谁说硅化物必导致钛合金脆断?太原理工大学JMST力作:通过高Zr含量诱导双尺度S2结构形成,让近α钛合金性能突破1.5GPa!

原文标题：Hierarchical nano-network microstructure in a high-Zr-containing near-α titanium alloy for enhanced strength-ductility combination

标题翻译：高含Zr近α钛合金中分级纳米网状微观结构以提升强塑性协同机制

通讯作者单位：太原理工大学

期刊：《Journal of Materials Science & Technology》

DOI：10.1016/j.jmst.2026.02.004

文章的通讯作者团队由来自太原理工大学的Changjiang Zhang（张长江）教授、新西兰奥克兰大学的Peng Cao（曹鹏）教授以及燕山大学的Xinyu Zhang（张新宇）教授共同组成 。其中，张长江教授长期致力于先进钛基材料的开发与等温多向锻造等精密成形技术的研究 。本研究的第一作者为Yulei Deng（邓雨磊），其所属的核心科研机构为太原理工大学材料科学与工程学院，并同时依托于教育部先进金属复合材料成形技术与装备工程研究中心开展核心实验与理论计算工作 。

在航空航天及高端装备制造领域，近α钛合金因其卓越的高温比强度、出色的抗蠕变性能以及优异的耐腐蚀特性，长期以来一直占据着不可替代的战略地位。为了进一步将材料的服役极限向更高温度与更高应力水平推进，物理冶金学家们通常采用复杂的微合金化策略，即在基体中引入难熔金属元素（如Mo、Nb、W）以强化β相，同时高频次地引入Si和Zr元素以期通过析出硅化物来阻碍位错滑移与晶界迁移。然而，随着Si和Zr浓度的增加，特别是在传统工艺框架下，硅化物（如S1型或S7型）极易在晶界、相界等缺陷富集区发生不可控的异质形核与异常粗化。这些沿界面呈现不连续、粗大偏聚状态的脆性硅化物，在室温及热循环服役过程中会演变为致命的应力集中源，进而诱发微裂纹在硅化物与基体界面处的萌生与快速扩展，导致材料的室温塑性与断裂韧性遭遇断崖式下跌。为了规避这一风险，现有的商用近α钛合金被迫对合金成分施加了极其严苛的上限阈值（通常要求 Zr < 4 wt.% 且 Si < 0.5 wt.%），这种被动的设计思路实质上彻底限制了依托高密度硅化物实现材料深层次强韧化的空间与潜力 。

研究团队不仅没有限制核心合金元素的添加，反而刻意设计了一种具备超高固溶含量的新型近α钛合金体系（具体名义成分为 Ti-7.5Al-3Sn-9Zr-2Mo-2Nb-1W-0.5Si, wt.%）。在确保铝当量与钼当量处于合理区间以维持近α基体组织稳定性的前提下，研究引入了处于单相区较低温度范围内的等温多向锻造（IMDF）大塑性变形工艺。该工艺的核心目的在于利用极端多向应变引发的剧烈晶格畸变与高密度位错网络，从动力学层面对硅化物的析出路径进行强有力的干预。通过热力学合金化驱动与动力学缺陷工程的深度耦合，研究成功构建了一种“分级纳米网络微观结构”。这种结构由发生动态再结晶的超细等轴晶基体、连续分布于超细晶界以发挥钉扎作用的较大尺寸S2相颗粒、以及在高密度晶内位错网络处原位靶向析出的细小S2纳米弥散相共同构成。

上述分级纳米网络结构的成功构筑，从根本上重塑了高合金化钛合金的室温力学响应特征，实现了强度与塑性的协同提升。宏观拉伸测试表明，经过优化工艺处理的合金展现出了令人瞩目的室温强塑性协同效应，其极限抗拉强度飙升至 1505.4 MPa，同时延伸率稳健地保持在 8.1 % 的高水平。双尺度分布的S2硅化物不仅通过奥罗万绕过机制贡献了超过30%的屈服强度，更通过与超细晶界的协同作用，在材料内部引发了高度分散的局部应力集中。这种去局域化的应力场迫使基体在极高的流动应力下大面积激活了通常处于休眠状态的非基面滑移系统（特别是锥面滑移）。研究首次证实了处于特定尺寸与晶体学取向下的无序S2nm相具备协调剪切变形的本征塑性能力。这一系列相互交织的变形机制，彻底粉碎了硅化物导致钛合金本脆的固有认知，为未来面向极端环境服役的先进结构材料设计铺平了道路 。

