隨著中國科技實力的大力提升，各個領域都取得了一系列成績。就材料領域來說，過去一年，不僅電極，催化，能源等功能性質的材料不斷有頂刊登上，在結構金屬材料的研究也不斷有好消息傳來。眾所周知，相對于生化環(huán)材、能源以及催化等的研究，金屬材料經過幾十年的沉淀，要想登上Nature&Science兩大頂刊，難度之大，可謂難于上青天。但金屬材料作為最基本也是最具有支柱性的材料，對其進行充分研究，可以極大地促進國民經濟和國家綜合實力。盡管關于金屬材料的研究已經成熟，創(chuàng)新難度非常大，過去一年，還是有學者突破瓶頸，取得了重大原創(chuàng)性成果。今天筆者梳理了過去一年結構金屬材料的突破性成果，以啟迪大家，看看在金屬材料界，什么樣的研究可以發(fā)世界級頂刊。

1 孫文文博士于2019年3月份在Science期刊上發(fā)文，該研究的主要貢獻是發(fā)現(xiàn)一種新型的沉淀析出強化方法。

本科畢業(yè)于中南大學的孫文文博士于2019年3月份發(fā)表在Science期刊上發(fā)表《Precipitation strengthening of aluminum alloys by room-temperature cyclic plasticity》的論文。該研究的主要貢獻是發(fā)現(xiàn)一種新型的沉淀析出強化方法。眾所周知，固溶強化是金屬材料的四大強化方式之一，在鋁合金的增強增韌中有著非常重要的作用。100年來，材料科學家通常通過固溶時效的方法在材料基體中引入析出相來強化合金。但固溶時效這種方法存在很大的缺陷。它是一個熱驅動力和相析出長大的動態(tài)平衡過程。一般來說，相析出的驅動力隨著固溶飽和度的增加而增加，析出相需要克服的勢磊隨溫度的降低而降低。這個過程需要成分梯度和空位，又溫度提供的驅動力和原子擴散控制。所以傳統(tǒng)的固溶時效浪費能量，而且析出相的分布很難均勻，強化效果非常不穩(wěn)定。孫文文博士的研究結果表明：鋁合金可以在室溫和幾分鐘內完成加工，同時獲得強度和伸長率相當于或超過熱處理相應合金的最高強度狀態(tài)，如圖figure 1 所示。其方法是使用軸向液壓疲勞機施加交變應力（CS處理），在室溫條件下誘導可控的微尺度往復位錯運動。位錯偶極子的拖拽產生有利于鋁在室溫下擴散的空位。同時材料在重復循環(huán)變形注入空位，在高驅動力下發(fā)生擴散產生溶質聚集，從而大大增強了合金的強度，她們稱之為循環(huán)強化。

通過對CS處理的鋁合金樣品進行顯微表征（LAADF-STEM以及APR）發(fā)現(xiàn)，合金內部存在位錯環(huán)和1-2nm的固溶團簇，這兩種結構形成是由于空穴不斷被注入系統(tǒng)，簇在形成過程中不斷被移動位錯剪切。它們在材料變形時阻止了位錯的運動，從而造成材料的強化。

Figure 1 合金在傳統(tǒng)熱處理和CS方法下的力學性能[1]

