圖1：（a） 同時(shí)顯示 d 電子參數(shù)和 [Mo] 位置的 3D 地圖設(shè)計(jì)中的Ti-1800合金的值和其他典型的Ti合金;（b） 熱機(jī)械加工路線示意圖和現(xiàn)有Ti-1800合金的相應(yīng)微觀結(jié)構(gòu)。

圖2：本Ti-1800合金的微觀結(jié)構(gòu)表征。ST-860樣品的EBSD表征：（a）α和β相的相位圖;（b）α相和β相圖;（c）α相和β相圖;（c）α相和β相圖;（c）α相和β相圖;（c）α相和β（b） 具有疊加方向圖的圖像質(zhì)量（IQ）圖。以紅色和藍(lán)色顯示HAGBs和LAGBs分?jǐn)?shù)的插圖分別表示方向錯(cuò)誤大于或小于15°;（c） STA-500樣品微觀結(jié)構(gòu)的掃描電鏡圖像;（e） 使用 （200） 的透射電鏡 DF 圖像β在STA-500樣品中β-GB附近反射;（f） 本工程中設(shè)計(jì)的Ti-1800合金分層非均質(zhì)網(wǎng)絡(luò)微觀結(jié)構(gòu)示意圖;分別在（c）ST-860和（g）STA-500樣品中α相的尺寸分布。

圖3：α的微觀結(jié)構(gòu)演變斷續(xù)器板材和αs薄片。將ST-860樣品（a）快速加熱至500°C（b）并在500°C下等溫老化：（c）0.5分鐘;（d） 1.5分鐘;（e） 15分鐘;（f） 30 分鐘和 （g） 60 分鐘，這表明α斷續(xù)器板優(yōu)先沉淀，晶內(nèi)αs薄片數(shù)量隨著等溫老化而增加;（h） α平均長度的演變斷續(xù)器具有等溫老化時(shí)間的板。

圖 4：αWGBS的沉淀機(jī)理（a） ST-860樣品在快速加熱至500°C并等溫老化0.5分鐘后的微觀結(jié)構(gòu)，以及估計(jì)相鄰β晶粒之間的錯(cuò)位角（β-G）;（b） 等高濃度表面為 2.2% 鈦和 1.0% 鈦2N靠近β-GB;（c）αWGBs/β-基質(zhì)間相的一維組成剖面顯示了αWGBs和相鄰β-基質(zhì)的組成。（d）和（e）沿[0-11]β//[001]α″//[0001]α帶軸的HAADF-STEM圖像，分別用于α WGBs板的前端和末端，分別。（d）和（e）的插圖分別是盒裝區(qū)域的相應(yīng)FFT模式;（f）不同位置α WGBs /β-基質(zhì)界面S值的擬合曲線，表明α WGBs沉淀前端形成中間α″相。

圖5：現(xiàn)為Ti-1800合金的力學(xué)性能。（a） 不同狀態(tài)下現(xiàn)有Ti-1800合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線;（b） 真實(shí)的應(yīng)變-應(yīng)力曲線和相應(yīng)的加工硬化率;（c） 比較我們的 STA-500 合金和報(bào)告的高強(qiáng)度 Ti 合金之間的屈服強(qiáng)度和總伸長率，以及 （d） 我們的 Ti-1800 合金與典型高強(qiáng)度和商用 Ti 合金相比的原材料成本和比強(qiáng)度

圖6：ST-860樣品在拉伸試驗(yàn)前的EBSD表征：（a）智商圖;（b）IQ圖;（c）極限試驗(yàn)前的易受賄賂和試驗(yàn);（c）試驗(yàn)前的易受賄賂和試驗(yàn);（c）試驗(yàn)前的易受賄賂和試驗(yàn);（c） 試驗(yàn)前的易受賄賂和試驗(yàn)。（b） 相應(yīng)的卡姆地圖和卡姆值統(tǒng)計(jì)結(jié)果的插圖;（c） α的特寫電鏡圖像p在 g = [1-211]， B = [1-21-6]；ST-860樣品在拉伸試驗(yàn)后對EBSD的表征：（d）IQ圖;（e） 相應(yīng)的KAM圖和KAM值統(tǒng)計(jì)結(jié)果的插頁;（f） α的透射電鏡特寫圖像p在 g = [0-111]， B = [1-21-3];拉伸試驗(yàn)后β基質(zhì)中的位錯(cuò)形態(tài)：（g） B = [011]， g = [21-1];（h） B = [-111]， g = [110];（i）顯示了αp/β-基體界面的位錯(cuò)形貌。

