1. 顯微結構新設計策略：利用成分波動提高合金的強塑性

當金屬材料的晶粒尺寸減小至納米尺度時，材料的強度可達2GPa的水平，但是塑形卻嚴重下降，甚至表現出無塑性的特征。另外，納米金屬是非常不穩定的，在室溫下便可發生粗化。缺乏加工硬化和應變-速率硬化應為是導致納米金屬塑性差的根本原因。本文借鑒高熵合金的設計策略，設計出了一種等原子比的NiCo合金，除了高濃度固溶帶來明顯的濃度波動之外，本文使用電沉積作為制造途徑，不僅在幅度上，而且在長度上進一步提高成分的波動。在這種高度固溶的合金中，層錯能(SFE)不是單值性質，而在空間上隨位置變化。本文有意使成分波動，以擴大SFE的變化。因此，一個明顯的崎嶇成分波動將被創造以阻止位錯的運動，造成緩慢的位錯運動和促進位錯累積，這提高了流動應力和加工硬化速率。同時，由于需要激活被捕獲的位錯段，應變率敏感性也提高了。因此，這種顯微結構設計策略同時賦予了合金額外的應變硬化和應變速率硬化，在超高流變應力下保持了拉伸延性。

圖1 NiCo合金中由納米晶粒和多尺度成分起伏構成的納米復合結構；沉積的樣品由大致等軸的 NC 晶粒組成（圖1a）并具有單相 fcc 晶體結構（圖1b）。在沉積的材料中可以檢測到輕微的（111）纖維織構，這是與固溶合金電沉積相關的典型生長織構。晶粒尺寸間距平均值約為 26 nm 的范圍（圖1c）。d, APT測量的三維重建圖，說明了樣品中Ni濃度的變化。e, f，二維平面內濃度調制(e)和對應的原子分布圖(f)，取自d中藍圈截面。GB分別用黑色實線和白色實線突出顯示。成分不均勻性的三維網絡突出的等濃度表面包括分別含有58-at% Ni和48-at% Co的區域。

2.盧柯院士課題組成功打破純度-穩定性的矛盾

目前為止，工業使用的金屬材料大都是合金，而非純金屬，其主要原因是純金屬具有非常低的熱穩定性且滑移系沒有被固溶原子釘扎，導致其強度不足。有些金屬，特別是那些納米晶金屬，由于晶界過多導致界面能非常高，在室溫下就可以發生明顯的粗化現象，所以純金屬的晶粒細化非常困難，特別是要細化至納米級別。高純金屬的由于晶粒穩定性差，晶界遷移的速率較快，在亞微米或微米尺度上，通過強烈的塑性變形實現的晶粒細化通常是飽和的。另外，純金屬通常還具有相對較低的再結晶溫度，硬度遠較合金低。由于缺乏雜質元素的固溶拖拽效應，金屬在熱力耦合的條件下晶界運動非常快速。因此，怎樣有效抑制純金屬晶界(GB)的運動，一直是世界性難題。近日，國際著名材料學家盧柯院士團隊報道了純Cu中GBs的結構弛豫現象，成功打破了純度-穩定性的難題。與常規雜質效應相反，Cu樣品的熱穩定性和硬度隨著Cu純度的提高而提高(而不是降低)。這一發現為穩定純金屬的超塑性加工和應用提供了一種新途徑。

圖2 2N和6N樣品的熱穩定性

a1和a2) NG-2N和NG-6N樣品在313 K下退火30 min的典型TKD圖像。

(b1和b2) RNG-2N和RNG-6N樣品在413 K下退火30 min的典型TKD圖像。黑色區域為零解析點。

(c) NG-2N、NG-6N、RNG-2N和RNG-6N樣品平均晶粒尺寸隨退火溫度的變化。半固態符號表示先變粗的納米顆粒的尺寸變化，固態符號表示穩定性最好的納米顆粒

