導讀:孿晶誘導塑性(TWIP)效應有助于亞穩β Ti合金的高強度和高塑性協同作用。此外，應力誘導的α″馬氏體(SIMs)通常與TWIP同時存在，導致屈服強度較低。在本研究中，Ti-23Nb的全α″型固溶處理(ST)樣品在%合金在573 K下退火，然后緩慢冷卻，得到具有β相和ω沉淀的風冷(AC)和爐冷(FC)樣品。系統地研究了這些試樣的力學性能和變形行為。AC和FC樣品的屈服強度高于ST樣品。雖然SIMs在AC樣品中仍然存在，但在FC樣品中完全被抑制。由于{332}<113>β孿晶的TWIP效應，退火后的樣品具有較高的延展性。通過高分辨率透射電鏡和晶體學分析，發現α″相具有< 10 >β//<001>α″、{332}β//{100}α″和{110}β//{110}α″與β基體和孿晶的異常取向關系(ORs)。這些ORs是由晶格畸變控制的，晶格畸變與唯一的β矩陣→畸變α″→{332}β孿晶通路有關。研究表明，α″→β反向馬氏體相變和ω沉淀可獲得力學性能增強的亞穩態β Ti合金。

鈦及鈦合金因其高比強度和優異的耐腐蝕性被廣泛應用于航空航天、工業和醫療器械領域。隨著V、Nb、Mo、Ta等β穩定劑含量的增加，Ti合金中產生α′馬氏體(六方密堆積，HCP)、α″馬氏體(堿心正交)和β相(體心立方，BCC)。由于{332}<113>β和{112}<111>β變形孿晶產生孿晶誘導塑性(TWIP)效應，形變誘導α′、α″馬氏體或ω相產生相變誘導塑性(TRIP)效應，以及TWIP和TRIP效應的共同作用，亞穩態β Ti合金具有較高的延展性和應變硬化能力。雖然TRIP效應有利于塑性，但由于在變形初期產生應力誘導的α″馬氏體(SIMs)，亞穩β Ti合金的屈服強度通常較低。

亞穩態β Ti合金可以含有納米級的非熱ω顆粒，這些ω顆粒是由β基體在水淬過程中形成的，并且作為基體具有均勻的元素分布。非熱ω在時效過程中很容易轉變為等溫ω顆粒，在此過程中ω的三角形結構崩潰為六邊形結構，β和ω之間發生元素快速分配，導致ω相自硬化。當α″加熱到奧氏體起始溫度(As)以上時，α″→β反向馬氏體轉變發生，并在奧氏體起始溫度(Af)以上完成。水淬后的α″相通常不含ω，而通過α″→β反馬氏體相變和緩慢冷卻得到的β Ti合金中存在ω，等溫ω可以在α″馬氏體轉變的β基體中析出。

α″→β反馬氏體相變和進一步的ω析出不僅可以從完整的α″Ti合金中獲得亞穩β Ti合金，而且可以通過調整適當的時效時間來適應ω析出物的特征，從而增強亞穩β Ti合金。此外，由于全α″鈦合金中含有較少的β穩定元素，包括V、Nb、Mo和Ta，這些元素比Ti更昂貴，因此通過反向馬氏體相變獲得的亞穩β Ti合金更具成本效益。然而，通過這種方法獲得的亞穩β Ti合金的變形機制和力學性能的系統研究仍然缺乏。上海交通大學孫堅團隊研究發現一個完整的α″Ti-23Nb at。在573 K下對合金進行退火，采用不同的冷卻速率得到了亞穩的β Ti樣品。結果表明:Ti-23Nb合金經反馬氏體相變和ω析出處理后，組織和變形機制得到了調整，具有良好的延展性和高強度。

相關研究成果以“ω-Strengthened Ti-23Nb alloy with twinning-induced plasticity developed via reverse martensitic transformation”發表在Acta Materialia上

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645424005846?via%3Dihub

圖1(a)溶液處理(ST)、(b)風冷(AC)、(c)爐冷(FC)樣品的光學顯微圖和(d)相應的XRD譜圖。

通過OM和XRD對Ti-23Nb合金的ST、AC和FC樣品的顯微組織進行了表征(圖1)。圖1(a)顯示了ST樣品的α″馬氏體特征，在ex-β晶粒中可以觀察到致密的板狀結構。前人的研究表明，不同方向的α″板一般屬于α″馬氏體的不同晶格對應變體(cv)，這些cv相互表現為{111}α″I型、<211>α″II型或{011}α″復合相變孿晶體系。這些α″板在前β晶粒中呈現三角形和v形形態，稱為自調節結構。相比之下，AC和FC樣品都顯示出清晰的β晶界，并且晶粒很干凈(圖1(b)和(c))，這意味著在573 K退火后α″馬氏體轉變為母相β，并通過緩慢的空氣或爐冷卻保留β。圖1(d)所示的XRD圖譜表明，Ti-23Nb合金的ST樣品包含完整的α″，其晶格參數為aα″= 0.3144 nm, bα″= 0.4844 nm和cα″= 0.4645 nm。AC和FC樣品均以β為主導相，ω為次要相(圖1(d))。

