Acta Mater.：半固态烧结法制备具有超细层片共晶组织的双尺度结构钛合金

【引言】

制备高强韧钛合金一直都是研究者们的科研追求。通常来说，同成分的细晶材料具有比粗晶材料更高的强度。然而，由于细小晶粒内有限的加工硬化和位错储存能力，使具有纳米和超细晶结构的金属材料一般都呈现出较低的塑性。目前，最常用的解决办法是引入多尺度组织，通过大幅提升引入区域的位错运动来实现强韧化目的。现今，据文献报道，已有多种制备方法可用来制备双尺度或多尺度的微观结构，比如伴随有快速凝固的传统半固态加工方法，塑性变形和热处理诱发的再结晶化，不同晶粒尺寸粉末的混合烧结方法等。

本文通过基于共晶转变的半固态烧结法制备出(Ti_100-x-yFe_xCo_y)₈₂Nb_12.2Al_5.8双尺度结构钛合金。该双尺度结构钛合金具有超高压缩屈服强度和较大的塑性应变。综合性能优于目前文献报道的双尺度结构钛合金。

本研究提出的基于共晶转变的半固态烧结技术及其组织性能的调控理念，为制备高强韧新型双尺度结构钛合金提供了一条新途径。

【成果简介】

近日，华南理工大学杨超教授、博士研究生康利梅、美国加利福尼亚大学E.J. Lavernia教授在Acta Materialia上在线发表一篇名为“Bimodal titanium alloys with ultrafine lamellar eutectic structure fabricated by semi-solid sintering”的文章。文中介绍了一种合成(Ti_100-x-yFe_xCo_y)₈₂Nb_12.2Al_5.8双尺度钛合金的新方法，且对其潜在微观结构的演变和力学性能的调控提供了基本解释。研究人员通过在基于共晶转变的半固态烧结过程中，筛选特定尺度的相和组织，从而成功获得新型双尺度微观结构。其中，制成的(Ti_63.5Fe_26.5Co₁₀)₈₂Nb_12.2Al_5.8双尺度钛合金具有2050MPa的超高压缩屈服强度和19.7%压缩塑性应变，超过了同等材料已报道过的相应数值。与前期研究结果（Scientific Reports 6 (2016) 23467 (1-7)）相比，该论文深入阐释了组织性能调控关系与高强韧的晶体学机理。

【图文导读】

表1. 通过铜模吸铸、粉末固态烧结和半固态烧结制备的相同成分的三种合金的压缩试验数据（σ_y屈服应力，ε_e弹性应变，σ_max极限应力，ε_p塑性应变）

表2. 对于半固态烧结法制备的超细层片共晶基体，经15%压缩应变前后，其中层状bcc Ti(Fe，Co)和 bcc β-Ti相界面间错配度因子的计算参数

图1. 三种球磨态非晶粉末的DSC曲线和原位XRD图谱

（a）三种球磨态非晶粉末的DSC曲线。合金粉末A和B呈现出两个吸热峰值温度，分别为1080℃，1200℃和1100℃，1215℃。而合金粉末C展现出一个吸热峰值温度，为1060℃。

（b）球磨态合金粉末A的原位XRD图。可以看出球磨粉末从非晶态逐渐晶化为三相β-Ti，Ti（Fe，Co）和Ti2（Co，Fe）。1080℃保温5分钟后，β-Ti衍射峰逐渐减小，而Ti（Fe，Co）相的衍射峰逐渐平滑并减小，说明两者发生共晶转变转变成液相，且残余有部分β-Ti。

（c）球磨态合金粉末B的原位XRD图。可以看出球磨粉末从非晶态也逐渐晶化为三相β-Ti，Ti（Fe，Co）和Ti2（Co，Fe）。经1100℃保温5分钟后，β-Ti和Ti（Fe，Co）相的衍射峰逐渐宽泛化，并减小直至消失，说明这两相发生了完整的共晶反应，并转变成液相。

