导读:孪晶诱导塑性(TWIP)效应有助于亚稳β Ti合金的高强度和高塑性协同作用。此外，应力诱导的α″马氏体(SIMs)通常与TWIP同时存在，导致屈服强度较低。在本研究中，Ti-23Nb的全α″型固溶处理(ST)样品在%合金在573 K下退火，然后缓慢冷却，得到具有β相和ω沉淀的风冷(AC)和炉冷(FC)样品。系统地研究了这些试样的力学性能和变形行为。AC和FC样品的屈服强度高于ST样品。虽然SIMs在AC样品中仍然存在，但在FC样品中完全被抑制。由于{332}<113>β孪晶的TWIP效应，退火后的样品具有较高的延展性。通过高分辨率透射电镜和晶体学分析，发现α″相具有< 10 >β//<001>α″、{332}β//{100}α″和{110}β//{110}α″与β基体和孪晶的异常取向关系(ORs)。这些ORs是由晶格畸变控制的，晶格畸变与唯一的β矩阵→畸变α″→{332}β孪晶通路有关。研究表明，α″→β反向马氏体相变和ω沉淀可获得力学性能增强的亚稳态β Ti合金。

钛及钛合金因其高比强度和优异的耐腐蚀性被广泛应用于航空航天、工业和医疗器械领域。随着V、Nb、Mo、Ta等β稳定剂含量的增加，Ti合金中产生α′马氏体(六方密堆积，HCP)、α″马氏体(碱心正交)和β相(体心立方，BCC)。由于{332}<113>β和{112}<111>β变形孪晶产生孪晶诱导塑性(TWIP)效应，形变诱导α′、α″马氏体或ω相产生相变诱导塑性(TRIP)效应，以及TWIP和TRIP效应的共同作用，亚稳态β Ti合金具有较高的延展性和应变硬化能力。虽然TRIP效应有利于塑性，但由于在变形初期产生应力诱导的α″马氏体(SIMs)，亚稳β Ti合金的屈服强度通常较低。

亚稳态β Ti合金可以含有纳米级的非热ω颗粒，这些ω颗粒是由β基体在水淬过程中形成的，并且作为基体具有均匀的元素分布。非热ω在时效过程中很容易转变为等温ω颗粒，在此过程中ω的三角形结构崩溃为六边形结构，β和ω之间发生元素快速分配，导致ω相自硬化。当α″加热到奥氏体起始温度(As)以上时，α″→β反向马氏体转变发生，并在奥氏体起始温度(Af)以上完成。水淬后的α″相通常不含ω，而通过α″→β反马氏体相变和缓慢冷却得到的β Ti合金中存在ω，等温ω可以在α″马氏体转变的β基体中析出。

α″→β反马氏体相变和进一步的ω析出不仅可以从完整的α″Ti合金中获得亚稳β Ti合金，而且可以通过调整适当的时效时间来适应ω析出物的特征，从而增强亚稳β Ti合金。此外，由于全α″钛合金中含有较少的β稳定元素，包括V、Nb、Mo和Ta，这些元素比Ti更昂贵，因此通过反向马氏体相变获得的亚稳β Ti合金更具成本效益。然而，通过这种方法获得的亚稳β Ti合金的变形机制和力学性能的系统研究仍然缺乏。上海交通大学孙坚团队研究发现一个完整的α″Ti-23Nb at。在573 K下对合金进行退火，采用不同的冷却速率得到了亚稳的β Ti样品。结果表明:Ti-23Nb合金经反马氏体相变和ω析出处理后，组织和变形机制得到了调整，具有良好的延展性和高强度。

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

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

图1(a)溶液处理(ST)、(b)风冷(AC)、(c)炉冷(FC)样品的光学显微图和(d)相应的XRD谱图。

通过OM和XRD对Ti-23Nb合金的ST、AC和FC样品的显微组织进行了表征(图1)。图1(a)显示了ST样品的α″马氏体特征，在ex-β晶粒中可以观察到致密的板状结构。前人的研究表明，不同方向的α″板一般属于α″马氏体的不同晶格对应变体(cv)，这些cv相互表现为{111}α″I型、<211>α″II型或{011}α″复合相变孪晶体系。这些α″板在前β晶粒中呈现三角形和v形形态，称为自调节结构。相比之下，AC和FC样品都显示出清晰的β晶界，并且晶粒很干净(图1(b)和(c))，这意味着在573 K退火后α″马氏体转变为母相β，并通过缓慢的空气或炉冷却保留β。图1(d)所示的XRD图谱表明，Ti-23Nb合金的ST样品包含完整的α″，其晶格参数为aα″= 0.3144 nm, bα″= 0.4844 nm和cα″= 0.4645 nm。AC和FC样品均以β为主导相，ω为次要相(图1(d))。