2 2019年7月份，西安交大單智偉等在利用錐面位錯提高鎂的塑性取得重大進展。

西安交大單智偉等人在《Science》期刊上發(fā)表名為《Large plasticity in magnesium mediated by pyramidal dislocations》的論文，主要研究了通過錐面<c+a>滑移調節(jié)鎂合金的塑性；鎂合金密度小，是非常典型的輕質合金，其密度是鋁的75%，鋼的35%，在自動化工業(yè)，航空航天工業(yè)，汽車車輪等具有廣泛的應用。由于質量輕，可以大大減少能源的浪費。但是鎂合金非常差的塑性是限制其大規(guī)模應用的主要瓶頸。鎂合金具有密排六方結構，通常變形情況下，其<c+a>位錯難以啟動或者容易變?yōu)椴豢蓜咏Y構，導致其塑性非常低。<c+a>位錯能夠調節(jié)沿著c軸方向的塑性應變和滑移路徑，其滑移面為{10-11}和{11-22}。該研究首先使圓柱狀的鎂單晶與原位透射壓柱的偏離角大于5°（以便使得<c>和<a>位錯和孿晶難以啟動）對其進行壓縮，通過來分析位錯的柏氏矢量。研究發(fā)現(xiàn)位錯從柱頂區(qū)開始依次產生，并逐漸向柱底擴展。隨著柱的進一步變形，由于密度過高，個別位錯難以成像;很難分析這些位錯的Burgers向量。為此，他們換成梯形樣品，試驗后發(fā)現(xiàn)了<c+a>位錯的形核和滑移。實驗中觀察到的位錯呈半圓環(huán)和“Z”字形狀，包含刃型位錯、螺型位錯和混合型位錯，figure 2。主要分解為如下兩類：

1）平行于錐面或者基面且垂直于

這些位錯屬于刃型位錯，可滑動。在循環(huán)載荷下，這些位錯可以往復運動。這表明<c+a>位錯保留他們的特性和可動性而非不可滑動。

2）平行于錐面與基面的交叉面

該類屬于直線型的長片段位錯，這些長片段的存在是由于c+a刃型位錯的低可動性、在錐-基面形成不可動位錯鎖，以及c+a位錯的解離形成不全位錯和基面堆垛層錯。這種直線形的結構也可能是位錯偶極子形成的結果。當位錯被釘住時，可以形成一個直的位錯偶極子，偶極子及其相鄰兩段的排列1和2，形成了ε的形狀。幾何分析表明，該偶極子為純刃型位錯。在進一步的拉伸過程中，1段和2段形成了一個連接處，留下了碎片。位錯偶極子和碎片都是固定的，可以作為其他位錯的障礙。這種位錯偶極子的形成需要兩個不同的錐體平面之間的交叉滑移。

研究表明，亞微米尺寸的鎂單晶比大塊的鎂單晶表現(xiàn)出更高的強度和可塑性，出現(xiàn)了“更小、更強、更有延展性”的現(xiàn)象。這種現(xiàn)象可能源于以下因素：1）小晶體通常很少有預先存在的位錯，因此，成核位錯需要很大的應力。位錯一旦成核，就很容易在位錯增殖之前逃逸到表面，這就需要增加應力水平來成核其他位錯或激活其他位錯源來繼續(xù)塑性。這種尺寸效應導致亞微米尺寸Mg的高應力，從而激活大量的c+a位錯以適應更大的可塑性。2）可塑性好的另一個原因是單位體積位錯的豐富的表面來源，這是由于較大的表面與體積的比例，這使得大量的位錯可以從晶體表面連續(xù)產生。

Figure.2 原位透射電鏡顯示了樣品中c+a位錯的運動[2]

3 2019年5月，金屬所盧柯、李秀艷推動材料素化，促進材料可持續(xù)發(fā)展[3]。

在金屬材料（鐵，鈦，鎂）中添加合金元素，可以起到強化作用，其強化途徑可以分為兩種：一種是修正微觀結構；另外一種是形成強化相，通過阻礙位錯的滑動來調節(jié)力學性能。然而合金化帶來的強化效果是有限的，而且通過加入合金元素強化的貴金屬元素很難回收再利用，造成了資源的浪費。有些重金屬甚至有毒，不利于環(huán)境保護。在資源越來越匱乏的當今時代，人們總是希望盡量節(jié)約合金元素的使用，但同時獲得較高的力學性能。

