導(dǎo)讀：本文研究了大量添加Al和O顯著提高了強(qiáng)度和塑性，Ti-6Al-0.3 O合金的塑性比Ti-0.3 O合金提高了6倍。Al和O溶質(zhì)共同作用，通過改變平面滑移，使其成為離域的三維位錯(cuò)模式，從而提高和維持高應(yīng)變硬化率。這主要是由于Al降低了層錯(cuò)能，Al-O在Ti中的排斥作用改變了氧位錯(cuò)相互作用的“shuffle”機(jī)制，Al-O在Ti中的微觀偏析。

固溶強(qiáng)化是調(diào)整結(jié)構(gòu)材料力學(xué)性能的最有效方法之一，因?yàn)闊o論是用間隙原子或取代原子合金化，都會(huì)產(chǎn)生阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的內(nèi)部應(yīng)力場(chǎng)。盡管固溶強(qiáng)化在廣泛的金屬合金中得到了成功的應(yīng)用，但當(dāng)溶質(zhì)原子和基體原子之間存在強(qiáng)烈的化學(xué)相互作用時(shí)，可能會(huì)發(fā)生反常的合金敏感性。這種相互作用導(dǎo)致對(duì)溶質(zhì)濃度的極端敏感性，這可能會(huì)降低而不是增加合金的強(qiáng)度和延展性。理解這些涉及間隙原子和取代原子的敏感相互作用是駕馭或減輕有效影響以實(shí)現(xiàn)預(yù)期的強(qiáng)度和延展性協(xié)同的關(guān)鍵。

本文系統(tǒng)地研究了鋁原子取代對(duì)鈦氧敏性的影響。結(jié)果表明，，特別是在低溫下鋁的加入可以緩解氧脆。在微觀水平上，由于氧的亞穩(wěn)態(tài)機(jī)械轉(zhuǎn)移機(jī)制引起的嚴(yán)重變形局部化在大量添加鋁后不再可操作。與Ti-0.3 O合金相比，Ti-6Al-0.3 O合金的位錯(cuò)離域在保持氧固溶強(qiáng)化的同時(shí)，塑性顯著提高。結(jié)合最近的理論和實(shí)驗(yàn)報(bào)道，我們提出了鋁的SRO可以被氧增強(qiáng)，并通過電子衍射證實(shí)了這一點(diǎn)。隨著SRO的增強(qiáng)，氧的亞穩(wěn)態(tài)機(jī)械轉(zhuǎn)移機(jī)制將導(dǎo)致Al-O鍵的出現(xiàn)。相關(guān)的能量消耗會(huì)阻止氧原子的移動(dòng)，促進(jìn)位錯(cuò)交叉滑移，提供額外的應(yīng)變硬化能力。此外，Ti-O合金中報(bào)道的{11-24}孿晶也被鋁的添加所抑制。這些發(fā)現(xiàn)揭示了一種新的策略，以緩解間隙物種(如氧)的不期望的敏感性和脆化，這可能導(dǎo)致新的成分具有更高的耐氧性，以降低加工成本。

加利福尼亞大學(xué)伯克利分校的Yan Chong, Ruopeng Zhang.團(tuán)隊(duì)研究了添加O、Al對(duì)材料性能的影響。單獨(dú)地增加氧或鋁的濃度對(duì)鈦合金的延展性有有害的影響。例如，極少量的間隙氧會(huì)嚴(yán)重惡化鈦的拉伸延展性，特別是在低溫下。同樣，在低氧濃度下，替代鋁也會(huì)降低鈦的延展性。在這里，我們證明了，與直覺相反，大量添加Al和O顯著提高了強(qiáng)度和塑性，Ti-6Al-0.3 O合金的塑性比Ti-0.3 O合金提高了6倍。Al和O溶質(zhì)共同作用，通過改變平面滑移，使其成為離域的三維位錯(cuò)模式，從而提高和維持高應(yīng)變硬化率。這主要是由于Al降低了層錯(cuò)能，Al-O在Ti中的排斥作用改變了氧位錯(cuò)相互作用的“shuffle”機(jī)制，Al-O在Ti中的微觀偏析。