圖7：STA-500所述雙相Ti-1800合金的變形行為。在不同g（a）g =[-1011]和B =[01-11]，（B） g =[0001]和B =[01-10]拉伸前，含高度糾纏位錯(cuò)αp/β反界面的STA-500 Ti合金中不規(guī)則αp粒子的初始TEM形貌;不同g拉伸后不規(guī)則αp粒子的典型變形亞結(jié)構(gòu):（c）B =[01-10]和g = [0001]，（d） B =[1-21-3]和g =[1-101]，對應(yīng)的插圖顯示（c）中αp/β跨界附近的位錯(cuò)環(huán)和（d）中αp中心分布均勻的位錯(cuò);拉伸前βtrans典型TEM形貌:對應(yīng)的（e）β和（f）α反射的df -圖像顯示糾纏位錯(cuò)堆積。（e）中的嵌套為相應(yīng)的SAED圖案;拉伸后β反式的典型TEM形貌:相應(yīng)的（g） βtrans和（h） αs反射顯示高密度的糾纏短位錯(cuò)段；HRTEM顯微照片的IFFT（h）顯示αs片層中高密度（10-10）位錯(cuò)。

圖8：（a） 比較從納米壓痕試驗(yàn)中獲得的代表性載荷-位移曲線，以αp和βtrans在 STA-500 樣品中。（H）轉(zhuǎn)化βtrans的平均硬度是 4.20 GPa，與 Hβ-trans 具有不同的晶體取向的差異是非常小的。Hαp軟方向?yàn)?.31 GPa，遠(yuǎn)高于βtrans;掃描電鏡圖像（b），相應(yīng)的EBSD相位圖（c）和EBSD方向圖（d）αp在納米縮進(jìn)樣品中。

圖9：本Ti-1800合金的斷裂行為。（a） ST-860樣品的斷裂形態(tài)，顯示典型的延展性斷裂特征;（b） 斷裂和裂紋擴(kuò)展的掃描電鏡圖像;（c） （b）中盒裝區(qū)域的高倍率顯微照片，顯示αp/β矩陣接口或β矩陣內(nèi)部;（d） 對STA-500樣品的分形圖觀察，顯示典型的微空隙聚結(jié)斷裂;空隙底部的這些顆粒具有相似的大小和形狀的αp顆粒，暗示αp的硬度高于βtrans;（e） 裂紋擴(kuò)展的掃描電鏡圖像;（f） （e）中盒裝區(qū)域的高放大倍率顯微照片，顯示裂紋延伸和變鈍。晶間裂紋在αp/β反式界面成核，而不是在α WGB處成核。

在這項(xiàng)工作中，我們展示了一種設(shè)計(jì)超高強(qiáng)度鈦合金的策略，該策略利用原材料中不可避免的間質(zhì)原子(O和N)的引入和/或熔融和熱機(jī)械過程，通過GBE調(diào)整GBs α沉淀的微觀結(jié)構(gòu)變量。與其他典型的高強(qiáng)和商用鈦合金相比，我們設(shè)計(jì)的雙相鈦合金具有最高的屈服強(qiáng)度約1800 MPA，比強(qiáng)度5.0%的延伸率，充分體現(xiàn)了原材料的成本效益優(yōu)勢。因此，目前的分層異質(zhì)Ti-1800合金作為替代昂貴的鈦合金和其他工程合金，以實(shí)現(xiàn)低成本的輕量化應(yīng)用。我們預(yù)期這一方法將適用于其他雙Ti合金，甚至是具有高間隙雜質(zhì)容錯(cuò)性的多組分合金，以獲得更高的強(qiáng)度和抗斷裂性能。

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