Direct measurement of critical resolved shear stress of prismatic and basal slip in polycrystalline Ti using high energy X-ray diffraction microscopy
1
2017
... 钛合金中，hcp结构α -Ti的对称性较低，使得α 相的位错滑移临界剪切应力具有强烈的各向异性.室温下，α -Ti柱面<a >滑移系临界剪切应力最低，锥面<c + a> 滑移系的临界剪切应力比柱面<a> 滑移系高3~4倍而不能开动[1 ~3 ] .这使得α -Ti因缺少足够的滑移系而韧塑性较差.合金化是改善位错可动性、提高α 相塑性变形能力的重要途径之一.为此，本团队采用第一性原理平面波赝势方法(vienna ab initio simulation package，VASP)[4 ] 结合特殊准无序结构(special quasirandom structure，SQS)超晶胞模型[5 ,6 ] ，计算了Al等固溶合金元素对α -Ti位错滑移临界剪切应力的影响[7 ] .图1 a[7 ] 给出了α -Ti-x Al二元合金柱面及基面<a> 滑移系临界剪切应力随Al含量(x )的变化.由图可见，纯Ti中，柱面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a p ) 低于基面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a b ) ，柱面<a> 滑移系优先开动.随Al含量增加，τ a p τ a b τ a p τ a b . 随Al含量增加，2者逐渐接近.在x 大于某一临界值时，柱面及基面<a> 临界剪切应力达到相同水平.因此，在高Al含量下，柱面及基面<a> 滑移系可同时开动.在裂纹尖端，多个滑移系同时开动意味着可发射更多位错，使裂尖钝化并有效缓解裂纹尖端的应力集中，减缓裂纹扩展速率.因此，添加Al应该提高钛合金的断裂韧性.本团队对上述第一性原理计算结果进行了实验验证.图1 b[7 ] 给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
Tension-compression asymmetry in yielding and strain hardening behavior of CP-Ti at room temperature
0
2017
Anisotropy of strength and plasticity in single-colony lamellar structure of Ti-6Al-4V alloy
1
2020
... 钛合金中，hcp结构α -Ti的对称性较低，使得α 相的位错滑移临界剪切应力具有强烈的各向异性.室温下，α -Ti柱面<a >滑移系临界剪切应力最低，锥面<c + a> 滑移系的临界剪切应力比柱面<a> 滑移系高3~4倍而不能开动[1 ~3 ] .这使得α -Ti因缺少足够的滑移系而韧塑性较差.合金化是改善位错可动性、提高α 相塑性变形能力的重要途径之一.为此，本团队采用第一性原理平面波赝势方法(vienna ab initio simulation package，VASP)[4 ] 结合特殊准无序结构(special quasirandom structure，SQS)超晶胞模型[5 ,6 ] ，计算了Al等固溶合金元素对α -Ti位错滑移临界剪切应力的影响[7 ] .图1 a[7 ] 给出了α -Ti-x Al二元合金柱面及基面<a> 滑移系临界剪切应力随Al含量(x )的变化.由图可见，纯Ti中，柱面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a p ) 低于基面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a b ) ，柱面<a> 滑移系优先开动.随Al含量增加，τ a p τ a b τ a p τ a b . 随Al含量增加，2者逐渐接近.在x 大于某一临界值时，柱面及基面<a> 临界剪切应力达到相同水平.因此，在高Al含量下，柱面及基面<a> 滑移系可同时开动.在裂纹尖端，多个滑移系同时开动意味着可发射更多位错，使裂尖钝化并有效缓解裂纹尖端的应力集中，减缓裂纹扩展速率.因此，添加Al应该提高钛合金的断裂韧性.本团队对上述第一性原理计算结果进行了实验验证.图1 b[7 ] 给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
Efficient iterative schemes for ab initio total-energy calculations using a plane-wave basis set
1
1996
... 钛合金中，hcp结构α -Ti的对称性较低，使得α 相的位错滑移临界剪切应力具有强烈的各向异性.室温下，α -Ti柱面<a >滑移系临界剪切应力最低，锥面<c + a> 滑移系的临界剪切应力比柱面<a> 滑移系高3~4倍而不能开动[1 ~3 ] .这使得α -Ti因缺少足够的滑移系而韧塑性较差.合金化是改善位错可动性、提高α 相塑性变形能力的重要途径之一.为此，本团队采用第一性原理平面波赝势方法(vienna ab initio simulation package，VASP)[4 ] 结合特殊准无序结构(special quasirandom structure，SQS)超晶胞模型[5 ,6 ] ，计算了Al等固溶合金元素对α -Ti位错滑移临界剪切应力的影响[7 ] .图1 a[7 ] 给出了α -Ti-x Al二元合金柱面及基面<a> 滑移系临界剪切应力随Al含量(x )的变化.由图可见，纯Ti中，柱面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a p ) 低于基面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a b ) ，柱面<a> 滑移系优先开动.随Al含量增加，τ a p τ a b τ a p τ a b . 随Al含量增加，2者逐渐接近.在x 大于某一临界值时，柱面及基面<a> 临界剪切应力达到相同水平.因此，在高Al含量下，柱面及基面<a> 滑移系可同时开动.在裂纹尖端，多个滑移系同时开动意味着可发射更多位错，使裂尖钝化并有效缓解裂纹尖端的应力集中，减缓裂纹扩展速率.因此，添加Al应该提高钛合金的断裂韧性.本团队对上述第一性原理计算结果进行了实验验证.图1 b[7 ] 给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
Special quasirandom structures
1
1990
... 钛合金中，hcp结构α -Ti的对称性较低，使得α 相的位错滑移临界剪切应力具有强烈的各向异性.室温下，α -Ti柱面<a >滑移系临界剪切应力最低，锥面<c + a> 滑移系的临界剪切应力比柱面<a> 滑移系高3~4倍而不能开动[1 ~3 ] .这使得α -Ti因缺少足够的滑移系而韧塑性较差.合金化是改善位错可动性、提高α 相塑性变形能力的重要途径之一.为此，本团队采用第一性原理平面波赝势方法(vienna ab initio simulation package，VASP)[4 ] 结合特殊准无序结构(special quasirandom structure，SQS)超晶胞模型[5 ,6 ] ，计算了Al等固溶合金元素对α -Ti位错滑移临界剪切应力的影响[7 ] .图1 a[7 ] 给出了α -Ti-x Al二元合金柱面及基面<a> 滑移系临界剪切应力随Al含量(x )的变化.由图可见，纯Ti中，柱面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a p ) 低于基面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a b ) ，柱面<a> 滑移系优先开动.随Al含量增加，τ a p τ a b τ a p τ a b . 随Al含量增加，2者逐渐接近.在x 大于某一临界值时，柱面及基面<a> 临界剪切应力达到相同水平.因此，在高Al含量下，柱面及基面<a> 滑移系可同时开动.在裂纹尖端，多个滑移系同时开动意味着可发射更多位错，使裂尖钝化并有效缓解裂纹尖端的应力集中，减缓裂纹扩展速率.因此，添加Al应该提高钛合金的断裂韧性.本团队对上述第一性原理计算结果进行了实验验证.图1 b[7 ] 给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
Electronic properties of random alloys: Special quasirandom structures
1
1990
... 钛合金中，hcp结构α -Ti的对称性较低，使得α 相的位错滑移临界剪切应力具有强烈的各向异性.室温下，α -Ti柱面<a >滑移系临界剪切应力最低，锥面<c + a> 滑移系的临界剪切应力比柱面<a> 滑移系高3~4倍而不能开动[1 ~3 ] .这使得α -Ti因缺少足够的滑移系而韧塑性较差.合金化是改善位错可动性、提高α 相塑性变形能力的重要途径之一.为此，本团队采用第一性原理平面波赝势方法(vienna ab initio simulation package，VASP)[4 ] 结合特殊准无序结构(special quasirandom structure，SQS)超晶胞模型[5 ,6 ] ，计算了Al等固溶合金元素对α -Ti位错滑移临界剪切应力的影响[7 ] .图1 a[7 ] 给出了α -Ti-x Al二元合金柱面及基面<a> 滑移系临界剪切应力随Al含量(x )的变化.由图可见，纯Ti中，柱面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a p ) 低于基面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a b ) ，柱面<a> 滑移系优先开动.随Al含量增加，τ a p τ a b τ a p τ a b . 随Al含量增加，2者逐渐接近.在x 大于某一临界值时，柱面及基面<a> 临界剪切应力达到相同水平.因此，在高Al含量下，柱面及基面<a> 滑移系可同时开动.在裂纹尖端，多个滑移系同时开动意味着可发射更多位错，使裂尖钝化并有效缓解裂纹尖端的应力集中，减缓裂纹扩展速率.因此，添加Al应该提高钛合金的断裂韧性.本团队对上述第一性原理计算结果进行了实验验证.图1 b[7 ] 给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
Generalized stacking fault energies and critical resolved shear stresses of random α -Ti-Al alloys from first-principles calculations
5
2021
... 钛合金中，hcp结构α -Ti的对称性较低，使得α 相的位错滑移临界剪切应力具有强烈的各向异性.室温下，α -Ti柱面<a >滑移系临界剪切应力最低，锥面<c + a> 滑移系的临界剪切应力比柱面<a> 滑移系高3~4倍而不能开动[1 ~3 ] .这使得α -Ti因缺少足够的滑移系而韧塑性较差.合金化是改善位错可动性、提高α 相塑性变形能力的重要途径之一.为此，本团队采用第一性原理平面波赝势方法(vienna ab initio simulation package，VASP)[4 ] 结合特殊准无序结构(special quasirandom structure，SQS)超晶胞模型[5 ,6 ] ，计算了Al等固溶合金元素对α -Ti位错滑移临界剪切应力的影响[7 ] .图1 a[7 ] 给出了α -Ti-x Al二元合金柱面及基面<a> 滑移系临界剪切应力随Al含量(x )的变化.由图可见，纯Ti中，柱面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a p ) 低于基面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a b ) ，柱面<a> 滑移系优先开动.随Al含量增加，τ a p τ a b τ a p τ a b . 随Al含量增加，2者逐渐接近.在x 大于某一临界值时，柱面及基面<a> 临界剪切应力达到相同水平.因此，在高Al含量下，柱面及基面<a> 滑移系可同时开动.在裂纹尖端，多个滑移系同时开动意味着可发射更多位错，使裂尖钝化并有效缓解裂纹尖端的应力集中，减缓裂纹扩展速率.因此，添加Al应该提高钛合金的断裂韧性.本团队对上述第一性原理计算结果进行了实验验证.图1 b[7 ] 给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
... [7 ]给出了α -Ti-x Al二元合金柱面及基面<a> 滑移系临界剪切应力随Al含量(x )的变化.由图可见，纯Ti中，柱面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a p ) 低于基面<a> 滑移系临界剪切应力(τ a b ) ，柱面<a> 滑移系优先开动.随Al含量增加，τ a p τ a b τ a p τ a b . 随Al含量增加，2者逐渐接近.在x 大于某一临界值时，柱面及基面<a> 临界剪切应力达到相同水平.因此，在高Al含量下，柱面及基面<a> 滑移系可同时开动.在裂纹尖端，多个滑移系同时开动意味着可发射更多位错，使裂尖钝化并有效缓解裂纹尖端的应力集中，减缓裂纹扩展速率.因此，添加Al应该提高钛合金的断裂韧性.本团队对上述第一性原理计算结果进行了实验验证.图1 b[7 ] 给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
... [7 ]给出了实验测得的Ti-x Al二元合金的屈服强度(σ 0.2 ) 及断裂韧性(K Q ) 随Al含量的变化，屈服强度及断裂韧性均随Al含量增加而增加，初步验证了第一性原理计算预测结果. ...
... [
7 ]
Peierls stress (single dislocation critical resolved shear stress, CRSS) <i>τ</i> of Ti-<i>x</i>Al alloys plotted as functions of composition for the relaxed VASP-SQS calculations (a) and mechanical properties of Ti-<i>x</i>Al alloy as functions of Al concentration from experimental measurements (b) (VASP—vienna <i>ab initio</i> simulation package, SQS—special quasirandom structure, <span class="formulaText"><inline-formula><math id="M9"><msubsup><mrow><mi>τ</mi></mrow><mrow><mi>a</mi></mrow><mrow><mi mathvariant="normal">p</mi></mrow></msubsup></math></span></inline-formula></span>—CRSS of the prismatic <<i>a></i> slip, <span class="formulaText"><inline-formula><math id="M10"><msubsup><mrow><mi>τ</mi></mrow><mrow><mi>a</mi></mrow><mrow><mi mathvariant="normal">b</mi></mrow></msubsup></math></span></inline-formula></span>—CRSS of the basal <<i>a</i>> slip)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R7">7</xref>]</sup> Fig.1 ![]()
除采用成分设计提升α -Ti变形协调性外，还可进一步优化两相钛合金中α 和β 相间变形协调性.高强高韧钛合金大多采用α + β 两相显微组织，利用α 析出相强化β 相基体.合金的力学性质取决于两相性质及其匹配情况.基体及沉淀相强度越高，合金的总体强度越高.若α 和β 性质如弹性模量及位错滑移临界剪切应力接近，则在外加载荷下，两相的协调变形能力增加，微裂纹或微孔洞推迟形核，合金韧性增加.基于这一思想，本团队采用第一原理精确Muffin-Tin轨道方法[8 ,9 ] ，计算了包括Ti-6Al-4V (质量分数，下同，即Ti64)、新型高强韧合金在内的一系列钛合金α 、β 相的弹性模量.表1 中列出了3种典型合金的弹性模量及其比值.从表中可以看出，由本团队研发的2种新型钛合金(Alloy-1、Alloy-2)中β 相、α 相的Young's模量之比(Eβ / Eα )及剪切模量之比(Gβ / Gα )均高于Ti64合金.因此，理论计算结果表明，新型钛合金的韧性应优于Ti64合金，这一预测结果与实际测试结果相符. ...
