导读：双相钛（Ti）合金中的HCP α沉淀物对其力学性能非常重要，一方面可以容纳塑性变形以获得较大的延展性，另一方面通过α沉淀物/β基体界面阻碍位错运动以实现高强度。然而，低对称α沉淀物的固有限滑系统导致渐进变形定位，甚至由于高应力集中而开裂，成为Ti合金中强度-延性冲突的根源。本文以三峰Ti-4.5Al-4.5Mo-7V-1.5Cr-1.5Zr（wt.%）合金为模型，采用分层多尺度、多多晶型α析出物进行修饰，引入多种塑性机理，实现高强度-延展性协同。序贯激活塑性机制（SAPM）主要涉及球状微米α中的棱柱状〈a〉和金字塔形〈c+a〉位错滑移和交叉滑移g、杆状亚微米α中的P型HCP到FCC转换和堆叠故障/纳米孪晶r，以及二次纳米α中的棱柱状〈a〉位错滑移转移s.α析出物中的SAPMs具有很强的尺寸依赖性，可以用临界分辨剪应力（CRSS）来解释。多多晶型α沉淀物对屈服强度的贡献通过其在多尺度上对α析出物的卓越强化能力进行了量化。目前具有三峰显微组织的分层Ti合金实现了1550/1614 MPa的屈服/极限抗拉强度和∼8.7%的延展性。

钛（Ti）及其合金因其高比强度和优异的耐腐蚀性等优异性能，在实际应用中受到广泛关注。为了提高亚稳态β钛合金的力学性能，α沉淀强化是最有效的方法，通过调整BCC β基体中HCP α析出物的尺寸、形貌和分布，通过α/β界面阻碍位错运动，然而，α相和β相之间晶体结构、变形机理和强度的差异导致α/β界面处的应力集中度很高，这是双相钛合金逐渐应变定位或微裂纹和延展性严重下降的原因。

为了解决上述问题，最近提出了三种新策略。首先，激活塑性变形过程中β相的多种塑性机制。例如，三官能团α沉淀调节β基体从位错滑移到相变的变形机制的激活序列，从而增强合金的延展性。其次，构建独特的异质结构，以减轻界面应变不相容性，从而实现均匀塑性变形所需的应变分配/梯度。还开发了一些在双相钛合金中具有多尺度α沉淀的分层结构，以减轻α/β界面应力集中，从而提高延展性.第三，利用间隙O/N元素细化和强化α沉淀物，从而减少α相和β相之间的强度差异。然而，上述三种策略很少调节低晶体对称α沉淀物的固有变形机制，这些沉淀物的独立滑移系统相当有限。与报道的高强度双相钛合金（屈服强度>1100 MPa）相比，这些新型钛合金的屈服强度超过1500 MPa，但由于加工硬化能力不足，均匀伸长率较低（< 3%）因此，这些高强度双相钛合金仍然赋予了强度-延展性的权衡。克服这一困境的关键在于激活α相的多种塑性机制，以缓解α相和β相之间的应变不相容性，提高加工硬化速率（WHR），从而均匀伸长。

一般来说，α沉淀物中的主要位错滑移模式是棱柱形<a>滑移，因为它的临界分辨剪切应力（CRSS）在所有滑移系统中最低。然而，仅靠这种滑移系统无法适应c轴应变，也无法满足Taylor-von Mises准则，因此需要激活金字塔形〈c + a〉滑移，变形孪生或相变。不幸的是，由于CRSS不同，这些机制很难同时激活，这归因于固有的高堆叠故障能量（SFE，>300 mJ/m2纯α-Ti）和强烈的晶粒尺寸效应。最近的研究已经证明，通过Sn/Al合金化调整c/a比，将主要滑移模式从棱柱形〈a〉转变为金字塔形〈c + a〉是可行的。同时，Al合金化显著降低了Ti的SFE，促进了变形孪生，甚至HCP到FCC的转变。在Zr 、Hf 和Ti合金中观察到了这种应力驱动的HCP到FCC相变。

受上述发现的启发，在这项工作中，我们设计了Ti-4.5Al-4.5Mo-7V-1.5Cr-1.5Zr（wt.%）合金中分层多尺度α析出物中顺序激活的多重塑性机制（定义为SAPM），从而实现了良好的强度-延展性协同作用。精确控制α沉淀粒径和形貌，制备了具有多尺度、多多晶型α析出物的三峰钛合金。利用晶粒尺寸依赖性变形机制，SAPM在多尺度α晶中工作，以逐渐适应施加的载荷。该策略使我们的三峰钛合金具有 1550/1614 MPa 的高屈服/极限拉伸强度和 ∼8.7% 的延展性，超过了之前报道的高强度双相钛合金。

该研究以Sequentially-activated multiple deformation mechanisms enable a hierarchically duplex titanium alloy with high strength-ductility synergy发表在

Acta Materialia上

链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645425008328?via%3Dihub

图1热机械和热处理工艺的示意图以及当前合金的相应微观组织演变。

图2.三峰显微组织合金的显微组织特征：（a）SEM图像显示αg和αr在ST样品中;（b）显示α的SEM图像g, αr和αs在老化样品中;（c）显示α的TEM图像g, αr和αs; （d）显示α相的反极图（IPF）图像;（例如）α的宽度和长度的分布r和αs和αg相位大小;（h-i） α的纵横比分布s和αr; （j）老化样品中不同相的含量。

图3 现有双峰和三峰结构钛合金的力学性能：（a）工程应力-应变曲线。插入SEM图像显示了这两种结构合金的裂纹扩展;（b） 比较我们的工作与其他商业钛合金和高强度钛合金之间的抗拉强度和总伸长率;（c）显示多级加工硬化行为的加工硬化率曲线。插图是真实的应力-应变曲线;（d） 比较我们的工作与高强度钛合金（包括一些报道的新型钛合金）之间的屈服强度和均匀伸长率（

图4SEM显微照片显示了三峰合金在拉伸试样示意图的“a-c”、“a1-c1”和“a2-b2”区域拉伸后的开裂和变形行为：（a-c）分别是小应变的三个α/β界面处的微空隙萌生特征;（a1-c1）α的滑移线和变形形貌g, αr和αs分别在中等应变下;（A2-B2）裂纹沿α扩展g相界面，裂纹穿透αr在大应变下沿剪切带相位;（c2）不同α/β界面裂纹萌生的概率。

图5.α的典型微观结构演化g在不同间断应变的三峰合金中。

图6α的典型微观结构演化r在不同间断应变的三峰合金中。

通过可行的热机械加工，成功设计了一种分层Ti-4.5Al-4.5Mo-7V-1.5Cr-1.5Zr双相Ti合金。与双峰合金相比，目前的三峰钛合金表现出1550/1614 MPa的屈服/极限抗拉强度和∼8.7%的延展性的良好组合。这些优异的力学性能源于多尺度和多晶型α沉淀物，通过顺序激活的塑性机制提高应变相容性，从而促进应变离域并实现动态均匀应变分布。α析出物组成（改变化学能和晶格结构，例如SFE 和 c/a）、析出物特性（例如硬度、尺寸和形貌）和界面性能（例如界面阻隔强度）的组合为调整双相钛合金的力学性能提供了巨大的空间。该策略结合了分层三模态结构和顺序激活多重塑性变形，为设计超强和延展性工程合金（如多组分合金、Zr 合金和钢）提供了新的见解。