通常情况下，金属的强度和塑性类似于鱼和熊掌的关系，二者往往是相互掣肘的关系。可是现实的结构材料应用中，总希望材料既强又韧，尤其是航空航天等高端领域。怎样同时提高材料的强塑性，或者在极大提高材料强度的同时，塑性又不下降，是一个极具挑战性的课题。到目前为止，有很多材料科学家通过特殊工艺，使材料内部产生独特微结构，成功打破了强塑性相互掣肘的难题。下面笔者对部分研究者的成果进行总结，让材料人领略一下大牛的思路。
1. 卢柯等人在材料中引入梯度结构和纳米孪晶（两篇Science）
1.1 梯度结构
梯度结构是指在粗晶基体上覆盖一层纳米晶，他们之间则由过渡尺寸的晶粒填充。这种结构的优异之处是由粗大晶粒贮存位错，提供塑性变形，而纳米晶粒可以作为“强化剂”来强化材料。其本质上也是利用了界面强化的概念。卢柯等人通过表面研磨技术成功合成了梯度纳米金属铜。通过力学实验证明梯度纳米金属铜具有10倍于粗晶铜的拉伸强度，且塑性基本保持不变，能维持拉伸真应变超过100%而无裂纹产生（如图1）。通过TEM等表征发现晶界迁移伴随晶粒长大是梯度纳米金属铜的变形机制。
图1 梯度纳米铜的组织特征和力学性能的工程应力-应变曲线[1]
1.2 纳米孪晶
在FCC的超细晶金属中，纳米孪晶可以很好地强化材料，又不会导致塑性的剧烈下降。当孪晶的片层间距减少到纳米级别时，就会形成纳米孪晶。形成纳米孪晶的材料，具有相当的强度，同时伴有一定的塑性和加工硬化。图2为纳米晶Cu，通过脉冲电沉积的方法使其内部产生纳米孪晶。可以看出具有非共格晶界（GBs）的纳米孪晶铜的屈服强度随孪晶厚度（λ）的变化与晶粒尺寸（d）的变化趋势相同。因此，纳米孪晶界（TBs）通过阻断位错运动，提供了与传统大角GBs相同的强化效果。同时我们可以看到材料的伸长率随λ值的减小而显著增大，而塑性随d值的减小而减小。另外，随着λ值的降低，加工硬化单调增加（如图2）。TBs的存在阻碍了位错的运动，并为其形核和容纳位错创造了更多的局部位置，从而提高了塑性和加工硬化。
图2 TBs与GBs对纯铜力学性能的影响，特征结构尺寸为λ和d[2]
2. 香港大学黄明欣等人在钢中引入高密度位错和层状组织（两篇Science）
2.1 在D&P钢中引入大量可移动位错
对中锰钢采用多道次轧制+回火工艺，得到了亚稳奥氏体镶嵌在马氏体基体上的双态微观组织。首先马氏体相变在材料内部引入了大量的位错，同时某些针状体内部还含有孪晶出现。另外，材料经过多道次的塑性变形，材料具有极高的位错密度，而后面的回火并不会消除位错，仅仅使得位错被固溶元素分成不同的区域。大量的位错堆积于晶界处并在变形时相互作用，使得材料的屈服强度提高。研究还发现材料的塑性不降反升，这主要归功于以下几个原因：（1）拉伸前的材料经过冷轧，位错重新排列转变形成了许多个位错胞，在拉伸时，位错胞的可动和不可动螺型位错发生滑动，部分位错会被释放，导致晶界解析崩塌，在外力作用下原位错胞被拉长，位错的滑动与释放是塑性提高的一个重要原因。（2）微观结构中大的奥氏体晶粒阻碍了滑动的马氏体界面，从而起到稳定作用，反过来位错密度较高的马氏体又保护了奥氏体，在加上合金元素，例如C等对位错区的划分，这样位错在变形过程中处于一种相对稳定的状态，提高了塑性。（3）连续的转变诱发效应，例如残余应力在两种组织之间的相互过渡能够减小局部应变集中，提供动态应变分区，从而提升了塑性。（4）孪晶的出现也会导致塑性的提升。
图3 D&P钢拉伸试验后的微观组织
A 拉长的位错胞结构；
B 不同应变下XRD的衍射图谱；
C 材料断裂后在粗大的奥氏体晶粒中形成针状马氏体；
D 材料变形断裂后在亚微米奥氏体中形成的孪晶[3]。
2.2 港大黄明欣等人开发出创世界纪录的超级钢，Science
本文开创性地提出高屈服强度诱发晶界分层开裂增韧新机制，这种机制有利于超高强钢铁材料断裂韧性的大幅提升；如图4所示，锰元素在原奥氏体晶粒边界富集，也保留在组织结构中。D&P钢超高的屈服强度诱发锰元素富集的原奥氏体晶界在垂直于主裂纹面的方向上启动分层裂纹。原奥氏体晶界分层开裂之后，使原本的平面应变断裂转变成一系列沿样品厚度方向的平面应力断裂过程，极大地提高了D&P钢的断裂韧性。另外，高强高韧D&P钢的相变诱导塑性（TRIP toughening）也进一步提高了该材料的断裂韧性。该研究首次提出的“高屈服强度诱发晶界分层开裂增韧”的新机理，突破提高强度必然导致断裂韧性降低的传统观点，为发展高强高韧金属材料提供新的材料设计思路。