... [
7 ]
Fig.1 ![]()
除采用成分设计提升α -Ti变形协调性外，还可进一步优化两相钛合金中α 和β 相间变形协调性.高强高韧钛合金大多采用α + β 两相显微组织，利用α 析出相强化β 相基体.合金的力学性质取决于两相性质及其匹配情况.基体及沉淀相强度越高，合金的总体强度越高.若α 和β 性质如弹性模量及位错滑移临界剪切应力接近，则在外加载荷下，两相的协调变形能力增加，微裂纹或微孔洞推迟形核，合金韧性增加.基于这一思想，本团队采用第一原理精确Muffin-Tin轨道方法[8 ,9 ] ，计算了包括Ti-6Al-4V (质量分数，下同，即Ti64)、新型高强韧合金在内的一系列钛合金α 、β 相的弹性模量.表1 中列出了3种典型合金的弹性模量及其比值.从表中可以看出，由本团队研发的2种新型钛合金(Alloy-1、Alloy-2)中β 相、α 相的Young's模量之比(Eβ / Eα )及剪切模量之比(Gβ / Gα )均高于Ti64合金.因此，理论计算结果表明，新型钛合金的韧性应优于Ti64合金，这一预测结果与实际测试结果相符. ...
Total-energy method based on the exact Muffin-Tin orbitals theory
1
2001
... 除采用成分设计提升α -Ti变形协调性外，还可进一步优化两相钛合金中α 和β 相间变形协调性.高强高韧钛合金大多采用α + β 两相显微组织，利用α 析出相强化β 相基体.合金的力学性质取决于两相性质及其匹配情况.基体及沉淀相强度越高，合金的总体强度越高.若α 和β 性质如弹性模量及位错滑移临界剪切应力接近，则在外加载荷下，两相的协调变形能力增加，微裂纹或微孔洞推迟形核，合金韧性增加.基于这一思想，本团队采用第一原理精确Muffin-Tin轨道方法[8 ,9 ] ，计算了包括Ti-6Al-4V (质量分数，下同，即Ti64)、新型高强韧合金在内的一系列钛合金α 、β 相的弹性模量.表1 中列出了3种典型合金的弹性模量及其比值.从表中可以看出，由本团队研发的2种新型钛合金(Alloy-1、Alloy-2)中β 相、α 相的Young's模量之比(Eβ / Eα )及剪切模量之比(Gβ / Gα )均高于Ti64合金.因此，理论计算结果表明，新型钛合金的韧性应优于Ti64合金，这一预测结果与实际测试结果相符. ...
1
2007
... 除采用成分设计提升α -Ti变形协调性外，还可进一步优化两相钛合金中α 和β 相间变形协调性.高强高韧钛合金大多采用α + β 两相显微组织，利用α 析出相强化β 相基体.合金的力学性质取决于两相性质及其匹配情况.基体及沉淀相强度越高，合金的总体强度越高.若α 和β 性质如弹性模量及位错滑移临界剪切应力接近，则在外加载荷下，两相的协调变形能力增加，微裂纹或微孔洞推迟形核，合金韧性增加.基于这一思想，本团队采用第一原理精确Muffin-Tin轨道方法[8 ,9 ] ，计算了包括Ti-6Al-4V (质量分数，下同，即Ti64)、新型高强韧合金在内的一系列钛合金α 、β 相的弹性模量.表1 中列出了3种典型合金的弹性模量及其比值.从表中可以看出，由本团队研发的2种新型钛合金(Alloy-1、Alloy-2)中β 相、α 相的Young's模量之比(Eβ / Eα )及剪切模量之比(Gβ / Gα )均高于Ti64合金.因此，理论计算结果表明，新型钛合金的韧性应优于Ti64合金，这一预测结果与实际测试结果相符. ...
Ti-Nb-Pd合金中ω 相及其微观行为
1
2013
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
Ti-Nb-Pd合金中ω 相及其微观行为
1
2013
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
Experimental evidence of concurrent compositional and structural instabilities leading to ω precipitation in titanium-molybdenum alloys
0
2012
Formation of a shock deformation induced ω phase in Zr 20 Nb alloy
1
2004
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
β 相稳定性对双相Ti-3Al-5Mo-
1
4
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
β 相稳定性对双相Ti-3Al-5Mo-
1
4
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
Athermal and deformation-induced ω -phase transformations in biomedical beta-type alloy Ti-9Cr-0.2O
1
2016
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
Shock-induced omega phase in tantalum
1
1998
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
Precipitation processes in the Beta-Titanium alloy Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr
3
2015
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
... [16 ]表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
The role of cuboidal ω precipitates on α precipitation in a Ti-20V alloy
1
2016
... ω 相常出现在Ti、Zr和Hf纯金属及其合金中[10 ~12 ] ，根据形成条件及成分，ω 相可分为ω ath 相和ω iso 相，其中β 相区淬火形成ω ath 相，在随后的时效过程中形成ω iso 相[13 ] .ω 相为六角结构(P 6/mmm ，AlB2 型)，与基体β 相位向关系为[111]β ω 1 1 ¯ 0 ) β 11 2 ¯ 0 ) ω [14 ,15 ] .亚稳β 相在相对较低温度时效热处理可发生β →ω iso 相变，形成纳米级ω 相，并且相变过程伴随元素的再分配[16 ,17 ] .与β →α 相变过程中不同稳定元素的扩散行为不同，研究[16 ] 表明ω 相中的α 稳定元素(Al)及β 稳定元素(Mo、C、V、Fe等)含量均低于β 基体，这将显著影响后续升温过程中ω 相辅助α 相的形核位置，即α 相将在ω /β 相界而非ω 中心处形核. ...
Strong deformation anisotropies of ω -precipitates and strengthening mechanisms in Ti-10V-2Fe-3Al alloy micropillars: Precipitates shearing vs precipitates disordering
5
2016
... 通常认为ω 相是一种硬脆相，显著影响合金的塑性变形及力学性能.本团队的第一性原理计算表明，除柱面滑移系(2 ¯ 020 ) [0001]外，ω 相的其他可能滑移系的位错滑移势垒均显著高于β 相.因此，ω 相阻碍位错运动，起到强化作用.位错在ω /β 相界堆积，引起应力集中，促进裂纹萌生，降低合金韧性.然而，ω 相柱面滑移系(2 ¯ 020 ) [0001]的滑移势垒与β 相的最易滑移系{112}<111>β ω -β 取向关系使得2个滑移系接近平行时，β 相中的位错能顺利切过ω 相.上述研究得到了合作者的实验证实.Chen等[18 ] 对bcc结构的单晶Ti-10V-2Fe-3Al (Ti1023)合金进行了微柱压缩变形行为研究.图2 [18 ] 结果表明，微柱中存在不同厚度的滑移带，滑移带中ω 相的变形行为很大程度上取决于其与β 相基体的取向关系.当滑移带中ω 相与β 相的取向关系为(2 ¯ 020 ) ω β ω β ω 相，被位错切过的ω 相仍保持较为完整的六角晶格结构.但ω 相与β 相为其他取向关系时，由于位错难以切过ω 相，从而在ω 相前端堆积，应力集中使得ω 相的晶格紊乱无序化.Lai等[19 ,20 ] 的实验表明，在亚稳β 型Ti-25Nb-0.7Ta-2Zr (原子分数，%)合金中，位错易沿柱面切过ω 相，导致ω →β 相变，进而产生无ω 相条带，该条带将为位错运动提供快速通道，使得合金在后续塑性变形过程中表现出变形局域化导致的较低加工硬化率. ...
... [18 ]结果表明，微柱中存在不同厚度的滑移带，滑移带中ω 相的变形行为很大程度上取决于其与β 相基体的取向关系.当滑移带中ω 相与β 相的取向关系为(2 ¯ 020 ) ω β ω β ω 相，被位错切过的ω 相仍保持较为完整的六角晶格结构.但ω 相与β 相为其他取向关系时，由于位错难以切过ω 相，从而在ω 相前端堆积，应力集中使得ω 相的晶格紊乱无序化.Lai等[19 ,20 ] 的实验表明，在亚稳β 型Ti-25Nb-0.7Ta-2Zr (原子分数，%)合金中，位错易沿柱面切过ω 相，导致ω →β 相变，进而产生无ω 相条带，该条带将为位错运动提供快速通道，使得合金在后续塑性变形过程中表现出变形局域化导致的较低加工硬化率. ...
... [
18 ]
(a) low-magnification bright field (BF) image (The inset is corresponding SEM appearance) ...
... (c, d) dark field (DF) images taken from (0001)
ω 2 and (0001)
ω 1 diffraction spots of Fig.2b, respectively (Insets show the crystal orientation of
ω 2 and
ω 1 )
Transmission electron microscope (TEM) images of the deformed 3 μm micropillar of Ti-10V-2Fe-3Al alloy<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R18">18</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
本团队对Ti-3Al-5Mo-4.5V两相钛合金中ω 相的析出及其对力学行为的影响进行了研究.图3 显示，合金经α + β 两相区固溶后(750)合金中未析出ω 相；经固溶 + 300℃时效处理后(750 + 300)，在TEM像中观察到了β 基体中ω 相的衍射斑点，与之对应的暗场像也显示出大量弥散分布的纳米尺度ω 相；当增加时效温度到500℃时(750 + 500)，没有观察到ω 相的析出，此时β 相中应以次生α 相析出为主.图4 为3种热处理状态下合金的室温拉伸应力-应变曲线及加工硬化率曲线.可以看出，固溶态合金塑性变形具有明显的双屈服现象，这与β 相形变诱发α ″马氏体相变有关.固溶 + 300℃时效条件下，合金强度得到大幅度提升，塑性显著下降，且合金屈服后呈现明显的加工软化，由于该热处理条件下存在大量的ω 相，ω 相可以通过以下2种机制导致加工软化：(1) 当ω 与β 满足(2 ¯ 020 ) ω β β /ω 界面上是连续的，位错容易沿ω 相的基面切过β /ω 界面[18 ] ；(2) 位错还可以沿柱面切过ω 相，导致ω 相转变为β 相，从而产生一条无ω 相通道，位错可集中在该通道内发生滑移[19 ] .以上2种与ω 相相关的位错运动机制都将导致显著的平面滑移及应变局域化，从而降低合金的加工硬化率.固溶 + 500℃时效条件下，合金中无ω 相的析出，β 基体中析出次生α 相，产生了明显的强化效果.应该指出的是：(i) 从β 分别转变为α ″和ω 的2个相变存在竞争关系，因此固溶 + 300℃时效样品拉伸过程中不再发生形变诱发α ″马氏体相变；(ii) 图4 b中固溶态样品表观加工硬化率的升高是β 发生形变诱发α ″马氏体相变以及α ″变形所致，而非通常的位错反应所致；(iii) 虽然钛合金中保留下来的ω 相是有害相，但可以利用ω 相在β 中形核率高的特点，以ω 相降低次生α 相的形核能垒，显著提升次生α 相的形核率，产生极细小的弥散次生α 片层，最终消除ω 相，本文将在后续章节中进行介绍. ...
... 本团队对Ti-3Al-5Mo-4.5V两相钛合金中ω 相的析出及其对力学行为的影响进行了研究.图3 显示，合金经α + β 两相区固溶后(750)合金中未析出ω 相；经固溶 + 300℃时效处理后(750 + 300)，在TEM像中观察到了β 基体中ω 相的衍射斑点，与之对应的暗场像也显示出大量弥散分布的纳米尺度ω 相；当增加时效温度到500℃时(750 + 500)，没有观察到ω 相的析出，此时β 相中应以次生α 相析出为主.图4 为3种热处理状态下合金的室温拉伸应力-应变曲线及加工硬化率曲线.可以看出，固溶态合金塑性变形具有明显的双屈服现象，这与β 相形变诱发α ″马氏体相变有关.固溶 + 300℃时效条件下，合金强度得到大幅度提升，塑性显著下降，且合金屈服后呈现明显的加工软化，由于该热处理条件下存在大量的ω 相，ω 相可以通过以下2种机制导致加工软化：(1) 当ω 与β 满足(2 ¯ 020 ) ω β β /ω 界面上是连续的，位错容易沿ω 相的基面切过β /ω 界面[18 ] ；(2) 位错还可以沿柱面切过ω 相，导致ω 相转变为β 相，从而产生一条无ω 相通道，位错可集中在该通道内发生滑移[19 ] .以上2种与ω 相相关的位错运动机制都将导致显著的平面滑移及应变局域化，从而降低合金的加工硬化率.固溶 + 500℃时效条件下，合金中无ω 相的析出，β 基体中析出次生α 相，产生了明显的强化效果.应该指出的是：(i) 从β 分别转变为α ″和ω 的2个相变存在竞争关系，因此固溶 + 300℃时效样品拉伸过程中不再发生形变诱发α ″马氏体相变；(ii) 图4 b中固溶态样品表观加工硬化率的升高是β 发生形变诱发α ″马氏体相变以及α ″变形所致，而非通常的位错反应所致；(iii) 虽然钛合金中保留下来的ω 相是有害相，但可以利用ω 相在β 中形核率高的特点，以ω 相降低次生α 相的形核能垒，显著提升次生α 相的形核率，产生极细小的弥散次生α 片层，最终消除ω 相，本文将在后续章节中进行介绍. ...
ω phase acts as a switch between dislocation channeling and joint twinning- and transformation-induced plasticity in a metastable β titanium alloy
2
2018
... 通常认为ω 相是一种硬脆相，显著影响合金的塑性变形及力学性能.本团队的第一性原理计算表明，除柱面滑移系(2 ¯ 020 ) [0001]外，ω 相的其他可能滑移系的位错滑移势垒均显著高于β 相.因此，ω 相阻碍位错运动，起到强化作用.位错在ω /β 相界堆积，引起应力集中，促进裂纹萌生，降低合金韧性.然而，ω 相柱面滑移系(2 ¯ 020 ) [0001]的滑移势垒与β 相的最易滑移系{112}<111>β ω -β 取向关系使得2个滑移系接近平行时，β 相中的位错能顺利切过ω 相.上述研究得到了合作者的实验证实.Chen等[18 ] 对bcc结构的单晶Ti-10V-2Fe-3Al (Ti1023)合金进行了微柱压缩变形行为研究.图2 [18 ] 结果表明，微柱中存在不同厚度的滑移带，滑移带中ω 相的变形行为很大程度上取决于其与β 相基体的取向关系.当滑移带中ω 相与β 相的取向关系为(2 ¯ 020 ) ω β ω β ω 相，被位错切过的ω 相仍保持较为完整的六角晶格结构.但ω 相与β 相为其他取向关系时，由于位错难以切过ω 相，从而在ω 相前端堆积，应力集中使得ω 相的晶格紊乱无序化.Lai等[19 ,20 ] 的实验表明，在亚稳β 型Ti-25Nb-0.7Ta-2Zr (原子分数，%)合金中，位错易沿柱面切过ω 相，导致ω →β 相变，进而产生无ω 相条带，该条带将为位错运动提供快速通道，使得合金在后续塑性变形过程中表现出变形局域化导致的较低加工硬化率. ...
