導讀：形變孿晶在α相析出行為中所起的作用對于提高孿晶誘發(fā)塑性（TWIP）鈦合金的屈服強度至關(guān)重要，但這一作用尚未完全明晰。本研究對一種亞穩(wěn)的Ti-12Mo合金進行了考察，通過冷軋的方式在該合金中引入了高密度的形變孿晶。在300至500攝氏度的溫度下進行時效處理后，我們獲得了由α相和β相組成的雙相微觀組織，其特征為納米級層狀形態(tài)和超細等軸形態(tài)。納米層狀結(jié)構(gòu)源自納米孿晶區(qū)域，而超細等軸結(jié)構(gòu)則來自冷軋樣品的納米晶區(qū)域。我們發(fā)現(xiàn)，在納米尺寸的β基體發(fā)生回復和再結(jié)晶之前，α相在納米孿晶區(qū)域和納米晶區(qū)域同時形核。在納米孿晶區(qū)域中，α相和β相的生長在垂直于共格孿晶界的方向上受到限制，從而沿著孿晶界方向形成了縱橫比為3.7的納米級層狀（α + β）組織。這種創(chuàng)新的雙相微觀組織，兼具納米級層狀和超細等軸的（α + β）相，賦予了Ti-12Mo合金高達1134 ± 19兆帕的屈服強度。

在過去的十年中，孿晶誘發(fā)塑性（TWIP）和相變誘發(fā)塑性（TRIP）已成為提升亞穩(wěn)β鈦合金延展性和加工硬化能力的可行策略。與均勻伸長率低于15%的傳統(tǒng)β鈦合金（如Ti-1023 、Ti-1553 等）不同，許多TWIP/TRIP β鈦合金展現(xiàn)出超過30%的均勻伸長率，并具有顯著的加工硬化能力，例如Ti-12（質(zhì)量分數(shù)）Mo 、Ti-9Mo-6W（質(zhì)量分數(shù)）合金 、Ti-3573合金 以及Ti-64221合金 。盡管取得了這些進展，TWIP β鈦合金通常屈服強度較低，一般在300至700兆帕之間。實現(xiàn)強度與延展性的良好協(xié)同仍然是一個重大挑戰(zhàn)。

傳統(tǒng)上，提高β鈦合金屈服強度的方法是通過熱機械加工，將具有密排六方（HCP）結(jié)構(gòu)的α相或等溫ω相引入β基體中。然而，等溫ω相的形成雖然能有效提高強度，但往往會導致顯著的脆化。因此，研究重點一直在于控制α相的形態(tài)和分布，以便在時效處理后的鈦合金中實現(xiàn)強度和延展性的最佳平衡。例如，針狀α相可以在低于β轉(zhuǎn)變溫度的條件下通過直接時效，沿著先前的β晶界或在β基體內(nèi)非均勻地析出。具體而言，在Ti-24Nb-4Zr-7.9Sn合金中，通過短時間時效形成的晶內(nèi)納米級層狀α相使拉伸強度提高到了850兆帕。此外，通過顯著減小α相和β相的尺寸來實現(xiàn)組織細化，一直是另一種提高強度的策略。劇烈塑性變形可以引入高密度的位錯缺陷，這些缺陷在后續(xù)的時效處理中可作為α相析出的形核位置，從而優(yōu)化α相和β相的尺寸與分布，以提高強度和延展性。最近，通過高壓扭轉(zhuǎn)（HPT）處理，隨后進行時效處理，成功在β-Ti-20 Mo（質(zhì)量分數(shù)）合金中制備出了超細等軸雙相（α + β）微觀組織。然而，這些策略主要依賴于β鈦合金塑性變形的位錯滑移機制，而這種機制本質(zhì)上只適用于尺寸大于約100納米的組織。

除了位錯滑移之外，當β相的化學穩(wěn)定性降低時，在塑性變形過程中還可能發(fā)生應力誘發(fā)的ω相和α''馬氏體轉(zhuǎn)變。α''馬氏體轉(zhuǎn)變可以顯著促進晶粒細化，并在β相基體內(nèi)引入更多的相界面。例如，在對亞穩(wěn)Ti-5553合金進行高壓扭轉(zhuǎn)處理時，應力誘發(fā)的α''馬氏體轉(zhuǎn)變可以將晶粒尺寸顯著細化至30到50納米。這些應力誘發(fā)的α''相及其相界面有利于α相的形核，從而影響合金的力學性能。

此外，形變孿晶在亞穩(wěn)β鈦合金中起著關(guān)鍵作用，在TWIP β鈦合金中觀察到了大量的一次和二次{332} <113>和{112} <111>孿晶。通常，形變納米孿晶可以顯著將晶粒尺寸減小到納米級別。高密度納米孿晶有助于形成具有分級和異質(zhì)特征的微觀組織，由于其在退火后具有較高的熱穩(wěn)定性，因而能夠提高強度與延展性的協(xié)同性，這在銅、奧氏體鋼等材料中均有體現(xiàn)。然而，形變孿晶對β鈦合金中α相的析出行為和異質(zhì)結(jié)構(gòu)響應的影響，目前仍未得到充分理解。

