相比石墨烯，鈣鈦礦等這些頂刊寵兒，在金屬材料這個傳統領域，要想登上Nature和Science這兩大神刊，很多時候估計只能仰天長嘆。但是國內就是有不少大牛腦洞大開，突破天際，將絕對新穎的重大創新成果擺在這兩大期刊上。其實讀頂刊文章，并不在于讀其內容，而在于啟發靈感。神而明之，通而用之。到目前為止，北科大呂昭平老師和香港城市大學呂堅教授已經在Nature上發表了自己的神作，黃明欣教授也已經問鼎兩篇Science。這些文章對正在搞金屬材料的廣大研友們有什么啟發了？筆者在這里進行深度解讀，與大家共勉，當然如果存在不當之處，還煩請不吝賜教。

1. 呂昭平老師3篇Nature

1.1 基于最小晶格錯配和好密度的納米析出物設計高強鋼

新一代的材料要求輕質，能源節約型。馬氏體時效鋼是一類重要的高強鋼，可以在一定程度滿足要求，其組織結構特點是在馬氏體基體上分布有納米析出物。在本研究中，通過950℃/15min水淬火+ 500°C/3h時效的方法，作者成功獲得了馬氏體基體上分布有高密度的鋼。通過透射電鏡獲得高分辨圖片，原子探針以及同步輻射XRD等技術，都證明了這種析出物為B2相，為Ni（Al,Fe）的分子結構，而且析出相與馬氏體基體高度共格，分布非常均勻。這種結構導致材料的強度大大提高（2.1GPa）且不損失其塑性（8%）。由于高度共格，位錯在基體滑移的時候，可以直接切過納米析出物，其重要的強化效果來源于B2粒子的有序強化和其導致的模數硬化。高強度和良好延性的結合歸功于以下兩個方面，Ni（Al,Fe）析出相分布的均勻性有效地降低了應力集中，這是傳統馬氏體時效鋼面臨的主要挑戰。此外，析出相非常小，其晶格參數與馬氏體基體相似。由此降低了析出相與切削位錯之間的相關彈性相互作用，從而防止了由于應變積累而在析出相-基體界面處產生裂紋。其次，基體中高含量的溶質Ni對降低鋼的解理傾向，降低鋼的韌脆轉變溫度有重要作用。作為馬氏體時效鋼中主要的析出相形成元素，其在基體中的殘余含量由吸收Ni的析出相控制。Ni（Al,Fe）析出物不僅更細、更致密，而且消耗的Ni也更少。因此，本文所述的Ni（Al,Fe）-馬氏體時效鋼在為基體保留溶質Ni方面具有優勢，這也有助于其具有較高的強度和良好的延性。

圖1 高分辨HADDF TEM和重構的三維原子探針資料表明析出的B2相粒子與基體完全共格；a. 從<001>方向獲得的STEM圖像顯示了B2相的有序化，插圖為傅里葉轉變圖像；b.接近a圖的圖像顯示了周期性的原子欄；c. 來自<110>方向的原子圖像顯示了B2相而非D013相，插圖為兩個區域的傅里葉轉變圖；d. 原子探針資料顯示具有了（011）和（002）面的完全連續性。

1.2 利用有序氧復合體同時提高高熵合金的強塑性

該文對高熵合金TiZrHfNb的研究發現，該合金添加氧元素之后，拉伸強度提高了48.5±1.8 %，塑性由基體合金的14.21±1.09 %提高到了27.66±1.13 %，即實現了強度和塑性的同時大幅度提高。但添加N元素后，強度增加，塑性降低。通過高分辨電鏡等的表征發現，TiZrHfNb合金中存在（Ti，Zr）以及（Hf，Nb）兩種短程有序結構區域。材料中添加O元素后，優先占據（Ti，Zr）短程結構的間隙位置，形成有序氧復合體（O，Ti，Zr）（大小約為1~3nm，如Figure 1），從而造成固溶強化，提高材料的強度。同時，由于有序氧復合體的形成對位錯起釘扎作用，在塑性變形的過程中誘導了位錯的交滑移運動，從而提高了位錯形核以及增值速率，增大了位錯的密度，最終導致塑性的提高（見Figure 2）。該發現是一種全新的合金強韌化手段，叫做“異常間隙強韌化”， 為合金體系提供了一種同時提高強度和塑性的新途徑。其應用不只限于高熵合金，在傳統的合金中也同樣適用。例如，呂昭平教授在鈦合金中也發現了這一現象。另外，并不只有間隙氧原子能夠產生這種強韌化效果，其它間隙原子（如C、B、N等）也能達到同樣的效應。

