 β-钛合金塑性变形初期的变形机理。在应变= 0时，a IPF图; b KAM图; c在应变= 0.02时，IPF图像显示的板状变形带被识别为SIM α″；e典型的BF-TEM图像显示，变形的EGS-61样品中激活了一个宽度约为150 nm的SIM带; f SAED花样；h HR-TEM图像显示β/α″界面，如白线所示。© 2023 The Authors

图3 β-Ti合金的力学响应。a工程应力-应变曲线。b不同β层厚度的β-钛合金的屈服强度/抗拉强度；c本文的β-Ti合金的屈服强度和均匀伸长率与报道的亚稳态β-Ti合金的比较。© 2023 The Authors

图4 β-Ti合金的断裂性能。a HLS-0.43和EGS-61 β-Ti合金的真应力-应变曲线。红色和蓝色区域分别代表估算塑性功和断裂功的积分。b断裂功与真实均匀应变的比较；c断裂功与亚稳态β-钛合金的屈服强度的比较；© 2023 The Authors

图5 HLS-0.43 β-Ti合金断裂行为及断裂机理；a HLS-0.43 β-Ti合金断口形貌。a1断口表面的显示大量的韧窝。b SEM图像显示这些裂纹最初在α/β层界面处成核。c断裂后HLS-0.43试样沿轧制方向的SEM图像。c1-c2 SEM和相应的EBSD图像显示ε = 0时未变形α纳米沉淀的构型。c3 SEM图像显示，裂纹在ε = 0.26时沿α/β界面萌生和扩展；c4 裂纹在ε = 0.32时通过α晶粒纳米沉淀，c5界面在ε = 0.36时分层。d HLS-0.43 β-钛合金在均匀延伸后的断裂过程示意图，包括裂纹偏转和α纳米沉淀引起的裂纹分支和界面分层。© 2023 The Authors

图6 HLS-0.43β-Ti合金多阶段加工硬化行为及其机理；a HLS-0.43 β-Ti合金具有代表性的加工硬化速率曲线。b马氏体厚度与真应变的关系，在ε = 0.08应变时，马氏体具有最大厚度。随着ε的增大，马氏体刚成核，可以长大到较大的厚度; 应变超过0.08时，马氏体相互作用，导致微观结构的细化和纳米马氏体的形成/成核。c - g HLS-0.43 β-Ti合金的TEM图像显示了多阶段加工硬化机制:c位错-界面相互作用，ε = 0.02;d SIM在α/β界面/边界处成核，ε = 0.04;e SIM从α/β界面成核并扩展，ε = 0.08;f大量SIM相互作用导致亚微米马氏体板细化，ε = 0.15;g SIM相互作用和纳米马氏体-位错相互作用，ε = 0.19。© 2023 The Authors

五、成果启示

新型异质叠层结构设计策略为开发高性能亚稳态β钛合金提供了一种有效的范例，并为设计先进钛合金和其它具有类似特性的金属结构材料提供了新的思路。

论文详情：https://doi.org/10.1038/s41467-023-37155-y

本文由虚谷纳物供稿；