圖2拉伸變形前樣品的透射電鏡(TEM)圖像:(a) ST樣品中α″馬氏體的明場(BF)和暗場(DF)圖像，以及(c) AC和(d) FC樣品中ω析出物的DF圖像。插圖分別顯示了在[001]α″//[211]α″、[110]β和[110]β帶軸上獲得的選擇區域電子衍射(SAED)圖。

為了揭示詳細的微觀組織，即ST中α″馬氏體和AC和FC樣品中的ω，進行了TEM分析，結果如圖2所示。ST樣品的TEM亮場(BF)圖像顯示出一些v形α″板(圖2(a))，馬氏體的排列與其他鈦合金水淬后獲得的自調節α″馬氏體相似。插圖顯示了兩個指示α″板的復合選擇區電子衍射(SAED)模式。根據β相和α″相之間的晶格對應關系，兩組SAED模式都可以被索引為α″馬氏體，其中一組對應于[001]α″區的CV1，另一組對應于[211]α″區的CV4。CV4 α″變異體的暗場(DF)圖像如圖2(b)所示，其中由于同一α″變異體的習慣面不同，幾乎垂直的板都屬于CV4。

圖3(a)工程拉伸應力-應變曲線和(b) Ti-23Nb ST、AC和FC樣品的應變硬化率和真應力。

表1三種不同Ti-23Nb合金試樣的力學性能。

圖4 ST, AC和FC樣品在達到8%工程應變的拉伸變形后的XRD圖譜。

圖5拉伸變形后(a) ST、(b) AC、(c) FC樣品的EBSD逆極圖(IPF)圖，(d)與ST樣品的圖像質量(IQ)圖重疊的特定邊界以及沿點(e) 1→2、(f) 3→4、(g) 5→6得到的相應的錯取向分布圖。

圖6應力誘導α″板的TEM (a) BF和(b) DF圖像和(c,d) BF圖像顯示這些板在AC樣品中與8%中斷應變的{332}β孿帶相互作用。

圖7(a)變形AC試樣在高達8%應變下{332}<113>β變形孿晶界的TEM BF圖像，(b) SAED圖像，(c)高分辨率TEM (HRTEM)圖像，(d)快速傅里葉變換(FFT)圖像，(e)正常α″，(f) α′和(g)畸變α″的模擬衍射圖。

圖8(a)變形FC試樣在8%拉伸應變作用下的{332}<113>β變形孿晶界的TEM BF圖，(b) SAED圖，(c) HRTEM圖。

圖9(a) β-基質，(b)界面HCP-α′，(c) β-孿晶的單位細胞和代表平面。(d) β基體和孿晶沿< 10 >β方向與α′沿[11]α′方向重疊的原子投影圖(接近(11)α′平面的法線)。

圖10(a) β基體和孿晶沿[10]β方向與畸變α″沿[001]α″方向重疊的原子投影示意圖，(b和d) β孿晶和(c和e)界面α″的HRTEM圖像和相應晶格，(f) β基體→畸變α″→{332}β孿晶轉變示意圖

表2 β與變形-α的取向關系″。

圖11畸變α″馬氏體與{332}<113>β孿晶耦合的相變圖路徑。

圖12在Ti-23Nb合金中通過反馬氏體相變剪裁變形孿晶的途徑(六邊形指ex-β或β晶粒)。

本研究在573 K的高溫下，對Ti-23Nb合金的α″型ST試樣進行退火處理，誘導α″→β反馬氏體相變和ω析出。然后，通過空氣冷卻(AC樣品)或爐冷卻(FC樣品)緩慢冷卻退火樣品，獲得ω-強化β型Ti-23Nb樣品。對ST、AC和FC樣品的顯微組織、力學性能和變形行為進行了系統的檢測，主要成果如下：

(1)退火后，ST樣品中的α″馬氏體轉變為含有等溫ω析出相的β相，且FC樣品中的ω顆粒尺寸大于AC樣品。

(2)在ST試樣中觀察到{130}<310>α″和{315}α″變形孿晶，而在AC和FC試樣中觀察到{332}<113>β孿晶，在AC試樣中觀察到SIMs。孿晶能力通過馬氏體反相變得到轉化。

(3)HRTEM顯示了AC和FC樣品中的{332}<113>β孿晶邊界。

(4)通過α″→β反向馬氏體相變和Af以上退火引起的ω析出來定制變形機制和力學性能。