鏈接： https://www.nature.com/articles/s41467-021-26374-w#Sec10

圖1 液氮溫度下Ti-Al-O三元合金的力學(xué)性能。a Ti-O和Ti-Al-O合金在應(yīng)變速率為10?3s?1(所有成分為wt.%)的液氮中測(cè)試的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。b3d圖顯示了鋁和氧含量對(duì)Ti-O和Ti-Al-O合金在液氮中的拉伸韌性(工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線下覆蓋的區(qū)域)的綜合影響。Ti-xAl-0.1 Ocand Ti-xAl-0.3 Odalloy體系(x= 0,2,4,6)在液氮條件下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線(實(shí)線)和應(yīng)變硬化速率曲線(符號(hào))隨著鋁含量的增加，兩種合金體系的應(yīng)變硬化速率和拉伸韌性呈相反的趨勢(shì)。

圖2 Ti-O和Ti-Al-O合金在液氮中拉伸斷裂后的EBSD反極圖(IPF)+圖像質(zhì)量(IQ)圖。在各顯微組織中也顯示了斷裂應(yīng)變。當(dāng)氧含量為0.1 wt%時(shí)，4wt%的鋁基本抑制了變形孿生。當(dāng)氧含量為0.3 wt%時(shí)，2wt%的鋁基本抑制了變形孿生。比例尺適用于圖中的所有面板。

圖3 Ti-2Al-0.3 O、Ti-6Al-0.1 O和Ti-6Al-0.3 O合金在選定應(yīng)變下低溫拉伸變形后最終斷裂的典型位錯(cuò)形貌。給出了三種合金(k)的應(yīng)變硬化速率曲線，供參考。在變形初期(2.0%)，三種合金均出現(xiàn)a-cplanar滑移帶。隨著變形量的進(jìn)一步增加(從6%到斷裂)，Ti-2Al-0.3 O合金的局部變形更為嚴(yán)重，而Ti-6Al-0.1 O和Ti-6Al-0.3 O合金的局部變形更為嚴(yán)重。在平面滑移帶h，j，g，i之間，由于位錯(cuò)糾纏和可能的交叉滑移，形變發(fā)生了明顯的離域化。在Ti-6Al0.3 O合金中，離域發(fā)生比Ti-6Al-0.1 O合金更早。比例尺適用于圖中的所有面板。

圖4 低溫拉伸變形至6.0%應(yīng)變后Ti-6Al-0.1 O位錯(cuò)形態(tài)詳細(xì)分析。(a)在[2-1-10]的區(qū)域軸上觀察到兩個(gè)平面滑移帶，滑移帶之間有一些分散分布的位錯(cuò)。b - e同一區(qū)域的弱光束暗場(chǎng)(WBDF)圖像。(b)當(dāng)=0002時(shí)，平面滑移帶和滑移帶之間的位錯(cuò)均消失，排除了位錯(cuò)的存在。(c)WBDF圖像使用g= 01-10，突出了從滑移帶形核的位錯(cuò)環(huán)，以及在滑移帶之間可能頻繁發(fā)生的位錯(cuò)交叉滑移。d和e一些典型的例子(區(qū)域I和區(qū)域II)用藍(lán)色箭頭表示。f給出了成像方向的晶體取向示意圖。

圖5選擇合金和工藝條件下的[2 -1 -1 0] 衍射圖對(duì)比。(a)[2 -1 -1 0]水淬Ti-6Al0.3O合金的衍射譜。(b)時(shí)效Ti-6Al-0.3 O合金的[2 -1 -1 0]衍射圖譜。白色箭頭表示Ti3Al超晶格的擴(kuò)散散射。(c)時(shí)效Ti-6Al合金的[2 -1 -1 0]衍射圖譜。白色虛線箭頭表示Ti3Al超晶格非常微弱的漫射散射。對(duì)應(yīng)的歸一化強(qiáng)度分布圖沿虛線如下所示。