纳米孪晶界

以上方法都会显著提高强度和硬度， 并获得高的应变速率敏感性和抗疲劳 裂纹萌生能力。 然而，这些优点的获得都以严重降低 的塑性为代价，其主要原因是大量非 共格晶界的结构无序，位错难以沿晶 界滑移，因此纳米晶粒内部容纳位错 的能力都十分有限。
纳米共格孪晶强化
孪晶—位错交互作用
• 位错滑移至孪晶界处受到阻碍 而形成应力集中，当孪晶片层 厚度减小的时候，孪晶内部可 塞积的位错数减小，位错穿过 孪晶界所需的外加应力提高， 从而实现材料强化。
上图是纳米孪晶Cu变形后的高分辨透射 电镜（HRTEM）像。可见，变形后孪晶 界面上储存了大量位错，孪晶界上不全 位错累计密度可高达5×1016m-2,该值远 高于纳米晶Cu中存储的位错密度，比粗 晶Cu中存储的晶格位错也要高2个数量 级。
3、纳米孪晶材料的制备
目前纳米尺度孪晶结构可以通过 以下制备技术获得：如电解沉积、 磁控溅射沉积、塑性变形、退火 再结晶和相变等。
纳米共格孪晶界强化材料
卢柯
摘
要
传统的材料强化途径是在材料内部引 入各种缺陷以阻碍位 错运动，如固溶 强化、细晶强化、第二相强化、形变 强化等。但强化同时伴随材料塑形、 韧性、导电性显著下降。 纳米共格孪晶界强化可以避免上述缺 点。
1、纳米共格孪晶强化机理
传统强化原理
• 固溶强化：融入固溶体中的溶质原子造成晶格畸变， 晶格畸变增大了位错运动的阻力，使滑移难以进行， 从而使合金固溶体的强度与硬度增加。 • 第二相强化：当第二相以细小弥散的微粒均匀分布 于基体相中时，能够钉扎位错，使位错运动困难， 从而增加强度。 • 形变强化：金属中位错密度高，则位错运动时易于 发生相互交割，形成割阶，引起位错缠结，因此造 成位错运动的障碍，给继续塑性变形造成困难，从 而提高了钢的强度。 • 细晶强化：晶粒越细，晶界增多，位错滑移至晶界 处会受到晶界阻碍，从而强度提高。
4、应用和挑战
目前，对纳米孪晶金属的一些基本力 学性能、物理性能已有初步认识，但 有关强化机理和发展还面临许多挑战。 尽管如此，这种新的强化途径对发展 新材料和改善传统工程材料综合性能 方面具有巨大的发展潜力和广阔的应 用前景。
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当孪晶片层厚度减小时，纳米孪晶 铜样品的拉伸塑性显著增加。当孪 晶片层厚度为15nm时，其均匀应 变可达14%。
应变速率敏感指数（m）随片层厚度 减小而增加。 活化体积（V*）是表征的是常温下活 化焓随屈服应力减小的速率。当片层 厚度约为15nm时，V*约为10b3。
脉冲电解沉积Cu，沉积时通电阶段高电流密 度可导致瞬时高沉积速率，可获得高密度的孪 晶核和窄的孪晶厚度。 纳米孪晶的形成受动力学驱动，因而可通过控 制沉积条件以及孪晶界和晶界能调节孪晶形核 和长大速率。孪晶倾向于在晶界或晶界三叉点 处形核，高密度孪晶界的形成降低了平均晶界 过剩能和总界面能。 在适当条件下，较低层错能的金属可获得更高 密度的孪晶。
• 位错穿过孪晶界时，在孪晶界上可能产生 可滑移位错、不可动位错、层错。 如果可滑移位错与孪晶界相遇分解为一个 进入孪晶的不全位错和一个留在孪晶界上 的不全位错，孪晶界就会吸纳这个不全位 错，并且滑移，造成孪晶界的迁移。该过 程可有效释放变形产生的应力集中，使孪 晶界容纳可观的塑性应变。 而交互作用在孪晶界上产生的其他不可动 位错、层错则使孪晶的共格结构被逐步破 坏。
2、力学性能：强度和塑性
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由脉冲电沉积法可制备出由晶粒尺寸 500nm的Cu颗粒组成的铜晶体，其强度 随孪晶厚度减小而显著提高，这与具有 非共格晶界的铜晶体因晶粒细化引起的 强度增强的效果是一致的。因此，纳米 级的孪晶晶界也可像普通的大角晶界 （即非共格晶界）一样，通过阻碍位错 的运动而提高材料的强度。
利用溅射沉积在Si，GaAs，玻璃或蓝 宝石等基体上可获得纳米尺度的孪晶， 其中的孪晶面多存在于柱状晶内且平行 于表明生长。 孪晶片层厚度随沉积速率的增加而减小， 临界形核尺寸随沉积速率的增加而显著 降低，最小可至数纳米。孪晶界面能越 低越有利于形成纳米尺度孪晶。
利用DPD技术，在高应变速率和低温 环境下可以制备块体纳米孪晶材料。 如图所示，在同样的变形情况下，较 低层错能的材料中能获得更细的孪晶 片层。对于同一材料，孪晶密度随着 变形速率的提高和温度的降低而增加。