Advanced Science | 双阵列纳米结构调控的高性能亚稳 β 钛合金
文章导读
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工程金属易在高温下发生灾难性失效，厘清塑性变形规律与强塑权衡调控机制，是研发高温高性能钛合金的关键。在本研究中，Ti-15.1Mo-3.1Nb-2.77Al-0.21Si 亚稳 β 钛合金，在 500℃下展现出优异的反常力学性能：极限抗拉强度 863 MPa、总延伸率 78.3%，且加工硬化率持续保持 2000~3100 MPa。该研究证实，动态析出形成独特双阵列纳米结构的 α 相，为高温高性能亚稳 β 钛合金的研发开辟了新方向。
文章封面 部分截图
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部分内容 图文讲解
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本文通过 EBSD、TEM表征揭示该钛合金的初始组织为全再结晶、低位错密度的 β 单相等轴晶，且无 ω 相析出；热力学计算表明 α 相形核驱动力随温度降低而增大，但低温下原子扩散慢，晶核难以短时间长大，500 ℃是其扩散动力学的关键节点；同时明确了合金化元素的分布规律 ：Al 富集于 α 相（HCP）、Mo/Nb 主要留存在 β 相（BCC），且 Mo/Nb 因在 α/β 相界偏聚，会成为 α 相长大的阻碍。
图 1 β-21S 合金初始组织、相变热力学计算及高温力学性能：a）拉伸前 β 相反极图（IPF），b）几何必需位错（GNDs）密度图及一维特征曲线，c）[110] BCC 晶带轴下 TEM 明场（BF）像，d）亚稳 β 基体中 α 相析出形核驱动力计算，e）各元素 10 min（拉伸预估时长）扩散距离 - 温度关系，f）300~600 ℃ HCP 相成分计算结果。
该亚稳 β 钛合金在 500 ℃高温下展现出高强度与超高塑性兼具的反常优异力学性能，核心支撑为该温度下钛合金中未见报道的持续高加工硬化率；与同温度下其他高温钛合金相比，该合金在 800~900 MPa 高强度区间实现了约 3 倍的延伸率提升，强塑协同性远超同类，比强度相关性能也优于其他高温合金；且经 500 ℃下约 47% 预应变处理后，合金再次加载仍能保持高强度与一定塑性的良好匹配。
图 2 钛合金力学性能：a）300~600 ℃工程应力 - 应变曲线，b）500 ℃加工硬化率曲线，c）本研究合金与文献 中 500 ℃高温钛合金 UTS-TE 数据对比，d）本研究合金与 500 ℃其他高温合金比 UTS-TE 数据对比。
500 ℃下该合金拉伸过程中会发生β′/β→α 相变，α 相从应变 5% 时的 6 nm 棒状晶开始生长，应变升至 64% 时形成占比 68% 的针状细 α 相，并出现未报道过的平行阵列（Ⅱ 型）与常见的交错阵列（Ⅰ 型）双阵列分布，且 α 相与 β 母相间符合伯格取向关系；400 ℃拉伸仅析出 ω 相无 α 相，600 ℃虽也形成 α 相双阵列，但因原子扩散更快，α 相晶粒尺寸远大于 500 ℃试样，证实 500 ℃是该合金形成致密纳米双阵列 α 相的最优温度，为其高温优异性能提供了结构基础。
图 3 不同温度变形至近断裂处试样 α 相析出物 TEM 形貌：a~c 为 500 ℃试样，d 为 400 ℃试样，e、f 为 600 ℃试样；a、b 为 500 ℃工程应变64% 时 β 母相析出的两种 α 相（Ⅰ、Ⅱ 型）及 SAED 花样，c 为两种 α 相晶粒尺寸，d 为 400 ℃β 母相中 ω 相粒子 TEM 暗场像，e、f 为 600 ℃时β 母相析出的两种 α 相（Ⅰ、Ⅱ 型）。
500 ℃是该合金的最优高温变形温度，其核心变形机制为位错运动方式转变 + 双阵列 α 相与位错的差异化交互：应变提升使位错从平面滑移转为多系 / 交滑移，既引发相界位错缠结实现应变硬化，又通过位错增殖保障大塑性变形；同时交错阵列 α 相阻碍位错滑移以提升加工硬化率，平行阵列 α 相则为位错滑移留有余地以维持塑性，二者协同实现强塑兼备。而 400 ℃时脆性 ω 相引发相界损伤、位错仅平面滑移，合金延伸率差；600 ℃时 α 相长大致位错阻力降低、位错易湮灭，合金虽塑性好但强度不足。
