航空航天高端装备轻量化是国家重大战略急需，是世界科技前沿。叶片材料制造技术是航空发动机“卡脖子”关键技术。TiAl金属间化合物的理论密度只有3.9 g/cm³，不到镍基高温合金的1/2，熔点更高，是600 ℃以上热端部件国际发展方向^[1~4]。2012年，美国率先使用TiAl-4822合金制造波音787飞机GEnx-1B^TM发动机最末两级低压涡轮叶片，单台发动机减重约90 kg，实现节油20%、降噪50%、减少NO _x 排放80%等综合性效益^[5]。此外，TiAl合金也广泛应用于高超声速飞行器蒙皮、导弹热防护系统等^[6,7]。但TiAl合金还存在室温脆性大(延伸率< 2%)和长时承温能力低(TiAl-4822合金在700 ℃、3000 h条件下片层组织发生分解)两大世界难题，严重限制了其更广泛的应用^[8~10]。

为解决金属材料强度与韧/塑性难以兼顾的矛盾，“功能基元序构”(ordered structures with functional units，OSFU)已成为一种极具发展潜力的新材料探索范式^[11,12]。功能基元是指在原子/分子尺度和宏观尺度之间引入具有特定功能的中间结构单元；序构是指功能基元通过人工设计制造而成的特定空间堆垛、排列方式。基于序构设计，材料性能可超越基元自身^[13]。功能基元序构的高性能材料可以突破元素种类的限制，为设计和发展具有突破性和变革性的关键新材料拓展更大的空间。

本文聚焦研究团队多年来在聚片孪生(polysynthetic twinned，PST)功能基元序构高性能TiAl合金领域的研究进展，首先介绍了TiAl合金功能基元本征特性和序构参数，包含界面类型、片层取向、片层厚度和相比例等；其次，梳理了功能基元序构高性能TiAl合金的强韧化物理机制，包含γ相孪生诱导强塑性、α₂相层错提高疲劳强度、α₂相变增韧、γ/α₂共格界面提高断裂韧性等；最后，展望了TiAl合金功能基元序构的发展方向，为其他片层材料提供了研究范式。

引入软、硬耦合结构的功能基元被认为是研制高强高塑材料最有效的方法之一^[14]。PST TiAl合金是由软相γ-TiAl和硬相α₂-Ti₃Al功能基元通过有序片层交替构成的，如图1a1^[15]和a2^[1]所示。

软相γ-TiAl功能基元具有L1₀型有序fcc晶体结构，晶格常数比c / a为1.01~1.03，导致其在{111}密排面上的晶体对称性降低，<11¯0]方向与<011]方向不再等效，使塑性变形能力受到显著约束^[16]。此外，孪生也是γ相的重要变形方式，其孪生系为1/6<112]{111}。与fcc金属相比，γ-TiAl相功能基元密排面上<112¯]方向与<2¯11]方向也不等价，可用孪晶系均位于<112¯]方向^[16]。这种受限变形凸显出片层取向对PST TiAl合金变形机制选择的关键影响。

硬相α₂-Ti₃Al功能基元具有D0₁₉型有序hcp晶体结构^[17]，其可动滑移系较γ相更少。其中，柱面滑移最容易开动，其次是基面滑移和锥面滑移，三种滑移开动的临界分切应力(τ_c)之比约为τ_c(prismatic)∶τ_c(basal)∶τ_c(pyramidal) ≈ 1∶3∶9^[17,18]。然而，柱面滑移和基面滑移仅提供两个独立的滑移方向，无法满足von Mises准则所要求的整体塑性所需的5个独立滑移系^[17~19]。为了充分适应塑性应变，需要额外的剪切模式提供基面和柱面上的剪切位移。在α₂相中，这种剪切分量可能是由<c + a>型位错在锥面上的滑动产生的，但锥面滑移由于临界分切应力高，且它只发生在沿α₂相[0001] (c方向)或相近方向，导致激活非常困难。TiAl合金的塑性行为强烈依赖于α₂相的变形能力^[20]，当γ基体中的位错和孪晶遇到α₂片层时，若位错无法从界面发射以协调应变，则可能在α₂片层内或γ/α₂片层间界面处萌生微裂纹，导致TiAl合金的塑性降低。因此，改善TiAl合金力学性能的一个重要途径是协调软硬相变形，这应从两个方面考虑：一是提高γ/α₂相界面强度；二是激活α₂硬相滑移系(图1b^[21])。