... 本团队对Ti-3Al-5Mo-4.5V两相钛合金中ω 相的析出及其对力学行为的影响进行了研究.图3 显示，合金经α + β 两相区固溶后(750)合金中未析出ω 相；经固溶 + 300℃时效处理后(750 + 300)，在TEM像中观察到了β 基体中ω 相的衍射斑点，与之对应的暗场像也显示出大量弥散分布的纳米尺度ω 相；当增加时效温度到500℃时(750 + 500)，没有观察到ω 相的析出，此时β 相中应以次生α 相析出为主.图4 为3种热处理状态下合金的室温拉伸应力-应变曲线及加工硬化率曲线.可以看出，固溶态合金塑性变形具有明显的双屈服现象，这与β 相形变诱发α ″马氏体相变有关.固溶 + 300℃时效条件下，合金强度得到大幅度提升，塑性显著下降，且合金屈服后呈现明显的加工软化，由于该热处理条件下存在大量的ω 相，ω 相可以通过以下2种机制导致加工软化：(1) 当ω 与β 满足(2 ¯ 020 ) ω β β /ω 界面上是连续的，位错容易沿ω 相的基面切过β /ω 界面[18 ] ；(2) 位错还可以沿柱面切过ω 相，导致ω 相转变为β 相，从而产生一条无ω 相通道，位错可集中在该通道内发生滑移[19 ] .以上2种与ω 相相关的位错运动机制都将导致显著的平面滑移及应变局域化，从而降低合金的加工硬化率.固溶 + 500℃时效条件下，合金中无ω 相的析出，β 基体中析出次生α 相，产生了明显的强化效果.应该指出的是：(i) 从β 分别转变为α ″和ω 的2个相变存在竞争关系，因此固溶 + 300℃时效样品拉伸过程中不再发生形变诱发α ″马氏体相变；(ii) 图4 b中固溶态样品表观加工硬化率的升高是β 发生形变诱发α ″马氏体相变以及α ″变形所致，而非通常的位错反应所致；(iii) 虽然钛合金中保留下来的ω 相是有害相，但可以利用ω 相在β 中形核率高的特点，以ω 相降低次生α 相的形核能垒，显著提升次生α 相的形核率，产生极细小的弥散次生α 片层，最终消除ω 相，本文将在后续章节中进行介绍. ...
Deformation mechanism of ω -enriched Ti-Nb-based gum metal: Dislocation channeling and deformation induced ω -β transformation
1
2015
... 通常认为ω 相是一种硬脆相，显著影响合金的塑性变形及力学性能.本团队的第一性原理计算表明，除柱面滑移系(2 ¯ 020 ) [0001]外，ω 相的其他可能滑移系的位错滑移势垒均显著高于β 相.因此，ω 相阻碍位错运动，起到强化作用.位错在ω /β 相界堆积，引起应力集中，促进裂纹萌生，降低合金韧性.然而，ω 相柱面滑移系(2 ¯ 020 ) [0001]的滑移势垒与β 相的最易滑移系{112}<111>β ω -β 取向关系使得2个滑移系接近平行时，β 相中的位错能顺利切过ω 相.上述研究得到了合作者的实验证实.Chen等[18 ] 对bcc结构的单晶Ti-10V-2Fe-3Al (Ti1023)合金进行了微柱压缩变形行为研究.图2 [18 ] 结果表明，微柱中存在不同厚度的滑移带，滑移带中ω 相的变形行为很大程度上取决于其与β 相基体的取向关系.当滑移带中ω 相与β 相的取向关系为(2 ¯ 020 ) ω β ω β ω 相，被位错切过的ω 相仍保持较为完整的六角晶格结构.但ω 相与β 相为其他取向关系时，由于位错难以切过ω 相，从而在ω 相前端堆积，应力集中使得ω 相的晶格紊乱无序化.Lai等[19 ,20 ] 的实验表明，在亚稳β 型Ti-25Nb-0.7Ta-2Zr (原子分数，%)合金中，位错易沿柱面切过ω 相，导致ω →β 相变，进而产生无ω 相条带，该条带将为位错运动提供快速通道，使得合金在后续塑性变形过程中表现出变形局域化导致的较低加工硬化率. ...
Phase stability and elastic modulus of Ti alloys containing Nb, Zr, and/or Sn from first-principles calculations
4
2008
... 优化合金元素类型及含量可对β 相中析出的ω 相进行有效的调控.本团队采用第一原理方法系统研究了合金化对两相相对稳定性的影响[21 ,22 ] .结果表明，六角结构(ω 相)纯Ti的能量低于bcc结构(β 相)，即在低温下纯Ti ω 相比β 相稳定.二元Ti-M 合金中，ω 相与β 相的能量差随过渡族金属合金元素Zr、V、Nb、Mo和Cr含量的增加而增加(图5 [21 ,22 ] )，意味着β 相相对于ω 相的稳定性增加.当合金元素含量达到一定值时，ω 相与β 相的能量差变为正值，即，β 相比ω 相稳定，不再发生β →ω 结构相变.这些合金元素对β 相的稳定作用由Zr、V、Nb、Cr、Mo依次增加.因此，在β 钛合金中，用β 稳定作用强的元素(如Mo)替换β 稳定作用较弱的元素(如Zr、V、Nb等)，能有效抑制β 相中的ω 析出相.这一结果同样适用于TiAl基金属间化合物[23 ] . ...
... [21 ,22 ])，意味着β 相相对于ω 相的稳定性增加.当合金元素含量达到一定值时，ω 相与β 相的能量差变为正值，即，β 相比ω 相稳定，不再发生β →ω 结构相变.这些合金元素对β 相的稳定作用由Zr、V、Nb、Cr、Mo依次增加.因此，在β 钛合金中，用β 稳定作用强的元素(如Mo)替换β 稳定作用较弱的元素(如Zr、V、Nb等)，能有效抑制β 相中的ω 析出相.这一结果同样适用于TiAl基金属间化合物[23 ] . ...
... [
21 ,
22 ]
Energy difference (Δ<i>E<sup>ω-β</sup></i>) between <i>ω</i> and <i>β</i> phases of binary Ti-<i>xM</i> (<i>M </i>= Zr, V, Nb, Mo, Cr) alloys <i>vs</i> content of <i>M</i> (<i>x</i>)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R21">21</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R22">22</xref>]</sup> Fig.5 ![]()
钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
... [
21 ,
22 ]
Fig.5 ![]()
钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
First-principles study of phase stability and elastic properties of binary Ti-x TM (TM = V, Cr, Nb, Mo) and ternary Ti-15TM-y Al alloys
4
2016
... 优化合金元素类型及含量可对β 相中析出的ω 相进行有效的调控.本团队采用第一原理方法系统研究了合金化对两相相对稳定性的影响[21 ,22 ] .结果表明，六角结构(ω 相)纯Ti的能量低于bcc结构(β 相)，即在低温下纯Ti ω 相比β 相稳定.二元Ti-M 合金中，ω 相与β 相的能量差随过渡族金属合金元素Zr、V、Nb、Mo和Cr含量的增加而增加(图5 [21 ,22 ] )，意味着β 相相对于ω 相的稳定性增加.当合金元素含量达到一定值时，ω 相与β 相的能量差变为正值，即，β 相比ω 相稳定，不再发生β →ω 结构相变.这些合金元素对β 相的稳定作用由Zr、V、Nb、Cr、Mo依次增加.因此，在β 钛合金中，用β 稳定作用强的元素(如Mo)替换β 稳定作用较弱的元素(如Zr、V、Nb等)，能有效抑制β 相中的ω 析出相.这一结果同样适用于TiAl基金属间化合物[23 ] . ...
... ,22 ])，意味着β 相相对于ω 相的稳定性增加.当合金元素含量达到一定值时，ω 相与β 相的能量差变为正值，即，β 相比ω 相稳定，不再发生β →ω 结构相变.这些合金元素对β 相的稳定作用由Zr、V、Nb、Cr、Mo依次增加.因此，在β 钛合金中，用β 稳定作用强的元素(如Mo)替换β 稳定作用较弱的元素(如Zr、V、Nb等)，能有效抑制β 相中的ω 析出相.这一结果同样适用于TiAl基金属间化合物[23 ] . ...
... ,
22 ]
Energy difference (Δ<i>E<sup>ω-β</sup></i>) between <i>ω</i> and <i>β</i> phases of binary Ti-<i>xM</i> (<i>M </i>= Zr, V, Nb, Mo, Cr) alloys <i>vs</i> content of <i>M</i> (<i>x</i>)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R21">21</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R22">22</xref>]</sup> Fig.5 ![]()
钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
... ,
22 ]
Fig.5 ![]()
钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
Theoretical investigation of the ω -related phases in TiAl-Nb/Mo alloys
1
2014
... 优化合金元素类型及含量可对β 相中析出的ω 相进行有效的调控.本团队采用第一原理方法系统研究了合金化对两相相对稳定性的影响[21 ,22 ] .结果表明，六角结构(ω 相)纯Ti的能量低于bcc结构(β 相)，即在低温下纯Ti ω 相比β 相稳定.二元Ti-M 合金中，ω 相与β 相的能量差随过渡族金属合金元素Zr、V、Nb、Mo和Cr含量的增加而增加(图5 [21 ,22 ] )，意味着β 相相对于ω 相的稳定性增加.当合金元素含量达到一定值时，ω 相与β 相的能量差变为正值，即，β 相比ω 相稳定，不再发生β →ω 结构相变.这些合金元素对β 相的稳定作用由Zr、V、Nb、Cr、Mo依次增加.因此，在β 钛合金中，用β 稳定作用强的元素(如Mo)替换β 稳定作用较弱的元素(如Zr、V、Nb等)，能有效抑制β 相中的ω 析出相.这一结果同样适用于TiAl基金属间化合物[23 ] . ...
Nanoscale origins of the oriented precipitation of Ti3 Al in TiAl systems
1
2016
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
钛合金热稳定性研究Ⅰ: Ti3 X相形成的电子浓度规律
1
1984
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
钛合金热稳定性研究Ⅰ: Ti3 X相形成的电子浓度规律
1
1984
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
钛合金热稳定性研究Ⅱ: 过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为
0
1984
钛合金热稳定性研究Ⅱ: 过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为
0
1984
钛合金热稳定性研究Ⅲ: 热稳定性判据及其应用
1
1984
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
钛合金热稳定性研究Ⅲ: 热稳定性判据及其应用
1
1984
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
Precipitation of α 2 phase in α + β solution-treated and air-cooled Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si-Nd alloys
1
2001
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
Preferred precipitation of ordered α 2 phase at dislocations and boundaries in near-α titanium alloys
0
2003
Precipitation of ordered α 2 phase in Ti-6-22-22 alloy
1
1998
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
Direct imaging of short-range order and its impact on deformation in Ti-6Al
1
2019
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
Effect of nanoscale α 2 precipitation on strain localisation in a two-phase Ti-alloy
1
2017
... 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
Precipitation of the ordered α 2 phase in a near-α titanium alloy
1
2016
... 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
Quantification of strain localisation in a bimodal two-phase titanium alloy
0
2018
The effect of aluminium on twinning in binary alpha-titanium
2
2016
... 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
... 正是由于形变孪晶在结构钛合金α 相塑性变形、力学行为中的关键作用，近年来通过合金元素调控α 中的形变孪晶成为研究热点，这其中主要以Al元素调控为主.Fitzner等[35 ] 研究了Al含量对Ti-x Al二元合金室温压缩过程中形变孪晶激活的影响.结果表明，Al促进二元合金形变孪晶的作用并不随Al含量增加而线性增大，在纯Ti至8%Al (质量分数, 下同)含量范围内，4%Al二元合金中的形变孪晶体积分数最高，分析表明这与Al降低层错能有关.随着Al含量增加至6%以上，二元合金中将形成短程有序或α 2 相，将显著抑制形变孪晶的生长. ...
The formation of ordered clusters in Ti-7Al and Ti-6Al-4V
1
2016
... 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
TEM quantitative characterization of short-range order and its effects on the deformation micromechanims in a Ti-6Al-4V alloy
1
2017
... 钛合金中的α 2 相是一种长程有序相.α 相中Al含量高于β 相，当合金中Al含量达到一定浓度时形成α 2 ，主要在α 相基体中析出，并与基体呈共格关系[24 ] .α 2 相通常是调控高温钛合金蠕变性能的重要途径，李东等[25 ~27 ] 早在1984年就系统研究了钛合金中Ti3 X 相形成的电子浓度规律、过渡族元素在Ti3 X 相形成中的行为以及具有明确物理意义的Al当量热稳定性判据.后续有研究[28 ~30 ] 表明，α 2 的析出尺寸、形状主要与合金中的Al含量以及热处理相关.近5年来，针对α 2 的研究重新成为研究热点[31 ~37 ] ，这一方面是由于改善合金强韧性要求精确调控Al含量，同时三维原子探针等新技术为深入研究α 2 提供了更先进的实验手段. ...
Effects of Al content and α 2 precipitation on the fatigue crack growth behaviors of binary Ti-Al alloys
1
2021
... 本团队[38 ~40 ] 在近期系统研究了不同Al含量的Ti-Al二元合金中α 2 相的析出行为以及α 2 相对合金强度、断裂韧性以及疲劳裂纹扩展行为的影响.图6 [39 ] 为利用三维原子探针技术获得的Ti-6Al和Ti-8Al合金中Al元素团簇等值面形貌及统计得到的团簇内Al元素浓度分布.可以看出，当合金中Al含量为8%时，固溶时效后合金中形成大量的Al元素团簇，并且团簇中心区域已达到α 2 相的原子比例，说明完全形成了α 2 有序结构.对比Ti-6Al和Ti-8Al合金可以看出，即便在较大的等值面(16%的原子分数)条件下，Ti-8Al合金中的Al团簇尺寸仍然明显高于Ti-6Al合金(原子分数14%的等值面).利用原位电子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)方法，研究了α 2 相对Ti-8Al合金光滑和缺口试样拉伸性能及塑性变形行为的影响.图7 [40 ] 为2种拉伸试样原位拉伸过程中的载荷-位移曲线.由于时效时间延长促进了α 2 析出、长大，其对Ti-8Al合金光滑试样具有强化作用，然而缺口试样的拉伸强度却随着时效时间的延长而显著降低.采用原位EBSD表征了Ti-8Al合金经不同时效时间缺口拉伸试样裂纹尖端附近的显微形貌、晶体取向和局部取向差分布，其中经550℃时效168 h后结果如图8 [40 ] 所示.结果表明，相同拉伸位移条件下，长时间时效Ti-8Al合金在缺口附近发生更加明显的应变集中，IPF图及局部取向差分布图直观地展示了拉伸过程中应力集中导致晶体取向发生变化的情况.α 2 的大量析出导致裂纹尖端附近α 集束界面或内部产生严重的变形局域化，加速了裂纹的萌生及扩展，并最终降低合金的断裂韧性.值得一提的是，Al元素的团簇与α 2 相有序化并不完全相同，从Al元素发生偏聚至形成有序α 2 相应存在中间阶段，此时Al原子的浓度在纳米尺度范围波动，这种浓度波动及其临界状态对钛合金强韧化的影响尚待深入研究. ...
