Nature&Science：位错在材料中的这些经典角色，读后获益匪浅，豁然一新

1. 位错概述

位错在材料科学中是一种重要的线缺陷，在材料不变形，回复和再结晶过程中扮演的重要角色。现在位错的理论已经相对成熟，并且被实验所证实。事实上，位错从提出到建立，历经了上百年的探索，时至今日，关于位错运动和材料中扮演的角色，仍有许多问题需要进一步研究。在这里，笔者首先将对位错进行简单的介绍。

1）位错的类型

位错分为三种，即刃型位错、螺型位错以及混合型位错。其中混合型位错又可以分解成刃型位错和螺型位错。刃型位错如图1所示，晶体的一部分相对于另一部分出现一个多余的半原子面。其可以进行滑移和攀移两种运动。需要注意的是刃型位错晶体中滑移区与未滑移区的分界线，不一定是直线，也可以是折线或曲线，但他必与滑移方向相垂直，也垂直于位移矢量。晶体材料中的小角晶界很多都是由刃型位错组成。一个晶体的某一部分相对于其余部分发生滑移，原子平面沿着一根轴线盘旋上升，每绕轴线一周，原子面上升一个晶面间距。在中央轴线处即为一螺型位错。螺型位错没有多余半原子面，只产生滑移，不存在攀移。纯螺型位错的滑移面不是唯一的。凡是包含螺型位错线的平面都可以作为它的滑移面。但实际上，滑移通常是在那些原子密排面上进行的。其周围的点阵也发生了弹性畸变，但只有平行于位错线的切应变而无正应变，即不会引起体积膨胀和收缩，且在垂直于位错线的平面投影上，看不到原子的位移和缺陷。

2）位错在材料科学中扮演角色简述

到目前为止，绝大部分材料是晶体材料，他们的变形是通过位错的滑移进行的。在理想的晶体材料中，位错可以沿着密排面的密排方向畅通无阻的进行滑移运动。但是如果遇到晶界，第二相粒子，相界，层错，孪晶等缺陷时，位错的运动受到阻碍，从而堆积在这些缺陷处。位错的堆积会在这些缺陷处形成一定的能量，这时会出现以下几种情况：

1）在晶界或相界处形成空穴或者裂纹；

2）通过重新排列形成位错墙，发展为小角晶界，进一步发展为亚晶或者动态再结晶，同时位错密度大大降低，当然这需要原子扩散的辅助，主要发生在热变形情况；这就是典型的回复和再结晶。

3）可能穿过孪晶界或晶界继续变形；

4）促使材料完成相变；

5）位错之间相互作用，形成交滑移，正负刃型位错也有可能相互抵消；

2. 顶刊文章

位错可以说是材料变形的根本，也对材料相变，回复以及再结晶有重大影响。其在材料科学研究中分量十足，不少文章都位列Nature和Science这样的国际顶刊。笔者今天就在这里带领大家领略一下位错在顶刊的风采，体会并理解这些经典文章会让你对金属材料的理解更深刻，也有可能启发灵感。

1）位错形核管控纳米孪晶材料的软化和最大强度

在传统金属中，位错-线缺陷的运动导致永久性材料变形，所以金属强度是由位错与晶粒晶界和其它障碍物的相互作用控制的。相比之下，对于纳米结构材料，位错的增殖受到纳米尺度几何结构的严格限制，因此持续的塑性预期是其他因素控制。纳米晶多晶材料具有较高的强度但是脆性很大，这是由于纳米晶有效地抑制了位错形核和位错运动。本文报道了一种位错-形核控制机制，该机制存在大量位错形核位点，位错运动不受限制。研究表明，位错形核支配着这类材料的强度，导致它们在临界孪晶厚度以下软化。分子动力学模拟和纳米孪晶金属中位错形核的动力学理论表明，在强度最大的临界孪晶界间距处存在着变形机制的转变。在这一临界值附近，由位错堆积和切割孪晶面引起的霍尔-佩奇型强化转变为位错-形核控制的软化机制，并由平行于孪晶面的位错形核和运动引起孪晶界迁移。大多数之前的研究没有考虑足够的孪晶层厚度范围，因此错过了强度软化过程。模拟结果表明，纳米孪晶态铜软化开始的临界孪晶间距和最大强度取决于晶粒尺寸:晶粒尺寸越小，临界孪晶间距越小，材料的最大强度越高。