中國科學院嚴福凱團隊的研究旨在利用納米孿晶，在亞穩(wěn)β-Ti合金中設(shè)計具有分級和異質(zhì)特征的微觀組織。我們通過傳統(tǒng)的冷軋工藝，在Ti-12Mo合金的納米級β基體中制備出了高密度納米孿晶。隨后的熱退火處理促使不同變形微觀組織中出現(xiàn)了不同的α相析出行為，形成了一種新型的異質(zhì)雙相微觀組織，該組織由納米級層狀和超細等軸的（α + β）相組成。我們系統(tǒng)地研究了冷軋過程中形變孿晶的演變，并分析了它們對β基體內(nèi)α相析出行為的影響。

相關(guān)研究成果以“Nanolamellar and ultrafine equiaxed (a?+?β) phase heterogeneously architected by nanotwins in a twinning-induced plasticity Ti-12Mo alloy”發(fā)表在Acta Materialia上

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645425001363

圖1. 均勻化處理后的Ti-12Mo合金的微觀組織。

(a) 電子背散射衍射（EBSD）反極圖（IPF）以及相應的 (b) 相圖，顯示出等軸粗晶β相。(c) 沿<110>β晶帶軸獲得的透射電子顯微鏡（TEM）選區(qū)電子衍射（SAED）圖譜，表明β基體中存在無熱ω相。

圖2. 冷軋變形量為10%的樣品的微觀組織。

(a) 掃描電子顯微鏡-電子通道襯度（SEM-ECC）圖像以及 (b) 反極圖（IPF），顯示出粗晶粒內(nèi)一次和二次形變帶的激活。

(c) 一幅圖像質(zhì)量（IQ）圖，其中紅色標示的是{332} <113>孿晶界（Σ11），藍色標示的是{112} <111>孿晶界（Σ3），表明了一次和二次{332} <113>孿晶的形成。

(d) 相應的相圖，紅色表示β相，黃色表示α''馬氏體，疊加了以深色突出顯示的{332} <113>孿晶界（Σ11），突出了一次和二次α''馬氏體的形成。

圖3. 冷軋變形量為10%樣品的透射電子顯微鏡（TEM）表征結(jié)果。

(a) 和 (d) 為明場圖像，(g) 和 (h) 分別是一次形變帶與β基體界面處（在 (a) 中黃色圓圈標記處標為 “g”，在 (d) 中標記為 “h”）相應的選區(qū)電子衍射（SAED）圖譜，顯示出一組一次{332} <113>孿晶（在 (a) 和 (d) 中均標記為 “T”）。

(b) 為放大的明場圖像，顯示了一次形變帶內(nèi)生成的α''馬氏體，相應的選區(qū)電子衍射圖譜 (i) 證實了這一點。

(c) 為暗場圖像，(j) 為選區(qū)電子衍射圖譜，顯示出無熱ω相均勻地分散在一次形變帶內(nèi)。(d) 為明場圖像，(e) 為暗場圖像，顯示了在一次形變帶內(nèi)誘發(fā)的二次{332} <113>孿晶，相應的選區(qū)電子衍射圖譜 (f) 確認了這一結(jié)果。

圖4. 冷軋變形量為40%的樣品的掃描電子顯微鏡-電子通道襯度（SEM-ECC）微觀組織圖像，顯示出剪切帶（由黃色虛線勾勒）與一次{332} <113>孿晶相交，并且在一次形變帶內(nèi)出現(xiàn)了高密度的二次孿晶（箭頭所指）。

圖5. 冷軋變形量為40%樣品的詳細透射電子顯微鏡（TEM）表征。

(a) 明場圖像，顯示出由納米孿晶區(qū)域（標記為 “NT”）和納米晶區(qū)域（標記為 “NG”）組成的異質(zhì)納米結(jié)構(gòu)。剪切帶（標記為 “SB”）切割了一次孿晶，促進了納米晶化。

(b) 納米晶的暗場圖像以及 (c) 相應的選區(qū)電子衍射（SAED）圖譜，表明形成了隨機取向的等軸納米晶。

(d) 納米孿晶的明場圖像以及 (e) 標定后的 [-111] β // [001] βT // βT2 晶帶軸SAED圖譜，顯示出多重 {332} <113> 孿晶體系。對 (d) 中紅點標記的納米孿晶進行了納米束衍射（NBD）分析。

(f) 利用 (e) 中 “T2” 衍射斑點得到的納米孿晶暗場圖像。由于透射電鏡樣品放置角度不同，與 (a) 相比，明場圖像 (d) 旋轉(zhuǎn)了約50° 。