1）突破传统成分限制，创新性提出并验证了高合金化结合等温多向锻造（IMDF）的主动微观结构调控策略。

研究彻底颠覆了长期以来限制Zr与Si含量的保守设计原则，通过巧妙运用处于850℃下的多向剧烈塑性变形工艺，将高浓度溶质的过饱和热力学驱动力与高密度几何必需位错的动力学形核位点完美匹配。这一协同设计成功引导了S2型硅化物空间分布的重构，制备出由超细等轴晶（平均晶粒尺寸仅为0.59um）与晶界/晶内双尺度S2相构成的层级纳米网络结构，在未牺牲近α基体高温稳定性的前提下，赋予了材料前所未有的室温强塑性协同增益（极限抗拉强度达1505.4 MPa，延伸率达8.1%） 。

2）通过多尺度理论计算，首次从原子电子轨道层面揭示了高浓度Zr元素对S2硅化物热力学稳定与动力学迟滞的“双效机制”。

第一性原理密度泛函理论计算与晶体轨道哈密顿布居分析明确指出，Zr原子的掺杂通过显著增强体系深能级区域内d-p和d-s电子轨道的重叠积分与杂化强度，大幅削减了反键态，从而极大地降低了S2相（无论是有序结构还是无序随机固溶体）的形成能。与此同时，微动弹性带计算深刻揭示，Zr的存在以极强的各向异性方式剧烈抬升了Si原子在HCP-Ti基面上的迁移能垒。这种动力学上的长程扩散抑制作用，与热力学上的形核驱动力增强相结合，成为了促使S2相在晶内高密度位错处进行高频次原位异质形核、避免异常粗化的核心物理根基 。

3）发现了S2纳米相的本征层错剪切塑性及其与超细晶网络协同激发非基面滑移的应变去局域化机制。

研究打破了硅化物作为绝对脆性相的经典假设，通过像差校正高分辨电子显微分析捕捉到，在特定尺寸及共格取向关系下，S2纳米颗粒能够通过沿特定晶面的原子层抽取产生本征层错，从而实现与基体的协调剪切变形。此外，晶界粗大S2相与超细晶界共同构成的致密障碍网络，诱发了高度分散的微观应力集中，提供了激活高临界分切应力滑移系（如锥面滑移及各种非基面滑移系统）的充沛动力。这种基体多滑移系的大规模开启与晶内纳米相本征协调塑性的叠加，彻底避免了宏观应变局域化，是该合金兼具超高强度与优良延展性的微观本质 。

图1：该图描绘了合金从熔炼到最终分级网络结构成型的热机械加工过程。研究首先采用真空悬浮熔炼技术制备铸锭，并在高于测量得到的β相转变温度（993℃）约100℃的区间内进行四道次开坯锻造。随后进行的固溶处理温度被精准设定为1220℃，这一温度严格高于实验测定的硅化物完全溶解温度（1200℃），并辅以迅速的水淬处理，旨在将所有合金元素强制保留在过饱和的固溶体马氏体基体中，从而为后续形核储备巨大的化学驱动力。进入核心的等温多向锻造（IMDF）环节时，加工温度被设定在850℃，即α单相区的较低温度范围内，以利用较低的温度抑制晶界迁移，防止晶粒过度长大。图中的载荷方向演变清晰展示了在每一道次中，材料都会经历三个正交方向的连续压缩（每步真实应变达50%，压下速率为2毫米每分钟），这种极端的应变路径频繁改变，不仅打碎了原始的板条组织，更在材料内部积聚了大量的交叉位错网络。

