论文题目：Unleashing superior strength and ductility in additively manufactured β-titanium alloys through spinodal decomposition

期刊：Advanced Powder Materials

DOI：https://doi.org/10.1016/j.apmate.2026.100428

微信链接：https://mp.weixin.qq.com/s/4HSGXiAWarjX3-xUi50IZg

一、文章摘要

针对亚稳β钛合金中由析出强化引发的强塑性权衡问题，本研究提出了一种创新策略——通过激光粉末床熔融（LPBF）技术调控Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si合金的调幅分解微观组织，以实现对位错行为的可控调节。微观结构分析表明，本研究中能量输入为83 J·mm^-3的最优LPBF制备合金（记为A-E83），呈现出单相体心立方结构，该结构兼具高密度位错、细晶形貌与均匀的多尺度调幅分解组织特征，其调制波长分别为50.9 ± 12.9 nm和546.7 ± 168.7 nm，同时伴随化学成分与晶格应变的不均匀性。上述微观结构特征赋予该合金优异的室温强塑性匹配能力，其屈服强度达1120 ± 34 MPa，极限抗拉强度达1177 ± 13 MPa，断后伸长率达(35.0 ± 2.2)%；相较于传统固溶处理-水淬（ST-WQ）态合金，三项性能指标分别提升31.3%、29.8%和127.3%。定量分析结果显示，与ST-WQ态合金相比，A-E83合金的强度提升源于三种强化机制的协同作用：位错强化贡献23 MPa，占比8.3%；细晶强化贡献77 MPa，占比27.9%；而占主导作用的调幅分解强化贡献176 MPa，占比高达63.8%。不同于ST-WQ态试样依赖体心立方基体滑移的变形机制，A-E83试样中均匀分布的调幅分解组织不仅能够阻碍位错运动，还可诱导位错环的形成与增殖，从而在实现合金强化的同时，保障均匀塑性变形的进行。本研究证实，基于LPBF技术调控的调幅分解可作为一种高效策略，实现亚稳β钛合金强塑性的同步提升，为先进金属材料的设计研发提供了重要参考。

二、研究背景

传统析出强化型亚稳β钛合金长期面临强度-塑性权衡的瓶颈，即强化往往以牺牲塑性为代价，而现有研究多依赖传统工艺调控，缺乏破解该矛盾的有效策略。受高熵合金、难熔高熵合金中调幅分解通过调控位错行为实现强塑协同的启发，我们注意到在亚稳β钛合金中可以利用其β相的亚稳性诱导调幅分解的产生。基于可使调幅分解发生的成分、能量和工艺要求，本工作以Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si亚稳β钛合金为研究对象，借助LPBF技术精准的能量输入调控与快速冷却特性，同步实现缺陷控制、晶粒细化与多尺度均匀调幅分解结构的构建；阐明了调幅分解结构既能阻碍位错运动又能诱导位错环形成增殖的独特变形机制；并通过定量分析明确调幅分解对强度提升的贡献占比达63.4%，最终使合金实现1120 MPa级屈服强度与35%伸长率的卓越匹配。本研究形成的“工艺创新-结构定制-性能优化”调控思路，有望引发学界对增材制造定制化结构、位错行为调控与性能协同优化的深入讨论，为亚稳β钛合金及同类材料的工程应用拓展奠定基础。

三、创新点

1、提出了增材制造调控调幅分解的强塑性协同提升新路径：突破传统析出强化导致的强塑性权衡困境，创新性地将LPBF技术与调幅分解强化相结合，通过调控工艺能量输入定制多尺度调幅分解组织，实现了亚稳β钛合金强度与塑性的同步大幅提升，为解决金属材料强塑矛盾提供了全新技术策略。

2、构建了均匀多尺度调幅分解组织与高密度位错协同的复合结构：成功制备出兼具“双尺度调幅分解组织+高密度位错+细晶”的复合微观结构，该结构通过化学成分与晶格应变不均匀性阻碍位错运动，同时诱导位错环形成与增殖，兼顾强化效果与塑性变形能力，突破了单一微观结构难以兼顾强塑性的局限。

3、揭示了调幅分解主导的多机制协同强化与均匀塑性变形机理：明确了调幅分解强化是合金强度提升的核心机制，并阐明其与位错强化、细晶强化的协同作用规律；系统揭示了调幅分解实现强塑性同步优化的内在机理，为先进金属材料的微观结构设计提供了理论支撑。

四、文章概述

本研究以Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si亚稳β钛合金为对象，采用LPBF增材制造技术，通过调控体积能量密度（VED），诱导均匀多尺度调幅分解组织，成功解决传统析出强化带来的强度-塑性权衡难题。具体研究内容分为以下六个部分：

