导读：形变孪晶在α相析出行为中所起的作用对于提高孪晶诱发塑性（TWIP）钛合金的屈服强度至关重要，但这一作用尚未完全明晰。本研究对一种亚稳的Ti-12Mo合金进行了考察，通过冷轧的方式在该合金中引入了高密度的形变孪晶。在300至500摄氏度的温度下进行时效处理后，我们获得了由α相和β相组成的双相微观组织，其特征为纳米级层状形态和超细等轴形态。纳米层状结构源自纳米孪晶区域，而超细等轴结构则来自冷轧样品的纳米晶区域。我们发现，在纳米尺寸的β基体发生回复和再结晶之前，α相在纳米孪晶区域和纳米晶区域同时形核。在纳米孪晶区域中，α相和β相的生长在垂直于共格孪晶界的方向上受到限制，从而沿着孪晶界方向形成了纵横比为3.7的纳米级层状（α + β）组织。这种创新的双相微观组织，兼具纳米级层状和超细等轴的（α + β）相，赋予了Ti-12Mo合金高达1134 ± 19兆帕的屈服强度。

在过去的十年中，孪晶诱发塑性（TWIP）和相变诱发塑性（TRIP）已成为提升亚稳β钛合金延展性和加工硬化能力的可行策略。与均匀伸长率低于15%的传统β钛合金（如Ti-1023 、Ti-1553 等）不同，许多TWIP/TRIP β钛合金展现出超过30%的均匀伸长率，并具有显著的加工硬化能力，例如Ti-12（质量分数）Mo 、Ti-9Mo-6W（质量分数）合金 、Ti-3573合金 以及Ti-64221合金 。尽管取得了这些进展，TWIP β钛合金通常屈服强度较低，一般在300至700兆帕之间。实现强度与延展性的良好协同仍然是一个重大挑战。

传统上，提高β钛合金屈服强度的方法是通过热机械加工，将具有密排六方（HCP）结构的α相或等温ω相引入β基体中。然而，等温ω相的形成虽然能有效提高强度，但往往会导致显著的脆化。因此，研究重点一直在于控制α相的形态和分布，以便在时效处理后的钛合金中实现强度和延展性的最佳平衡。例如，针状α相可以在低于β转变温度的条件下通过直接时效，沿着先前的β晶界或在β基体内非均匀地析出。具体而言，在Ti-24Nb-4Zr-7.9Sn合金中，通过短时间时效形成的晶内纳米级层状α相使拉伸强度提高到了850兆帕。此外，通过显著减小α相和β相的尺寸来实现组织细化，一直是另一种提高强度的策略。剧烈塑性变形可以引入高密度的位错缺陷，这些缺陷在后续的时效处理中可作为α相析出的形核位置，从而优化α相和β相的尺寸与分布，以提高强度和延展性。最近，通过高压扭转（HPT）处理，随后进行时效处理，成功在β-Ti-20 Mo（质量分数）合金中制备出了超细等轴双相（α + β）微观组织。然而，这些策略主要依赖于β钛合金塑性变形的位错滑移机制，而这种机制本质上只适用于尺寸大于约100纳米的组织。

除了位错滑移之外，当β相的化学稳定性降低时，在塑性变形过程中还可能发生应力诱发的ω相和α''马氏体转变。α''马氏体转变可以显著促进晶粒细化，并在β相基体内引入更多的相界面。例如，在对亚稳Ti-5553合金进行高压扭转处理时，应力诱发的α''马氏体转变可以将晶粒尺寸显著细化至30到50纳米。这些应力诱发的α''相及其相界面有利于α相的形核，从而影响合金的力学性能。

此外，形变孪晶在亚稳β钛合金中起着关键作用，在TWIP β钛合金中观察到了大量的一次和二次{332} <113>和{112} <111>孪晶。通常，形变纳米孪晶可以显著将晶粒尺寸减小到纳米级别。高密度纳米孪晶有助于形成具有分级和异质特征的微观组织，由于其在退火后具有较高的热稳定性，因而能够提高强度与延展性的协同性，这在铜、奥氏体钢等材料中均有体现。然而，形变孪晶对β钛合金中α相的析出行为和异质结构响应的影响，目前仍未得到充分理解。

