西安交大孫軍院士團隊Nat. Commun.: 新穎的結構設計，讓鈦合金兼具優異強塑性

一、導讀

馬氏體相變可以給合金帶來兩個顯著的特點：一是利用豐富的界面產生界面硬化；另一個是導致TRIP效應。因此，利用馬氏體相變去強化和塑化合金是一種常用的設計策略。鈦合金是一種非常重要的航空航天結構材料，通常具有很高的屈服強度和塑性。這種優異的綜合力學性能的來源主要是界面強化。馬氏體相變可以調控鈦合金中異質界面的密度和空間分布特征。通過優化合金化學成分進而改變化學界面(CB)來控制馬氏體相變，利用產生高密度相界來調控鈦合金的力學性能理論上可行。因此，采用化學界面工程(CBE)策略設計出具有高屈服強度和延性的納米馬氏體增強鈦合金是很有必要的。本文正是基于這一思想，獲得了成本低廉，強塑性匹配非常優異的鈦合金。

二、成果掠影

近日，來自西安交大金屬材料強度國家重點實驗室的孫軍院士團隊提出了化學界面工程(CBE)制造納米馬氏體的新策略。他們采用自主設計研發的低成本亞穩態Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al (wt.%)合金作為基體材料，利用Cr和Al合金元素迥異的擴散系數差異，實現了高密度的化學界面(CBs)，構建了平均厚度約20 nm的分層納米馬氏體。該合金具有1.2GPa的屈服強度，同時保持12%的延展性。屈服強度的顯著提高來自于致密的納米馬氏體界面強化，而其較高延性則來自于等軸初生α (α_p)相輔助的分層三維α′/β片的多級應變硬化能力。團隊提出的分層納米馬氏體工程策略不僅適用于鈦合金，還可以應用于其他亞穩態合金，為超強韌性結構材料微觀結構設計的提供一個新途徑。相關成果以“Hierarchical nano-martensite-engineered a low-cost ultra-strong and ductile titanium alloy”為題發表在國際著名期刊Nature communications期刊上。西安交通大學材料學院博士生張崇樂、碩士畢業生包翔云、陳威副教授和前沿院博士生郝夢園為上述論文共同第一作者，孫軍院士和張金鈺教授為論文共同通訊作者，劉剛教授和王棟教授也參與了本工作。

論文鏈接：https://www.nature.com/articles/s41467-022-33710-1

三、核心創新點

(1) 創造性的利用化學界面工程來控制鈦合金馬氏體相變，在合金內部形成高密度納米馬氏體組織；

(2)闡明了多級應變硬化機制，用于提高合金的強塑性匹配；

四、數據概覽

圖1 擴散系數和擴散距離。a BCC-Ti和HCP-Ti基體中Cr和Al元素擴散系數D的溫度依賴性。b Cr和Al元素在BCC-Ti和HCP-Ti基質中擴散距離L的溫度依賴性。

圖2 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金熱處理后空冷的組織表征；a掃描TEM (STEM)圖像展示了(α_s + β) + α_p結構。b a標記區域的能譜圖，顯示Ti, Cr, Al和Zr的分布。c, dα_s/β微觀組織的EDS成分譜。e高分辨率(HR) TEM和快速傅里葉變換(FFT)圖像顯示半共格β/α_s界面與失配位錯。f [21] β軸FFT濾波得到的晶格條紋顯示α_s/β界面的失配位錯。g AC樣品中α_s析出相和α_p粒子的分布(圖中所示)。h現有AC合金β片層的分布。

圖3 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金熱處理后水淬的組織表征；?a TEM暗場圖像顯示β_trans(α′+ β) + α_p組成的微觀結構。b, c APT表征Ti-Cr-Zr-Al合金中元素的分布。d HR-TEM圖像顯示α′納米板條，約19.2 nm。e HR-TEM圖像顯示d對應區域的β/α′相邊界。f, g WQ樣品中α′和β相的分布。f中插圖的是α_p粒子在WQ樣品中的分布。h比較本工作Ti- xCr -4.5Zr -5.2Al (x = 1.8, 2.3和2.8)合金的α′厚度和其它已報道的馬氏體Ti合金，包括Ti- 4Mo, Ti- 5Al – 3Mo -1.5V, SLM-TC4, TC4(初始β晶粒),Ti- V -(Al, Sn)系列和Ti- V -Sn系列。誤差條表示標準差.