在TiAl合金中，纳米孪晶作为关键功能基元，可分为生长孪晶和变形孪晶。精确引入和调控纳米孪晶，是实现结构材料高性能化的核心策略之一^[22~25]。

生长孪晶是一种在定向凝固及后续热处理过程中形成的固有微观结构，其形成源于原子沿孪生面的特定堆垛，与γ相的L1₀结构及其较低的层错能密切相关。γ生长孪晶形成于α相内部，这是一个受扩散控制的缺陷迁移过程。γ片层首先在α相中的层错区域形核，随后通过1/3[1¯010]或1/3[101¯0]不全位错滑移长大，两种不同取向的γ片层变体相遇时，即形成生长孪晶^[26]。通过控制工艺参数，可有效调控生长孪晶的厚度，从而优化材料的力学性能。

变形孪晶分为γ变形孪晶和α₂变形孪晶。在TiAl合金室温和高温变形后均可产生多种取向的γ变形孪晶：一种是在γ片层内形成的与片层界面呈约70.3°角的Q型孪晶(图1c1和c2^[1])；另一种是平行于原始片层界面的P型孪晶，且P型和Q型孪晶可同时形成(图1d1和d2)。P型孪晶可以降低片层厚度，Q型孪晶能分割γ片层，细化其结构尺寸。γ相内的孪晶之间可发生交截，这一现象源于多组不平行孪晶系的激活，交截处可形成Lomer-Cottrell位错锁，高温下可能会诱发γ相再结晶。α₂相中变形孪晶的形成(图1e1和e2^[27])需部分Ti与Al原子进行交换，以实现孪晶与基体晶格间镜像对称^[28]，这种交换是极其困难的，是阻碍α₂相变形孪生最重要的因素。目前，通常认为仅在高温变形条件下，α₂片层能够激发孪晶。

TiAl合金功能基元的序构参数之一为片层间的界面类型，可分为γ/α₂异质软硬耦合界面和γ/γ同质界面，如图2^[29]所示。界面的原子结构直接决定了序构的稳定性、载荷传递行为和变形协调能力，进而主导材料的宏观力学性能。因此，从原子尺度解析界面特征，是理解TiAl合金强韧化机制的关键。

对于γ/α₂异质界面，界面两侧的α₂和γ片层遵循Blackburn关系^[28~30] (图2a1^[29]和a2)：<11¯0> _γ // <112¯0>α2、(111) _γ // (0001)α2。当α₂相中的纯Ti原子柱穿过界面与γ相中的纯Ti原子柱相对应时，界面能最低^[31]。采用Bramfitt平面错配度公式计算PST TiAl单晶γ/α₂的界面错配度，为3.54%^[15]，属于共格界面。

对于γ/γ同质界面，根据晶体学关系可分为三种类型：180° γ/γ真孪晶(true twin，TT)界(图2b1^[29]和b2)、60° γ/γ伪孪晶(pseudo twin，PT)界(图2c^[29])和120° γ/γ有序畴(ordered domain，OD)界(图2d^[29])。这三种γ/γ界面是γ片层间六种变体的组合，六种变体来源于{111}面上的三个晶向不等价性和两种可能堆垛方式(三个方向×两种序列)。对于120° γ/γ OD界面，不仅可出现在相邻γ片层处，也可在单一γ片层内形成。三种γ/γ同质界面均为共格界面。

值得注意的是，由于α₂和γ相晶体结构对称性较低，γ/α₂相界面(图2a1^[29]和a2)和180° γ/γ TT界面(图2b1^[29]和b2)在透射电镜下的原子排布衬度和衍射特性会随电子束入射方向变化而改变。但这仅是观测方向的差异，界面本身的晶体学结构是不变的。

片层取向是功能基元另一关键序构参数，直接主导片层材料的力学性能各向异性。本团队通过设计具有不同序构取向(0°、45°和90°)的PST TiAl单晶样品，结合透射电镜原位拉伸实验和多尺度表征，揭示了材料的宏观塑性各向异性本质源于跨界面滑移连续性与界面本征强度的相互竞争^[21,32]，如图3a1~a4^[21]所示。

当加载方向平行于片层(0°)时，γ基元内Schmid因子为0.408的{111}<110>滑移系被优先激活，其滑移面与片层界面呈高角度相交。这使得位错在γ片层内快速滑移并在γ/α₂界面处大量塞积，形成局部应力集中。高度共格的γ/α₂界面能够有效传递应力，可激活相邻α₂基元内τ_c较低的柱面滑移系(图3a2^[21])，从而实现塑性变形的跨界面协调，使材料兼具较高强度与良好塑性。