（d）球磨态合金粉末C的原位XRD图。可以看出球磨粉末从非晶态逐渐晶化为两相Ti2（Co，Fe）和β-Ti。经1060℃保温后，只有Ti2（Co，Fe）衍射峰逐渐宽泛平滑并消失。说明其发生了单相熔化现象。

图2. （a）三种半固态烧结合金的XRD图谱，（b-d）用铜模吸铸、粉末固态烧结、半固态烧结制成合金的SEM微观结构

（a）三种成分粉末经半固态烧结制备合金的XRD图。其中，单独对比了A成分经900℃固态烧结、1080℃半固态烧结、铜模吸铸法制备的合金组成相。表明，固态烧结和半固态烧结由相同的三个相组成，而铸造样品有两个组成相。

（b）铜模吸铸法制备合金A的扫描电镜下微观组织。微观组织由超细层状共晶(β-Ti + Ti(Fe, Co))和粗晶（β-Ti）组成。

（c）粉末固态烧结制备合金A的扫描电镜下微观组织。其在900℃固态烧结形成的典型超细晶组织。

（d）半固态烧结法制备合金A的扫描电镜下微观组织。其为双尺度微观结构。微观组织有 (β-Ti + Ti(Fe, Co))微米级层状共晶基体和残余的bcc β-Ti粗晶相，及周围的fcc Ti2(Co, Fe)粗晶。

（e）半固态烧结法制备合金B的扫描电镜下微观组织。微观结构为β-Ti和Ti（Fe，Co）交替分布的超细层状共晶基体包围微米级的Ti2(Co, Fe)。

（f）半固态烧结法制备合金C的扫描电镜下微观组织。微观组织为连续的网格状结构。

图3. TEM显微照片

（a）半固态烧结法制备合金A的透射电镜显微图片。表明，共晶转变优先发生于晶界处。

（b）半固态烧结法制备合金B微观结构中层片基体的透射电镜显微图片。

（c）半固态烧结法制备合金B微观结构中超细晶β-Ti 和B2超结构Ti(Fe, Co)层片相界面的傅里叶变换图形。

（d）半固态烧结法制备合金B微观结构中层片状共晶基体的相应SAED（选区电子衍射）图案。表明，β-Ti 和Ti(Fe, Co)层片间为完全共格关系。

（e）半固态烧结法制备合金C的TEM显微照片。Ti2(Co, Fe)析出于β-Ti相界。

（f）半固态烧结合金C的相应SAED（选区电子衍射）图案。

图4. 三种半固态烧结制备合金的压缩和拉伸应力-应变曲线

（a）三种半固态烧结制备合金的压缩工程应力-应变曲线。插图为A成分合金经900℃固态烧结、1080℃半固态烧结、铜模吸铸法制备块体合金的压缩工程应力-应变曲线。

（b）迄今报道的有代表性的双尺度结构钛合金的压缩屈服应力和塑性形变与本研究成果的比较。

（c）三种半固态烧结制备合金的拉伸应力-应变曲线，插图为拉伸试样尺寸图。

图5. 经15%压缩应变后的半固态烧结合金B试样的TEM和SEM分析

（a）透射电镜图片。与传统的延性相β-Ti相比，Ti(Fe, Co)相中存在更高密度的位错堆积。

（b）超细晶β-Ti和Ti(Fe, Co)薄片的相应傅里叶转换图案。表明，B2超结构的Ti(Fe, Co)相形变后出现大量位错。

（c）B2 Ti(Fe, Co), bcc β-Ti和fcc Ti2(Co, Fe)的SAED图案。

（d）和（e）为经15%压缩应变后样品在扫描电镜下的表面形态。表明，经15%的压缩应变后，大部分应力被逐渐破碎的Ti2(Co, Fe)相吸收，而共晶基体只发生了拉长，扭曲，移位等现象。