沈陽金屬研究所盧柯院士及其助理李秀艷提出了材料素化的戰(zhàn)略性概念。材料強化可以通過改變晶界來實現(xiàn)，首先可以通過細化晶粒來增加晶界，從而阻礙位錯的運動，達到強化效果。另外還可以通過修改晶界在空間的分布狀態(tài)調整材料的性能，如摩擦、塑性等。當晶粒減小至臨界尺寸（納米級）時，位錯的形核受到抑制，堆垛層錯能驅使原子運動，材料的塑性變形機制發(fā)生了改變，此時晶界的運動主導了變形，材料反而出現(xiàn)了軟化現(xiàn)象。因此，納米材料晶界的穩(wěn)定化有助于材料的強化。通過創(chuàng)造低能面，例如孿晶面以及小角晶界可以有效的降低晶界面的能量，另外通過晶界隔離也可穩(wěn)定晶界。當位錯進入低能狀態(tài)時（部分位錯釋放），晶界出現(xiàn)松弛，釋放出能量，從而穩(wěn)定了晶界。雖然穩(wěn)定晶界的機制還需要進一步探索，但是其前景確實非常誘人，一旦人們正確掌握了晶界強化，則可節(jié)省成千上萬的貴金屬元素成本，還可使材料具有優(yōu)異的力學性能。

4 2019年10月， 浙江大學張澤院士團隊余倩研究員課題組科研新進展-解碼高熵合金既強又韌的關鍵“基因”。

原則上，高熵合金(HEAs)應該與被認為是各元素隨機固溶形成單相，一般具有高強度，良好的塑性以及斷裂韌性，很適合做低溫結構材料。具有優(yōu)異力學性能的原因主要與合金的高熵、慢擴散以及晶格畸變有關。一個根本問題是這樣的固溶體是否具有多重性主元素涉及非常規(guī)的原子結構或元素分布，如局部化學排序或聚類是否會影響缺陷行為從而提高機械性能。多數(shù)理論認為它們由不同原子種類的隨機分布組成，也有理論認為高熵合金中存在局部元素變化以及短程有序。如果用另一元素代替高熵合金的某一元素，隨機合金效應和固溶強化理論會受到怎樣的影響?該文作者首先使用能量色散x射線光譜學實驗研究了CrMnFeCoNi和 CrFeCoNiPd合金中的原子尺度元素分布。研究表明：在CrFeCoNiPd合金中，通過晶格應變和濃度梯度對系統(tǒng)能量的競爭作用，形成了特征波長為1-3 nm的濃度波。引入Pd不僅促進了Pd的聚合，也促進了其他四種元素的聚合，導致合金中存在明顯的化學不均勻性。另外，在CrFeCoNiPd合金中，由于五種成分元素間局部化學鍵合結構的復雜性增加，使得成分調制的規(guī)律性明顯降低。

原位透射實驗的結果表明：CrFeCoNiPd合金在室溫下的塑性變形主要涉及1/2{111}<110>全位錯，但CrMnFeCoNi合金的塑性變形則由1/2{111}<110>全位錯和1/6{111}<112>不全位錯控制。此外，CrFeCoNiPd中位錯運動緩慢，表明存在較大的位錯滑移阻力(即高晶格摩擦)，這可能與CrFeCoNiPd合金中明顯的濃度波動的釘扎效應有關。CrFeCoNiPd在塑性變形的早期階段存在大量螺型位錯的交滑移，交滑移主要由位錯堆積形成并可以進一步轉變?yōu)槎谓换啤αW性能的研究表明，相同晶粒尺寸CrFeCoNiPd合金的強度、塑性都要優(yōu)于CrMnFeCoNi合金。主要原因為：1）固溶強化在很大程度上是由合金原子和基體原子之間的尺寸和模量不匹配決定的，Pd的原子尺寸大，強化效果更加明顯；2）CrFeCoNiPd合金中的Pd原子導致了更多的位錯交滑移，在變形中可以阻礙位錯的運動，從而提高合金強度， Pd的引入導致了所有五個元素的聚合，不均勻的成分分布修正了位錯芯的γsf值，從而有降低了交滑移的能量勢磊；3）非均勻的元素分布也改變了晶格摩擦的分布，使得位錯運動的阻力更強。