图4
（A）三维图解模型描述了样品加载方向与D&P钢组织结构的关系；
（B）工程应力应变曲线；
（C）J-积分阻力曲线。展示了D&P钢同時具有极高的屈服强度、韧性和均匀延伸率[4]。
3. 吕坚院士合成纳米晶核/非晶壳结构的镁合金材料（Nature）
利用磁控溅射的方法成功制备出了一种具有双相结构的镁合金，其微观结构为纳米晶体核镶嵌在尺寸较大的非晶壳基体中，其中纳米晶体核的成分为MgCu2, 大小为6nm，晶核周围几乎没有位错存在。在变形过程中，首先在非晶壳中形成局部剪切带，当遇到MgCu2时，其传播便会受阻并转变为两个更小的剪切带。外力的持续增加以及MgCu2的阻碍作用使得材料内部出现大量辐射状的剪切带胚胎，他们允许材料内部保留应力。另外，由于剪切带和MgCu2具有相同的尺寸，这就意味着非晶/纳米结构在逮捕剪切带后，可以立即回复以便承受额外的局部应力。剪切带在非晶部分的过渡会使非晶体积分数增加。同样的，剪切带也会促使一些MgCu2分割或旋转40°。所以在更小的纳米晶之间的变形区存在着非晶结构和晶格结构。可见这种双相的非晶/纳米晶结构与传统金属材料的变形机制不同，传统的晶界滑移和软化机制被非晶壳内形成的剪切带及其后孕育的剪切带胚代替。MgCu2纳米相阻碍了剪切带的形成，从而极大地提高了材料的强度，而剪切带又会导致MgCu2纳米相的分割和旋转，这样材料的塑性又不受损且有进一步提升。
图5 新型镁合金的变形机制
a、主要的变形机制，揭示了纳米晶怎样阻碍剪切带的形成以及纳米晶怎么被剪切带分割和旋转；
b、初始剪切带的高分辨投射照片，揭示了剪切带怎样形成多个辐射状的剪切带胚；
c-b、图中A区域的高分辨透射图片，展示了MgCu2纳米相逮捕剪切带，逮捕后的剪切带形成了两个子带；
d、b图中B区域的高分辨透射图片，揭示了MgCu2被剪切带逮捕了；
e、MgCu2纳米相的两部分相互旋转了40°[5]。
4. 吕昭平两篇Nature
4.1高熵合金中发现有序间隙原子复合体（Nature）
对高熵合金 TiZrHfNb 的研究发现，该合金添加氧元素之后，实现了强度和塑性的同时大幅度提高。通过高分辨电镜等的表征发现， TiZrHfNb 合金中存在（Ti，Zr）以及（Hf， Nb）两种短程有序结构区域。材料中添加 O 元素后，优先占据（Ti， Zr）短程结构的间隙位置，形成有序氧复合体（O， Ti， Zr）（大小约为 1-3nm，），从而造成固溶强化，提高材料的强度。同时， 由于有序氧复合体的形成对位错起钉扎作用，在塑性变形的过程中诱导了位错的交滑移运动， 从而提高了位错形核以及增值速率，增大了位错的密度，最终导致塑性的提高。该发现是一种全新的合金强韧化手段， 叫做“异常间隙强韧化”， 为合金体系提供了一种同时提高强度和塑性的新途径。
图6 富氧合金变体 O-2 HEA 塑性变形机理示意图[6]
4.2基于最低晶格错配与高密度纳米析出相提高钢的强塑性（Nature）
基于晶格错配和高密度纳米析出的理念，设计并制备出超高强马氏体时效钢。基体为BCC结构的马氏体，纳米沉积相则为有序的B2粒子，粒子与基体呈共格关系，基体内部的马氏体有较高的位错密度。在共格的界面上AL原子被Fe原子替代。共格界面的晶格错配度非常低，有效的降低了粒子与基体之间的弹性错配能，增加了位错的相互作用。这样整个系统具有很高的位错密度和B2粒子体积分数，从而造成了有序强化，“有序效应”作为主要强化机制，有效阻碍位错对增强相颗粒的切过作用。又因为B2粒子在基体中分布很均匀，有效的减少了塑性变形过程中的应力集中，同时粒子与位错的弹性相互作用大大减小，从而阻碍了裂纹的形核，提升了塑性。
图7 力学性能和STEM图片[7]
5. Sang-Heon Kim在铝合金中引入B2相粒子（nature）