（f）断口形貌。发现层片界面存在大量的塑形撕裂棱，这再次验证了共晶基体层片间共格界面的稳定强化作用。

图6. 在半固态烧结过程中球磨态非晶粉末致密化过程及所得双尺度微观组织演化的示意图

在半固态烧结过程中，非晶态合金粉末B的微观组织演变。

1阶段，温度低于380℃，粉末颗粒重排；

2阶段，温度介于380℃和760℃间，非晶态粉末的致密化和晶化；

3阶段，温度介于760℃和1050℃间，晶化后晶相晶粒的长大，1045℃，形成超细等轴晶；

4阶段，温度介于1050℃和1100℃间，液相形成，此时烧结体为半固态；

5阶段，温度低于1100℃，半固态烧结体冷却，双尺度微观结构形成。

图7. 经15%压缩应变前后的半固态烧结合金B试样的超细晶Ti(Fe, Co)和β-Ti层片相界间的SAED图谱

（a）在施加15%压缩应变之前

（b）在施加15%压缩应变之后

（c）在施加15％压缩应变前，（110）β-Ti //（110）Ti（Fe，Co）之间的取向关系表示Ti（Fe，Co）和β-Ti相界面位向关系的示意图 。

（d）在施加15％压缩应变前后，（110）β-Ti //（110）Ti（Fe，Co）的取向关系近似趋于稳态示意图。

图8. 经半固态烧结法制备的合金B，其层片共晶基体中B2 超结构的 Ti(Fe, Co) 15%压缩应变前后的HRTEM（高分辨率透射电镜）图片的傅里叶转换图及其超位错的萌生及分解原理图

（a）在施加15%压缩应变之前，半固态烧结制备的双尺度合金B的HRTEM图片的傅里叶转换图案。

（b）B2超结构中守恒APB之一（反相畴界）示意图。

（c）B2超结构非非守恒APB示意图。

（d）在施加15%压缩应变之后，半固态烧结制备的双尺度合金B的HRTEM图片的傅里叶转换图案。表明在B2超结构Ti(Fe, Co)中形成了超晶格位错。

（e）B2超结构Ti(Fe, Co)中，超晶格位错<111>的分解示意图。

（f）B2超结构的Ti（Fe，Co）晶格密排面（110）的原子排列示意图。

【小结】

文章中提出了一种新的材料制备方法，主要基于β-Ti 和Ti（Fe，Co）的共晶反应，通过调节Fe和Co含量控制晶相种类及其含量比例，制备出具有新型微观组织的(Ti_100-x-yFe_xCo_y)₈₂Nb_12.2Al_5.8结构钛合金。其中，优化后的(Ti_63.5Fe_26.5Co₁₀)₈₂Nb_12.2Al_5.8合金具有双尺度微观结构，超细晶bcc β-Ti和bcc B2 Ti(Fe, Co)构成的层片共晶基体包围微米等轴晶Ti2(Co, Fe)第二相。通过微观结构观察和分析表明(Ti_63.5Fe_26.5Co₁₀)₈₂Nb_12.2Al_5.8合金中超细β-Ti和Ti(Fe, Co)层片相界为完全共格关系，取向关系为（110）β-Ti //（110）Ti（Fe，Co）, （200）β-Ti //（100）Ti（Fe，Co），（1ī0）β-Ti //（1ī0）Ti（Fe，Co）。该双尺度结构钛合金拥有如此突出的屈服强度和塑性主要是因为Ti(Fe, Co)层片中萌生的高密度位错被层片相界分支，阻碍及层片间极具稳定作用的共格界面强化所致。同时，研究人员还发现，除了传统概念里单一延性相β-Ti ，本研究中B2有序超结构Ti（Fe，Co）层片因其特殊的位错萌生及分解原理，对合金的强韧化起着良好的辅助作用。

文献链接：Bimodal titanium alloys with ultrafine lamellar eutectic structure fabricated by semi-solid sintering（Acta Materialia, 132 (2017) 491–502）

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