除了作为塑性载体外，位错还可以作为有效的促进剂，控制第二相的析出，从而优化合金的性能
，例如，轻质钛(Ti)合金，其高强度得益于密集分散的α纳米沉淀物。这些具有特定取向关系的次级α纳米沉淀与β晶粒内先前存在的位错类型密切相关，因为α沉淀与位错之间的弹性相互作用主导了形核阶段的变异选择。边缘位错的平面应变/场导致α-变体选择强烈，只有一个α-变体沿着位错线发育成大板块，从而形成平行的α-簇结构。相反，螺位错的非平面应力应变场促进了位错线上不同α-变体的形核，导致钛合金中形成具有孪生关系的三角形α-构形。然而，
尽管不同α-变体之间存在孪晶界，但扩散(β -α)转变形成的α和β相界面仍然是半共格的，导致半共格α/β界面应力集中的应变不相容，破坏了超强钛合金的均匀伸长率和强度-塑性平衡
。一种较好的方案是
通过快速冷却过程(如易水淬，WQ过程)在β晶粒中产生大量过饱和α′马氏体，通过变异体选择引入α′/β共格相界(CPBs)，特别是通过α′/α′共格孪晶界(CTBs），从而获得良好的界面应变相容性，获得大塑性
。然而，这种策略遇到了
两个缺点:(i)由于β晶粒中缺乏成核位以及β向α′转变的空间限制，在传统的钛合金中很难形成纳米马氏体而不是微马氏体。(ii)在间隙原子含量有限的钛合金马氏体中，取代溶液的强化作用相对较弱，与钢的间隙马氏体有很大不同。
与钛合金中的扩散相变(β -α)相似，在无扩散位移相变(β -α ')中，边缘位错和螺旋位错对α′变异选择的影响相似，即边缘位错促进平行马氏体团簇的形成，而螺旋位错促进CTBs形成三角形马氏体团簇。因此，
设计一种独特的微观结构，即α '纳米孪晶纳米马氏体(ntnm)，以获得超高强度和大塑性的钛合金是可取的
。
事实上，热机械加工
(TMP)是工业生产钛合金的重要工艺，可以引入大量的残余位错，从而为调节最终微观结构中的马氏体变异团簇提供了途径(参见补充说明1)。然而，由于BCC金属中位错特征的强烈温度依赖性，高温TMP后β-基体中预先存在的位错主要是具有平面应力/应变场的边缘位错，这有利于形成平行的α′马氏体而不是孪晶马氏体团簇(见补充说明2，图S1和图S2)。
在这里，
西安交通大学张金钰教授
等人
提出了一种反直觉的
o掺杂策略，通过改变边缘位错的应力场来制备含有拓扑致密相干α ' - ntnm的纳米结构超强延展性钛合金
。他
们从观察中得到提示，间隙原子
(如C、O和N)显著地扭曲了钛合金和钢中边缘位错的平面应力场，使其变为非平面应力场，因为间隙原子优先占据边缘位错核心的间隙位置。通常，在高氧浓度下，间隙O位错相互作用会引发O脆;0.2 wt%，这是由于O原子偏析引起的局部塑性变形和脆弱晶界(GBs)。在这项工作中，密集相干的α ' - ntnm受到富o位错的刺激，它们可以作为o储存物来稀释GBs处的o偏析，从而提高纳米Ti合金的抗o脆化能力。
与传统的β晶粒尺寸、冷却速率和β- gbs调谐钛合金中马氏体变异团簇的方法不同，
研究人员
通过间隙原子
-位错相互作用定制了位错应力场，创建了高度耐o的α ' - ntnm结构，该结构结合了CTBs和α ' /β CPBs的优点，并抑制了超强钛合金的o脆化
。
相关研究成果以“Oxygen-dislocation interaction-mediated nanotwinned nanomartensites in ultra-strong and ductile titanium alloys”发表在Materials Today上。
链接：
https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1369702124000609?via%3Dihub
图
1所示。
基合金的层次有序的显微组织。
(a)基体合金的扫描电镜(SEM)图像显示典型的双相结构。插图显示了主要αp大小的统计分布。(b, c) BF-TEM和相应的DF-TEM图像显示，两组纳米马氏体α′变异体沿两个不同的方向生长，彼此形成一个广角(~ 84°)。(b)中的插入是相应的SAED模式。(c)中的插图显示了α′片层的厚度分布。(d) hrtem图像显示，纳米级α′和β片层交替排列，彼此平行。(e) HAADF-STEM图像显示传统的“阶梯形”α′/β结构，界面以粉红色虚线表示。(f, g)分别对应于(e)中青色实方框所勾勒区域的FFT模式。
图
2所示。
0.5O合金的拓扑有序组织
。