中国科学院严福凯团队的研究旨在利用纳米孪晶，在亚稳β-Ti合金中设计具有分级和异质特征的微观组织。我们通过传统的冷轧工艺，在Ti-12Mo合金的纳米级β基体中制备出了高密度纳米孪晶。随后的热退火处理促使不同变形微观组织中出现了不同的α相析出行为，形成了一种新型的异质双相微观组织，该组织由纳米级层状和超细等轴的（α + β）相组成。我们系统地研究了冷轧过程中形变孪晶的演变，并分析了它们对β基体内α相析出行为的影响。

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

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

图1. 均匀化处理后的Ti-12Mo合金的微观组织。

(a) 电子背散射衍射（EBSD）反极图（IPF）以及相应的 (b) 相图，显示出等轴粗晶β相。(c) 沿<110>β晶带轴获得的透射电子显微镜（TEM）选区电子衍射（SAED）图谱，表明β基体中存在无热ω相。

图2. 冷轧变形量为10%的样品的微观组织。

(a) 扫描电子显微镜-电子通道衬度（SEM-ECC）图像以及 (b) 反极图（IPF），显示出粗晶粒内一次和二次形变带的激活。

(c) 一幅图像质量（IQ）图，其中红色标示的是{332} <113>孪晶界（Σ11），蓝色标示的是{112} <111>孪晶界（Σ3），表明了一次和二次{332} <113>孪晶的形成。

(d) 相应的相图，红色表示β相，黄色表示α''马氏体，叠加了以深色突出显示的{332} <113>孪晶界（Σ11），突出了一次和二次α''马氏体的形成。

图3. 冷轧变形量为10%样品的透射电子显微镜（TEM）表征结果。

(a) 和 (d) 为明场图像，(g) 和 (h) 分别是一次形变带与β基体界面处（在 (a) 中黄色圆圈标记处标为 “g”，在 (d) 中标记为 “h”）相应的选区电子衍射（SAED）图谱，显示出一组一次{332} <113>孪晶（在 (a) 和 (d) 中均标记为 “T”）。

(b) 为放大的明场图像，显示了一次形变带内生成的α''马氏体，相应的选区电子衍射图谱 (i) 证实了这一点。

(c) 为暗场图像，(j) 为选区电子衍射图谱，显示出无热ω相均匀地分散在一次形变带内。(d) 为明场图像，(e) 为暗场图像，显示了在一次形变带内诱发的二次{332} <113>孪晶，相应的选区电子衍射图谱 (f) 确认了这一结果。

图4. 冷轧变形量为40%的样品的扫描电子显微镜-电子通道衬度（SEM-ECC）微观组织图像，显示出剪切带（由黄色虚线勾勒）与一次{332} <113>孪晶相交，并且在一次形变带内出现了高密度的二次孪晶（箭头所指）。

图5. 冷轧变形量为40%样品的详细透射电子显微镜（TEM）表征。

(a) 明场图像，显示出由纳米孪晶区域（标记为 “NT”）和纳米晶区域（标记为 “NG”）组成的异质纳米结构。剪切带（标记为 “SB”）切割了一次孪晶，促进了纳米晶化。

(b) 纳米晶的暗场图像以及 (c) 相应的选区电子衍射（SAED）图谱，表明形成了随机取向的等轴纳米晶。

(d) 纳米孪晶的明场图像以及 (e) 标定后的 [-111] β // [001] βT // βT2 晶带轴SAED图谱，显示出多重 {332} <113> 孪晶体系。对 (d) 中红点标记的纳米孪晶进行了纳米束衍射（NBD）分析。

(f) 利用 (e) 中 “T2” 衍射斑点得到的纳米孪晶暗场图像。由于透射电镜样品放置角度不同，与 (a) 相比，明场图像 (d) 旋转了约50° 。

图6. (a) 粗晶（标记为“CG”）和 (b) 冷轧变形量为40%（标记为“CR”）样品中钛（蓝色）和钼（红色）原子的分布图，表明钛和钼原子呈均匀分布。

(c) 钛和钼原子相应的成分分布曲线。

图7. 冷轧变形量为40%的样品分别在 (a) 300℃、(b) 400℃ 和 (c) 500℃ 下退火60分钟后的扫描电子显微镜-电子通道衬度（SEM-ECC）微观组织图像，显示出由静态再结晶晶粒（标记为“SRX”）和未再结晶区域（由黄色虚线勾勒）组成的异质微观组织的演变情况。

