圖1：（a） 同時顯示 d 電子參數和 [Mo] 位置的 3D 地圖設計中的Ti-1800合金的值和其他典型的Ti合金;（b） 熱機械加工路線示意圖和現有Ti-1800合金的相應微觀結構。

圖2：本Ti-1800合金的微觀結構表征。ST-860樣品的EBSD表征：（a）α和β相的相位圖;（b）α相和β相圖;（c）α相和β相圖;（c）α相和β相圖;（c）α相和β相圖;（c）α相和β（b） 具有疊加方向圖的圖像質量（IQ）圖。以紅色和藍色顯示HAGBs和LAGBs分數的插圖分別表示方向錯誤大于或小于15°;（c） STA-500樣品微觀結構的掃描電鏡圖像;（e） 使用 （200） 的透射電鏡 DF 圖像β在STA-500樣品中β-GB附近反射;（f） 本工程中設計的Ti-1800合金分層非均質網絡微觀結構示意圖;分別在（c）ST-860和（g）STA-500樣品中α相的尺寸分布。

圖3：α的微觀結構演變斷續器板材和αs薄片。將ST-860樣品（a）快速加熱至500°C（b）并在500°C下等溫老化：（c）0.5分鐘;（d） 1.5分鐘;（e） 15分鐘;（f） 30 分鐘和 （g） 60 分鐘，這表明α斷續器板優先沉淀，晶內αs薄片數量隨著等溫老化而增加;（h） α平均長度的演變斷續器具有等溫老化時間的板。

圖 4：αWGBS的沉淀機理（a） ST-860樣品在快速加熱至500°C并等溫老化0.5分鐘后的微觀結構，以及估計相鄰β晶粒之間的錯位角（β-G）;（b） 等高濃度表面為 2.2% 鈦和 1.0% 鈦2N靠近β-GB;（c）αWGBs/β-基質間相的一維組成剖面顯示了αWGBs和相鄰β-基質的組成。（d）和（e）沿[0-11]β//[001]α″//[0001]α帶軸的HAADF-STEM圖像，分別用于α WGBs板的前端和末端，分別。（d）和（e）的插圖分別是盒裝區域的相應FFT模式;（f）不同位置α WGBs /β-基質界面S值的擬合曲線，表明α WGBs沉淀前端形成中間α″相。

圖5：現為Ti-1800合金的力學性能。（a） 不同狀態下現有Ti-1800合金的工程應力-應變曲線;（b） 真實的應變-應力曲線和相應的加工硬化率;（c） 比較我們的 STA-500 合金和報告的高強度 Ti 合金之間的屈服強度和總伸長率，以及 （d） 我們的 Ti-1800 合金與典型高強度和商用 Ti 合金相比的原材料成本和比強度

圖6：ST-860樣品在拉伸試驗前的EBSD表征：（a）智商圖;（b）IQ圖;（c）極限試驗前的易受賄賂和試驗;（c）試驗前的易受賄賂和試驗;（c）試驗前的易受賄賂和試驗;（c） 試驗前的易受賄賂和試驗。（b） 相應的卡姆地圖和卡姆值統計結果的插圖;（c） α的特寫電鏡圖像p在 g = [1-211]， B = [1-21-6]；ST-860樣品在拉伸試驗后對EBSD的表征：（d）IQ圖;（e） 相應的KAM圖和KAM值統計結果的插頁;（f） α的透射電鏡特寫圖像p在 g = [0-111]， B = [1-21-3];拉伸試驗后β基質中的位錯形態：（g） B = [011]， g = [21-1];（h） B = [-111]， g = [110];（i）顯示了αp/β-基體界面的位錯形貌。

圖7：STA-500所述雙相Ti-1800合金的變形行為。在不同g（a）g =[-1011]和B =[01-11]，（B） g =[0001]和B =[01-10]拉伸前，含高度糾纏位錯αp/β反界面的STA-500 Ti合金中不規則αp粒子的初始TEM形貌;不同g拉伸后不規則αp粒子的典型變形亞結構:（c）B =[01-10]和g = [0001]，（d） B =[1-21-3]和g =[1-101]，對應的插圖顯示（c）中αp/β跨界附近的位錯環和（d）中αp中心分布均勻的位錯;拉伸前βtrans典型TEM形貌:對應的（e）β和（f）α反射的df -圖像顯示糾纏位錯堆積。（e）中的嵌套為相應的SAED圖案;拉伸后β反式的典型TEM形貌:相應的（g） βtrans和（h） αs反射顯示高密度的糾纏短位錯段；HRTEM顯微照片的IFFT（h）顯示αs片層中高密度（10-10）位錯。

圖8：（a） 比較從納米壓痕試驗中獲得的代表性載荷-位移曲線，以αp和βtrans在 STA-500 樣品中。（H）轉化βtrans的平均硬度是 4.20 GPa，與 Hβ-trans 具有不同的晶體取向的差異是非常小的。Hαp軟方向為6.31 GPa，遠高于βtrans;掃描電鏡圖像（b），相應的EBSD相位圖（c）和EBSD方向圖（d）αp在納米縮進樣品中。

圖9：本Ti-1800合金的斷裂行為。（a） ST-860樣品的斷裂形態，顯示典型的延展性斷裂特征;（b） 斷裂和裂紋擴展的掃描電鏡圖像;（c） （b）中盒裝區域的高倍率顯微照片，顯示αp/β矩陣接口或β矩陣內部;（d） 對STA-500樣品的分形圖觀察，顯示典型的微空隙聚結斷裂;空隙底部的這些顆粒具有相似的大小和形狀的αp顆粒，暗示αp的硬度高于βtrans;（e） 裂紋擴展的掃描電鏡圖像;（f） （e）中盒裝區域的高放大倍率顯微照片，顯示裂紋延伸和變鈍。晶間裂紋在αp/β反式界面成核，而不是在α WGB處成核。

在這項工作中，我們展示了一種設計超高強度鈦合金的策略，該策略利用原材料中不可避免的間質原子(O和N)的引入和/或熔融和熱機械過程，通過GBE調整GBs α沉淀的微觀結構變量。與其他典型的高強和商用鈦合金相比，我們設計的雙相鈦合金具有最高的屈服強度約1800 MPA，比強度5.0%的延伸率，充分體現了原材料的成本效益優勢。因此，目前的分層異質Ti-1800合金作為替代昂貴的鈦合金和其他工程合金，以實現低成本的輕量化應用。我們預期這一方法將適用于其他雙Ti合金，甚至是具有高間隙雜質容錯性的多組分合金，以獲得更高的強度和抗斷裂性能。

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