1、工艺优化与最优试样筛选

本研究针对Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si亚稳β钛合金，采用LPBF技术，通过固定扫描速度、搭接间距与铺粉层厚，仅改变激光功率，获得三组VED分别为42、83、97 J·mm^-3的试样（依次记为A-E42、A-E83、A-E97），系统探究能量输入对成形质量、微观组织与力学性能的影响规律。结果表明，所有LPBF制备试样均保持单相体心立方（BCC）β相结构，未析出α、ω、α、α等传统强化相。过低能量（A-E42）因熔池尺寸不足、熔合不充分产生大量微米级不规则未熔合孔隙，致密度低且缺陷严重，过高能量（A-E97）引发熔池不稳定与匙孔效应，形成圆形冶金孔隙并伴随晶粒明显粗化，仅在中等能量输入83 J·mm^-3（A-E83）条件下，试样可实现近全致密化，孔隙率低至0.02%，仅存在少量微小球形气孔，无未熔合与匙孔缺陷，综合成形质量最佳，且力学性能最优，因此将A-E83确定为本研究最优试样并开展后续系统对比分析。

图1. 不同体积能量密度成形态试样的（a）X射线衍射图谱，（b）工程应力 工程应变曲线。

图2. 不同体积能量密度成形态试样的微观表征。（a1–a3）扫描方向，（b1–b3）成形方向的EBSD反极图（IPF）；（c1–c3）显示打印缺陷的SEM图片；（d1–d3）由X射线计算机断层扫描数据重构的代表性1.6×1.6×1.6 mm³立方体，显示孔隙的尺寸与分布；（e1–e3）调幅分解组织的TEM图片。

2、力学性能表现与对比优势

室温准静态拉伸测试结果表明，最优试样A-E83展现出极为优异的强塑性协同匹配，其屈服强度达到1120 ± 34 MPa，极限抗拉强度达到1177 ± 13 MPa，断裂延伸率高达(35.0 ± 2.2)%，与传统ST-WQ试样相比，屈服强度提升31.3%，抗拉强度提升29.8%，延伸率更是大幅提升127.3%，成功突破亚稳β钛合金长期存在的强度与塑性相互制约的难题。与已报道的单相BCC结构的钛合金及α析出强化型钛合金文献数据对比可知，A-E83试样的屈服强度与延伸率乘积（强塑性指标）处于领先水平，在不依赖α相析出强化的前提下，实现了可与传统时效强化合金相媲美的高强度，同时保持远超后者的均匀塑性，证明LPBF调控调幅分解组织是实现亚稳β钛合金强塑性同步提升的高效策略。

图3. A-E83与ST-WQ试样的力学性能。（a）工程应力-工程应变曲线；（b）真应力-应变曲线；（c）两组试样平均力学性能对比；（d）本研究试样与文献报道单相BCC结构β钛合金的力学性能（屈服强度与延伸率乘积vs.抗拉强度）对比；（e）本研究试样与文献报道α相强化亚稳β钛合金的力学性能对比（实心符号：增材制造态；空心符号：非增材制造态）。

3、微观组织特征与演变规律

经微观结构表征证实，最优试样A-E83的XRD图谱中β（110）衍射峰呈现明显双峰特征，直接证明调幅分解引发的β → β1 + β2相分离；EBSD结果显示，LPBF试样呈现熔池边缘等轴细晶与内部柱状晶交替的典型棋盘状组织，A-E83平均晶粒尺寸仅26.6 μm，远小于ST-WQ试样的608 μm，同时内部保留高密度位错。TEM与HAADF-STEM观测进一步确认，A-E83内部形成均匀且连续的多尺度调幅分解组织，包含波长为50.9 ± 12.9 nm（占比91.1%）的纳米尺度调制结构，以及波长为546.7 ± 168.7 nm（占比8.9%）的亚微米尺度调制结构。两种尺度结构均呈现Ti与Mo元素的周期性偏聚，β1富Ti贫Mo、β2富Mo贫Ti，两相界面保持完全共格关系并伴随轻微晶格畸变与局部应变场不均，而ST-WQ试样虽存在少量调幅条纹，但分布无周期性、无明显相分离，组织均匀性远低于A-E83试样，体现出LPBF超快冷却与循环热效应在调控调幅组织上的独特优势。

图4. A-E83与ST-WQ试样的微观结构表征。（a）XRD图谱（插图显示了A-E83中的相分离）；（b–c）EBSD反极图、晶粒尺寸分布与极图；(d，e) A-E83试样的明场透射电镜图像：插图显示的是沿[111]_BCC和[011]_BCC方向采集的SAED图谱；(f，g) ST-WQ试样的明场透射电镜图像：插图显示的是沿[111]_BCC和[011]_BCC方向方向采集的SAED图谱。

图5. A-E83试样多尺度调幅分解组织表征。（a）双尺度调幅分解结构的HAADF-STEM图像；（b）大尺度条纹的HAADF-STEM图像及对应的（b1）Ti、（b2）Mo元素STEM-EDS面分布图；（c）小尺度条纹的HAADF-STEM图像及对应的（c1）Ti、（c2）Mo元素STEM-EDS面分布图；（d，e）图(b)与图(c)中蓝色线段标记区域的HAADF强度线分布；（f）沿[111]_BCC带轴拍摄的高分辨TEM图像，显示β1与β2相界面的共格关系；图（f）中绿色方框区域“1”与黄色方框区域“2”对应的快速傅里叶变换（FFT）图谱分别为（f1）与（f2）；（g）图(f)中红色矩形区域的强度线分布；（h–j）基于几何相位分析（GPA）得到的图（f）对应应变场分布图，分别为ε_xx、ε_xy、ε_yy应变分量（色标表示应变数值，绿色至黑色代表压应变，绿色至白色代表拉应变）。