图8. 在500℃退火处理后样品的电子背散射衍射（EBSD）表征结果。

(a) 反极图（IPF）以及 (b) 相图，显示出在再结晶晶粒区域中形成了（α + β）相。

图9. 500℃退火处理后样品的详细透射电子显微镜（TEM）/扫描透射电子显微镜（STEM）表征结果。

(a) 明场图像和 (e) 相应的扫描透射电子显微镜-高角度环形暗场（STEM-HAADF）图像，显示出由层状区域（由黄色虚线勾勒）和静态再结晶（SRX）区域组成的双相微观组织。(b) 放大的明场图像（(a) 中矩形区域），显示出高密度的位错。

(c) 暗场图像和 (d) 相应的选区电子衍射（SAED）图谱，表明层状区域由β相和α相组成。分别为 (f-f1) 层状区域、(g-g1) 静态再结晶晶粒和 (h-h1) 回复晶粒的放大后的STEM-HAADF图像以及相应的钼元素（红色）的能谱（EDS）面分布图。

图10. 500℃退火处理后样品的原子探针层析成像（APT）重构结果。

(a) 分布图，显示了等轴区域和层状区域中钛（蓝色）和钼（红色）原子的偏聚情况。

(b) 相应的钛原子浓度为94.5原子百分比和钼原子浓度为8.0原子百分比的等浓度面。

(c) 放大后的层状区域（(a) 中矩形区域）的分布图。

(d) 通过 (a) 中箭头所测的钛和钼原子的成分分布曲线。

图11. 低倍透射电子显微镜（TEM）明场图像，展示了在500℃退火处理后的样品中形成的双相双组织微观结构，其中纳米级层状（α + β）晶粒嵌入在超细等轴（α + β）晶粒之中。

图12. 一些典型β-Ti合金在塑性变形过程中晶粒细化与钼当量的关系

图13. 在300℃退火处理后的样品中，使用（a）0.33原子百分比的碳和（b）10.9原子百分比的钼的等浓度面所得到的分布图。（c）通过（b）中箭头测量得到的钛、钼和碳原子的成分分布曲线。在（a）中，孪晶界用橙色虚线标记为“TB”。

图14. （a）经过冷轧及后续时效处理的Ti-12Mo样品的拉伸工程应力-应变曲线。（b）本研究中Ti-12Mo样品的屈服强度与均匀伸长率之间的关系，并与水淬处理的Ti-(10-15)Mo合金、孪晶诱发塑性（TWIP）Ti-Mo-X（X：其他合金元素）合金以及时效处理的Ti-(10-15Mo)合金进行对比。

通过剧烈的冷轧处理，我们成功制备出了一种纳米结构的亚稳Ti-12Mo合金，其特征为纳米孪晶束嵌入在纳米尺寸的晶粒之中。这些纳米孪晶束的主要特征是二次{332} <113>纳米孪晶，平均孪晶厚度为49.2 ± 21.8纳米。平均尺寸为37.4 ± 19.1纳米的纳米级晶粒，主要是由于孪晶-孪晶相交处的细化以及剪切带的破碎而形成的。这种纳米结构的样品展现出了1200 ± 16兆帕的高抗拉强度，不过其伸长率有限，仅为10.5 ± 0.2%。

在随后的时效处理过程中，在纳米尺寸的β基体发生再结晶之前，α相在纳米孪晶区域和纳米晶区域同时形核。在这个形核阶段，钼的偏析导致α相中钼含量降低，而β相中钼含量富集。纳米晶区域中α相和β相的生长遵循正常的再结晶过程，而纳米孪晶区域中的生长则受到抑制。α相和β相沿着孪晶界加速生长，从而形成了纵横比约为3.7、平均横向尺寸为35纳米的纳米级层状（α + β）结构。最终，我们在Ti-12Mo合金中获得了由纳米级层状（α + β）相和超细等轴（α + β）相组成的双相双组织微观结构。这种具有分级结构的（α + β）Ti-12Mo组织展现出了高达1134兆帕的屈服强度。