Characterization of α 2 Precipitates in Ti-6Al and Ti-8Al binary alloys: A comparative investigation
6
2021
... 本团队[38 ~40 ] 在近期系统研究了不同Al含量的Ti-Al二元合金中α 2 相的析出行为以及α 2 相对合金强度、断裂韧性以及疲劳裂纹扩展行为的影响.图6 [39 ] 为利用三维原子探针技术获得的Ti-6Al和Ti-8Al合金中Al元素团簇等值面形貌及统计得到的团簇内Al元素浓度分布.可以看出，当合金中Al含量为8%时，固溶时效后合金中形成大量的Al元素团簇，并且团簇中心区域已达到α 2 相的原子比例，说明完全形成了α 2 有序结构.对比Ti-6Al和Ti-8Al合金可以看出，即便在较大的等值面(16%的原子分数)条件下，Ti-8Al合金中的Al团簇尺寸仍然明显高于Ti-6Al合金(原子分数14%的等值面).利用原位电子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)方法，研究了α 2 相对Ti-8Al合金光滑和缺口试样拉伸性能及塑性变形行为的影响.图7 [40 ] 为2种拉伸试样原位拉伸过程中的载荷-位移曲线.由于时效时间延长促进了α 2 析出、长大，其对Ti-8Al合金光滑试样具有强化作用，然而缺口试样的拉伸强度却随着时效时间的延长而显著降低.采用原位EBSD表征了Ti-8Al合金经不同时效时间缺口拉伸试样裂纹尖端附近的显微形貌、晶体取向和局部取向差分布，其中经550℃时效168 h后结果如图8 [40 ] 所示.结果表明，相同拉伸位移条件下，长时间时效Ti-8Al合金在缺口附近发生更加明显的应变集中，IPF图及局部取向差分布图直观地展示了拉伸过程中应力集中导致晶体取向发生变化的情况.α 2 的大量析出导致裂纹尖端附近α 集束界面或内部产生严重的变形局域化，加速了裂纹的萌生及扩展，并最终降低合金的断裂韧性.值得一提的是，Al元素的团簇与α 2 相有序化并不完全相同，从Al元素发生偏聚至形成有序α 2 相应存在中间阶段，此时Al原子的浓度在纳米尺度范围波动，这种浓度波动及其临界状态对钛合金强韧化的影响尚待深入研究. ...
... [
39 ]
3D reconstruction maps and Al cluster morphologies of Ti-8Al (a) and Ti-6Al (c) samples at 16% and 14% (atomic fraction) isosurface, respectively, and the proxigrams across the boundary between the aged matrix and several <i>α</i><sub>2</sub> precipitates in Ti-8Al (b) and Ti-6Al (d) samples (The dotted vertical lines corresponding to the concentration isosurfaces)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>]</sup> Fig.6 ![]()
图7 经不同时效处理后的光滑及缺口Ti-8Al合金拉伸样品的载荷-位移曲线<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R40">40</xref>]</sup> (a) samples without notch ...
... [
39 ]
Fig.6 ![]()
图7 经不同时效处理后的光滑及缺口Ti-8Al合金拉伸样品的载荷-位移曲线<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R40">40</xref>]</sup> (a) samples without notch ...
... 由以上讨论可知，以α + β 两相钛合金为主体的结构钛合金属于多元、多相、多尺度结构的复杂组合，合金组元、微区浓度可影响微区的相组成、显微结构及界面类型，微区成分、显微结构共同影响微区力学行为，并最终对合金宏观强韧性产生影响.为了实现对α + β 两相钛合金宏观力学性能的优化以及制定合理的材料工程化制备参数(如名义目标成分、热处理制度、热变形参数等)，本团队发展了基于微区调控的高强高韧钛合金设计及工程化制备的研究方法，其流程如图17 [39 ,51 ,72 ] 所示.基于α + β 两相钛合金微区调控的研究思想，本团队研发了一系列的高强高韧结构钛合金，在我国重大工程中发挥了不可替代的作用.这其中，研发的高强高韧Ti62A合金解决了全海深载人潜水器钛合金载人舱的材料强韧性瓶颈，被用于制备世界上最大的全海深钛合金载人舱，支撑“奋斗者”号载人潜水器创造了10909 m的我国载人深潜记录. ...
... [
39 ,
51 ,
72 ]
Schematic representation of research and development (R&D) of highly alloyed <i>α</i> + <i>β</i> titanium alloys with hierarchical microstructures based on micro-zone optimization for strength-toughness improvement<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R51">51</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R72">72</xref>]</sup> Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
... [
39 ,
51 ,
72 ]
Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
Precipitation behavior of α 2 phase and its influence on mechanical properties of binary Ti-8Al alloy
7
2021
... 本团队[38 ~40 ] 在近期系统研究了不同Al含量的Ti-Al二元合金中α 2 相的析出行为以及α 2 相对合金强度、断裂韧性以及疲劳裂纹扩展行为的影响.图6 [39 ] 为利用三维原子探针技术获得的Ti-6Al和Ti-8Al合金中Al元素团簇等值面形貌及统计得到的团簇内Al元素浓度分布.可以看出，当合金中Al含量为8%时，固溶时效后合金中形成大量的Al元素团簇，并且团簇中心区域已达到α 2 相的原子比例，说明完全形成了α 2 有序结构.对比Ti-6Al和Ti-8Al合金可以看出，即便在较大的等值面(16%的原子分数)条件下，Ti-8Al合金中的Al团簇尺寸仍然明显高于Ti-6Al合金(原子分数14%的等值面).利用原位电子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)方法，研究了α 2 相对Ti-8Al合金光滑和缺口试样拉伸性能及塑性变形行为的影响.图7 [40 ] 为2种拉伸试样原位拉伸过程中的载荷-位移曲线.由于时效时间延长促进了α 2 析出、长大，其对Ti-8Al合金光滑试样具有强化作用，然而缺口试样的拉伸强度却随着时效时间的延长而显著降低.采用原位EBSD表征了Ti-8Al合金经不同时效时间缺口拉伸试样裂纹尖端附近的显微形貌、晶体取向和局部取向差分布，其中经550℃时效168 h后结果如图8 [40 ] 所示.结果表明，相同拉伸位移条件下，长时间时效Ti-8Al合金在缺口附近发生更加明显的应变集中，IPF图及局部取向差分布图直观地展示了拉伸过程中应力集中导致晶体取向发生变化的情况.α 2 的大量析出导致裂纹尖端附近α 集束界面或内部产生严重的变形局域化，加速了裂纹的萌生及扩展，并最终降低合金的断裂韧性.值得一提的是，Al元素的团簇与α 2 相有序化并不完全相同，从Al元素发生偏聚至形成有序α 2 相应存在中间阶段，此时Al原子的浓度在纳米尺度范围波动，这种浓度波动及其临界状态对钛合金强韧化的影响尚待深入研究. ...
... [40 ]为2种拉伸试样原位拉伸过程中的载荷-位移曲线.由于时效时间延长促进了α 2 析出、长大，其对Ti-8Al合金光滑试样具有强化作用，然而缺口试样的拉伸强度却随着时效时间的延长而显著降低.采用原位EBSD表征了Ti-8Al合金经不同时效时间缺口拉伸试样裂纹尖端附近的显微形貌、晶体取向和局部取向差分布，其中经550℃时效168 h后结果如图8 [40 ] 所示.结果表明，相同拉伸位移条件下，长时间时效Ti-8Al合金在缺口附近发生更加明显的应变集中，IPF图及局部取向差分布图直观地展示了拉伸过程中应力集中导致晶体取向发生变化的情况.α 2 的大量析出导致裂纹尖端附近α 集束界面或内部产生严重的变形局域化，加速了裂纹的萌生及扩展，并最终降低合金的断裂韧性.值得一提的是，Al元素的团簇与α 2 相有序化并不完全相同，从Al元素发生偏聚至形成有序α 2 相应存在中间阶段，此时Al原子的浓度在纳米尺度范围波动，这种浓度波动及其临界状态对钛合金强韧化的影响尚待深入研究. ...
... [40 ]所示.结果表明，相同拉伸位移条件下，长时间时效Ti-8Al合金在缺口附近发生更加明显的应变集中，IPF图及局部取向差分布图直观地展示了拉伸过程中应力集中导致晶体取向发生变化的情况.α 2 的大量析出导致裂纹尖端附近α 集束界面或内部产生严重的变形局域化，加速了裂纹的萌生及扩展，并最终降低合金的断裂韧性.值得一提的是，Al元素的团簇与α 2 相有序化并不完全相同，从Al元素发生偏聚至形成有序α 2 相应存在中间阶段，此时Al原子的浓度在纳米尺度范围波动，这种浓度波动及其临界状态对钛合金强韧化的影响尚待深入研究. ...
... [
40 ]
(a) samples without notch ...
... (b) samples with notch (The dips in the curves being caused by stress relaxation as loading is halted)
In-situ tensile load-displacement curves of the Ti-8Al alloy under different heat-treatment conditions (550/24 representing 550<sup>o</sup>C, 24 h, air cooling; 550/100 representing 550<sup>o</sup>C, 100 h, air cooling; 550/week representing 550<sup>o</sup>C, 168 h, air cooling)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R40">40</xref>]</sup> Fig.7 ![]()
图8 时效168 h后Ti-8Al合金在原位拉伸条件下缺口处的塑性变形特征<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R40">40</xref>]</sup> (a) 84 μm (b) 164 μm (c) 364 μm (d) after fracture ...
... [
40 ]
(a) 84 μm (b) 164 μm (c) 364 μm (d) after fracture ...
... (a) 84 μm (b) 164 μm (c) 364 μm (d) after fracture
SEM images (left), inverse pole figure (IPF) (middle), and Kernel average misorientation (KAM) (right) with 5° threshold angle of the region near the notch of 168 h aged Ti-8Al specimen at different displacements in in-situ tensile test (The red arrows in Figs.8b and c point to the dislocation slipping, the color bar below the KAM map represents the misorientation with 5° threshold angle)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R40">40</xref>]</sup> Fig.8 ![]()
<strong>1.3 </strong>基于元素再分配的微区元素浓度调控 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
Influence of alloy element partitioning on strength of primary α phase in Ti-6Al-4V alloy
1
2018
... 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
Mechanical properties and deformation mechanisms of Ti-3Al-5Mo-4.5V alloy with varied β phase stability
9
2018
... 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
... 在α + β 两相钛合金微区元素浓度调控的基础上，本团队通过热处理实现了对同一α + β 钛合金中β 相稳定性及其塑性变形机制的可控调节[42 ,43 ] .图14 [42 ] 为Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在α + β 两相区不同温度固溶水冷后的真应力-真应变曲线及加工硬化率曲线.可以看出，700、750、800和880℃(合金相变点为(860 ± 5)℃)热处理条件下，合金具有明显不同的力学特征.β 相稳定性决定了合金β 相的变形机制，定量表征了不同热处理温度下合金β 转变组织的元素组成及相应的Mo当量([Mo]eq. )[43 ] .结果表明，随着热处理温度的升高，元素再分配导致β 相的[Mo]eq. 及其稳定性降低，β 相的主导塑性变形机制由位错滑移(700℃, [Mo]eq. = 13.19)转变为SIM相变(800℃, [Mo]eq. = 9.69)；在750℃热处理条件下([Mo]eq. = 11.89)，SIM、{332}<113>β 变形孪晶和{112}<111>β 变形孪晶共同主导了合金的塑性变形过程(图15 [42 ] ). ...
... [42 ]为Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在α + β 两相区不同温度固溶水冷后的真应力-真应变曲线及加工硬化率曲线.可以看出，700、750、800和880℃(合金相变点为(860 ± 5)℃)热处理条件下，合金具有明显不同的力学特征.β 相稳定性决定了合金β 相的变形机制，定量表征了不同热处理温度下合金β 转变组织的元素组成及相应的Mo当量([Mo]eq. )[43 ] .结果表明，随着热处理温度的升高，元素再分配导致β 相的[Mo]eq. 及其稳定性降低，β 相的主导塑性变形机制由位错滑移(700℃, [Mo]eq. = 13.19)转变为SIM相变(800℃, [Mo]eq. = 9.69)；在750℃热处理条件下([Mo]eq. = 11.89)，SIM、{332}<113>β 变形孪晶和{112}<111>β 变形孪晶共同主导了合金的塑性变形过程(图15 [42 ] ). ...
... [42 ]). ...
... [
42 ]
(a) 700o C (b) 750o C (c) 800o C (d) 880o C ...
... (a) 700
o C (b) 750
o C (c) 800
o C (d) 880
o C
Tensile true strain-true stress curves and work hardening rate curves of Ti-3Al-5Mo-4.5V alloy at different heat-treatment temperatures (<i>β</i> transus temperature is (860 ± 5)<sup>o</sup>C)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup> Fig.14 ![]()
图15 不同热处理温度下Ti-3Al-5Mo-4.5V合金<i>β</i>相的主导塑性变形方式<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup> Primary deformation mechanisms of <i>β</i> phase in Ti-3Al-5Mo-4.5V alloy as a function of <i>β</i> phase stability (Points 1, 2, 3, and 4 represent sample heat-treated at 880<sup>o</sup>C, 800<sup>o</sup>C, 750<sup>o</sup>C, and 700<sup>o</sup>C, respectively. SIM—stress induced martensite, [Mo]<sub>eq.</sub>—Mo equivalent)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup> Fig.15 ![]()
需要说明的是，与双相TRIP钢不同，β 相TRIP效应虽然能够提高加工硬化率，但同时合金的屈服强度显著降低(图14 [42 ] )，因此如何优化β 相应力诱导马氏体相变的临界应力是调控β 相TRIP效应的关键.近年来，通过添加Zr等合金元素，可以提升单相β 合金的马氏体相变临界诱发应力[57 ,58 ] ，取得了初步成效.作者认为，如何将单相β 合金中的TRIP效应调控方法应用于α + β 两相钛合金是未来工程化应用的关键. ...