在高含铝低密度钢中引入了纳米级尺寸的硬金属间化合物 B2 粒子（一种 FeAl 型的硬脆中间化合物），发现该粒子不易被移动的位错剪切。即使在大的加工硬化条件下， B2 粒子的性能非常均衡，即使在超过 1GPa 的屈服强度下，仍然具有很高的加工硬化率， 同时具有很高的塑性。
图8 B2 粒子及其分布状态[8]
6. Yinmin Wang巧妙设计双峰组织（nature）
Johns Hopkins大学的科学家Yinmin Wang等人设计了一种“双峰组织”，通过控制晶粒尺寸大小， 利用小的纳米晶粒提供强化作用，较大的纳米晶或超细晶提供储存位错的能力， 实现了强度-塑韧性的同时提高[7]。不难发现“双峰组织”机制对于塑韧性的提升仍然以强度的牺牲为代价，本质上仍未改变强度-塑/韧性的矛盾关系，不过其设计思想比较巧妙，实际中需要正确的掌握引入较大晶粒数量的“度”。
图9 “双峰组织”示意图[9]
参考文献：
[1] K. Lu, L. Lu, S. Suresh. Strengthening Materials by Engineering Coherent Internal Boundaries at the Nanoscale. SCIENCE VOL 324 17 APRIL 2009
[2] H. Fang, W. L. Li, N. R. Tao, K. Lu. Revealing Extraordinary Intrinsic Tensile Plasticity in Gradient Nano-Grained Copper；Science 2011.
[3] High dislocation density–induced large ductility in deformed and partitioned steels. B. B. He, B. Hu, H. W. Yen, G. J. Cheng, Z. K. Wang, H. W. Luo, M. X. Huang. Science，2017，DOI: 10.1126/science.aan0177
[4] L.Liu, Qin Yu, Z.wang et al. Making ultrastrong steel tough by grain-boundary delamination, Science, 2020
[5] Dual-phase nanostructuring as a route to highstrength magnesium alloys. Ge Wu, Ka-Cheung Chan, Linli Zhu, Ligang Sun & Jian Lu. DOI：10.1038/nature21691
[6] Enhanced strength and ductility in a high-entropy alloy via ordered oxygen complexes，Zhifeng Lei, Xiongjun Liu, Tai-Gang Nieh & Zhaoping Lu et al, Vol 464|8 April 2010|doi:10.1038/nature08929, nature
[7] Ultrastrong steel via minimal lattice misfit and high-density nanoprecipitation. Suihe Jiang, Hui Wang, Yuan Wu1 et al .Nature，2017，DOI：10.1038/nature22032
[8] High tensile ductility in a nanostructured metal. Wang YM, Chen MW, Zhou FH, Ma E.Nature 2002;419;912-15.
[9] Brittle intermetallic compound makes ultrastrong low-density steel with large ductility[J].S H Kim, H Kim, N J Kim. Nature, 2015, 518（7537）：790-784