当加载方向与片层夹角为45°时，如图3a3^[21]所示，γ基元内Schmid因子最大的滑移系与界面近乎平行，位错运动主要在片层内部进行，与界面没有相互作用。在此取向下，界面带来的强化效应不明显，材料的屈服强度较低。但在裂纹尖端等应力集中处，界面通过向γ相内持续发射不全位错并形成层错来释放应变能，避免界面脆性解理开裂，使其具有最佳的宏观塑性。

当加载方向垂直于片层(90°)时，塑性变形的协调性最差。γ相可开动滑移系的Schmid因子降至0.272，且滑移方向与界面平行，α₂相中可供开动的基面滑移和锥面滑移均需极高的τ_c才能激活，两基元之间无法协调变形。在变形过程中，γ片层中的位错运动呈现各向异性并在界面处迅速塞积，如图3a4^[21]所示，界面储存的缺陷能无法通过有效的滑移传输释放，促进了微裂纹的形核和连接，导致片层解理。因此，片层材料在90°取向表现出较高的屈服强度，但延展性基本丧失。

片层厚度的精准调控是提升层状材料力学性能的关键策略之一，其核心在于通过改变功能基元的尺度实现界面功能性的转变。当片层细化至纳米级尺寸时，界面不再仅仅是位错的被动屏障，而是演变为主导变形过程的功能单元。本团队通过在625 ℃对PST TiAl合金进行退火，成功诱发了α₂片层内纳米尺度正交O相的析出，将微米级α₂基元调制为宽度仅为10~15 nm的(α₂ + O)细密孪晶状组织，实现了对基元厚度的极致细化和强塑性的同步提升，如图3b1~b4^[33]所示。

性能提升的微观机制源于变形模式的根本性转变。在传统粗大片层组织中，塑性变形由γ相主导。当位错滑移至γ/α₂界面时，由于α₂相固有的高滑移阻力，位错塞积严重，产生极高的局部应力集中，极易引发界面解理或穿层脆性裂纹。而在纳米级细化的调制结构中，虽然超薄的(α₂ + O)基元本身难以发生塑性剪切，但当相邻γ基元产生变形时，所产生的应变场能够以弹性方式穿过(α₂ + O)基元，传递至后续γ基元，即“弹性介导(elastically mediated)”的应变传递。这极大地缓解了界面处的应力集中，将变形从高度局域化转变为相对均匀化，延迟裂纹萌生，实现了塑性的提升。此外，调制结构中的γ/(α₂ + O)界面更为粗糙，存在大量原子尺度的台阶和错配，能够成为位错和变形孪晶的优先形核点。这意味着，界面本身从变形的终点变成了起点，为材料提供额外的塑性变形能力，同时界面应力得到释放，进一步抑制了裂纹的产生。

基元比例是决定材料强塑性匹配的关键序构参数。本团队探明了Ti、Al元素扩散速率的临界转变温度(约1448 K)，并据此设计出了“高温退火+循环热处理”工艺，利用元素扩散速率的差异实现对γ/α₂两相比例的精准调控，为制备任意目标相比例的PST TiAl单晶提供全新技术方案，如图3c1~c4^[34]所示。

相比例调控的物理本质源于Ti、Al原子扩散能力的温度依赖性。当温度低于1448 K时，Ti元素的扩散速率高于Al，Ti原子优先向晶体表面迁移，促使表面形成致密的α₂相再结晶层，同时内部因Ti元素减少而发生α₂→γ相变，使得α₂相比例下降，γ相比例上升；当温度高于1448 K时，Al的扩散速率反超Ti，Al原子向表面的快速迁移引发了相反的相变过程，表面形成以γ相为主的“三明治”状再结晶结构，内部α₂相比例则相应增加。基于此扩散调控机制，通过“1373 K→1613 K→1373 K”的循环退火工艺，实现了α₂相比例在4.7%~40.1% (体积分数，下同)范围内可逆、精确调控。

相比例的调整同时导致了片层厚度的显著变化。随着α₂相比例从5.0%增加至40.0%，其厚度从约80 nm显著增至约592 nm，γ相厚度则相应降低。这种“增减”源于相变过程中的元素迁移和界面运动。低α₂相比例时通过“平行分解”机制细化α₂相，高α₂相比例时则通过合并和粗化使α₂相增厚。各基元比例和随之变化的片层厚度，共同决定了TiAl单晶的力学性能和断裂模式，其应力-应变曲线可划分为三种典型类型：① 当α₂基元比例≤ 10.0%时，γ基元厚度较宽，变形初期位错易于开动和滑移，在堆垛层错、孪晶等界面处堆积，使得TiAl单晶的抗拉强度超过1 GPa，位错塞积还能诱发α₂相中τ_c较低的棱柱面滑移，实现塑性变形的跨界面协调，延伸率超过10.0%；② 当α₂基元比例适中(15.0%~20.0%)时，材料强度与塑性达到最佳平衡，此时α₂相作为强化相，而γ相仍保有足够的厚度以保证塑性变形能力；③ 当α₂基元比例≥ 30.0%时，材料的力学性能急剧恶化，过于细小的γ片层难以有效激活位错，无法在脆性的α₂相屈服之前积累足够的应力集中触发其塑性变形，裂纹优先在α₂片层内低解理能的{11¯00}面上形核并迅速连接，导致穿层脆性断裂，延伸率骤降至0.61%，强度也显著下降。因此，通过精确控制元素扩散，可以实现PST TiAl单晶相比例和强塑性的定向和可逆调控。