... [
42 ]
Primary deformation mechanisms of <i>β</i> phase in Ti-3Al-5Mo-4.5V alloy as a function of <i>β</i> phase stability (Points 1, 2, 3, and 4 represent sample heat-treated at 880<sup>o</sup>C, 800<sup>o</sup>C, 750<sup>o</sup>C, and 700<sup>o</sup>C, respectively. SIM—stress induced martensite, [Mo]<sub>eq.</sub>—Mo equivalent)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup> Fig.15 ![]()
需要说明的是，与双相TRIP钢不同，β 相TRIP效应虽然能够提高加工硬化率，但同时合金的屈服强度显著降低(图14 [42 ] )，因此如何优化β 相应力诱导马氏体相变的临界应力是调控β 相TRIP效应的关键.近年来，通过添加Zr等合金元素，可以提升单相β 合金的马氏体相变临界诱发应力[57 ,58 ] ，取得了初步成效.作者认为，如何将单相β 合金中的TRIP效应调控方法应用于α + β 两相钛合金是未来工程化应用的关键. ...
... [
42 ]
Fig.15 ![]()
需要说明的是，与双相TRIP钢不同，β 相TRIP效应虽然能够提高加工硬化率，但同时合金的屈服强度显著降低(图14 [42 ] )，因此如何优化β 相应力诱导马氏体相变的临界应力是调控β 相TRIP效应的关键.近年来，通过添加Zr等合金元素，可以提升单相β 合金的马氏体相变临界诱发应力[57 ,58 ] ，取得了初步成效.作者认为，如何将单相β 合金中的TRIP效应调控方法应用于α + β 两相钛合金是未来工程化应用的关键. ...
... 需要说明的是，与双相TRIP钢不同，β 相TRIP效应虽然能够提高加工硬化率，但同时合金的屈服强度显著降低(图14 [42 ] )，因此如何优化β 相应力诱导马氏体相变的临界应力是调控β 相TRIP效应的关键.近年来，通过添加Zr等合金元素，可以提升单相β 合金的马氏体相变临界诱发应力[57 ,58 ] ，取得了初步成效.作者认为，如何将单相β 合金中的TRIP效应调控方法应用于α + β 两相钛合金是未来工程化应用的关键. ...
Evolution of microstructure and phase composition of Ti-3Al-5Mo-4.5V alloy with varied β phase stability
3
2018
... 上述利用成分设计来提高合金变形协调性、避免脆性相的结果，为面向强韧化的钛合金成分优化指出了方向.然而，结构钛合金通常包含α 和β 2相，并且在合金热加工、热处理过程中会发生明显元素再分配[41 ] ，对后续的α 相[32 ,33 ,35 ,36 ] 及β 相[42 ,43 ] 塑性变形方式、微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响.因此，钛合金微区元素浓度调控是提高成分设计的精准性、深度优化强韧性的基础. ...
... 在α + β 两相钛合金微区元素浓度调控的基础上，本团队通过热处理实现了对同一α + β 钛合金中β 相稳定性及其塑性变形机制的可控调节[42 ,43 ] .图14 [42 ] 为Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在α + β 两相区不同温度固溶水冷后的真应力-真应变曲线及加工硬化率曲线.可以看出，700、750、800和880℃(合金相变点为(860 ± 5)℃)热处理条件下，合金具有明显不同的力学特征.β 相稳定性决定了合金β 相的变形机制，定量表征了不同热处理温度下合金β 转变组织的元素组成及相应的Mo当量([Mo]eq. )[43 ] .结果表明，随着热处理温度的升高，元素再分配导致β 相的[Mo]eq. 及其稳定性降低，β 相的主导塑性变形机制由位错滑移(700℃, [Mo]eq. = 13.19)转变为SIM相变(800℃, [Mo]eq. = 9.69)；在750℃热处理条件下([Mo]eq. = 11.89)，SIM、{332}<113>β 变形孪晶和{112}<111>β 变形孪晶共同主导了合金的塑性变形过程(图15 [42 ] ). ...
... [43 ].结果表明，随着热处理温度的升高，元素再分配导致β 相的[Mo]eq. 及其稳定性降低，β 相的主导塑性变形机制由位错滑移(700℃, [Mo]eq. = 13.19)转变为SIM相变(800℃, [Mo]eq. = 9.69)；在750℃热处理条件下([Mo]eq. = 11.89)，SIM、{332}<113>β 变形孪晶和{112}<111>β 变形孪晶共同主导了合金的塑性变形过程(图15 [42 ] ). ...
Influence of thermal treatment on element partitioning in α + β titanium alloy
13
2019
... 本团队近期通过实验与相场模拟结合的方法，系统研究α + β 两相钛合金微区元素浓度再分配行为，讨论了元素再分配效应在两相合金的显微组织演化及力学性能调控方面的作用[44 ,45 ] .图9 [44 ] 为实验及热力学计算获得的Ti64合金经α + β 两相区不同温度热处理后的初生α 相(primary α ，α p )与β 转变区域(β transformation，β t )微区元素浓度.可以看出，随着固溶温度的升高，α p 与β t 区域元素浓度差异减小，这是由于合金在两相区升温过程中，受体系自由能改变的影响，发生α →β 相转变，同时合金元素沿化学势降低的方向扩散，即α p 边缘处的Al元素向α p 中心及相邻β t 区域扩散，V元素则由α p 中心及相邻β t 区域向α p 边缘扩散，这种元素扩散再分配行为导致了上述α p 及β t 区域成分的变化.同时，由于Al元素在hcp结构中的扩散速率低于bcc结构，导致α p 界面存在Al元素聚集的环带，图10 [44 ] 和11[44 ] 分别显示了Ti64合金α p 及β t 区域元素再分配的实验及相场模拟结果，2种方法均验证了α p 界面存在Al元素富集环带.因此合金的元素再分配效应不仅影响微区平均成分，而且对α p /β t 界面附近元素浓度梯度产生重要影响. ...
... [44 ]为实验及热力学计算获得的Ti64合金经α + β 两相区不同温度热处理后的初生α 相(primary α ，α p )与β 转变区域(β transformation，β t )微区元素浓度.可以看出，随着固溶温度的升高，α p 与β t 区域元素浓度差异减小，这是由于合金在两相区升温过程中，受体系自由能改变的影响，发生α →β 相转变，同时合金元素沿化学势降低的方向扩散，即α p 边缘处的Al元素向α p 中心及相邻β t 区域扩散，V元素则由α p 中心及相邻β t 区域向α p 边缘扩散，这种元素扩散再分配行为导致了上述α p 及β t 区域成分的变化.同时，由于Al元素在hcp结构中的扩散速率低于bcc结构，导致α p 界面存在Al元素聚集的环带，图10 [44 ] 和11[44 ] 分别显示了Ti64合金α p 及β t 区域元素再分配的实验及相场模拟结果，2种方法均验证了α p 界面存在Al元素富集环带.因此合金的元素再分配效应不仅影响微区平均成分，而且对α p /β t 界面附近元素浓度梯度产生重要影响. ...
... [44 ]和11[44 ] 分别显示了Ti64合金α p 及β t 区域元素再分配的实验及相场模拟结果，2种方法均验证了α p 界面存在Al元素富集环带.因此合金的元素再分配效应不仅影响微区平均成分，而且对α p /β t 界面附近元素浓度梯度产生重要影响. ...
... [44 ]分别显示了Ti64合金α p 及β t 区域元素再分配的实验及相场模拟结果，2种方法均验证了α p 界面存在Al元素富集环带.因此合金的元素再分配效应不仅影响微区平均成分，而且对α p /β t 界面附近元素浓度梯度产生重要影响. ...
... [
44 ]
Comparison of compositions in the center of primary <i>α </i>(<i>α</i><sub>p</sub>) and <i>β</i> transformation (<i>β</i><sub>t</sub>) between experiments (symbols) and calculations (lines) as a function of <i>α </i>+ <i>β</i> solution temperature, where the measurements were made on samples after solution for 30 min and water quenching (The element contents after solution at 970<sup>o</sup>C for 16 h are also indicated in the gray rectangle)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> Fig.9 ![]()
图10 Ti64合金在两相区920℃保温5 min后的显微组织和沿图示箭头方向的Al、V元素浓度分布<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> (a) microstructure with the arrowed line indicating measurement locations and direction ...
... [
44 ]
Fig.9 ![]()
图10 Ti64合金在两相区920℃保温5 min后的显微组织和沿图示箭头方向的Al、V元素浓度分布<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> (a) microstructure with the arrowed line indicating measurement locations and direction ...
... [
44 ]
(a) microstructure with the arrowed line indicating measurement locations and direction ...
... (b) composition profiles of Al and V showing local segregation of Al near the
α p /
β t boundaries indicated by the dashed lines
Variation of chemical composition from <i>α</i><sub>p</sub> to <i>β</i><sub>t</sub> after 5 min thermal treatment at 920<sup>o</sup>C<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> Fig.10 ![]()
图11 相场计算模拟Ti64合金在两相区热处理过程中<i>α</i><sub>p</sub>/<i>β</i><sub>t</sub>界面附近成分演化过程<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> Phase field simulations of alloying element partitioning showing the Al (a) and V (b) element diffusing process and verifying the experimental results, with the arrows pointing the diffusion direction (The red and blue color refers to high and low element contents, respectively)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> Fig.11 ![]()
除了固溶温度外，合金的微区元素浓度同样受到固溶保温时间的影响，特别是对α p /β t 界面附近元素浓度梯度影响更加明显.图12 [44 ] 显示，保温时间为2或5 min时，α →β 相晶体结构转变已经完成，然而受元素扩散速率的影响，α p 、β t 微区元素浓度未达到平衡浓度；随着保温时间的延长，最终使得微区心部元素浓度趋于动态平衡，并且α p /β t 界面附近元素浓度过渡范围随保温时间延长而减小.合金元素再分配导致的微区浓度变化将影响微区显微结构特征，比如随着固溶温度的升高，Ti64合金β 相中V元素含量降低，β 稳定性降低导致固溶冷却后形成的次生α 片层尺寸增大，进一步降低了β t 微区模量及微区硬度[45 ] . ...
... [
44 ]
Phase field simulations of alloying element partitioning showing the Al (a) and V (b) element diffusing process and verifying the experimental results, with the arrows pointing the diffusion direction (The red and blue color refers to high and low element contents, respectively)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> Fig.11 ![]()
除了固溶温度外，合金的微区元素浓度同样受到固溶保温时间的影响，特别是对α p /β t 界面附近元素浓度梯度影响更加明显.图12 [44 ] 显示，保温时间为2或5 min时，α →β 相晶体结构转变已经完成，然而受元素扩散速率的影响，α p 、β t 微区元素浓度未达到平衡浓度；随着保温时间的延长，最终使得微区心部元素浓度趋于动态平衡，并且α p /β t 界面附近元素浓度过渡范围随保温时间延长而减小.合金元素再分配导致的微区浓度变化将影响微区显微结构特征，比如随着固溶温度的升高，Ti64合金β 相中V元素含量降低，β 稳定性降低导致固溶冷却后形成的次生α 片层尺寸增大，进一步降低了β t 微区模量及微区硬度[45 ] . ...
... [
44 ]
Fig.11 ![]()
除了固溶温度外，合金的微区元素浓度同样受到固溶保温时间的影响，特别是对α p /β t 界面附近元素浓度梯度影响更加明显.图12 [44 ] 显示，保温时间为2或5 min时，α →β 相晶体结构转变已经完成，然而受元素扩散速率的影响，α p 、β t 微区元素浓度未达到平衡浓度；随着保温时间的延长，最终使得微区心部元素浓度趋于动态平衡，并且α p /β t 界面附近元素浓度过渡范围随保温时间延长而减小.合金元素再分配导致的微区浓度变化将影响微区显微结构特征，比如随着固溶温度的升高，Ti64合金β 相中V元素含量降低，β 稳定性降低导致固溶冷却后形成的次生α 片层尺寸增大，进一步降低了β t 微区模量及微区硬度[45 ] . ...
... 除了固溶温度外，合金的微区元素浓度同样受到固溶保温时间的影响，特别是对α p /β t 界面附近元素浓度梯度影响更加明显.图12 [44 ] 显示，保温时间为2或5 min时，α →β 相晶体结构转变已经完成，然而受元素扩散速率的影响，α p 、β t 微区元素浓度未达到平衡浓度；随着保温时间的延长，最终使得微区心部元素浓度趋于动态平衡，并且α p /β t 界面附近元素浓度过渡范围随保温时间延长而减小.合金元素再分配导致的微区浓度变化将影响微区显微结构特征，比如随着固溶温度的升高，Ti64合金β 相中V元素含量降低，β 稳定性降低导致固溶冷却后形成的次生α 片层尺寸增大，进一步降低了β t 微区模量及微区硬度[45 ] . ...
... [
44 ]
Microstructures and Al, V distributions under 920<sup>o</sup>C for 2 min (a), 5 min (b), 8 h (c), and 32 h (d) (The <i>α</i><sub>p</sub> grains or <i>β</i><sub>t</sub> is delineated on BSE images and the element distribution pointed by arrows indicate the occurrence of <i>α</i><sub>p</sub>/<i>β</i><sub>t</sub> phase transformation before the elements reach their equilibrium concentration)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R44">44</xref>]</sup> Fig.12 ![]()
<strong>2 </strong>通过调控<strong><i>α</i></strong>、<strong><i>β</i></strong>两相塑性变形行为实现钛合金强韧化 在精确调控微区元素浓度的基础上，优化α 、β 两相比例及其塑性变形方式，同样可以优化合金强韧性匹配.其中，孪晶增塑(twin induced plasticity，TWIP)以及相变增塑(transformation induced plasticity，TRIP)已在α + β 两相钛合金工程化制备中获得初步应用. ...
... [
44 ]
Fig.12 ![]()
<strong>2 </strong>通过调控<strong><i>α</i></strong>、<strong><i>β</i></strong>两相塑性变形行为实现钛合金强韧化 在精确调控微区元素浓度的基础上，优化α 、β 两相比例及其塑性变形方式，同样可以优化合金强韧性匹配.其中，孪晶增塑(twin induced plasticity，TWIP)以及相变增塑(transformation induced plasticity，TRIP)已在α + β 两相钛合金工程化制备中获得初步应用. ...