3. 盧柯院士：在晶粒尺寸極限尺寸中晶銅中穩定Schwarz晶體的形成

本文是盧柯院士在《science》期刊上報道受限晶體的成果之后，在物理學頂刊《Physical review letters》上再次發表的關于受限晶體形成原因的論文。自從受限晶體被發現之后，受到了國內外學者的一直推崇。在極細晶多晶銅中存在一種由共格孿晶界(CTB)約束的可劃分空間最小晶界(GBs)的Schwarz晶體結構。發現其比目前已知的任何其他形式的亞穩態(如金屬玻璃)表現出更好的熱穩定性和機械穩定性。具有GB結構的極細晶粒結構或以極小表面拓撲流形為特征的界面形貌被稱為Schwarz晶體(SC)，代表了多晶金屬在最終晶粒尺寸極限下的一種新型本征亞穩態。本工作通過原子模擬研究了三維CTB網絡對SC形成和熱穩定性的約束作用。GB遷移和CTB網絡的演化觸發SC金剛石的形成。CTB約束對于在消失表面張力下產生零平均曲率的GB和抵消晶格的彈性驅動力是至關重要的。在接近熔點的溫度下，GB的運動可以被抑制，GB孔徑可降至3nm。受限晶體是人們對金屬結構新的認知，為今后發展具備工業應用前景的納米金屬材料開辟了一個嶄新的領域。同時，受限晶體的發現也為深入理解材料物理及化學等基礎科學問題提供了新的機遇。

圖3 Schwarz-D受限晶體結構單元及Kelvin多晶向Schwarz晶體演化過程的分子動力學模擬

4. 通過摻雜O，B，C間隙雜質元素提高非晶合金的室溫塑性

大塊非晶具有比晶體材料更高的強度和硬度，但是由于缺乏晶體缺陷例如位錯，層錯等作為變形載體。非晶材料在室溫下只能通過剪切帶完成變形，基本無塑性出現。增加松散填充區域的密度可以有效得提高非晶合金的塑性。但是引入更多松散填充區域通常會降低非晶的熱穩定性和屈服強度。本工作將非金屬元素例如O,C,N等引入Ti-，Zr-和Cu-基合金中，通過增加微觀結構波動的體積分數，來提高非晶的力學性能。研究表明：非金屬的摻雜使其周圍形成的局部致密堆積區域，同時避免了脆性第二相的形成。致密堆積區域的引入導致鄰近區域變得相對松散，大大增強了材料的結構波動，促進了局部剪切，從而有力地提高了材料的宏觀塑性和韌性，并增強了強度。

圖4 摻雜O元素的ZrTiHfCuNi 非晶與未摻雜非晶的力學行為；

（a）壓縮應力-應變曲線；

（b）斷裂強度和塑性隨著O含量的變化曲線；

（c）（d）斷裂非晶的表面；

（e）不同氧含量試樣的剪切帶間距和數目密度；

（f）塑性的改變幅度。

5. B，C元素的摻雜解決難熔高熵合金的瓶頸性難題

難溶高熵合金具有非常廣闊的應用前景，但是其室溫塑性非常差，這嚴重阻礙了其工業化應用。晶界脫聚被認為是室溫脆性的根源，在外力載荷作用下，H原子會優先偏析在晶界處，從而弱化了晶界。本文通過往NbMoTaW基合金中摻雜5000ppm和1500ppm的B和C元素，成功將合金的室溫塑性提高至10%以上，而且強度高達1750MPa。研究表明：在無B或C摻雜的合金中，塑性變形時在晶界處發生O元素的富集，導致晶界的弱化和脆性。但是在B和C元素摻雜的合金中，塑性變形時主要發生B和C元素在晶界處的富集，極大的提高了晶界穩定性和強度，并不會導致材料發生脆化。該發現不僅闡明了RHEAs的脆性機理，而且為脆性HEAs的塑化提供了一條有用的途徑。