传统TiAl合金的韧脆转变温度多处于650~750 ℃^[35,36]，而0°片层取向PST TiAl单晶的屈服强度从室温至900 ℃范围内未出现明显下降，如图4a^[1,27]所示，在900 ℃时仍保持637 MPa的高强度，这归因于TiAl合金功能基元和序构带来的独特高温变形机制^[1,27]。

PST TiAl单晶的室温变形全部发生于γ基元内，是位错滑移与变形孪生共同作用的结果，其中孪生行为的引入是实现高强度与高塑性匹配的关键。一方面，片层内部不断产生的孪晶界成为位错运动的有效阻碍，这种强交互作用导致了显著的加工硬化；另一方面，孪生切变会使孪晶区域内的晶体取向发生改变，使原来处于硬取向的区域变得易于变形，从而持续调动新的滑移系，延缓颈缩，提高延伸率。在900 ℃高温变形过程中，变形机制依赖于γ和α₂基元交替排列的序构形式，呈现出广泛的协同效应。γ基元中的变形孪晶可以激发α₂片层中的{22¯01}孪晶并穿过γ/α₂界面。同时，在α₂孪晶尖端附近会形成基面反相畴界以缓解由失配位错施加的应力集中。这种功能基元间变形孪晶的协同形成和相互作用，是实现PST TiAl单晶高温下兼具高强度与高塑性的关键机制。

PST TiAl单晶在975 ℃的高周疲劳极限可达270 MPa，如图4b^[18]所示，相比于传统TiAl合金表现出更强的应用潜力，这归因于层错/孪晶基元序构引入的应变离域化。

在疲劳变形过程中，γ基元主要通过位错滑移、层错和孪晶进行均匀塑性变形；而在γ/α₂相界处，位错塞积引发的应力集中可促使<c + a>位错向α₂基元中发射，并在{112¯2}α2面上滑移。<c + a>位错进一步分解为1/6<202¯3>和1/6<022¯3> Frank不全位错，形成I1型层错带，有效缓解界面应力集中、抑制微裂纹形核。同时，I1层错还可作为位错异质成核源，通过位错形核进一步协调变形。当<c + a>位错运动至γ/α₂界面时，为降低能量，可分解为<c>和<a>型位错。PST TiAl单晶通过α₂基元中位错/层错/孪晶多重变形机制的激活，实现了软/硬两相协同的应力-应变动态分配，将传统合金中易发生的“软相局域变形”转变为“软/硬相协同塑性应变离域化均匀变形”，进而有效提高加工硬化能力，避免了传统TiAl合金中γ基元局部滑移导致的早期开裂，从而显著延长了PST TiAl单晶的疲劳寿命。

α₂相因其独立滑移系数量有限，且室温下难以启动孪生等塑性变形模式，通常被认为是室温脆性相。然而，PST TiAl单晶却具有6.9%的优异室温拉伸塑性^[1]。该塑性不仅源于变形孪晶基元，也与γ/α₂基元序构产生的共格界面的协调作用密切相关。这一现象表明，α₂-Ti₃Al在该复合体系中是通过某种独特的塑性变形机制参与了应变协调，从而突破了其固有的室温脆性限制。