α + β 两相钛合金元素再分配行为及其对显微组织和力学性能的影响
2
2019
... 本团队近期通过实验与相场模拟结合的方法，系统研究α + β 两相钛合金微区元素浓度再分配行为，讨论了元素再分配效应在两相合金的显微组织演化及力学性能调控方面的作用[44 ,45 ] .图9 [44 ] 为实验及热力学计算获得的Ti64合金经α + β 两相区不同温度热处理后的初生α 相(primary α ，α p )与β 转变区域(β transformation，β t )微区元素浓度.可以看出，随着固溶温度的升高，α p 与β t 区域元素浓度差异减小，这是由于合金在两相区升温过程中，受体系自由能改变的影响，发生α →β 相转变，同时合金元素沿化学势降低的方向扩散，即α p 边缘处的Al元素向α p 中心及相邻β t 区域扩散，V元素则由α p 中心及相邻β t 区域向α p 边缘扩散，这种元素扩散再分配行为导致了上述α p 及β t 区域成分的变化.同时，由于Al元素在hcp结构中的扩散速率低于bcc结构，导致α p 界面存在Al元素聚集的环带，图10 [44 ] 和11[44 ] 分别显示了Ti64合金α p 及β t 区域元素再分配的实验及相场模拟结果，2种方法均验证了α p 界面存在Al元素富集环带.因此合金的元素再分配效应不仅影响微区平均成分，而且对α p /β t 界面附近元素浓度梯度产生重要影响. ...
... 除了固溶温度外，合金的微区元素浓度同样受到固溶保温时间的影响，特别是对α p /β t 界面附近元素浓度梯度影响更加明显.图12 [44 ] 显示，保温时间为2或5 min时，α →β 相晶体结构转变已经完成，然而受元素扩散速率的影响，α p 、β t 微区元素浓度未达到平衡浓度；随着保温时间的延长，最终使得微区心部元素浓度趋于动态平衡，并且α p /β t 界面附近元素浓度过渡范围随保温时间延长而减小.合金元素再分配导致的微区浓度变化将影响微区显微结构特征，比如随着固溶温度的升高，Ti64合金β 相中V元素含量降低，β 稳定性降低导致固溶冷却后形成的次生α 片层尺寸增大，进一步降低了β t 微区模量及微区硬度[45 ] . ...
α + β 两相钛合金元素再分配行为及其对显微组织和力学性能的影响
2
2019
... 本团队近期通过实验与相场模拟结合的方法，系统研究α + β 两相钛合金微区元素浓度再分配行为，讨论了元素再分配效应在两相合金的显微组织演化及力学性能调控方面的作用[44 ,45 ] .图9 [44 ] 为实验及热力学计算获得的Ti64合金经α + β 两相区不同温度热处理后的初生α 相(primary α ，α p )与β 转变区域(β transformation，β t )微区元素浓度.可以看出，随着固溶温度的升高，α p 与β t 区域元素浓度差异减小，这是由于合金在两相区升温过程中，受体系自由能改变的影响，发生α →β 相转变，同时合金元素沿化学势降低的方向扩散，即α p 边缘处的Al元素向α p 中心及相邻β t 区域扩散，V元素则由α p 中心及相邻β t 区域向α p 边缘扩散，这种元素扩散再分配行为导致了上述α p 及β t 区域成分的变化.同时，由于Al元素在hcp结构中的扩散速率低于bcc结构，导致α p 界面存在Al元素聚集的环带，图10 [44 ] 和11[44 ] 分别显示了Ti64合金α p 及β t 区域元素再分配的实验及相场模拟结果，2种方法均验证了α p 界面存在Al元素富集环带.因此合金的元素再分配效应不仅影响微区平均成分，而且对α p /β t 界面附近元素浓度梯度产生重要影响. ...
... 除了固溶温度外，合金的微区元素浓度同样受到固溶保温时间的影响，特别是对α p /β t 界面附近元素浓度梯度影响更加明显.图12 [44 ] 显示，保温时间为2或5 min时，α →β 相晶体结构转变已经完成，然而受元素扩散速率的影响，α p 、β t 微区元素浓度未达到平衡浓度；随着保温时间的延长，最终使得微区心部元素浓度趋于动态平衡，并且α p /β t 界面附近元素浓度过渡范围随保温时间延长而减小.合金元素再分配导致的微区浓度变化将影响微区显微结构特征，比如随着固溶温度的升高，Ti64合金β 相中V元素含量降低，β 稳定性降低导致固溶冷却后形成的次生α 片层尺寸增大，进一步降低了β t 微区模量及微区硬度[45 ] . ...
Cyclic deformation and fatigue damage in single-crystal magnesium under fully reversed strain-controlled tension-compression in the [10 1 ˉ 0
1
2015
... 结构钛合金中通常α 相的比例高于β 相，众所周知α -Ti在基面及柱面上共有4个独立滑移系，此时沿c 轴的应变只能依靠<c + a> 滑移或者α 相的{10 1 ¯ 2 c + a> 滑移系的临界剪切应力较高，因此{10 1 ¯ 2 α -Ti沿c 轴应变的重要塑性变形方式[46 ,47 ] ，并对两相钛合金的显微组织演变、力学性能产生重要影响[48 ~50 ] .下面以β 单相区热处理获得的魏氏组织为例，讨论α 相形变孪晶特征及其对力学行为的影响.相比于传统等轴或双态组织，魏氏组织钛合金表现出低强度、低塑性、高韧性的综合特征，这种独特的力学性能匹配与裂纹尖端塑性区内的变形特征有关.研究[51 ] 表明，魏氏组织钛合金裂纹尖端塑性区内存在毫米级的大范围形变孪晶，图13 [51 ] 为Ti64合金魏氏组织裂纹尖端塑性区内的大范围形变孪晶及其EBSD表征.可以看出，同一α 集束具有基本相同的晶体取向，当加载方向与α -Ti的c 轴近似平行时，在同一α 集束内可激发多种{10 1 ¯ 2 10 1 ¯ 2 α 集束中α /β 界面时，两相Burgers取向关系将导致β -Ti发生“扭折”，起到传递形变孪晶的作用[52 ] .魏氏组织钛合金中，α 集束为大范围形变孪晶提供了晶体学及空间生长条件，并且疲劳循环加载时，每周次载荷均能促进孪晶生长.裂纹尖端塑性区内的{10 1 ¯ 2 c 轴的塑性变形需求，晶体转动还间接为孪晶带内位错开动提供了有利条件.此外孪晶还能分割粗大的α 集束，具有细化组织、提升塑性的作用. ...
Deformation twinning in hexagonal materials
1
2016
... 结构钛合金中通常α 相的比例高于β 相，众所周知α -Ti在基面及柱面上共有4个独立滑移系，此时沿c 轴的应变只能依靠<c + a> 滑移或者α 相的{10 1 ¯ 2 c + a> 滑移系的临界剪切应力较高，因此{10 1 ¯ 2 α -Ti沿c 轴应变的重要塑性变形方式[46 ,47 ] ，并对两相钛合金的显微组织演变、力学性能产生重要影响[48 ~50 ] .下面以β 单相区热处理获得的魏氏组织为例，讨论α 相形变孪晶特征及其对力学行为的影响.相比于传统等轴或双态组织，魏氏组织钛合金表现出低强度、低塑性、高韧性的综合特征，这种独特的力学性能匹配与裂纹尖端塑性区内的变形特征有关.研究[51 ] 表明，魏氏组织钛合金裂纹尖端塑性区内存在毫米级的大范围形变孪晶，图13 [51 ] 为Ti64合金魏氏组织裂纹尖端塑性区内的大范围形变孪晶及其EBSD表征.可以看出，同一α 集束具有基本相同的晶体取向，当加载方向与α -Ti的c 轴近似平行时，在同一α 集束内可激发多种{10 1 ¯ 2 10 1 ¯ 2 α 集束中α /β 界面时，两相Burgers取向关系将导致β -Ti发生“扭折”，起到传递形变孪晶的作用[52 ] .魏氏组织钛合金中，α 集束为大范围形变孪晶提供了晶体学及空间生长条件，并且疲劳循环加载时，每周次载荷均能促进孪晶生长.裂纹尖端塑性区内的{10 1 ¯ 2 c 轴的塑性变形需求，晶体转动还间接为孪晶带内位错开动提供了有利条件.此外孪晶还能分割粗大的α 集束，具有细化组织、提升塑性的作用. ...
Twinning effects on strength and plasticity of metallic materials
1
2016
... 结构钛合金中通常α 相的比例高于β 相，众所周知α -Ti在基面及柱面上共有4个独立滑移系，此时沿c 轴的应变只能依靠<c + a> 滑移或者α 相的{10 1 ¯ 2 c + a> 滑移系的临界剪切应力较高，因此{10 1 ¯ 2 α -Ti沿c 轴应变的重要塑性变形方式[46 ,47 ] ，并对两相钛合金的显微组织演变、力学性能产生重要影响[48 ~50 ] .下面以β 单相区热处理获得的魏氏组织为例，讨论α 相形变孪晶特征及其对力学行为的影响.相比于传统等轴或双态组织，魏氏组织钛合金表现出低强度、低塑性、高韧性的综合特征，这种独特的力学性能匹配与裂纹尖端塑性区内的变形特征有关.研究[51 ] 表明，魏氏组织钛合金裂纹尖端塑性区内存在毫米级的大范围形变孪晶，图13 [51 ] 为Ti64合金魏氏组织裂纹尖端塑性区内的大范围形变孪晶及其EBSD表征.可以看出，同一α 集束具有基本相同的晶体取向，当加载方向与α -Ti的c 轴近似平行时，在同一α 集束内可激发多种{10 1 ¯ 2 10 1 ¯ 2 α 集束中α /β 界面时，两相Burgers取向关系将导致β -Ti发生“扭折”，起到传递形变孪晶的作用[52 ] .魏氏组织钛合金中，α 集束为大范围形变孪晶提供了晶体学及空间生长条件，并且疲劳循环加载时，每周次载荷均能促进孪晶生长.裂纹尖端塑性区内的{10 1 ¯ 2 c 轴的塑性变形需求，晶体转动还间接为孪晶带内位错开动提供了有利条件.此外孪晶还能分割粗大的α 集束，具有细化组织、提升塑性的作用. ...
{10 1 ˉ 2
0
2014
Why are {10 1 ˉ 2
1
2015
... 结构钛合金中通常α 相的比例高于β 相，众所周知α -Ti在基面及柱面上共有4个独立滑移系，此时沿c 轴的应变只能依靠<c + a> 滑移或者α 相的{10 1 ¯ 2 c + a> 滑移系的临界剪切应力较高，因此{10 1 ¯ 2 α -Ti沿c 轴应变的重要塑性变形方式[46 ,47 ] ，并对两相钛合金的显微组织演变、力学性能产生重要影响[48 ~50 ] .下面以β 单相区热处理获得的魏氏组织为例，讨论α 相形变孪晶特征及其对力学行为的影响.相比于传统等轴或双态组织，魏氏组织钛合金表现出低强度、低塑性、高韧性的综合特征，这种独特的力学性能匹配与裂纹尖端塑性区内的变形特征有关.研究[51 ] 表明，魏氏组织钛合金裂纹尖端塑性区内存在毫米级的大范围形变孪晶，图13 [51 ] 为Ti64合金魏氏组织裂纹尖端塑性区内的大范围形变孪晶及其EBSD表征.可以看出，同一α 集束具有基本相同的晶体取向，当加载方向与α -Ti的c 轴近似平行时，在同一α 集束内可激发多种{10 1 ¯ 2 10 1 ¯ 2 α 集束中α /β 界面时，两相Burgers取向关系将导致β -Ti发生“扭折”，起到传递形变孪晶的作用[52 ] .魏氏组织钛合金中，α 集束为大范围形变孪晶提供了晶体学及空间生长条件，并且疲劳循环加载时，每周次载荷均能促进孪晶生长.裂纹尖端塑性区内的{10 1 ¯ 2 c 轴的塑性变形需求，晶体转动还间接为孪晶带内位错开动提供了有利条件.此外孪晶还能分割粗大的α 集束，具有细化组织、提升塑性的作用. ...
Deformation twinning in fatigue crack tip plastic zone of Ti-6Al-4V alloy with Widmanstatten microstructure
7
2017
... 结构钛合金中通常α 相的比例高于β 相，众所周知α -Ti在基面及柱面上共有4个独立滑移系，此时沿c 轴的应变只能依靠<c + a> 滑移或者α 相的{10 1 ¯ 2 c + a> 滑移系的临界剪切应力较高，因此{10 1 ¯ 2 α -Ti沿c 轴应变的重要塑性变形方式[46 ,47 ] ，并对两相钛合金的显微组织演变、力学性能产生重要影响[48 ~50 ] .下面以β 单相区热处理获得的魏氏组织为例，讨论α 相形变孪晶特征及其对力学行为的影响.相比于传统等轴或双态组织，魏氏组织钛合金表现出低强度、低塑性、高韧性的综合特征，这种独特的力学性能匹配与裂纹尖端塑性区内的变形特征有关.研究[51 ] 表明，魏氏组织钛合金裂纹尖端塑性区内存在毫米级的大范围形变孪晶，图13 [51 ] 为Ti64合金魏氏组织裂纹尖端塑性区内的大范围形变孪晶及其EBSD表征.可以看出，同一α 集束具有基本相同的晶体取向，当加载方向与α -Ti的c 轴近似平行时，在同一α 集束内可激发多种{10 1 ¯ 2 10 1 ¯ 2 α 集束中α /β 界面时，两相Burgers取向关系将导致β -Ti发生“扭折”，起到传递形变孪晶的作用[52 ] .魏氏组织钛合金中，α 集束为大范围形变孪晶提供了晶体学及空间生长条件，并且疲劳循环加载时，每周次载荷均能促进孪晶生长.裂纹尖端塑性区内的{10 1 ¯ 2 c 轴的塑性变形需求，晶体转动还间接为孪晶带内位错开动提供了有利条件.此外孪晶还能分割粗大的α 集束，具有细化组织、提升塑性的作用. ...
