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 < 1 0 > _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 a α″ = 0.3144 nm, b α″ = 0.4844 nm 和 c α″ = 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 < 1 0 > _β 方向与α′沿 [1 1 ] _α′ 方向重叠的原子投影图 ( 接近 (1 1 ) _α′ 平面的法线 ) 。

图 10(a) β基体和孪晶沿 [1 0] _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