导读：由于晶界的低热稳定性，晶界工程（GBE）对可实现的微观结构的细度和类型有一定的限制，而独特的化学界面工程（CBE）使我们能够创造出具有超细层次的异质微观结构的金属材料，以提高材料的机械性能。本文使用低成本的可变质Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al（wt%）合金作为模型材料，通过Cr和Al合金元素之间的显著扩散失配来创造高密度的化学边界（CB），以构建平均厚度为~20纳米的分层纳米马氏体。对于这种可变质的钛合金，明显增强的屈服强度源于密集的纳米马氏体界面强化，同时，大的延展性归因于分层的三维α'/β层在等轴原生α（αp）结核协助下的多阶段应变硬化。分层纳米马氏体工程策略使我们的合金具有理想的强度和延展性组合，这有可能应用于许多可转化的合金，并揭示了超强韧性结构材料的微结构设计的新目标。
可变质合金中的马氏体相变，如钛（Ti）合金、钢和多成分合金，可以实现以下一个甚至两个关键好处：由于双相显微结构（由于高温相的热稳定性降低）导致的界面硬化和转化引起的硬化（由于室温相的力学稳定性降低）。在合金中，应力驱动的马氏体转变，往往使屈服强度（σy）低16,17，使极限抗拉强度（σUTS）、加工硬化率（θ）和失效伸长率（εf）明显增强，称为转变诱导塑性（TRIP）效应。一般来说，马氏体硬化是由霍尔-佩奇(like)关系所决定的，因此预计在微观结构中设计纳米马氏体，以加强和延展合金的优良机械性能。
高比强度的钛合金可以被设计成大εf的高σy，是轻质的重要结构材料。原则上，双相钛合金的非凡机械性能是通过调节晶界（GB）和异相界（PB）的数量或排列来调整的，例如，α/β界面，这是合金中的平面不连续。由等轴的初级α（αp）结核和嵌入β基体中的次级α（αs）层状物组成的双相微观结构使Ti合金具有良好的平衡特性。除了扩散（β-α）转变，PB可以通过无扩散位移（β-α'）转变引入，这取决于冷却速度和化学成分。PBs的密度或马氏体α'的大小可以通过化学边界（CBs）的密度来调整，化学边界是由晶格连续区域内至少一种元素浓度的急剧不连续所定义的，因为高温下的CBs可以限制马氏体的生长以实现微观结构的精细化。最近在Ti-4Mo和Ti-6Al-4V合金中的研究结果表明，当微观结构由微米和亚微米规模的α'和初级α相组成时，它们表现出明显增强的拉伸性能。然而，可变质的双相钛合金（含有微马氏体），例如Ti-6Al-4V合金，往往遭受相对较低的σy，约为1100 MPa或甚至更低。因此，通过CB工程（CBE）策略，设计一种具有高屈服强度σy和延展性的纳米马氏体强化的Ti合金是可取的。
在这项工作中，西安交通大学孙军等人通过调整β稳定剂Cr的浓度来调整高温下CBs的密度，从而调节低成本的Ti-xCr-4.5Zr-5.2Al（x=1.8、2.3和2.8 wt%）合金的后续相变行为。利用CBE策略，我们创造了迄今为止报告的最细小的纳米马氏体，实现了马氏体钛合金的最高屈服强度和极大的延展性。与经历空气冷却（AC，σy ~981 MPa和εf ~22.8%）的锻造合金相比，这种具有20纳米厚的纳米马氏体的分层结构的WQ Ti-2.8Cr-4.5Zr-5.2Al合金表现出超高的强度σy ~1266 MPa和巨大的延展性εf ~12.6%。
相关研究成果以题：“Hierarchical nano-martensite-engineered a low-cost ultra-strong and ductile titanium alloy”发表在著名期刊Nature上。
图1 a BCC-Ti和HCP-Ti基体中的Cr和Al元素分别随温度变化的扩散率D。b BCC-Ti和HCP-Ti基体中的Cr和Al元素分别随温度变化的扩散距离L/秒。