圖2 a，b分別為鑄態高熵合金TiZrHfNb以及摻雜了O和N的同步輻射XRD和背散射電子衍射圖譜，可以看出鑄態高熵合金TiZrHfNb有bcc晶體結構；c-e為對[011]bcc晶體軸進行不同調節的球差電鏡圖像，顯示出了O-2 HEA （TiZrHfNb）98O2合金中存在短程有序結構，對應的STEM-ABF圖像顯示出了有序氧復合體的存在。紅色的框代表Zr/Ti富集區而黃色的框代表Hf/Nb富集區；e圖為放大的有序氧復合體插圖，箭頭表示氧元素占據的位置；f圖為O-2 HEA的原子探針層析成像三維重建；g圖表示O組成剖面作為界面距離的函數，且成分的演變主要與基體成分有關[2]。

1.3 一種生產高強高塑鋼簡易方法

本文設計了三種合金，分別是Fe–22Mn–0.6C ，Fe–22Mn–0.6C -3Cu，和Fe–22Mn–0.6C -4Cu。力學性能測試表明，Fe–22Mn–0.6C -4Cu合金強度極大提升且無塑性下降，其主要原因是合金內部析出了與基體完全共格的富Cu納米級第二相。納米析出物快速析出的原因有三：1）與其它高錳鋼相比，高的退火溫度使其具有較快的動力學特性；2）全共格界面導致的低成核勢壘，與金屬間化合物沉淀物需要至少兩種具有嚴格化學量比的元素的局部富集相比，銅的沉淀是一個連續的局部富集過程，這減少了核的孵育時間；3）Cu和Fe （13 kJ mol?1）的正混合焓表明熔體中存在原子尺度的富Cu團簇，這也促進了熔體的快速析出。富Cu納米相的主要作用是細化晶粒而非作為第二相組織位錯運動。在變形的早期階段，應變小于15%，0Cu和4Cu合金中都出現大量的位錯墻和位錯胞。伴隨極少量的納米孿晶，也就是說位錯主導了加工硬化。計算的納米孿晶和位錯對硬化的貢獻表明，在這一階段，位錯主導了這兩種鋼的應變硬化富銅納米沉淀物對整體強度的貢獻很小，對位錯運動的影響很小。當應變增加到45%的時候，連續的納米孿晶形成，隨著納米孿晶寬度的減小，在4Cu中的分布更加致密，孿晶逐漸主導了應變硬化過程。而在0Cu中，位錯仍然控制著硬化。在塑性變形早期，部分富銅顆粒被位錯剪切并沿加載方向伸長。后期，富Cu析出相均勻破碎成較小的析出相，數量密度大得多。STEM EDS-SI圖像證實，納米孿晶經常切穿富Cu析出相，并結合位錯剪切導致其破碎；反過來，富銅團簇細化了納米孿晶，導致了孿晶主導的變形階段。更重要的是，在更薄、更致密的納米孿晶周圍觀察到大量的小位錯細胞；這表明，細化后的納米孿晶仍然能夠容納額外的位錯積累，這對于維持連續的高應變硬化速率也是至關重要的。問題是，如何共格無序的納米沉淀能阻止晶界遷移，而不是釘扎位錯。當晶界遇到共格納米沉淀物時，在基體和沉淀物之間形成非共格界面，其界面能比最初的低能量共格界面高一個數量級。這種界面能的增加產生了更高的齊納釘扎力，從而阻礙了晶界的遷移。這與高數量密度的納米沉淀相結合，有效地減緩了晶粒的生長。晶界遷移只有在晶界附近的納米沉淀物溶解或粗化后才會發生，這是一個緩慢的長程擴散過程。