Figure 3 CrFeCoNiPd合金與其它鉻鎳鐵合金的力學性能比較

a. CrFeCoNiPd和CrMnFeCoN合金在室溫(293k)和液氮溫度下的單軸拉伸應力-應變曲線(77 K) ,平均粒徑約130μm; 

b. 粒徑約5μm時的應力-應變曲線；

c. CrFeCoNiPd合金與其它相關HEAs的屈服強度比較;

d. CrFeCoNiPd與CrMnFeCoNi合金的原子應變分布比較[4]。

5 2019年12月，皇家墨爾本理工大學增材制造中心Mark Easton教授在3D打印超細晶粒高強度鈦合金取得突破性進展。

一般來說，控制晶粒尺寸的主要因素有：1）臨界形核過冷度△Tn；2）在生長的固體前面的成分過冷，提供了形核過冷ΔTCS；3）成核粒子之間的平均間距xsd；小△Tn,大ΔTCS和小xsd有利于晶粒細化。成分過冷區(qū)受生長限制因子Q的控制，Q值越大，形核越多。然而，在增材制造的金屬中，激光熔化區(qū)域的尺寸，高的熱梯度，在很大程度上抑制了成分過冷區(qū)的范圍，使增材制造的鈦合金中實現(xiàn)細晶粒尺寸具有挑戰(zhàn)性。通過對鈦合金相圖的研究，發(fā)現(xiàn)Cu的最大固溶濃度c0-max為17%，Qmax = c0-maxm(k – 1) = 110.5 K，m是液相線的斜率，k是溶質分配系數(shù)。銅也是一個典型的共析元素鈦二元合金系統(tǒng)中β→α+ Ti2Cu在792°C。由于銅在鈦中擴散迅速，即使在水淬后也很難阻止這種共析反應的發(fā)生。這些特性有利于在增材制造過程中較高的冷卻速率，并可能產生非常精細的共析微觀結構，從而提高打印試樣的強度和延性。該文作者通過單步3D打印Ti-8.5Cu合金，制造出了完全各向等大的β鈦晶粒和超細共析組織的鈦合金。3D打印態(tài)鈦銅合金的晶粒細化效率來自于銅溶質在固液界面前形成足夠大的結構過冷區(qū)，使溶質銅在固液界面周圍析出時形成的β鈦枝晶。充分的過冷可以有效地抵消高熱梯度的負面影響，保證在過冷區(qū)可以觸發(fā)異質成核，實現(xiàn)完全的柱狀-等軸過渡。高的冷卻速率會限制原子的擴散，從而抑制共析耦合生長，產生馬氏體，所以在Ti-8.5Cu合金的等軸組織內發(fā)現(xiàn)了馬氏體，層間平均間距為46 nm±7 nm。；拉伸性能的測試表明，與傳統(tǒng)鑄造和后熱處理工藝相比, 具有超細原始β晶粒和共析層狀結構3D打印鈦銅合金的力學性能擁有優(yōu)越的屈服強度和延展性。

Figure 4 3D打印Ti-8.5Cu合金的組織喝力學性能[5]

6 北京科技大學的趙征志教授和梁江濤博士參與合作的研究成果在《Science》發(fā)表，在氫脆研究領域實現(xiàn)重大突破。

盡管氫脆現(xiàn)象已經被發(fā)現(xiàn)有100多年了，但對其機理的解釋上是一個難題。高強鋼具有的高氫脆敏感性，如何解決氫脆問題是高強和超高強鋼實現(xiàn)研發(fā)應用的重要一關。由于氫原子半徑小，容易遷移，采用電鏡，熱脫附譜等技術難以精確確定氫在材料中的位置，使氫與材料微結構（如晶界、位錯等）的相對關系的表征極為欠缺，限制了對材料中形成氫脆現(xiàn)象的機理理解。氘作為氫的同位素，化學性質幾乎與氫相同，但由于其質量較大，在鋼中的擴散系數(shù)略低。氘與低溫樣品轉移相結合，使我們能夠獲得氫在納米尺度特征周圍分布的精確觀測結果。因此，研究人員使用氘同位素標記與低溫轉移原子探針層析成像技術相集合的方式確定了兩種不同基體組織結構鋼鐵材料中氫原子的確切位置。

研究人員首先對含鈮鋼進行處理，得到了鐵素體和馬氏體兩種微觀組織，使用同位素標記來避免試驗環(huán)境中的氫所帶來的誤差，同時利用低溫轉移原子探針層析成像技術來觀察鋼中特定微觀結構特征下的氫狀態(tài)。結果表明，氫原子被釘扎在鋼中位錯、晶界、析出相等位置不同界面。在富集碳的位錯和晶界處直接觀察到了氫，這為氫脆模型提供了實驗證據(jù)。在NbC析出相與鋼基體不相連的界面處也觀察到了氫，這直接證明了不相連的界面處可成為氫陷阱。