图 4 TEM 及 4D-STEM 双束模式下不同温度变形试样 BF 像（示位错分布与运动）：a~c 为 500 ℃试样，d~f 为 400 ℃试样，g~i 为 600 ℃试样；a~c 对应工程应变 49%、28%，a、b 为 BF 像，c 为纳米 α 相交错 / 平行阵列区 GNDs 密度；d~f 为位错平面滑移与交滑移特征；g~i 为低位错密度特征。
本文明确了 500 ℃下该合金 α 相以晶体缺陷诱导为主的析出机制，及缺陷介导的形核长大规律是其强塑协同的核心结构成因：该温度下 α 相析出并非依赖原子主动扩散，而是由位错等晶体缺陷提供形核位点与能量，且 α 相的析出晶面 / 晶向与 β 基体的滑移晶面 / 晶向高度匹配，直接证明位错滑移与 α 相析出的强关联性；滑移线密度决定 α 相形核速率、滑移迹线取向引导其长大，最终形成了独特的平行阵列 α 相，而低温与 Mo 原子慢扩散则抑制 α 相粗化，形成致密纳米双阵列 α 相。同时明确该合金 α 相析出存在 β→α、β→β′→α、β→ω→α 三种路径，且热激活与位错滑移共同驱动第二相析出，为合金高温优异力学性能提供了完整的组织演变与析出机制支撑。
图 5 500 ℃不同应变下 Ⅱ 型 α 晶粒析出机制多表征结果：应变≈28%（c1~c4、d）、≈49%（a、b、e、f）；a 为 TEM 像，b 为 STEM 像，c~d 为 EBSD 表征，e~f 为 EDS 表征，g 为纳米 α 晶粒两种形核长大机制示意图。
该合金 500 ℃下的强塑协同核心为双阵列纳米 α 相与位错的差异化交互作用，并结合多维度强塑互补机制：平行阵列 α 相为 β 基体中位错滑移预留通道，保障高塑性，其相界仅轻度钉扎位错；交错阵列 α 相的相界形成位错不可穿透的势垒，引发位错塞积缠结，大幅提升变形抗力与加工硬化率。同时，α/β 相界兼具位错源与位错势垒双重作用，α 晶粒内的位错运动、相变引发的晶格畸变也共同强化合金，且原始 β 晶界处 α 相析出少，实现大应变稳定变形与韧性断裂。整体强塑协同源于 β→α 相变效应、交错阵列的强化作用、平行阵列的增塑作用及位错的多重交互，该形变诱导纳米 α 相析出的机制，也为亚稳 β 钛合金提供了替代传统长时间时效的新思路。
图 6 500 ℃不同应变下 α 相形貌相关位错运动特征（应变≈28%：a、c、d、f、g；≈49%：b、e）：a、c~g 为 TEM 像，b 为 STEM 像；a、b 为 BF 像（ β 基体沿 Ⅱ 型平行 α 相的位错滑移），c、d 为 BF/DF 像（Ⅰ 型 α 相 α/β 相界位错塞积与缠结），e 为弱束 DF 像（细小 α 晶粒内位错分布），f 为 HR-STEM 像（α 相与 β 基体界面特征），g 为 [110] BCC、[0001] HCP 晶带轴下晶格应变分布，h 为强塑协同机制示意图（含 β→α 相变、位错与双阵列 α 相互作用及位错间作用）。
文章结论：
文章结论：
本研究以利用而非规避纳米析出相不均匀性为核心策略，通过简易热机械加工，使目标亚稳 β 钛合金在 500 ℃实现高强度、超高塑性与持续高加工硬化率的反常优异性能；其核心结构为热与位错协同诱导形成的高占比、纳米级 α 相双阵列结构，塑性变形中多尺度组织演变机制的协同作用是性能核心成因；该工艺相较传统的长时间分步加工 + 时效，更高效、低成本，为全 β 晶亚稳 β 钛合金高性能构件的制备提供了新方案，也为钛合金组织工程调控开辟了新思路。
文章信息
主要作者情况：
李天乐（第一作者），吴仁豪（通讯作者），Xiaochun Liu（通讯作者）, Xifeng Li（通讯作者）
通讯作者单位：
1.长沙理工大学材料科学与工程学院
2.日本东北大学材料高等研究所
3.韩国浦项科技大学金属与环保材料研究所
4.上海交通大学材料科学与工程学院塑性成形与装备技术研究所
文章标题：
Dual-Array Nano Configuration for High-Performance Metastable β Titanium Alloys
期刊名称：
Advanced Science
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