西安交大孙军院士团队Nat. Commun.: 新颖的结构设计，让钛合金兼具优异强塑性

一、导读

马氏体相变可以给合金带来两个显著的特点：一是利用丰富的界面产生界面硬化；另一个是导致TRIP效应。因此，利用马氏体相变去强化和塑化合金是一种常用的设计策略。钛合金是一种非常重要的航空航天结构材料，通常具有很高的屈服强度和塑性。这种优异的综合力学性能的来源主要是界面强化。马氏体相变可以调控钛合金中异质界面的密度和空间分布特征。通过优化合金化学成分进而改变化学界面(CB)来控制马氏体相变，利用产生高密度相界来调控钛合金的力学性能理论上可行。因此，采用化学界面工程(CBE)策略设计出具有高屈服强度和延性的纳米马氏体增强钛合金是很有必要的。本文正是基于这一思想，获得了成本低廉，强塑性匹配非常优异的钛合金。

二、成果掠影

近日，来自西安交大金属材料强度国家重点实验室的孙军院士团队提出了化学界面工程(CBE)制造纳米马氏体的新策略。他们采用自主设计研发的低成本亚稳态Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al (wt.%)合金作为基体材料，利用Cr和Al合金元素迥异的扩散系数差异，实现了高密度的化学界面(CBs)，构建了平均厚度约20 nm的分层纳米马氏体。该合金具有1.2GPa的屈服强度，同时保持12%的延展性。屈服强度的显著提高来自于致密的纳米马氏体界面强化，而其较高延性则来自于等轴初生α (α_p)相辅助的分层三维α′/β片的多级应变硬化能力。团队提出的分层纳米马氏体工程策略不仅适用于钛合金，还可以应用于其他亚稳态合金，为超强韧性结构材料微观结构设计的提供一个新途径。相关成果以“Hierarchical nano-martensite-engineered a low-cost ultra-strong and ductile titanium alloy”为题发表在国际著名期刊Nature communications期刊上。西安交通大学材料学院博士生张崇乐、硕士毕业生包翔云、陈威副教授和前沿院博士生郝梦园为上述论文共同第一作者，孙军院士和张金钰教授为论文共同通讯作者，刘刚教授和王栋教授也参与了本工作。

论文链接：https://www.nature.com/articles/s41467-022-33710-1

三、核心创新点

(1) 创造性的利用化学界面工程来控制钛合金马氏体相变，在合金内部形成高密度纳米马氏体组织；

(2)阐明了多级应变硬化机制，用于提高合金的强塑性匹配；

四、数据概览

图1 扩散系数和扩散距离。a BCC-Ti和HCP-Ti基体中Cr和Al元素扩散系数D的温度依赖性。b Cr和Al元素在BCC-Ti和HCP-Ti基质中扩散距离L的温度依赖性。

图2 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金热处理后空冷的组织表征；a扫描TEM (STEM)图像展示了(α_s + β) + α_p结构。b a标记区域的能谱图，显示Ti, Cr, Al和Zr的分布。c, dα_s/β微观组织的EDS成分谱。e高分辨率(HR) TEM和快速傅里叶变换(FFT)图像显示半共格β/α_s界面与失配位错。f [21] β轴FFT滤波得到的晶格条纹显示α_s/β界面的失配位错。g AC样品中α_s析出相和α_p粒子的分布(图中所示)。h现有AC合金β片层的分布。

图3 Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金热处理后水淬的组织表征； a TEM暗场图像显示β_trans(α′+ β) + α_p组成的微观结构。b, c APT表征Ti-Cr-Zr-Al合金中元素的分布。d HR-TEM图像显示α′纳米板条，约19.2 nm。e HR-TEM图像显示d对应区域的β/α′相边界。f, g WQ样品中α′和β相的分布。f中插图的是α_p粒子在WQ样品中的分布。h比较本工作Ti- xCr -4.5Zr -5.2Al (x = 1.8, 2.3和2.8)合金的α′厚度和其它已报道的马氏体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。误差条表示标准差.

图4 Ti-2.8Cr-4.5Zr- 5.2Al合金与文献中其它高强度α′/β-Ti合金的室温拉伸性能。a工程应力-应变曲线。B不同强塑积水平下，目前钛合金的抗拉强度和总伸长率与其它报道的钛合金比较，c目前钛合金的屈服强度和总伸长率与其它迄今报道的高强度α′/β-Ti合金的比较。d与其它报道的高强度α′/β-Ti合金的比屈服强度和原料成本的比较。

图5 在750°C ~ 450°C不同冷却速率下，每50°C输出一次浓度场和成分场的演化结果；a1-a6, c1-c6, e1-e6, g1-g6不同冷却速率后对应的结构场。浅蓝色表示β相，深蓝色、黄色和红色表示α相的三种变体。b1-b6, d1-d6, f1-f6, h1-h6不同冷却速率后的组成区，浅蓝色和近红色分别代表贫Cr区和富Cr区。色条表示铬的浓度(wt.%)，不同的颜色区分贫Cr区(浅蓝色)和富Cr区(接近红色)。

图6 不同成核机制在不同冷却速率下产生的超临界核的结构序参数和浓度分布(Cr)随温度的演化；由常规成核和生长机制主导的α核的结构序参数(a)和浓度(b)的演化。由马氏体机制形成的α′核的结构序参数(c)和浓度(d)的演化。由马氏体转变机制形成的α′核的结构序参数(e和g)和浓度(f和h)的演化。

图7 AC和WQ钛合金的应变硬化率曲线及其微观机制。 a, b分别为AC和WQ试样的应变硬化率曲线。AC钛合金的拉伸试验分三个阶段：a1 TEM图像显示α_p相形成位错，阶段Ⅰ。a2 TEM图像显示β板条中形成局限位错，阶段II。TEM图像显示β、α_s和α_p一起变形，阶段Ⅲ。WQ钛合金的拉伸试验分三个阶段：b1 TEM图像显示α_p相形成位错，阶段Ⅰ。b2 TEM图像显示异质变形促进了位错-界面相互作用，阶段II。插图显示了α′/β界面上的位错-界面相互作用。明场和HR-TEM图像显示位错可以穿过α′/β界面传播，导致局部剪切，阶段Ⅲ。均匀伸长率(ε_U)是根据Considère准则确定的。

图8 AC和WQ样品损伤演化机制；a, b WQ样例的断口表面显示α_p/β和α_s/β界面上有韧窝。b AC试样的断口面投影；断裂表面的放大图像，显示均匀的韧窝。b2扫描电镜图像显示在断口表面中心有一些空洞和小韧窝，但没有长裂纹。c, d AC样品。c断口SEM图像显示了α′/β界面处的裂纹扩展和偏转。d AC试样整个断口面投影。断口表面的放大图像，显示韧窝和空洞。扫描电镜图像显示微空洞逐渐扩大形成裂纹。

五、成果启迪

开发低成本，高性能合金是材料发展的大势所趋，本文利用化学界面工程控制钛合金的马氏体相变，利用多级硬化原理提高合金的强塑性，具有极强的启迪意义，可以扩展至其它合金的设计与研发。