該研究成功的表征并分析出了可以作為氫陷阱的位錯、晶界和析出相與氫原子之間的關系，改變了氫脆領域只有理論模型而無法直接觀測研究的現(xiàn)狀。這一研究成果為氫脆領域的研究直接提供了實驗依據(jù)，同時對抗氫脆鋼的研發(fā)與應用具有重要意義。

Figure 5 用低溫轉移原子探針層析成像技術來觀察鐵素體和馬氏體兩種微觀組織特征下的氫狀態(tài)[6]

7 2020年1月，金屬所鈦合金研究部的周剛助理研究員（共同一作）、王皞副研究員在五重孿晶形成機理研究取得重要進展。

孿晶存在于自然界的很多材料之中，如礦物，金屬以及陶瓷等。孿晶會使材料形成各種結構與形貌，從而影響其力學性能。多重孿晶在晶體生長、生物醫(yī)學、光學和催化等領域均有著廣泛的應用。五重孿晶作為多重孿晶的一種，已被研究及應用了很多年，但是其形成機理一直未能弄清楚且處于爭論中，主要原因是缺乏實驗上對其形成過程進行原子尺度的觀察。到目前為止已提出的五重孿晶的形成機理只要包括：1）原子逐層添加的形成機理（分子動力學模擬）；2）四面體的連續(xù)纏繞和生長；3）不全位錯的滑移。

該文研究者發(fā)現(xiàn)，厚度約為3nm 的Au、Pt和Pd納米顆粒在聚集生長過程中，首先顆粒間通過沿{111}面取向粘附形成無界面的單晶或者∑3孿晶。二次孿晶界∑32通過取向粘附另一個形成，從而導致兩種類型的凹面（夾角分別為94°和150°）。二次孿晶界∑32的夾角分別為109°和70°。另外，通過1/6<112>不全位錯的滑動，可以觀察到孿晶和去孿晶過程。本文主要提出了五重孿晶的兩種形成機制：1）經原子表面擴散和高能晶界形成及分解；2）不全位錯的滑移。兩種形成機理主要取決于顆粒取向粘附后所形成表面結構。如果經取向粘附后，形成的凹面夾角接近90°，則為機理1；如果形成的凹面夾角接近150°，則為機理2，其具體的形成過程如下： 

1）經原子表面擴散和高能晶界形成及分解

首先，經顆粒取向粘附過程形成起始的兩個Σ3孿晶界面以及一個90°凹面（figure.6- A和B）；這種較大曲率的凹面將促使表面原子的擴散到該處進而形成第三個Σ3孿晶界和Σ27高能晶界（Figure.6- C）；最終通過孿晶極附近零應變孿晶的形核及生長，Σ27分解成另外兩個Σ3孿晶界并形成五重孿晶結構（figure 6-D~I）。該機理可形成較為對稱的五重孿晶結構。 

Figure 6 五重孿晶通過取向粘附、原子表面擴散以及隨后的高能晶界的形成和分解形成

（A和B）Σ3以及90°凹面形成；

（C）原子向凹面遷移，形成Σ3晶界和兩個原子層的Σ32從Ⅲ向Ⅱ遷移；

（D-G）Σ27-（200）以及Σ27-（111）的震蕩；

（H）ZST在Σ27孿晶極的形核；

（I）五重孿晶的形成[7]。

2）取向粘附和不全位錯的滑移或晶界分解

當取向粘附過程形成的凹面夾角為150°時，通過在表層原子中不全位錯的滑移或Σ9晶界的分解即可實現(xiàn)五重孿晶的形成。不全位錯的繼續(xù)滑移可促使孿晶界面向晶粒內部遷移，但也伴隨著晶格應變能增大，因此該機理主要形成不對稱的五重孿晶結構。在后續(xù)的生長過程中，五重孿晶對稱性的演化可通過與其他納米顆粒的聚集長大實現(xiàn)（Figure.7）。 