4、LPBF诱导多尺度调幅组织的形成机理

LPBF工艺特有的超快凝固、层间循环热效应与高密度缺陷协同作用，是实现均匀多尺度调幅分解组织的核心原因：一方面，LPBF熔池中心具备10³–10⁸ K/s的超快冷却速率与10⁵–10⁷ K/m的高温度梯度，使原子扩散时间极短，将调幅结构“冻结”在50 nm左右的纳米尺度；另一方面，层间搭接区与多道扫描重叠区存在显著热累积，相当于对合金进行原位循环热处理，为原子长程扩散提供足够动力，促使部分调幅组织粗化至约550 nm的亚微米尺度，最终形成双尺度共存结构。同时，LPBF过程中产生的高密度位错与空位可为溶质原子扩散提供短路通道，显著降低调幅分解的能垒，使组织在整体范围内更均匀、连续，而传统ST-WQ工艺冷却速率可控性差、缺陷密度低、无原位热循环，难以形成均匀且多尺度的调幅组织，进一步凸显LPBF工艺在调控非平衡微观组织上的独特技术价值。

5、变形机理与强塑性同步提升根源

拉伸变形后微观结构表征揭示了A-E83强塑性协同提升的内在变形机制，与ST-WQ试样仅依赖BCC基体中位错滑移的传统变形方式不同，A-E83内部均匀分布的多尺度调幅组织可作为“动态减速带”对位错运动产生周期性钉扎与阻碍作用，使滑移位错形成特征性锯齿形貌，并在调幅界面处通过“钉扎-弓出-脱钉”过程持续诱发高密度位错环的形核与增殖，形成“锯齿妆位错-位错环”交互强化效应。这种变形方式既能有效阻碍位错快速运动以提升强度，又能通过位错环的大量生成促进位错交互与应变硬化，避免局部应力集中与变形局域化，最终实现均匀塑性变形，从根本上改变了BCC钛合金的常规变形行为，解决了传统强化方式易导致塑性急剧下降的问题。

图6. A-E83与ST-WQ试样拉伸变形至断裂后的微观组织。（a）A-E83试样的EBSD反极图（IPF），（b）A-E83试样的KAM图，插图为拉伸变形前的对应组织与位错密度，用于对比。TEM图像显示A-E83试样中典型的位错形貌：（c）拉伸变形后的锯齿状位错，（d）拉伸变形后的位错环。（e）ST-WQ试样的EBSD反极图（IPF），（f）ST-WQ试样的KAM图，插图为未变形状态下的组织与位错密度。（g–h）ST-WQ试样中的位错形貌TEM图像。

6、强化机制定量解析与贡献占比

基于Taylor位错强化模型、Hall-Petch细晶强化公式以及Kato调幅强化模型，本研究对A-E83试样相较于ST-WQ试样的强度提升来源进行了定量计算，结果显示总强化增量由三种机制协同贡献。其中调幅分解强化起主导作用，贡献值为176 MPa，占总强度提升的63.8%；细晶强化次之，贡献值为77 MPa，占比27.9%；位错强化贡献最小，为23 MPa，占比仅8.3%。同时通过Labusch模型计算证实，间隙元素O、N带来的固溶强化增量仅14 MPa，远低于上述三种核心机制，其影响可基本忽略。该定量结果明确了多尺度调幅分解组织是本研究合金实现高强度的最关键因素，也为调幅强化在钛合金中的定量表征与机制解析提供了可靠方法。

五、启示

材料领域长期存在强度与塑性不可兼得的固有认知，传统强化手段（如析出强化）往往以牺牲一方性能为代价。而本研究的核心启示在于：解决材料性能矛盾，不能局限于对现有工艺的微调，而需从微观机制层面重构设计逻辑。通过将增材制造的工艺可控性与调幅分解的 组织协同性相结合，研究者跳出了单一强化机制的思维定式，利用多尺度调幅分解组织实现阻碍位错运动与保障塑性变形的双重目标，证明了矛盾性能可通过精准的微观结构设计实现协同优化。

引用信息：Yanghuanzi Li, Jianhong Yi, Hao Zhang, Changchang Liu, Ji Gu, Song Ni, XiaotaoLiu, Baisong Guo, Zhenggang Wu, Ian Baker, Min Song, Unleashing superior strength and ductility in additively manufactured β-titanium alloysthrough spinodal decomposition, Adv. Powder Mater. 5 (2026) 100428. https://doi.org/10.1016/j.apmate.2026.100428

扫二维码 查看全文

原文链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2772834X26000369