圖4 Ti-2.8Cr-4.5Zr- 5.2Al合金與文獻中其它高強度α′/β-Ti合金的室溫拉伸性能。a工程應力-應變曲線。B不同強塑積水平下，目前鈦合金的抗拉強度和總伸長率與其它報道的鈦合金比較，c目前鈦合金的屈服強度和總伸長率與其它迄今報道的高強度α′/β-Ti合金的比較。d與其它報道的高強度α′/β-Ti合金的比屈服強度和原料成本的比較。

圖5 在750°C ~ 450°C不同冷卻速率下，每50°C輸出一次濃度場和成分場的演化結果；a1-a6, c1-c6, e1-e6, g1-g6不同冷卻速率后對應的結構場。淺藍色表示β相，深藍色、黃色和紅色表示α相的三種變體。b1-b6, d1-d6, f1-f6, h1-h6不同冷卻速率后的組成區，淺藍色和近紅色分別代表貧Cr區和富Cr區。色條表示鉻的濃度(wt.%)，不同的顏色區分貧Cr區(淺藍色)和富Cr區(接近紅色)。

圖6 不同成核機制在不同冷卻速率下產生的超臨界核的結構序參數和濃度分布(Cr)隨溫度的演化；由常規成核和生長機制主導的α核的結構序參數(a)和濃度(b)的演化。由馬氏體機制形成的α′核的結構序參數(c)和濃度(d)的演化。由馬氏體轉變機制形成的α′核的結構序參數(e和g)和濃度(f和h)的演化。

圖7 AC和WQ鈦合金的應變硬化率曲線及其微觀機制。?a, b分別為AC和WQ試樣的應變硬化率曲線。AC鈦合金的拉伸試驗分三個階段：a1 TEM圖像顯示α_p相形成位錯，階段Ⅰ。a2 TEM圖像顯示β板條中形成局限位錯，階段II。TEM圖像顯示β、α_s和α_p一起變形，階段Ⅲ。WQ鈦合金的拉伸試驗分三個階段：b1 TEM圖像顯示α_p相形成位錯，階段Ⅰ。b2 TEM圖像顯示異質變形促進了位錯-界面相互作用，階段II。插圖顯示了α′/β界面上的位錯-界面相互作用。明場和HR-TEM圖像顯示位錯可以穿過α′/β界面傳播，導致局部剪切，階段Ⅲ。均勻伸長率(ε_U)是根據Considère準則確定的。

圖8 AC和WQ樣品損傷演化機制；a, b WQ樣例的斷口表面顯示α_p/β和α_s/β界面上有韌窩。b AC試樣的斷口面投影；斷裂表面的放大圖像，顯示均勻的韌窩。b2掃描電鏡圖像顯示在斷口表面中心有一些空洞和小韌窩，但沒有長裂紋。c, d AC樣品。c斷口SEM圖像顯示了α′/β界面處的裂紋擴展和偏轉。d AC試樣整個斷口面投影。斷口表面的放大圖像，顯示韌窩和空洞。掃描電鏡圖像顯示微空洞逐漸擴大形成裂紋。

五、成果啟迪

開發低成本，高性能合金是材料發展的大勢所趨，本文利用化學界面工程控制鈦合金的馬氏體相變，利用多級硬化原理提高合金的強塑性，具有極強的啟迪意義，可以擴展至其它合金的設計與研發。