图2 a 扫描TEM(STEM)图像显示βtrans(αs + β)+αp的结构。e 高分辨率(HR)TEM和相应的快速傅里叶变换(FFT)图像显示了与错位位错相关的β/αs界面。f 通过反FFT过滤得到的[21-1]β晶格条纹显示了αs/β界面的错位位错。
图3 a 暗场TEM图像显示了由βtrans（α'+β）+αp组成的微观结构。b, c APT表征显示了Ti-Cr-Zr-Al合金中的元素分布。d HR-TEM图像显示纳米尺寸α′，〜19.2 nm。e d的相应区域的HR-TEM图像，显示β/α'相边界。f, g WQ 样本中α'和β相的分布。f 中的插页是WQ 样品中分布的αp的颗粒。h 目前Ti-xCr-4.5Zr-5.2Al (x = 1.8, 2.3, 2. 8)合金和其他报道的马氏体Ti合金的α′厚度的比较。包括Ti-4Mo5，Ti-5Al-3Mo-1.5V37，SLM-TC4，As-HIP′ed TC46，TC4（previous-β grain），Ti-V-（Al，Sn）系列，和Ti-V-Sn系列。误差条代表标准偏差。
图4 a 工程应力-应变曲线。b本Ti合金的抗拉强度和总伸长率，以及c本Ti合金的屈服强度和总伸长率与迄今报道的其他高强度α'/β-Ti合金的比较。d本Ti合金的比屈服强度和生产成本与其他报道的高强度α'/β-Ti合金的比较。
图5 a1-a6, c1-c6, e1-e6, g1-g6 不同冷却速率后的相应结构域。b1-b6, d1-d6, f1-f6, h1-h6 不同冷却速率后的成分域，浅蓝色和近红色分别代表贫铬域和富铬域。色条指的是铬浓度（wt.%），不同的颜色区分了铬耗尽区（浅蓝色）和铬富集区（近红色）。
图6 传统成核和生长机制形成的α核的结构顺序参数（a）和浓度（b）的演变。由马氏体机制形成的α'核的结构顺序参数（c）和浓度（d）的演变。由马氏体转变机制形成的α'核的结构顺序参数（e和g）和浓度（f和h）的演变。
图7 a1-a4 AC Ti合金的拉伸试验在三个临界阶段中断。a1 TEM图像显示αp相中的位错，第一阶段。b1-b4 WQ Ti合金的拉伸试验在三个关键阶段被打断。b1 TEM图像显示αp相中的位错，阶段I。b3, b4 明视场和HR-TEM图像显示位错可以穿过α'/β界面，导致局部剪切，阶段III。均匀伸长率（εU）是根据Consider's criterion确定的。
图8 a, b WQ样品。a断裂表面的SEM图像显示αp/β和αs/β界面上的空隙。bAC样品的整个断裂表面的投影。b1断裂表面的放大图像显示均匀的凹痕和空隙。c, d AC样品。c断裂表面的SEM图像显示裂纹在α'/β界面的传播和偏移。dAC样品整个断裂表面的投影。
显然，与迄今为止报道的其他双相α'/β-钛合金相比，我们的Ti-Cr-Zr-Al合金表现出更好的强度和延展性组合。特别是，前所未有的高强度（σy ~1266 MPa和σUTS ~1413 MPa）使目前的Ti-Cr-Zr-Al WQ合金有别于所有报道的α'/β-Ti合金，一般来说，这些合金要么强度低，要么延展性低（或者两者都低）。换句话说，WQ合金显示出最高的强度和拉伸延展性，即强度和延展性的优秀组合。事实上，σUTS和εf的乘积，通常作为断裂韧性的良好指标，在18GPa%至27GPa%的范围内或目前的Ti-Cr-Zr-Al合金，远远高于上述大多数报道的Ti合金。似乎我们的合金与报道的合金相比，同时突出了最高的SYS和最低的生产成本。鉴于热力学加工的便利性和简单的热处理，预计这种低成本、超强韧性的Ti-Cr-Zr-Al合金可以在更多的行业中扩大其应用。
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