圖5 鑄態基和B摻雜RHEAs的相組成和力學性能；

(a)不同含量B摻雜NbMoTaW RHEAs的XRD圖譜；

 (b)鑄態基體RHEA和(c) b -5000 ppm (0.5 at.%)摻雜RHEA的TEM圖譜和相應的SAED圖譜；

(d)鑄態基體RHEA(黑色)與不同B含量摻雜RHEAs室溫壓縮應力-應變曲線。

6. 利用雙相峰窩殼結構制備性能優異的大尺寸鈦合金

納米晶金屬雖然具有很高的強度，但是工業的大塊制備卻非常困難。本文利用“共析元素合金化→淬火→熱變形”的工藝成功在經典鈦合金Ti-6Al-4V合金的基礎上制備出了雙峰窩殼納米結構。這種結構的特點是α等軸晶被β和Cu2Ti的貝殼封裝。研究結果表明：這種結構極大地提高了納米結構的熱穩定性，使材料的熱穩定性提高至972K。另外，這種合金的拉伸強度高達1.5GPa，比無殼材料的強度高出60%左右，同時不降低其塑性。在650℃/0.01s-1的條件下，該合金的延伸率高達1000%，實現了非常優異的超塑性變形。該工作提出的策略不僅實現了TiCu、TiZrCu等其它鈦合金的高性能、高熱穩定性超細晶組織的制備，并拓展至包括鋼鐵材料在內的其它合金體系中，為超細晶金屬材料的制備提供了新途徑，對超細晶金屬材料的設計和研究具有重要意義。 

圖6 雙相蜂窩殼結構納米晶Ti6Al4V5Cu合金的組織表征與形成機制分析；

（a）HAADF成像模式觀察；

（b）能譜面掃描觀察；

（c）雙相蜂窩殼結構形成機制示意圖；

（d）XRD衍射圖譜；

（e）β·cos(θ)-sin(θ)圖，添加Cu使淬火后合金內的微觀應變增大；

（f）添加Cu細化了馬氏體板條；

（g）添加Cu有利于合金在熱變形過程中發生柱面滑移而形成等軸晶結構。

7. 新變形機理，鎂合金在<c>軸方向上獲得超高塑性

本文對鎂合金單晶在TEM下進行原位壓縮實驗，其中<c>軸與壓縮軸平行。研究表明：鎂單晶首先通過錐面位錯滑移主導的滑移進行塑性變形，產生了明顯的加工硬化行為。隨著加工硬化的不斷加劇，當流變應力升高到1 GPa水平時，材料的塑性已消耗殆盡。但令人意外的是，鎂單晶不但沒有斷裂失效，反而被壓為扁平狀，且沒有裂紋產生。此時，合金的塑性變形機理發生了劇烈變化，被壓扁的樣品已不再是單晶，而是轉變成多個具有共<a>軸取向關系的小晶粒，小晶粒內部有大量的基面和非基面位錯，促進了材料的進一步變形。該論文將這種由變形誘導的在基體晶粒中形成新晶粒的過程稱為“deformation graining（形變轉晶）”。該過程與再結晶晶粒的形成完全不一樣，其不依賴于擴散，可在室溫下快速發生。形成的新晶粒與基體晶粒具有特定的晶體學取向關系，可繼續發生由位錯和孿生協調的塑性變形，使得樣品重新具有了塑性變形能力。該研究豐富了對塑性變形機制的認識，為鎂的變形加工提供了新的啟發：在高應力或高應變速率下加工，可由高應力引發新的變形機制，進而提高鎂的變形加工能力。

圖7 在Py-B界面上的{10-12}孿晶；

(a) 晶粒1、3和10之間的晶界的三聯結;分別為{10-10}/{10-13}，{10-10}/{0001}，{0001}/{10-10}；

(b) 從晶粒1形成晶粒3和晶粒10的可能途徑;

(c) 晶粒1和晶粒10之間的{10-10}/{10-11}界面。

參考文獻

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