圖6. (a) 粗晶（標記為“CG”）和 (b) 冷軋變形量為40%（標記為“CR”）樣品中鈦（藍色）和鉬（紅色）原子的分布圖，表明鈦和鉬原子呈均勻分布。

(c) 鈦和鉬原子相應的成分分布曲線。

圖7. 冷軋變形量為40%的樣品分別在 (a) 300℃、(b) 400℃ 和 (c) 500℃ 下退火60分鐘后的掃描電子顯微鏡-電子通道襯度（SEM-ECC）微觀組織圖像，顯示出由靜態(tài)再結(jié)晶晶粒（標記為“SRX”）和未再結(jié)晶區(qū)域（由黃色虛線勾勒）組成的異質(zhì)微觀組織的演變情況。

圖8. 在500℃退火處理后樣品的電子背散射衍射（EBSD）表征結(jié)果。

(a) 反極圖（IPF）以及 (b) 相圖，顯示出在再結(jié)晶晶粒區(qū)域中形成了（α + β）相。

圖9. 500℃退火處理后樣品的詳細透射電子顯微鏡（TEM）/掃描透射電子顯微鏡（STEM）表征結(jié)果。

(a) 明場圖像和 (e) 相應的掃描透射電子顯微鏡-高角度環(huán)形暗場（STEM-HAADF）圖像，顯示出由層狀區(qū)域（由黃色虛線勾勒）和靜態(tài)再結(jié)晶（SRX）區(qū)域組成的雙相微觀組織。(b) 放大的明場圖像（(a) 中矩形區(qū)域），顯示出高密度的位錯。

(c) 暗場圖像和 (d) 相應的選區(qū)電子衍射（SAED）圖譜，表明層狀區(qū)域由β相和α相組成。分別為 (f-f1) 層狀區(qū)域、(g-g1) 靜態(tài)再結(jié)晶晶粒和 (h-h1) 回復晶粒的放大后的STEM-HAADF圖像以及相應的鉬元素（紅色）的能譜（EDS）面分布圖。

圖10. 500℃退火處理后樣品的原子探針層析成像（APT）重構(gòu)結(jié)果。

(a) 分布圖，顯示了等軸區(qū)域和層狀區(qū)域中鈦（藍色）和鉬（紅色）原子的偏聚情況。

(b) 相應的鈦原子濃度為94.5原子百分比和鉬原子濃度為8.0原子百分比的等濃度面。

(c) 放大后的層狀區(qū)域（(a) 中矩形區(qū)域）的分布圖。

(d) 通過 (a) 中箭頭所測的鈦和鉬原子的成分分布曲線。

圖11. 低倍透射電子顯微鏡（TEM）明場圖像，展示了在500℃退火處理后的樣品中形成的雙相雙組織微觀結(jié)構(gòu)，其中納米級層狀（α + β）晶粒嵌入在超細等軸（α + β）晶粒之中。

圖12. 一些典型β-Ti合金在塑性變形過程中晶粒細化與鉬當量的關(guān)系

圖13. 在300℃退火處理后的樣品中，使用（a）0.33原子百分比的碳和（b）10.9原子百分比的鉬的等濃度面所得到的分布圖。（c）通過（b）中箭頭測量得到的鈦、鉬和碳原子的成分分布曲線。在（a）中，孿晶界用橙色虛線標記為“TB”。

圖14. （a）經(jīng)過冷軋及后續(xù)時效處理的Ti-12Mo樣品的拉伸工程應力-應變曲線。（b）本研究中Ti-12Mo樣品的屈服強度與均勻伸長率之間的關(guān)系，并與水淬處理的Ti-(10-15)Mo合金、孿晶誘發(fā)塑性（TWIP）Ti-Mo-X（X：其他合金元素）合金以及時效處理的Ti-(10-15Mo)合金進行對比。

通過劇烈的冷軋?zhí)幚恚覀兂晒χ苽涑隽艘环N納米結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)Ti-12Mo合金，其特征為納米孿晶束嵌入在納米尺寸的晶粒之中。這些納米孿晶束的主要特征是二次{332} <113>納米孿晶，平均孿晶厚度為49.2 ± 21.8納米。平均尺寸為37.4 ± 19.1納米的納米級晶粒，主要是由于孿晶-孿晶相交處的細化以及剪切帶的破碎而形成的。這種納米結(jié)構(gòu)的樣品展現(xiàn)出了1200 ± 16兆帕的高抗拉強度，不過其伸長率有限，僅為10.5 ± 0.2%。

在隨后的時效處理過程中，在納米尺寸的β基體發(fā)生再結(jié)晶之前，α相在納米孿晶區(qū)域和納米晶區(qū)域同時形核。在這個形核階段，鉬的偏析導致α相中鉬含量降低，而β相中鉬含量富集。納米晶區(qū)域中α相和β相的生長遵循正常的再結(jié)晶過程，而納米孿晶區(qū)域中的生長則受到抑制。α相和β相沿著孿晶界加速生長，從而形成了縱橫比約為3.7、平均橫向尺寸為35納米的納米級層狀（α + β）結(jié)構(gòu)。最終，我們在Ti-12Mo合金中獲得了由納米級層狀（α + β）相和超細等軸（α + β）相組成的雙相雙組織微觀結(jié)構(gòu)。這種具有分級結(jié)構(gòu)的（α + β）Ti-12Mo組織展現(xiàn)出了高達1134兆帕的屈服強度。