分子动力学模拟结果^[37]表明，α₂-Ti₃Al基元在剪切载荷下发生hcp与fcc结构的动态相变(图4c^[37])：在应变为0.094时发生屈服，α₂-Ti₃Al基元内1/6[11¯00]不全位错形核并沿(0001)面滑移，留下以fcc结构堆垛的超点阵内禀层错(SISF)，以释放应力，随应变增加，hcp结构通过不全位错滑移全部转变为fcc结构。α₂-Ti₃Al基元由fcc结构转变为hcp结构是由1/6[011¯0]不全位错在剪切应变下形核并沿(0001)面滑移主导的，留下以hcp结构堆垛的反向畴界(APB)。这是一种可与孪生变形相媲美的全新塑性变形机制。相变增韧的原子机制源于一种被称为“抓紧键(catching bond)”的化学键断裂-重组过程：发生hcp→fcc相变时，Ti1—Al1键断裂、生成Al1—Al2键；发生fcc→hcp相变时，Ti1—Ti2键断裂、生成新的Ti2—Ti3键。“抓紧键”断裂-重组过程是一种有效的能量耗散方式，能在维持结构完整性的同时释放内应力。α₂-Ti₃Al基元(0001)密排面的解理能高于广义堆垛层错能，保证了剪切过程相变的连续性。此外，γ/α₂共格界面能够降低广义堆垛层错能，将动态相变的临界启动剪切应力从2.99 GPa降低至1.94 GPa，降幅达35%，促进滑移诱导的动态相变过程从而实现增韧。

对层状材料的断裂行为存在普遍共识：I型(止裂型，裂纹扩展方向垂直于片层)试样的断裂韧性高于II型(分岔型，裂纹扩展方向平行于片层)试样。然而，PST TiAl单晶II型试样的断裂韧性更高，与已报道的所有片层材料相反，这归因于PST TiAl单晶γ/α₂基元在序构过程中产生的共格界面^[38]。

在I型试样中，裂纹沿{111} _γ 面贯穿片层快速扩展，共格界面凭借优异的位错容纳能力和应变协调能力，有效抑制了层间分离和层间二次裂纹的萌生，大量变形孪晶被激活，促进裂纹沿变形孪晶界快速萌生和扩展，降低了断裂韧性；但在II型试样中，裂纹尖端发射的位错优先在平行于界面的{111}面上滑移，通过位错反应形成弥散分布的不动位错结构，降低了可动位错密度，有效钝化裂纹尖端，并促使次生裂纹形核以消耗断裂能，从而实现了更高韧性。与Yokoshima和Yamaguchi^[39]的结果相比，PST TiAl单晶的片层间距较小，确保了界面的高度共格性。基于界面共格性对材料断裂行为的影响，本团队创新性地提出了以Ⅰ型和Ⅱ型试样的韧性比(R_T)为核心的界面特性评价方法：R_T < 1时为共格界面；R_T > 1时为非共格界面；R_T ≈ 1时为半共格界面(图4d^[38])。该判据已在钛合金/TiAl、Ti6Al4V/TiAl、TiB/TiAl、TiB-Ti/Ti₃Al、Ti₂Ni/TiNi、Ti/TiN-Ti₂N、TiBW-Ti/Ti、Ni/Ni₃Al、超高碳钢/低碳钢等界面特性中实现验证。

本团队创新性地将功能基元序构理念引入TiAl合金设计中，通过将软相γ-TiAl、硬相α₂-Ti₃Al及纳米孪晶等功能基元有序构筑，并精确调控界面类型、片层取向、片层厚度及相比例等序构参数，实现了TiAl合金强塑性与承温能力协同提升。揭示了γ相孪生诱导强塑性、α₂相层错提高疲劳强度、α₂相变增韧及γ/α₂共格界面提高断裂韧性等多种强韧化物理机制，为突破传统TiAl合金室温脆性大和长时承温能力低两大世界难题提供了新的解决路径，为其他片层材料提供了研究范式。

未来TiAl合金功能基元序构研究可重点关注以下几个方面。

(1) 功能基元多级序构高性能TiAl合金构筑。在微/纳米级γ相、α₂片层基元内部，通过纳米孪晶、层错等基元的多级序构，构建片层内含精细亚结构的多维架构。多级序构设计能够逐级协调和分散应变，通过多界面协同，最大化位错存储能力和加工硬化效果，有望实现材料强韧性的跨越式提升。

(2) TiAl合金价键调控和强韧化物理机制。金属材料纳米孪晶强化存在“临界尺寸效应”，陶瓷材料表现为孪晶“越细越强”，这充分表明价键类型影响变形行为。TiAl合金中同时存在金属键、共价键和离子键，各价键生效机制和交互作用规律复杂。未来可结合模拟计算与先进电子结构分析，厘清各功能基元的价键特征和空间分布，阐明其对层错能、界面能等功能基元本征特性的影响规律，为通过价键调控设计高性能TiAl合金提供理论指导。

(3) 基于人工智能的正向设计。面对复杂序构参数带来的传统试错效率瓶颈，引入人工智能驱动的正向设计范式，构建基元本征性能-制造工艺-构件服役性能融通的全数据链智能设计方法，实现从功能基元序构和工艺路径到力学性能的正向优化，推动TiAl合金研发从“经验试错”向“智能设计”范式变革。