圖3 a/b. ABF-STEM、APT以及通過兩個析出物的柱狀圖，a/b的樣品分別在760℃時效0.5min和2min。Cu在析出相中的逐漸富集表明，這些無序析出相的形成主要是一個簡單的溶質富集過程，這有助于快速的納米析出；再結晶驅動壓力的演變，晶粒長大驅動壓力和齊納釘扎壓力與退火時間的關系。在760℃下退火5分鐘（d）和20分鐘（e）的4Cu的ABF-STEM圖像（左）及其對應的STEM EDS-SI圖像（右），證明齊納釘住的證據。f，一個納米沉淀物在晶界處的高分辨率TEM圖像，顯示了與基體晶粒的共格界面[3]。

2. 黃明欣老師兩篇Science

2.1 引入高密度的位錯，同時提高材料強度和延展性

該文采用成本較低廉的中錳鋼，采用多道次軋制+回火的方式得到了亞穩奧氏體鑲嵌在馬氏體基體上的雙態微觀組織，作者將這種鋼命名為D&P鋼。馬氏體相變在材料內部引入了大量的位錯，同時生成的馬氏體呈針狀，組織比較細小，某些針狀體內部還含有孿晶出現。而奧氏體的形狀也非常不均勻，具體可以分為粗晶片、細晶片和顆粒狀奧氏體。由于材料經過多道次的塑性變形，內部具有極高的位錯密度，而后面的回火并不會消除位錯，僅僅使得位錯被固溶元素分成不同的區域。大量的位錯堆積于晶界處并在變形時相互作用，使得材料的屈服強度提高。但是按照常理來說，位錯的交互作用會使得材料塑性降低，但是新型的D&P鋼的塑性不降反升。這主要歸功于以下幾個原因：（1）拉伸前的材料經過冷軋，位錯重新排列轉變形成了許多個位錯胞，在拉伸時，位錯胞的可動和不可動螺型位錯發生滑動，部分位錯會被釋放，導致晶界解析崩塌，在外力作用下原位錯胞被拉長，位錯的滑動與釋放是塑性提高的一個重要原因。（2）微觀結構中大的奧氏體晶粒阻礙了滑動的馬氏體界面，從而起到穩定作用，反過來位錯密度較高的馬氏體又保護了奧氏體，在加上合金元素，例如C等對位錯區的劃分，這樣位錯在變形過程中處于一種相對穩定的狀態，提高了塑性。（3）連續的轉變誘發效應，例如殘余應力在兩種組織之間的相互過渡能夠減小局部應變集中，提供動態應變分區，從而提升了塑性。（4）孿晶的出現也會導致塑性的提升。

Figure 4 D&P鋼拉伸試驗后的微觀組織：A 拉長的位錯胞結構；B 不同應變下XRD的衍射圖譜；C 材料斷裂后在粗大的奧氏體晶粒中形成針狀馬氏體；D 材料變形斷裂后在亞微米奧氏體中形成的孿晶[4]。

2.2 高屈服強度誘發晶界分層開裂增韌新機制，獲得超高強鋼鐵材料斷裂韌性的大幅提升

基于斷裂力學的理論，該文通過簡單軋制與熱處理，使得D&P鋼獲得獨特的兩相層狀組織結構。研究發現該鋼具有非常高的強度和韌性，這主要得益于本文提出的高屈服強度誘發晶界分層開裂增韌新機制，這種機制有利于超高強鋼鐵材料斷裂韌性的大幅提升。打破了傳統認為的提高強度會降低材料斷裂韌性的常識。錳元素在原奧氏體晶粒邊界富集，也保留在組織結構中。D&P鋼超高的屈服強度誘發錳元素富集的原奧氏體晶界在垂直于主裂紋面的方向上啟動分層裂紋。原奧氏體晶界分層開裂之后，使原本的平面應變斷裂轉變成一系列沿樣品厚度方向的平面應力斷裂過程，極大地提高了D&P鋼的斷裂韌性。另外，高強高韌D&P鋼的相變誘導塑性（TRIP toughening）也進一步提高了該材料的斷裂韌性。

