图1：（a） 同时显示 d 电子参数和 [Mo] 位置的 3D 地图设计中的Ti-1800合金的值和其他典型的Ti合金;（b） 热机械加工路线示意图和现有Ti-1800合金的相应微观结构。

图2：本Ti-1800合金的微观结构表征。ST-860样品的EBSD表征：（a）α和β相的相位图;（b）α相和β相图;（c）α相和β相图;（c）α相和β相图;（c）α相和β相图;（c）α相和β（b） 具有叠加方向图的图像质量（IQ）图。以红色和蓝色显示HAGBs和LAGBs分数的插图分别表示方向错误大于或小于15°;（c） STA-500样品微观结构的扫描电镜图像;（e） 使用 （200） 的透射电镜 DF 图像β在STA-500样品中β-GB附近反射;（f） 本工程中设计的Ti-1800合金分层非均质网络微观结构示意图;分别在（c）ST-860和（g）STA-500样品中α相的尺寸分布。

图3：α的微观结构演变断续器板材和αs薄片。将ST-860样品（a）快速加热至500°C（b）并在500°C下等温老化：（c）0.5分钟;（d） 1.5分钟;（e） 15分钟;（f） 30 分钟和 （g） 60 分钟，这表明α断续器板优先沉淀，晶内αs薄片数量随着等温老化而增加;（h） α平均长度的演变断续器具有等温老化时间的板。

图 4：αWGBS的沉淀机理（a） ST-860样品在快速加热至500°C并等温老化0.5分钟后的微观结构，以及估计相邻β晶粒之间的错位角（β-G）;（b） 等高浓度表面为 2.2% 钛和 1.0% 钛2N靠近β-GB;（c）αWGBs/β-基质间相的一维组成剖面显示了αWGBs和相邻β-基质的组成。（d）和（e）沿[0-11]β//[001]α″//[0001]α带轴的HAADF-STEM图像，分别用于α WGBs板的前端和末端，分别。（d）和（e）的插图分别是盒装区域的相应FFT模式;（f）不同位置α WGBs /β-基质界面S值的拟合曲线，表明α WGBs沉淀前端形成中间α″相。

图5：现为Ti-1800合金的力学性能。（a） 不同状态下现有Ti-1800合金的工程应力-应变曲线;（b） 真实的应变-应力曲线和相应的加工硬化率;（c） 比较我们的 STA-500 合金和报告的高强度 Ti 合金之间的屈服强度和总伸长率，以及 （d） 我们的 Ti-1800 合金与典型高强度和商用 Ti 合金相比的原材料成本和比强度

图6：ST-860样品在拉伸试验前的EBSD表征：（a）智商图;（b）IQ图;（c）极限试验前的易受贿赂和试验;（c）试验前的易受贿赂和试验;（c）试验前的易受贿赂和试验;（c） 试验前的易受贿赂和试验。（b） 相应的卡姆地图和卡姆值统计结果的插图;（c） α的特写电镜图像p在 g = [1-211]， B = [1-21-6]；ST-860样品在拉伸试验后对EBSD的表征：（d）IQ图;（e） 相应的KAM图和KAM值统计结果的插页;（f） α的透射电镜特写图像p在 g = [0-111]， B = [1-21-3];拉伸试验后β基质中的位错形态：（g） B = [011]， g = [21-1];（h） B = [-111]， g = [110];（i）显示了αp/β-基体界面的位错形貌。

图7：STA-500所述双相Ti-1800合金的变形行为。在不同g（a）g =[-1011]和B =[01-11]，（B） g =[0001]和B =[01-10]拉伸前，含高度纠缠位错αp/β反界面的STA-500 Ti合金中不规则αp粒子的初始TEM形貌;不同g拉伸后不规则αp粒子的典型变形亚结构:（c）B =[01-10]和g = [0001]，（d） B =[1-21-3]和g =[1-101]，对应的插图显示（c）中αp/β跨界附近的位错环和（d）中αp中心分布均匀的位错;拉伸前βtrans典型TEM形貌:对应的（e）β和（f）α反射的df -图像显示纠缠位错堆积。（e）中的嵌套为相应的SAED图案;拉伸后β反式的典型TEM形貌:相应的（g） βtrans和（h） αs反射显示高密度的纠缠短位错段；HRTEM显微照片的IFFT（h）显示αs片层中高密度（10-10）位错。

图8：（a） 比较从纳米压痕试验中获得的代表性载荷-位移曲线，以αp和βtrans在 STA-500 样品中。（H）转化βtrans的平均硬度是 4.20 GPa，与 Hβ-trans 具有不同的晶体取向的差异是非常小的。Hαp软方向为6.31 GPa，远高于βtrans;扫描电镜图像（b），相应的EBSD相位图（c）和EBSD方向图（d）αp在纳米缩进样品中。

图9：本Ti-1800合金的断裂行为。（a） ST-860样品的断裂形态，显示典型的延展性断裂特征;（b） 断裂和裂纹扩展的扫描电镜图像;（c） （b）中盒装区域的高倍率显微照片，显示αp/β矩阵接口或β矩阵内部;（d） 对STA-500样品的分形图观察，显示典型的微空隙聚结断裂;空隙底部的这些颗粒具有相似的大小和形状的αp颗粒，暗示αp的硬度高于βtrans;（e） 裂纹扩展的扫描电镜图像;（f） （e）中盒装区域的高放大倍率显微照片，显示裂纹延伸和变钝。晶间裂纹在αp/β反式界面成核，而不是在α WGB处成核。

在这项工作中，我们展示了一种设计超高强度钛合金的策略，该策略利用原材料中不可避免的间质原子(O和N)的引入和/或熔融和热机械过程，通过GBE调整GBs α沉淀的微观结构变量。与其他典型的高强和商用钛合金相比，我们设计的双相钛合金具有最高的屈服强度约1800 MPA，比强度5.0%的延伸率，充分体现了原材料的成本效益优势。因此，目前的分层异质Ti-1800合金作为替代昂贵的钛合金和其他工程合金，以实现低成本的轻量化应用。我们预期这一方法将适用于其他双Ti合金，甚至是具有高间隙杂质容错性的多组分合金，以获得更高的强度和抗断裂性能。

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