強度和塑性對于工程金屬材料來說是一枚硬幣的兩面:強度的提高通常會導致塑性的降低。多年來強塑性這種相互掣肘的關系已經(jīng)被大量的實驗結果所證實。事實上，這種限制主要來源于晶體材料中主導的位錯機制:為了獲得高強度，需要阻礙位錯的產(chǎn)生和運動，而位錯運動則有助于塑性。在這種情況下，同步提高強度和塑性似乎是一個不可能的任務。然而，如果我們引入新的強化和變形機制，就有可能突破金屬材料強度和塑性之間的關系。
變形孿晶作為一種不同于位錯滑移的基本形變機制，是一種非常具有前景的選擇。孿晶誘導塑性(TWIP)鋼就是一個很好的例子。根據(jù)先前的研究，在塑性變形過程中，通過在單相奧氏體鋼中引入變形孿晶可以實現(xiàn)強度和塑性的出色結合。因此在本文中，筆者給大家充分解讀幾篇金屬頂刊的論文。讓大家能夠更好的理解TWIP效應及其在材料設計中的妙用。
1）R. Liu, Z. J. Zhang, L. L. Li, X. H. An & Z. F. Zhang. Microscopic mechanisms contributing to the synchronous improvement of strength and plasticity (SISP) for TWIP copper alloys. SCIENTIFIC REPORTS. 5 (2015) 9550.
該文選擇純Cu，Cu-8at.%Al 和 Cu-16at.%Al三種合金，以用來研究變形孿晶對材料強度和塑性的影響。如圖1所示為三種合金在拉伸變形后的TEM顯微組織?？梢钥闯觯僀u變形后形成位錯胞和由位錯纏結形成的條帶，Cu-8at.%Al則為位錯和變形孿晶的混合，Cu-16at.%Al則形成均勻孿晶片層與層錯(SFs)。Al元素的加入降低了Cu合金的層錯能，這會導致材料的變形從位錯滑移向變形孿晶過渡。對加工硬化的曲線分析證明在初始變形階段，純Cu中位錯相互纏結，導致加工硬化速率明顯上升。在Cu-8at.%Al，位錯次第序分布在平行滑移面上，導致與純銅相比，更低的應變硬化速率。對于Cu-16at.%Al合金，位錯與SFs之間的弱相互作用(圖1)導致初始應變硬化速率進一步降低。但在隨后的變形過程中，由于Cu的位錯的高回復率，其迅速形成位錯胞等相對穩(wěn)定的結構，導致應變硬化速率急劇下降。相比之下，Cu-8at.%Al和Cu-16at.%Al合金的硬化速率開始增加，并很快超過純Cu的直線下降曲線。在塑性變形后期，Cu-16at.%Al中形成了更為密集的孿晶片層和2 – 3倍于Cu-8at.%Al合金的變形位錯，表現(xiàn)出更顯著、更持久的應變硬化。
接下來該文研究了隨著應變的增加，變形孿晶的演變規(guī)律和基本特征，結果顯示，隨著應變量增大，孿晶逐步增多，超過0.4時，90%以上的晶粒內部分布著變形孿晶。與位錯滑移相比，孿晶的變形方式和結構特征都更加平面化，使得形成的納米片層尺寸比普通位錯構型小得多。變形孿晶通常從幾個晶粒開始，然后擴散到其他晶粒，具有高度的取向相關性。變形孿晶傾向于在<111>附近的晶粒中成核。通常優(yōu)先成核在“更硬”的方向滑動，并在產(chǎn)生“軟”晶粒內部形成孿晶片。文章最后總結了變形孿晶誘發(fā)強塑性同時提高放入的微觀機理。
圖1 拉伸后用透射電鏡觀察純Cu和Cu- Al合金的典型微觀組織[1]
2）Chengshuai Lei, Xiangtao Deng, Xiaolin Li, Zhaodong Wang. Simultaneous enhancement of strength and ductility through coordination deformation and multi-stage transformation induced plasticity (TRIP) effect in heterogeneous metastable austenitic steel. Scripta Materialia 162 (2019) 421–425