图 2：结合扫描电子显微镜与像差校正高角环形暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）图像，本图揭示了P1合金中极具代表性的分级纳米网络微观结构及其底层原子排布特征。图(a)及其局部放大区域直观显示，未经IMDF处理的锻态合金内部，硅化物呈现出杂乱的橄榄状形貌，并具有强烈的沿原晶界严重偏聚的趋势。而图(b)及(c)所展示的P1态合金则发生了明显改变：基体通过动态再结晶演变为极其细微的等轴晶组织；更关键的是，S2相呈现出高度规律的双尺度分布—较粗大的S2颗粒钉扎在超细晶界网络上，而极度细小、高密度的S2纳米颗粒则如同繁星般均匀弥散于晶粒内部。图(d)至(g)则将视角拉伸至亚纳米尺度，通过高分辨原子成像配合快速傅里叶变换（FFT）超晶格衍射斑点及QSTEM计算模拟，证实了该析出相为具有精确空间群对称性（P62m）的Fe2P型六方结构。图右侧特定晶向上提取的衍射强度分布曲线，清晰地反映出原子序数与原子柱线性密度的综合差异，印证了Zr原子对特定Wyckoff位点的有序占据规律。而图(h)则进一步展示了部分无序S2相区域缺乏周期性超晶格反射的特征，这证明了高浓度的合金化同时稳定了有序与无序两种固溶体结构。

图3：该图通过电子背散射衍射（EBSD）技术，系统性地追踪了随着IMDF变形道次的增加（P1、P2至P5），合金内部晶粒尺寸、再结晶体积分数以及S2相物理尺寸的动态演化规律。图(b)、(f)与(j)的反极图（IPF）直观映射出，仅经历单道次变形的P1合金拥有最为细小的等轴晶（平均尺寸仅为0.59um），且其取向分布极其弥散随机；随着加工道次增加，晶粒发生可见的长大趋势。图(c)、(g)与(k)的晶粒取向扩展（GOS）分布图（以1度阈值严格界定再结晶区域）定量揭示了P1样品拥有高达80.4%的动态再结晶分数，而这一数值在P5样品中显著衰减。这种反常的衰减现象，实际上是由于不断改变的复杂应变路径导致原有位错网络发生大规模重排与湮灭，削弱了后续道次中新生再结晶的驱动能。与此同时，柱状统计图清晰地描绘了S2相尺寸随道次增加而发生的严重粗化现象（从P1的平均100.7nm急剧粗化至P5的172.0nm），并伴随着单位面积数密度的数量级下降。这些图共同证明，在特定热力学约束下，过度的热机械加工不仅无法带来进一步的组织细化，反而会加速溶质原子向晶界大颗粒的吞噬转移，导致微观结构的退化 。

图4：此图利用高分辨透射电镜（HRTEM）深度解析了S2硅化物在不同位置形核时的晶体学匹配机制，解释了双尺度分布产生的根源。图(a)至(f)聚焦于晶粒内部弥散析出的细小S2相，通过对界面区域进行细致的快速傅里叶变换（FFT）及逆傅里叶变换（IFFT）像分析，明确标定了晶内S2相与α相基体之间存在极其严格且清晰的共格取向关系（具体表现为S2相的特定晶面与基体特定晶面高度平行）。这种高度契合的取向关系极大地降低了共格界面的界面能，成为晶内相能够实现高频次、高密度均匀形核并在生长初期维持细小尺寸的核心热力学条件。此外，图中可清晰观察到基体内部存在大量的刃型及螺型位错，这些位错在遭遇S2硅化物时发生了强烈的缠结与塞积，直接证实了其对位错运动的强效阻碍作用。反观图(g)至(i)所展示的位于多相交汇处（晶界或相界三叉晶界）的粗大S2颗粒，其高分辨成像及衍射分析未发现任何明显的特定取向关系。这种晶界处的析出模式说明其形核驱动力完全脱离了应变能的主导，转而依靠高能界面的界面能释放来完成非共格形核与随后不受晶体学约束的快速自由长大，从根本上阐释了导致S2相表现出尺寸双态分布的界面能量学机制 。