(a) 0.5O合金的SEM图像，表现出典型的双相结构。插图显示了主要αp大小的统计分布。(b)一幅BF-TEM图像，显示了三个不同方向的变体聚集在一个凹痕和/或三角形中，如黄色点三角形所示。(b)中的插入是相应的SAED。(c) 0.5O合金α′片层厚度的统计分布。(d) HR-TEM图像显示10个α′-马氏体，它们都被TBs隔开。PBs用粉色虚线标出。(e)三种马氏体变体的空心三角形形态，内部显示β-基体。(f) β-矩阵和{10
1
1}α ' α ' -双胞变体之间的Burgers OR示意图。(g) HAADF-STEM图像显示两个{10
1
1}α′CTBs。插图是{10
1
1}α ' α ' -双胞胎变体的FFT模式。(h) HAADF-STEM显微照片显示相干α′/β相界面，如图粉色虚线所示。(i, j)分别对应于(h)中青色实心方块所勾勒区域的FFT模式。
图
3所示。
0.5O合金中的元素分布。
(a-c) APT尖端含马氏体的TEM图像。(d)在% O等浓度下，4.0的APT 3D重建图显示嵌入β-基体中的α′纳米马氏体富集O, d中只显示O原子，为了简化说明，其他元素被隐藏。(e) β-基体和α '纳米马氏体的成分分布。
图
4所示。
基体和
O
掺杂钛合金的力学性能。
(a)基体合金、两种α′-NTNMs钛合金(即0.5O-1000ST和0.5O-1020ST合金)、工业Ti- 6al - 4v合金和经HR&SS加工制备的Ti- 6al - 4v合金的工程应力-应变曲线。(b)真实应力和应变硬化率与应变曲线。(c, d) y的地图和问题以及系统和问题(sut−SYS)存在α的-NTNMs Ti合金相比与之前报道的马氏体Ti合金,高强度合金,加法制造(AM) Ti合金,(α+β)+ O Ti合金[43]和β+ O Ti合金和粉末冶金(PM) + O Ti合金。
图
5所示。
氧边位错相互作用下纳米孪晶纳米马氏体形成的原子模拟。
(a-e)静水张力下无O原子的边缘位错偶极子。(a)在纯β模拟单元中排列的½< 11 1 > β型边缘位错。(b)不含O原子的边缘位错周围应力分量σyy的分布。(c-e)当拉伸应变分别为2% (c)、3% (d)和4% (e)时，这些α′马氏体变异体逐渐长大。(f-j) O原子在静水张力下形成边缘位错偶极子。(f)被O原子包围的½< 11 1 > β边缘偶极子。(g) 4.5 at% O原子位错周围应力分量σyy的分布。(h-i)当O浓度分别为1.5 at%、3.0 at%和4.5 at%时，在5%静水张力作用下，这些α′马氏体变体的组织演变。不同的α′变异体用不同的颜色表示。
图
6所示。
拉伸试验中
0.5O合金变形组织的演变。
(a-e) 0.5O合金在拉伸应变~ 2.6%时的位错结构。(a, b) αp晶粒位错的双光束条件分析，少量基底
位错首先被激活，如黄线所示。(c-d)马氏体中位错的双光束条件分析，位错从CPB成核，然后在基底(0002)平面上滑动。(e) HR-TEM图像在α′/β PB处显示了两个位错，验证了位错发射事件，位错是通过Burgers电路结构确定的，用黄色符号“⊥”表示。(f- 1) 0.5O合金在拉伸应变~ 7.2%时的位错结构的TEM图像。(f-h) αp晶粒中位错的双光束条件分析和对应的弱光束暗场图像。除了基底位错和棱柱位错，
脱位也被激活。强O钉钉效应形成典型的弓形特征。(i-j)大量位错的多次滑移使较小的三角形马氏体难以区分，形成广泛的位错缠结，如白色箭头所示。PBs的滑动传播事件，如青色箭头所示。基底(0002)位错可以通过ctb(橙色箭头)传播，然后在另一种α '变体的基底(0002)平面上滑动。(k)根据g=<0002>的双梁分析，这些位错识别为
位错，并表明强烈的O钉钉效应。(i) HR-TEM图像显示CTBs位错堆积。插图为{1011}α′CTBs的FFT模式。
在这项工作中，
张金钰教授等人的
方法是违反直觉的
:我们有意增加间隙O原子的浓度，而不是减少或避免它，通过在边缘位错核心的O偏析来创建拓扑相干的，间隙O α '纳米孪晶纳米马氏体(α ' - ntnm)，以改变应变场从平面状态到非平面状态，并克服钛合金中的O脆化。
利用这一策略，
可以通过创建触发持续自硬化变形机制的间隙
- o α′- ntnm来实现超高强度和延展性的Ti-Cr-Zr-Al-O合金，从而提高强度和应变硬化能力。
考虑到α′- ntnm的亚稳性质，其热稳定性需要进一步研究，以实现现有钛合金的潜在应用。这种间隙-O α′-NTNM工程也可以可行地应用于许多其他合金系统(例如，多组分合金和锆合金)，以增强杂质(例如O, N)的耐受性，并达到特定应用所需的性能。
他
们的策略引入了一种先进的设计原则，通过操纵位错特征，即边缘或螺旋，来有效地创建分层微观结构，并为钛工业提供了一种简便的纳米结构体材料制造工艺
。