... [51 ]为Ti64合金魏氏组织裂纹尖端塑性区内的大范围形变孪晶及其EBSD表征.可以看出，同一α 集束具有基本相同的晶体取向，当加载方向与α -Ti的c 轴近似平行时，在同一α 集束内可激发多种{10 1 ¯ 2 10 1 ¯ 2 α 集束中α /β 界面时，两相Burgers取向关系将导致β -Ti发生“扭折”，起到传递形变孪晶的作用[52 ] .魏氏组织钛合金中，α 集束为大范围形变孪晶提供了晶体学及空间生长条件，并且疲劳循环加载时，每周次载荷均能促进孪晶生长.裂纹尖端塑性区内的{10 1 ¯ 2 c 轴的塑性变形需求，晶体转动还间接为孪晶带内位错开动提供了有利条件.此外孪晶还能分割粗大的α 集束，具有细化组织、提升塑性的作用. ...
... [
51 ]
(a) four primary twinning variants in single α colony ...
... (e) schematic representation of the crystallo-graphic relationship between the parent grain and twin variants
Characterization of deformation twinning in crack tip plastic zone (CTPZ) of Ti64 alloy with Widmannstätten microstructure<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R51">51</xref>]</sup> Fig.13 ![]()
正是由于形变孪晶在结构钛合金α 相塑性变形、力学行为中的关键作用，近年来通过合金元素调控α 中的形变孪晶成为研究热点，这其中主要以Al元素调控为主.Fitzner等[35 ] 研究了Al含量对Ti-x Al二元合金室温压缩过程中形变孪晶激活的影响.结果表明，Al促进二元合金形变孪晶的作用并不随Al含量增加而线性增大，在纯Ti至8%Al (质量分数, 下同)含量范围内，4%Al二元合金中的形变孪晶体积分数最高，分析表明这与Al降低层错能有关.随着Al含量增加至6%以上，二元合金中将形成短程有序或α 2 相，将显著抑制形变孪晶的生长. ...
... 由以上讨论可知，以α + β 两相钛合金为主体的结构钛合金属于多元、多相、多尺度结构的复杂组合，合金组元、微区浓度可影响微区的相组成、显微结构及界面类型，微区成分、显微结构共同影响微区力学行为，并最终对合金宏观强韧性产生影响.为了实现对α + β 两相钛合金宏观力学性能的优化以及制定合理的材料工程化制备参数(如名义目标成分、热处理制度、热变形参数等)，本团队发展了基于微区调控的高强高韧钛合金设计及工程化制备的研究方法，其流程如图17 [39 ,51 ,72 ] 所示.基于α + β 两相钛合金微区调控的研究思想，本团队研发了一系列的高强高韧结构钛合金，在我国重大工程中发挥了不可替代的作用.这其中，研发的高强高韧Ti62A合金解决了全海深载人潜水器钛合金载人舱的材料强韧性瓶颈，被用于制备世界上最大的全海深钛合金载人舱，支撑“奋斗者”号载人潜水器创造了10909 m的我国载人深潜记录. ...
... ,
51 ,
72 ]
Schematic representation of research and development (R&D) of highly alloyed <i>α</i> + <i>β</i> titanium alloys with hierarchical microstructures based on micro-zone optimization for strength-toughness improvement<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R51">51</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R72">72</xref>]</sup> Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
... ,
51 ,
72 ]
Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
Twinning and sequential kinking in lamellar Ti-6Al-4V alloy
1
2019
... 结构钛合金中通常α 相的比例高于β 相，众所周知α -Ti在基面及柱面上共有4个独立滑移系，此时沿c 轴的应变只能依靠<c + a> 滑移或者α 相的{10 1 ¯ 2 c + a> 滑移系的临界剪切应力较高，因此{10 1 ¯ 2 α -Ti沿c 轴应变的重要塑性变形方式[46 ,47 ] ，并对两相钛合金的显微组织演变、力学性能产生重要影响[48 ~50 ] .下面以β 单相区热处理获得的魏氏组织为例，讨论α 相形变孪晶特征及其对力学行为的影响.相比于传统等轴或双态组织，魏氏组织钛合金表现出低强度、低塑性、高韧性的综合特征，这种独特的力学性能匹配与裂纹尖端塑性区内的变形特征有关.研究[51 ] 表明，魏氏组织钛合金裂纹尖端塑性区内存在毫米级的大范围形变孪晶，图13 [51 ] 为Ti64合金魏氏组织裂纹尖端塑性区内的大范围形变孪晶及其EBSD表征.可以看出，同一α 集束具有基本相同的晶体取向，当加载方向与α -Ti的c 轴近似平行时，在同一α 集束内可激发多种{10 1 ¯ 2 10 1 ¯ 2 α 集束中α /β 界面时，两相Burgers取向关系将导致β -Ti发生“扭折”，起到传递形变孪晶的作用[52 ] .魏氏组织钛合金中，α 集束为大范围形变孪晶提供了晶体学及空间生长条件，并且疲劳循环加载时，每周次载荷均能促进孪晶生长.裂纹尖端塑性区内的{10 1 ¯ 2 c 轴的塑性变形需求，晶体转动还间接为孪晶带内位错开动提供了有利条件.此外孪晶还能分割粗大的α 集束，具有细化组织、提升塑性的作用. ...
Multiscale mechanics of TRIP-assisted multiphase steels: Ⅰ. Characterization and mechanical testing
1
2007
... 除了可以对hcp-α Ti的塑性变形行为进行调控外，同样可以通过调控α + β 两相钛合金中β 相稳定性及其塑性变形方式实现对其力学行为的优化.双相钢中TRIP效应的工程化应用[53 ,54 ] 以及亚稳β 钛合金中的应力诱发马氏体(stress induced martensite，SIM)相变对加工硬化率的提升作用[55 ,56 ] ，为将TRIP效应引入α + β 两相钛合金提供了理论及实践基础. ...
Multiscale mechanics of TRIP-assisted multiphase steels: Ⅱ. Micromechanical modelling
1
2007
... 除了可以对hcp-α Ti的塑性变形行为进行调控外，同样可以通过调控α + β 两相钛合金中β 相稳定性及其塑性变形方式实现对其力学行为的优化.双相钢中TRIP效应的工程化应用[53 ,54 ] 以及亚稳β 钛合金中的应力诱发马氏体(stress induced martensite，SIM)相变对加工硬化率的提升作用[55 ,56 ] ，为将TRIP效应引入α + β 两相钛合金提供了理论及实践基础. ...
Characterization of the martensitic transformation in the superelastic Ti-24Nb-4Zr-8Sn alloy by in situ synchrotron X-ray diffraction and dynamic mechanical analysis
1
2015
... 除了可以对hcp-α Ti的塑性变形行为进行调控外，同样可以通过调控α + β 两相钛合金中β 相稳定性及其塑性变形方式实现对其力学行为的优化.双相钢中TRIP效应的工程化应用[53 ,54 ] 以及亚稳β 钛合金中的应力诱发马氏体(stress induced martensite，SIM)相变对加工硬化率的提升作用[55 ,56 ] ，为将TRIP效应引入α + β 两相钛合金提供了理论及实践基础. ...
Investigation of early stage deformation mechanisms in a metastable β titanium alloy showing combined twinning-induced plasticity and transformation-induced plasticity effects
1
2013
... 除了可以对hcp-α Ti的塑性变形行为进行调控外，同样可以通过调控α + β 两相钛合金中β 相稳定性及其塑性变形方式实现对其力学行为的优化.双相钢中TRIP效应的工程化应用[53 ,54 ] 以及亚稳β 钛合金中的应力诱发马氏体(stress induced martensite，SIM)相变对加工硬化率的提升作用[55 ,56 ] ，为将TRIP效应引入α + β 两相钛合金提供了理论及实践基础. ...
Hierarchical {332}<113> twinning in a metastable β Ti-alloy showing tolerance to strain localization
1
2020
... 需要说明的是，与双相TRIP钢不同，β 相TRIP效应虽然能够提高加工硬化率，但同时合金的屈服强度显著降低(图14 [42 ] )，因此如何优化β 相应力诱导马氏体相变的临界应力是调控β 相TRIP效应的关键.近年来，通过添加Zr等合金元素，可以提升单相β 合金的马氏体相变临界诱发应力[57 ,58 ] ，取得了初步成效.作者认为，如何将单相β 合金中的TRIP效应调控方法应用于α + β 两相钛合金是未来工程化应用的关键. ...
A kink-bands reinforced titanium alloy showing 1.3 GPa compressive yield strength: Towards extra high-strength/strain-transformable Ti alloys
1
2021
... 需要说明的是，与双相TRIP钢不同，β 相TRIP效应虽然能够提高加工硬化率，但同时合金的屈服强度显著降低(图14 [42 ] )，因此如何优化β 相应力诱导马氏体相变的临界应力是调控β 相TRIP效应的关键.近年来，通过添加Zr等合金元素，可以提升单相β 合金的马氏体相变临界诱发应力[57 ,58 ] ，取得了初步成效.作者认为，如何将单相β 合金中的TRIP效应调控方法应用于α + β 两相钛合金是未来工程化应用的关键. ...
An investigation of the effects of microstructure and stress ratio on fatigue crack growth in Ti-6Al-4V with colony α /β microstructures
1
2004
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
Influence of microstructure on high-cycle fatigue of Ti-6Al-4V: Bimodal vs. lamellar structures
1
2002
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
Observations on microstructurally sensitive fatigue crack growth in a Widmanst?tten Ti-6Al-4V alloy
1
1977
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
Enhancement of fatigue crack growth and fracture resistance in Ti-6Al-4V and Ti-6Al-6V-2Sn through microstructural modification
0
1977
Influence of processing conditions on microstructure and mechanical properties of large thin-wall centrifugal Ti-6Al-4V casting
0
2016
钛合金疲劳裂纹扩展速率Paris区中的转折点
0
2008
钛合金疲劳裂纹扩展速率Paris区中的转折点
0
2008
显微组织对TC4ELI合金疲劳裂纹扩展路径及扩展速率的影响
1
2010
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
显微组织对TC4ELI合金疲劳裂纹扩展路径及扩展速率的影响
1
2010
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
影响TC4ELI合金断裂韧性的因素
1
2010
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
影响TC4ELI合金断裂韧性的因素
1
2010
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
Significance of crack tip plasticity to early notch fatigue crack growth
0
2004
Fatigue crack propagation for a through thickness crack: A crack propagation law considering cyclic plasticity near the crack tip
0
2004
Large crack tip deformations and plastic crack advance during fatigue
0
2007
Influence of compressive plastic zone at the crack tip upon fatigue crack propagation
1
2008
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
Fatigue crack tip plastic zone of α + β titanium alloy with Widmanstatten microstructure
5
2018
... 结构损伤容限设计法则的逐步推广应用对结构材料的断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力提出了更高的要求.为了在钛合金中获得高断裂韧性及疲劳裂纹扩展抗力，通常通过在β 单相区热处理获得具有粗大原始β 晶粒的魏氏组织[59 ,60 ] ，这其中由并列α 片层构成的集束是其关键的显微结构单元.研究[61 ~65 ] 表明，疲劳裂纹在扩展至α 集束界面时其扩展路径能够发生偏折，从而可降低疲劳裂纹扩展速率并提高断裂韧性.除了疲劳裂纹扩展特征外，裂纹尖端塑性区同样被认为是影响裂纹扩展速率及断裂韧性的关键断裂要素[66 ~70 ] .本团队[71 ] 研究了具有魏氏组织的Ti64合金疲劳裂纹尖端塑性区特征，结果表明魏氏组织裂纹尖端塑性区的实测范围明显高于利用线弹性断裂力学计算值，分析认为这与以下塑性变形特征相关：(1) α /β 两相Burgers取向关系及一定的α 集束尺寸能够产生大范围滑移；(2) 如前文所述，在低滑移Schmid因子α 集束中，{10 1 ¯ 2 α 集束的晶体学及空间尺寸特征为产生大尺寸形变孪晶创造了前提条件；(3) 相邻原始β 晶粒或α 集束界面处会产生明显的协调变形，并能够进一步诱导在相邻晶粒内部的长距离滑移及形变孪晶.通过白光干涉法获得了具有魏氏组织的Ti64合金不同应力强度因子(K )下的疲劳裂纹尖端塑性区形貌，将获得的塑性区范围与线弹性断裂力学计算值进行了比较，结果表明，实际塑性区尺寸显著大于理论计算值[71 ] .大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
... [71 ].大尺寸形变孪晶、大范围滑移及晶界处的协调变形的综合作用扩大了裂纹尖端塑性区范围(图16 [71 ] )，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
... [71 ])，从而提高了裂纹尖端塑性区吸收外界做功能力(韧性). ...
... [
71 ]
Schematic representation of CTPZ in titanium alloy with Widmannstätten microstructure, showing expansion of CTPZ range by large-scale slip and deformation twinning (LEFM—linear elastic fracture mechanics)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R71">71</xref>]</sup> Fig.16 ![]()
<strong>3.2 </strong>多尺度显微组织 在钛合金显微结构设计方面，通过机械变形、多重热处理等复合工艺方法可获得多尺度显微结构的Ti及钛合金，它们表现出较高的强度、塑/韧性匹配[72 ~74 ] .结构材料多尺度强韧性优化的设计思想在于利用微区单元显微结构特征、晶体取向以及成分的不同，形成微区塑性变形行为的显著差异，进一步调控不同尺度微结构间的协调变形，实现材料强度塑性匹配的提升.多尺度显微结构材料中通常分为硬、软2种区域，变形过程中软区域首先发生塑性变形，为了维持材料变形的连续性，硬/软区域界面处产生几何必须位错，同时位错在界面处塞积对位错源形成长程反作用力(即背应力).背应力提高了材料变形抗力，即为背应力强化作用.随着变形量的增加，硬区域也发生塑性变形，然而软区域仍承担较大的变形，不同微结构间存在应变分配，使材料的持续加工硬化能力显著提高，因而展现出优异的强度塑性.Wu等[75 ,76 ] 利用非均匀轧制+再结晶热处理工艺制备出具有多尺度结构的纯Ti样品，表现出较均匀组织更高的强度和塑性匹配.其机制在于多尺度组织中粗大的再结晶晶粒较软，拉伸过程中优先发生塑性变形，然而由于其被周围较硬的超细晶完全束缚，导致界面处产生较大的背应力，同时高密度界面的存在，使得界面处位错塞积程度及应变梯度增大，显著提高了背应力强化及应变强化效果. ...