納米/超細晶材料在增強合金方面非常有優(yōu)勢，但是其也導致塑性的下降，從而讓材料的塑性應用受到限制。近些年來，在材料中引入不均勻結構來增強增塑已經(jīng)取得了突破。典型的例子有在Ti中引入在超細晶基體中嵌入層狀結構，納米梯度孿晶結構，在fcc材料中形成孿晶，變形孿晶，第二相強化以及優(yōu)化晶界等。這些不均勻的結構在在變形過程中的軟粗晶粒和硬超細晶粒之間產(chǎn)生背應力硬化，同時背應力硬化和位錯硬化的綜合作用也獲得了良好的塑性。在本文中，通過冷軋和回火處理Fe-17Cr-6Ni合金，在合金內部形成細小的片層基體以及鑲嵌在基體內部的微晶（尺寸達到微米級）。拉伸力學性能測試表明，與納米鋼和粗晶鋼相比，本文合成的鋼具有很高的強度和塑性，其分別達到了790MPa和40.5%。這種異常高強度通常歸因于變形過程中非均勻結構引起的應力梯度和復雜應力狀態(tài)，即背應力硬化。眾所周知，非均勻結構的變形會在不同晶粒的界面周圍產(chǎn)生高密度的幾何必需位錯(GND)。GND在界面的堆積既能作為位錯滑移的障礙，又能產(chǎn)生遠距離應力場，導致高背應力硬化。微晶粒開始發(fā)生塑性變形，但納米/超細晶粒仍保持彈性。微晶粒與納米/超細晶粒變形過程的不匹配導致界面周圍的GND堆積。GND的堆積會產(chǎn)生長距離應力場，并產(chǎn)生與位錯運動方向相反的高背應力，導致背應力硬化并提高屈服強度。優(yōu)異的拉伸塑性往往源于其優(yōu)異的應變硬化能力。奧氏體晶粒尺寸的不均勻性導致了奧氏體穩(wěn)定性的巨大差異，導致了多階段的TRIP效應。多級TRIP效應能顯著增強不同變形階段的應變硬化能力，最終維持大應變塑性變形。
圖2 (a)非均勻組織鋼在真應變?yōu)?.05時的變形組織；（b）背應力硬化機理示意圖:晶界處GND的累積，黑色符號代表GNDs，紅色符號代表統(tǒng)計存儲位錯；（c）非均勻組織鋼的工程應力-應變曲線；（d）不同應變下背應力的演化[2].
3）Lei Ren , Wenlong Xiao, Chaoli Ma, Ruixiao Zheng, Lian Zhou. Development of a high strength and high ductility near β-Ti alloy with twinning induced plasticity effect. Scripta Materialia 156 (2018) 47–50.
本文選擇Ti-64221為研究目標，在β相區(qū)固溶30min后淬火，在合金內部形成馬氏體組織，同時伴隨一定的ω相形成。拉伸測試表明，該合金顯示了非常優(yōu)異的強塑性匹配，其中強度高達820MPa，塑性超過52%。如此優(yōu)異塑性的背后主要得益于變形過程中形成的孿晶和孿晶交割，如圖3所示。可以看出，在變形過程中主要形成{332}?113?和{112}?111?孿晶。{332} < 113 >和{112}< 111 >孿晶以及塑性變形過程中的應力誘導相變有利于合金強度和塑性的提高。同理，塑性的提高主要歸功于變形孿晶誘導的加工硬化以及應力誘發(fā)相變效應，而強度的提高則主要由動態(tài)Hall-Patch效應主導。
圖3 (a)(b)(c) 4%應變和(d)(e)(f) 10%應變后的合金顯微圖。一)(d)光學顯微圖;(b)(e) EBSD反極圖;(c)(f)EBSD的晶界圖。黑線表示{332} <113> ?β孿晶。藍線指示{332}?113?孿生晶界[3].
4）Xiaohua Min, Xuejiao Chen, Satoshi Emura and Koichi Tsuchiya. Mechanism of twinning-induced plasticity in β-type Ti–15Mo alloy. Scripta Materialia 69 (2013) 393–396.
β-鈦合金因其高比強度和良好的耐腐蝕性而廣泛應用于航空航天、汽車和其他工業(yè)領域。β-鈦合金的一個優(yōu)點是，它們可以通過控制其ω相和α相來強化。從工程角度看，β鈦合金成形性較差一直是限制其應用的一個問題。復雜的加載條件下強度和延性的良好結合是拓寬其應用范圍的理想選擇，如在相變誘導塑性(TRIP)和孿晶誘導塑性(TWIP)鋼。 該文對Ti-15Mo合金的拉伸研究表明，強度可達765MPa的同時還具有40%的塑性。變性后的組織表征顯示出了非常密集的{332}<113>孿晶。根據(jù)變形后的孿晶分布以及統(tǒng)計結果，表明隨著變形量增加，孿晶厚度的逐漸減小，該文推算出孿晶的強化作用及其表達式為。其中σ0是單晶的屈服強度，K1和K2是常數(shù)，Λ為位錯滑移的平均自由程。同樣，變形孿晶引起了超級的加工硬化，使得合金塑性提高。
圖4 隨著變形量增加，合金微觀結構的IPF圖(a) 0.012， (b) 0.057， (c) 0.115，(d)0.170。可以看到變形量越大，孿晶越密集[4]。