圖5 A）三維圖解模型描述了樣品加載方向與D&P鋼組織結構的關系；（B）工程應力應變曲線；（C）J-積分阻力曲線。展示了D&P鋼同時具有極高的屈服強度、韌性和均勻延伸率[5]。

3. 呂堅教授Nature

呂堅教授團隊成功制備出了一種具有雙相結構的鎂合金，其微觀結構為納米晶體核鑲嵌在尺寸較大的非晶殼基體中，其中納米晶體核的成分為MgCu2, 大小為6nm，約占56%，晶核周圍幾乎沒有位錯存在。納米晶金屬非晶具有非均勻的微觀結構，主要由納米尺寸的非晶相聯通非晶界面。界面區域的原子結構不同于玻璃區域的原子結構，具有更小的堆積密度。剪切帶的觸發與原子群的重新排列有關。由于非晶界面的存在，剪切帶區更容易形成，另一方面，剪切帶的擴展可以被周圍較硬的玻璃顆粒固定或分叉，防止材料在拉伸試驗中發生災難性破壞。所以，這樣就可以形成多個剪切帶，使得材料可以承受較大的塑性應變。

圖6 新型鎂合金的變形機制：a 主要的變形機制，揭示了納米晶怎樣阻礙剪切帶的形成以及納米晶怎么被剪切帶分割和旋轉；b 初始剪切帶的高分辨投射照片，揭示了剪切帶怎樣形成多個輻射狀的剪切帶胚；c b圖中A區域的高分辨透射圖片，展示了MgCu2納米相怎么逮捕剪切帶，逮捕后的剪切帶形成了兩個子帶；d b圖中B區域的高分辨透射圖片，揭示了MgCu2被剪切帶逮捕了；e MgCu2納米相的兩部分相互旋轉了40°

4. 結語

通過以上等人的研究可以看出，發表在這兩大期刊上的論文有一個共性，那就是材料的力學性能以某種作用機制極大提升。不僅強度巨大提高，而且同時伴隨塑性提高或者至少不會降低。眾所周知，材料強塑性是相互掣肘的，同時提高強塑性是非常困難的，需要借助特殊的組織結構和變形機理才能實現。但是要發Nature和Science，所發現的顯微組織結構和變形機制不僅針對當前材料可以強塑化，還要普使于其它的金屬材料，這一點難上加難。要發現這樣的組織或者變形機制，需要天才的想法，而且運氣很關鍵，但往往運氣傾向于不斷奮斗的人。

參考文獻：

[1] Suihe Jiang, Hui Wang, Yuan Wu et al. Ultrastrong steel via minimal lattice misfit and high-density nanoprecipitation（Nature，2017，DOI：10.1038/nature22032）

[2] Zhifeng Lei, Xiongjun Liu, Tai-Gang Nieh & Zhaoping Lu et al. Enhanced strength and ductility in a high-entropy alloy via ordered oxygen complexes，doi:10.1038/nature08929, nature.

[3] Junheng Gao, Suihe Jiang, Huairuo Zhang et al. Facile route to bulk ultrafine-grain steels for high strength and ductility. Nature | Vol 590 | 11 February 2021.

[4] B. B. He, B. Hu, H. W. Yen, G. J. Cheng, Z. K. Wang, H. W. Luo, M. X. Huang. High dislocation density–induced large ductility in deformed and partitioned steels. Science 357, 1029–1032 （2017）

[5]L. Liu, Qin Yu, Z.Wang, Jon Ell, M. X. Huang, Robert O. Ritchie. Making ultrastrong steel tough by grain-boundary delamination. Science（2020），

[6] Ge Wu, Ka-Cheung Chan, Linli Zhu, Ligang Sun & Jian Lu .Dual-phase nanostructuring as a route to high-strength magnesium alloys （Nature, 2017, DOI: 10.1038/nature21691）