... [
71 ]
Fig.16 ![]()
<strong>3.2 </strong>多尺度显微组织 在钛合金显微结构设计方面，通过机械变形、多重热处理等复合工艺方法可获得多尺度显微结构的Ti及钛合金，它们表现出较高的强度、塑/韧性匹配[72 ~74 ] .结构材料多尺度强韧性优化的设计思想在于利用微区单元显微结构特征、晶体取向以及成分的不同，形成微区塑性变形行为的显著差异，进一步调控不同尺度微结构间的协调变形，实现材料强度塑性匹配的提升.多尺度显微结构材料中通常分为硬、软2种区域，变形过程中软区域首先发生塑性变形，为了维持材料变形的连续性，硬/软区域界面处产生几何必须位错，同时位错在界面处塞积对位错源形成长程反作用力(即背应力).背应力提高了材料变形抗力，即为背应力强化作用.随着变形量的增加，硬区域也发生塑性变形，然而软区域仍承担较大的变形，不同微结构间存在应变分配，使材料的持续加工硬化能力显著提高，因而展现出优异的强度塑性.Wu等[75 ,76 ] 利用非均匀轧制+再结晶热处理工艺制备出具有多尺度结构的纯Ti样品，表现出较均匀组织更高的强度和塑性匹配.其机制在于多尺度组织中粗大的再结晶晶粒较软，拉伸过程中优先发生塑性变形，然而由于其被周围较硬的超细晶完全束缚，导致界面处产生较大的背应力，同时高密度界面的存在，使得界面处位错塞积程度及应变梯度增大，显著提高了背应力强化及应变强化效果. ...
多重热处理对TC4合金的组织和力学性能的影响
5
2008
... 在钛合金显微结构设计方面，通过机械变形、多重热处理等复合工艺方法可获得多尺度显微结构的Ti及钛合金，它们表现出较高的强度、塑/韧性匹配[72 ~74 ] .结构材料多尺度强韧性优化的设计思想在于利用微区单元显微结构特征、晶体取向以及成分的不同，形成微区塑性变形行为的显著差异，进一步调控不同尺度微结构间的协调变形，实现材料强度塑性匹配的提升.多尺度显微结构材料中通常分为硬、软2种区域，变形过程中软区域首先发生塑性变形，为了维持材料变形的连续性，硬/软区域界面处产生几何必须位错，同时位错在界面处塞积对位错源形成长程反作用力(即背应力).背应力提高了材料变形抗力，即为背应力强化作用.随着变形量的增加，硬区域也发生塑性变形，然而软区域仍承担较大的变形，不同微结构间存在应变分配，使材料的持续加工硬化能力显著提高，因而展现出优异的强度塑性.Wu等[75 ,76 ] 利用非均匀轧制+再结晶热处理工艺制备出具有多尺度结构的纯Ti样品，表现出较均匀组织更高的强度和塑性匹配.其机制在于多尺度组织中粗大的再结晶晶粒较软，拉伸过程中优先发生塑性变形，然而由于其被周围较硬的超细晶完全束缚，导致界面处产生较大的背应力，同时高密度界面的存在，使得界面处位错塞积程度及应变梯度增大，显著提高了背应力强化及应变强化效果. ...
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
... 由以上讨论可知，以α + β 两相钛合金为主体的结构钛合金属于多元、多相、多尺度结构的复杂组合，合金组元、微区浓度可影响微区的相组成、显微结构及界面类型，微区成分、显微结构共同影响微区力学行为，并最终对合金宏观强韧性产生影响.为了实现对α + β 两相钛合金宏观力学性能的优化以及制定合理的材料工程化制备参数(如名义目标成分、热处理制度、热变形参数等)，本团队发展了基于微区调控的高强高韧钛合金设计及工程化制备的研究方法，其流程如图17 [39 ,51 ,72 ] 所示.基于α + β 两相钛合金微区调控的研究思想，本团队研发了一系列的高强高韧结构钛合金，在我国重大工程中发挥了不可替代的作用.这其中，研发的高强高韧Ti62A合金解决了全海深载人潜水器钛合金载人舱的材料强韧性瓶颈，被用于制备世界上最大的全海深钛合金载人舱，支撑“奋斗者”号载人潜水器创造了10909 m的我国载人深潜记录. ...
... ,
72 ]
Schematic representation of research and development (R&D) of highly alloyed <i>α</i> + <i>β</i> titanium alloys with hierarchical microstructures based on micro-zone optimization for strength-toughness improvement<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R51">51</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R72">72</xref>]</sup> Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
... ,
72 ]
Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
多重热处理对TC4合金的组织和力学性能的影响
5
2008
... 在钛合金显微结构设计方面，通过机械变形、多重热处理等复合工艺方法可获得多尺度显微结构的Ti及钛合金，它们表现出较高的强度、塑/韧性匹配[72 ~74 ] .结构材料多尺度强韧性优化的设计思想在于利用微区单元显微结构特征、晶体取向以及成分的不同，形成微区塑性变形行为的显著差异，进一步调控不同尺度微结构间的协调变形，实现材料强度塑性匹配的提升.多尺度显微结构材料中通常分为硬、软2种区域，变形过程中软区域首先发生塑性变形，为了维持材料变形的连续性，硬/软区域界面处产生几何必须位错，同时位错在界面处塞积对位错源形成长程反作用力(即背应力).背应力提高了材料变形抗力，即为背应力强化作用.随着变形量的增加，硬区域也发生塑性变形，然而软区域仍承担较大的变形，不同微结构间存在应变分配，使材料的持续加工硬化能力显著提高，因而展现出优异的强度塑性.Wu等[75 ,76 ] 利用非均匀轧制+再结晶热处理工艺制备出具有多尺度结构的纯Ti样品，表现出较均匀组织更高的强度和塑性匹配.其机制在于多尺度组织中粗大的再结晶晶粒较软，拉伸过程中优先发生塑性变形，然而由于其被周围较硬的超细晶完全束缚，导致界面处产生较大的背应力，同时高密度界面的存在，使得界面处位错塞积程度及应变梯度增大，显著提高了背应力强化及应变强化效果. ...
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
... 由以上讨论可知，以α + β 两相钛合金为主体的结构钛合金属于多元、多相、多尺度结构的复杂组合，合金组元、微区浓度可影响微区的相组成、显微结构及界面类型，微区成分、显微结构共同影响微区力学行为，并最终对合金宏观强韧性产生影响.为了实现对α + β 两相钛合金宏观力学性能的优化以及制定合理的材料工程化制备参数(如名义目标成分、热处理制度、热变形参数等)，本团队发展了基于微区调控的高强高韧钛合金设计及工程化制备的研究方法，其流程如图17 [39 ,51 ,72 ] 所示.基于α + β 两相钛合金微区调控的研究思想，本团队研发了一系列的高强高韧结构钛合金，在我国重大工程中发挥了不可替代的作用.这其中，研发的高强高韧Ti62A合金解决了全海深载人潜水器钛合金载人舱的材料强韧性瓶颈，被用于制备世界上最大的全海深钛合金载人舱，支撑“奋斗者”号载人潜水器创造了10909 m的我国载人深潜记录. ...
... ,
72 ]
Schematic representation of research and development (R&D) of highly alloyed <i>α</i> + <i>β</i> titanium alloys with hierarchical microstructures based on micro-zone optimization for strength-toughness improvement<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R51">51</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R72">72</xref>]</sup> Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
... ,
72 ]
Fig.17 ![]()
<strong>5 </strong>结语：面向不同应用领域的结构钛合金发展趋势展望 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
Influence of solution treatment on microstructure and mechanical properties of a near β titanium alloy Ti-7333
0
2015
Effect of heat treatments on microstructure and property of a high strength/toughness Ti-8V-1.5Mo-2Fe-3Al alloy
1
2014
... 在钛合金显微结构设计方面，通过机械变形、多重热处理等复合工艺方法可获得多尺度显微结构的Ti及钛合金，它们表现出较高的强度、塑/韧性匹配[72 ~74 ] .结构材料多尺度强韧性优化的设计思想在于利用微区单元显微结构特征、晶体取向以及成分的不同，形成微区塑性变形行为的显著差异，进一步调控不同尺度微结构间的协调变形，实现材料强度塑性匹配的提升.多尺度显微结构材料中通常分为硬、软2种区域，变形过程中软区域首先发生塑性变形，为了维持材料变形的连续性，硬/软区域界面处产生几何必须位错，同时位错在界面处塞积对位错源形成长程反作用力(即背应力).背应力提高了材料变形抗力，即为背应力强化作用.随着变形量的增加，硬区域也发生塑性变形，然而软区域仍承担较大的变形，不同微结构间存在应变分配，使材料的持续加工硬化能力显著提高，因而展现出优异的强度塑性.Wu等[75 ,76 ] 利用非均匀轧制+再结晶热处理工艺制备出具有多尺度结构的纯Ti样品，表现出较均匀组织更高的强度和塑性匹配.其机制在于多尺度组织中粗大的再结晶晶粒较软，拉伸过程中优先发生塑性变形，然而由于其被周围较硬的超细晶完全束缚，导致界面处产生较大的背应力，同时高密度界面的存在，使得界面处位错塞积程度及应变梯度增大，显著提高了背应力强化及应变强化效果. ...
Heterogeneous lamella structure unites ultrafine-grain strength with coarse-grain ductility
1
2015
... 在钛合金显微结构设计方面，通过机械变形、多重热处理等复合工艺方法可获得多尺度显微结构的Ti及钛合金，它们表现出较高的强度、塑/韧性匹配[72 ~74 ] .结构材料多尺度强韧性优化的设计思想在于利用微区单元显微结构特征、晶体取向以及成分的不同，形成微区塑性变形行为的显著差异，进一步调控不同尺度微结构间的协调变形，实现材料强度塑性匹配的提升.多尺度显微结构材料中通常分为硬、软2种区域，变形过程中软区域首先发生塑性变形，为了维持材料变形的连续性，硬/软区域界面处产生几何必须位错，同时位错在界面处塞积对位错源形成长程反作用力(即背应力).背应力提高了材料变形抗力，即为背应力强化作用.随着变形量的增加，硬区域也发生塑性变形，然而软区域仍承担较大的变形，不同微结构间存在应变分配，使材料的持续加工硬化能力显著提高，因而展现出优异的强度塑性.Wu等[75 ,76 ] 利用非均匀轧制+再结晶热处理工艺制备出具有多尺度结构的纯Ti样品，表现出较均匀组织更高的强度和塑性匹配.其机制在于多尺度组织中粗大的再结晶晶粒较软，拉伸过程中优先发生塑性变形，然而由于其被周围较硬的超细晶完全束缚，导致界面处产生较大的背应力，同时高密度界面的存在，使得界面处位错塞积程度及应变梯度增大，显著提高了背应力强化及应变强化效果. ...
Heterogeneous materials: A new class of materials with unprecedented mechanical properties
1
2017
... 在钛合金显微结构设计方面，通过机械变形、多重热处理等复合工艺方法可获得多尺度显微结构的Ti及钛合金，它们表现出较高的强度、塑/韧性匹配[72 ~74 ] .结构材料多尺度强韧性优化的设计思想在于利用微区单元显微结构特征、晶体取向以及成分的不同，形成微区塑性变形行为的显著差异，进一步调控不同尺度微结构间的协调变形，实现材料强度塑性匹配的提升.多尺度显微结构材料中通常分为硬、软2种区域，变形过程中软区域首先发生塑性变形，为了维持材料变形的连续性，硬/软区域界面处产生几何必须位错，同时位错在界面处塞积对位错源形成长程反作用力(即背应力).背应力提高了材料变形抗力，即为背应力强化作用.随着变形量的增加，硬区域也发生塑性变形，然而软区域仍承担较大的变形，不同微结构间存在应变分配，使材料的持续加工硬化能力显著提高，因而展现出优异的强度塑性.Wu等[75 ,76 ] 利用非均匀轧制+再结晶热处理工艺制备出具有多尺度结构的纯Ti样品，表现出较均匀组织更高的强度和塑性匹配.其机制在于多尺度组织中粗大的再结晶晶粒较软，拉伸过程中优先发生塑性变形，然而由于其被周围较硬的超细晶完全束缚，导致界面处产生较大的背应力，同时高密度界面的存在，使得界面处位错塞积程度及应变梯度增大，显著提高了背应力强化及应变强化效果. ...
An extraordinary enhancement of wear resistance in a multi-modal-laminated alloy
1
2016
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
Effect of microstructure on tensile properties of Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr alloy
0
2017
Microstructural morphology effects on fracture toughness and crack growth behaviors in a high strength titanium alloy
1
2021
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
A low-cost hierarchical nanostructured beta-titanium alloy with high strength
1
2016
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
ω -assisted refinement of α phase and its effect on the tensile properties of a near β titanium alloy
1
2020
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
Role of nanosized intermediate phases on α precipitation in a high-strength near β titanium alloy
1
2020
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
A novel high-strength β -Ti alloy with hierarchical distribution of α -phase: The superior combination of strength and ductility
1
2019
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
The interdependence of microstructure, strength and fracture toughness in a novel β titanium alloy Ti-5Al-4Zr-8Mo-7V
1
2020
... 在高强韧α + β 两相结构钛合金中，通过制备多尺度α 片层复合结构也能起到增强增韧的效果.通常情况下，尺寸较大的初生α 晶粒能够承担更多的塑性变形以保证合金的塑性，而较小尺寸的次生α 片层能够降低残余β 基体内位错滑移长度，有利于提高合金强度[77 ~79 ] .此外，利用纳米尺度的ω 相辅助α 相形核来获得超细次生α 片层是获得多尺度结构及高强度的有效手段.Devaraj等[80 ] 通过调控Ti-1Al-8V-5Fe合金固溶温度获得初生α 相和ω 相，在进一步的时效过程中利用ω 相辅助形核来细化次生α 相，获得多尺度α 片层复合结构，合金强度显著提高的同时具有一定的塑性.ω 相辅助形成超细次生α 片层可以大幅提高合金的强度[16 ,81 ,82 ] ，但同时应引入适量的粗大α 晶粒，否则钛合金将表现出明显的脆性断裂特征.此外，研究[72 ,83 ,84 ] 也表明，多尺度片层组织钛合金的强度-断裂韧性匹配优于单一片层组织及双态组织，这主要归因于裂纹尖端塑性区内相对均匀的应变分布以及片层导致的更加曲折的裂纹扩展路径. ...
Sustainability through alloy design: Challenges and opportunities
1
2021
... 优化提升结构金属的强度、塑性及韧性是工程结构材料研发永恒的追求[85 ] .对α + β 两相钛合金微区成分、结构及力学行为的精确调控，为优化两相钛合金的力学性能、制定合理的材料工程化制备参数提供了可行的材料研究方法.此外，我国航空、舰船、陆装等不同应用领域对结构钛合金提出了各具特色的要求，未来研究工作应加强针对性，满足装备制造对高端钛合金的需求. ...