Figure 7 五重孿晶通過取向粘附和不全位錯的滑移或晶界分解

（A和B）Σ3以及90°凹面形成；

（C）原子向凹面擴散后形成Σ9；

（D）通過晶界分解和不全位錯滑移形成五重孿晶；

（E和F）孿晶界的遷移[7]。

8 重慶大學材料科學與工程學院黃曉旭教授團隊在《Nature》上發(fā)表最新研究成果，發(fā)現(xiàn)了納米金屬的一種新型強化方式—利用高壓強化。

根據(jù)Hall-Petch關系，金屬的強度會隨著顆粒尺寸的減小而增加。據(jù)報道，當臨界顆粒尺寸為10到15納米左右時，這種關系就會打破。當晶粒尺寸減小超過這一臨界值時，變形機制從位錯主導的過程轉變?yōu)榫Ы纾℅B）滑動，導致材料軟化。之前金屬所盧柯等人通過弛豫和鉬偏析來穩(wěn)定晶界，以防止晶粒尺寸小于10納米的鎳鉬合金的這種軟化效應。另外有研究指出，納米晶的尺寸軟化可能與材料的制備有關。本文采用射線金剛石砧芯(DAC) x射線衍射(XRD)技術，對不同晶粒尺寸鎳的屈服應力和變形變形進行了原位跟蹤。研究表明，形變強化可以延伸到3nm的晶粒尺寸，這比之前報道的納米顆粒金屬的最強尺寸要小得多。

利用DAC XRD實驗對晶粒尺寸為3~200nm的純金屬鎳進行單向高壓變形，其應力可分為流體靜力應力分量和偏應力分量。研究發(fā)現(xiàn)：其強度隨著晶粒尺寸減小持續(xù)提高，納米晶粒鎳的應力應變曲線也表現(xiàn)出較大的斜率/硬化指數(shù)，這可能是由于這種較小晶粒尺寸增加了塑性各向異性。原位透射實驗表明：晶粒尺寸大于20nm的鎳樣品即使在低應變條件下也表現(xiàn)出很強的形變織構。晶粒尺寸在20nm以下的納米鎳樣品表現(xiàn)出非常弱的形變織構，說明傳統(tǒng)的全位錯活動不活躍，而強度隨著晶粒尺寸的減小而增大。同時，所有的鎳樣品都呈現(xiàn)出形變織構，說明形變機制可能仍然基于位錯滑移和孿晶形成，因為晶界主導的機制維持了初始的隨機織構。偏應力引起的剪切應力可能激活GB滑動機制，而壓縮的流體靜力增加了GB遷移和滑動的臨界剪切應力，從而抑制了這些機制。當晶界調節(jié)的變形機制被抑制時，材料的強度應主要由晶格應變和晶粒內部的缺陷有關。

利用投射電鏡的研究表明：在壓縮的納米顆粒鎳中發(fā)現(xiàn)了兩種與不全位錯相關的平面缺陷(即納米孿晶和堆垛缺陷)和完全位錯，在粗晶粒樣品中可以看到高密度的位錯。值得注意的是，位錯普遍存在于所有的平均晶粒尺寸，包括最細的在3nm。所以在納米晶鎳變形的過程中，不全位錯和位錯主要的變形機制導致了高強度（Figure 8）。

令人吃驚的是，晶粒尺寸越小其強化效果越顯著。在所研究的最小晶粒尺寸（3納米）樣品中，獲得了4.2 GPa的超高屈服強度，比常規(guī)商業(yè)純鎳強度提高了10倍。

該研究最為重要的一個貢獻是基于不全位錯參與的變形，作者修正了Hall-Petch公式，新的公式為：

其中σy和d代表屈服強度和晶粒尺寸，σ0 、k0、k1是常數(shù)。

Figure.8 計算仿真結果與改進的Hall-Petch關系[8]