图2拉伸变形前样品的透射电镜(TEM)图像:(a) ST样品中α″马氏体的明场(BF)和暗场(DF)图像，以及(c) AC和(d) FC样品中ω析出物的DF图像。插图分别显示了在[001]α″//[211]α″、[110]β和[110]β带轴上获得的选择区域电子衍射(SAED)图。

为了揭示详细的微观组织，即ST中α″马氏体和AC和FC样品中的ω，进行了TEM分析，结果如图2所示。ST样品的TEM亮场(BF)图像显示出一些v形α″板(图2(a))，马氏体的排列与其他钛合金水淬后获得的自调节α″马氏体相似。插图显示了两个指示α″板的复合选择区电子衍射(SAED)模式。根据β相和α″相之间的晶格对应关系，两组SAED模式都可以被索引为α″马氏体，其中一组对应于[001]α″区的CV1，另一组对应于[211]α″区的CV4。CV4 α″变异体的暗场(DF)图像如图2(b)所示，其中由于同一α″变异体的习惯面不同，几乎垂直的板都属于CV4。

图3(a)工程拉伸应力-应变曲线和(b) Ti-23Nb ST、AC和FC样品的应变硬化率和真应力。

表1三种不同Ti-23Nb合金试样的力学性能。

图4 ST, AC和FC样品在达到8%工程应变的拉伸变形后的XRD图谱。

图5拉伸变形后(a) ST、(b) AC、(c) FC样品的EBSD逆极图(IPF)图，(d)与ST样品的图像质量(IQ)图重叠的特定边界以及沿点(e) 1→2、(f) 3→4、(g) 5→6得到的相应的错取向分布图。

图6应力诱导α″板的TEM (a) BF和(b) DF图像和(c,d) BF图像显示这些板在AC样品中与8%中断应变的{332}β孪带相互作用。

图7(a)变形AC试样在高达8%应变下{332}<113>β变形孪晶界的TEM BF图像，(b) SAED图像，(c)高分辨率TEM (HRTEM)图像，(d)快速傅里叶变换(FFT)图像，(e)正常α″，(f) α′和(g)畸变α″的模拟衍射图。

图8(a)变形FC试样在8%拉伸应变作用下的{332}<113>β变形孪晶界的TEM BF图，(b) SAED图，(c) HRTEM图。

图9(a) β-基质，(b)界面HCP-α′，(c) β-孪晶的单位细胞和代表平面。(d) β基体和孪晶沿< 10 >β方向与α′沿[11]α′方向重叠的原子投影图(接近(11)α′平面的法线)。

图10(a) β基体和孪晶沿[10]β方向与畸变α″沿[001]α″方向重叠的原子投影示意图，(b和d) β孪晶和(c和e)界面α″的HRTEM图像和相应晶格，(f) β基体→畸变α″→{332}β孪晶转变示意图

表2 β与变形-α的取向关系″。

图11畸变α″马氏体与{332}<113>β孪晶耦合的相变图路径。

图12在Ti-23Nb合金中通过反马氏体相变剪裁变形孪晶的途径(六边形指ex-β或β晶粒)。

本研究在573 K的高温下，对Ti-23Nb合金的α″型ST试样进行退火处理，诱导α″→β反马氏体相变和ω析出。然后，通过空气冷却(AC样品)或炉冷却(FC样品)缓慢冷却退火样品，获得ω-强化β型Ti-23Nb样品。对ST、AC和FC样品的显微组织、力学性能和变形行为进行了系统的检测，主要成果如下：

(1)退火后，ST样品中的α″马氏体转变为含有等温ω析出相的β相，且FC样品中的ω颗粒尺寸大于AC样品。

(2)在ST试样中观察到{130}<310>α″和{315}α″变形孪晶，而在AC和FC试样中观察到{332}<113>β孪晶，在AC试样中观察到SIMs。孪晶能力通过马氏体反相变得到转化。

(3)HRTEM显示了AC和FC样品中的{332}<113>β孪晶边界。

(4)通过α″→β反向马氏体相变和Af以上退火引起的ω析出来定制变形机制和力学性能。