5）M. B?nisch,Y. Wu & H. Sehitoglu. Twinning-induced strain hardening in dual-phase FeCoCrNiAl0.5 at room and cryogenic temperature. SCIENTIFIC REPORTS. 8 (2018) 10663
近二十年來，科學家和工程師對高熵合金(HEAs)的興趣不斷高漲，使其成為目前研究最廣泛的合金類之一。這很大程度上源于它們卓越的力學特性，尤其是在中等至極低溫度下的高延展性和卓越的韌性。本文首先對面心立方(fcc)取向的FeCoCrNiAl0.5雙相高熵合金(HEA)在77K和293K單軸壓縮條件下進行了塑性應變，研究了其變形機理。研究表明：未變形組織由體心立方(bcc)/B2枝晶間網(wǎng)絡和嵌入fcc< 001 >取向枝晶中的析出相組成。與其他兩相高熵合金不同的是，在兩種變形溫度下，應力-應變曲線均在總軸向應變23%以上急劇上升。這導致該合金的加工硬化速率非常高，達到6GPa。通過TEM圖片分析fcc和bcc/B2之間的應變分配，表明fcc構件承載了較大的塑性應變。此外，電子背散射衍射和透射電子顯微鏡證據(jù)表明，在77K和293K下存在fcc變形孿晶，而位錯滑移僅在bcc/B2中存在。這些研究結果可以指導未來設計具有優(yōu)越增韌特性的新型合金。
圖5 在77K和293K下，fcc< 001 >取向的FeCoCrNiAl0.5合金在單軸壓縮應變?yōu)閪35%的EBSD和TEM結果。(a) 77K變形時fcc相的EBSD取向圖及其反極圖。箭頭表示孿晶，黑色表示未被標定的區(qū)域；（b）fcc枝晶中的滑移-孿晶相互作用和(c) bcc/ B2枝晶間的滑移相互作用；(d) 293K變形后fcc變形孿晶的暗場圖像。插圖顯示了選區(qū)電子衍射斑點 (由衍射圖案中的圓圈表示)和孿生邊界(黃色實線)的高分辨率晶格條紋圖像[5]。
綜上所述：可以看出，變形孿晶不同于位錯滑移，它的出現(xiàn)既可以增強合金，又可以塑化合金，這對于工程材料的應用非常重要。雖然筆者在上述文章中簡單的給大家介紹了到變形孿晶的增強增塑機制，但是知識點相對瑣碎，且每篇文章介紹的略有不足，在這里筆者進步歸納總結。
1. 變形孿晶的增強機制
（1）首先也是最重要的是其誘導的動態(tài)Hall-Patch效應，即動態(tài)產(chǎn)生的孿晶對位錯的阻礙效應。在塑性變形過程中，逐漸擴展的變形孿晶將晶粒分為孿晶束和孿晶束之間的基體兩部分。由于大多數(shù)位錯存在于基體中，孿晶片可以作為有效的障礙來阻礙位錯的運動，特別是對于滑移體系與孿晶片不平行的位錯。隨著塑性應變的增加，孿晶束間基體尺寸隨著孿晶擴展范圍的增大而不斷減小，使得這種動態(tài)Hall-Petch效應更加顯著。
（2）納米孿晶的強化作用
值得注意的是，由于孿晶片的納米級厚度，孿晶束中的情況與孿晶束之間的基質條件不同。這些納米孿晶結構的特殊變形方式有助于提高孿晶束的強度，使納米片層成為晶粒中的一種“硬相”。
（3）缺陷儲存能力的增加
對于TWIP合金中的位錯，除了由于SFE的降低而增加了其抗交叉滑移的能力外，孿晶束還通過將位錯分離成較小的區(qū)域來阻礙位錯的恢復。此外，最近的研究表明，TBs上的位錯比完美晶體中的位錯更穩(wěn)定。因此，孿晶片附近的位錯更傾向于在TBs上聚集。這種“吸收”效應顯著提高了孿晶片的位錯貯存能力。此外，由于變形孿晶的平面變形模式和穩(wěn)定的納米尺度結構，比位錯更難恢復(脫孿)或達到飽和狀態(tài)。與位錯的波滑移相比較，平面位錯和形變孿晶的連續(xù)傳播使TWIP合金的缺陷密度更高，強化效果更顯著。
2. 變形孿晶的增塑作用
（1）優(yōu)異的應變硬化能力
增強的應變硬化能力提高了合金的變形均勻性，延緩了縮頸的發(fā)生，從而提高了合金的均勻延伸率。值得注意的是其優(yōu)異的應變硬化能力也是提高強度和擴大塑性的重要因素。
（2）層狀結構中的滑動“隧道”
盡管變形孿晶的存在阻礙了位錯不平行于孿晶片層的滑移運動，但一些相對而言“軟取向”仍然存在。在相鄰孿晶束之間的空間中，位錯可以在平行于TBs的平面上滑移，而不會產(chǎn)生額外的阻力，類似于“運動隧道”。這使得合金能夠不斷的進行滑移。
（3）額外的變形機制選擇
形變孿晶不僅是層狀缺陷的產(chǎn)生者，也是塑性變形的基本機制之一。因此，孿生行為本身對總塑性應變有影響。與位錯滑動(通常在方向上變形)相比，變形孿晶總是相同的{111}晶面結合不同<112>方向。在FCC結構中，相對“硬”取向的晶?？梢赃x擇孿晶變形. 滑移和孿晶的結合為晶粒提供了更多的協(xié)調變形選擇，有利于變形均質化.