9 金屬所首次在塊體非晶態(tài)材料中實現(xiàn)加工硬化。

不同于晶體材料，非晶本質上具有很高的屈服應力σy，室溫下屈服后緊接著軟化，導致剪切帶的形成和變形不均勻。剪切帶產生了不需要的表面標記，削弱了樣品，最終演變成裂紋。加工硬化是工程合金力學行為中最重要的現(xiàn)象，因為它保證了金屬流動的非局部化，提高了延性，并抑制了災難性的機械失效。塊體非晶（MG）材料的力學行為是沒有加工硬化階段出現(xiàn)的，所以其基本無塑性，這嚴重限制了其在工程的大規(guī)模應用。

對于非晶材料，當截面小于100nm時，在變形中無剪切帶形成，流均勻,塑性應變可以達到25%,和顯示加工硬化。由于剪切帶與偏移量有關，因此也可以通過機械約束來抑制剪切帶。通過更快的冷卻、輻照或熱機械加工可以實現(xiàn)高能量狀態(tài)的回春。所以首先通過三維壓應力的方法使塊體非晶合金產生大范圍、高程度的回春，開發(fā)出最高能量狀態(tài)相當于冷速為1010K/s的非晶合金。研究發(fā)現(xiàn)：在簡單單軸載荷作用下抑制大塊單相玻璃的剪切帶。在MG基非晶材料中，當流變引起分散相的相變時，可以看到應變硬化現(xiàn)象。該文首先單軸壓縮切口直徑4毫米的MG棒，可使中心區(qū)域回春。單軸拉伸或壓縮測試發(fā)現(xiàn)：高能量狀態(tài)（回春態(tài)）的塊體非晶合金在變形時表現(xiàn)出加工硬化現(xiàn)象和優(yōu)異的塑性變形能力。在加工硬化階段，觀察不到任何剪切帶，表明合金發(fā)生了均勻流變，這完全不同于傳統(tǒng)非晶合金依靠剪切帶的變形行為。此外，非晶合金的硬化速率遠高于任何常見的晶體金屬體系。對比回春態(tài)和傳統(tǒng)鑄態(tài)塊體非晶合金在變形前后的結構和能量狀態(tài)變化時發(fā)現(xiàn)，回春態(tài)非晶合金在加工硬化過程中硬度明顯上升，但能量顯著降低。非晶合金的徑向分布函數(shù)結果表明加工硬化后回春態(tài)塊體非晶合金的結構更加有序化（密度增加），與傳統(tǒng)鑄態(tài)非晶合金形變軟化和能量升高的變形過程完全相反（Figure.9）。

Figure.9 MG基非晶材料變形的回春現(xiàn)象

（a）直徑4毫米的棒狀Zr64.13Cu15.75Ni10.12Al10大塊MG經過機加工后具有圓周缺口；

（b）四個單軸壓縮的工程應力-應變曲線，對應于一個回春樣品的三次卸載-再加載循環(huán)[9]。

在晶體金屬材料中，加工硬化的原理是變形過程中位錯增殖及其相互作用阻礙了彼此的運動。雖然微觀結構等其他因素也會影響材料的加工硬化行為，但其最基本原理沒有改變，仍然是位錯增殖，并導致材料能量增加的過程。然而，此次研究結果表明，塊體非晶合金的加工硬化卻是伴隨著材料缺陷（尤其是位錯）的湮滅和減少，即更馳豫狀態(tài)，是一個由高能態(tài)向低能態(tài)的轉變過程。這與晶體材料的傳統(tǒng)加工硬化過程完全相反，表明非晶合金具有完全不同的加工硬化機制（Figure.10）。

Figure.10 誘導的MG能量的變化

(a) 回春態(tài)Zr64.13Cu15.75Ni10.12Al10非晶合金在變形前后的DSC和馳豫焓曲線；

(b) 鑄態(tài)和回春態(tài)非晶合金的歸一化硬度;

(c)對應的馳豫焓;

(d)主衍射環(huán)位置q1與應變力間的關系[9]。

Zr64.13Cu15.75Ni10.12Al10非晶合金在最初變形階段（<5%）表現(xiàn)出顯著的加工硬化，伴隨著硬度升高和能量的降低，以及結構的有序化。這完全不同于傳統(tǒng)鑄態(tài)非晶合金應變軟化并伴隨能量增加的過程。