图1 纳米双晶铜在不同晶粒尺寸下的屈服应力随孪晶界间距的变化^[1]

2）纳米孪晶铜中的“项链状”位错导致疲劳试验中出现与历史无关的、稳定的新循环行为

该文所选材料是电沉积的纳米孪晶的纯铜，通过单轴对称拉压循环疲劳试验,发现了与加载历史无关的、稳定的、独一无二的新型循环效应，其循环行为与应变幅度和循环次数无关。通过分子动力学模拟，研究发现：在塑性变形过程中，彼此高度相关的位错交错分布在孪晶界之间，形成项链状位错。这种位错集体在孪晶界之间往复运动，使得在循环变形过程中相邻的孪晶界上出现塑性变形又无应力集中。项链状位错的往复运动又保证了滑移和孪晶界的连贯和稳定性。

图2 NT-Cu中发现的与历史无关的循环变形行为^[2]

3）西安交大单智伟等在利用锥面位错提高镁的塑性取得重大进展

镁合金密度小，属于典型的轻质合金，可以大大减少能源的浪费。但是镁合金塑性非常低，严重限制其大规模工业应用。主要原因是其为密排六方结构材料，其<c+a>位错难以启动或者容易变为不可动结构。利用原位透射实验，发现了<c+a>位错的形核和滑移。实验中观察到的位错呈半圆环和“Z”字形状，包含刃型位错、螺型位错和混合型位错。该文研究的亚微米尺寸的镁单晶比大块的镁单晶表现出更高的强度和可塑性，出现了“更小、更强、更有延展性”的现象。作者将其原因归纳为：1）小晶体通常很少有预先存在的位错，位错成核需要很大的应力。位错一旦成核，就很容易在位错增殖之前逃逸到表面，这就需要增加应力水平来激活其他位错源来继续塑性，从而激活大量的<c+a>位错以适应更大的可塑性；2）单位体积位错的丰富的表面来源，这是由于较大的表面与体积的比例，这使得大量的位错可以从晶体表面连续产生。

图3 透射电镜原位压缩试验表明，位错滑移是导致镁单晶柱c轴压缩塑性变形的主要原因^[3]。

4）D&P钢中引入大量的可移动位错，同时提高材料强度和延展性

对D&P钢进行多道次轧制+回火工艺，这种工艺可以从以下两个方面在钢中引入高密度位错：1）马氏体相变产生大量的位错，同时某些针状体内部还含有孪晶出现；2）多道次的塑性变形，在应力的作用下产生极高的位错密度，随后回火处理并不会消除位错，仅仅使得位错被固溶元素分成不同的区域。大量的位错相互作用，形成交滑移以及偶极子，可以提高位错密度，同时该研究还发现合金的塑性进一步提高，主要原因是；

1）冷轧产生的高密度位错，重新排列转变形成了许多个位错胞，在拉伸时，位错胞的螺型位错发生滑动，部分位错会被释放，导致晶界解析崩塌，位错的滑动与释放是塑性提高的一个重要原因。

2）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。

3）变形过程中孪晶的出现。

图4 D&P钢在拉伸试验前的显微组织。A.EBSD显示合金组织为奥氏体嵌在回火马氏体基体中的层状组织，奥氏体面积分数为15%，马氏体面积分数为85%。RD为轧制方向，ND为法向，TD为横向方向。B.马氏体中的位错结构，右上角为选区电子衍射；C. 典型的透镜状马氏体，分布有孪晶和位错. D.透射电子显微镜(TEM)亮场和暗场图像观察到条状马氏体和片状奥氏体。右边的SADP图像显示板层奥氏体与板条马氏体之间存在kurdjumo - sachs (K-S)关系。E. 亚微米粒状奥氏体中的位错；F. TEM亮场和高分辨率图像捕捉到的大型奥氏体晶粒中的位错和层错；G纳米碳化钒在回火马氏体基体中的分布；H. 奥氏体中纳米碳化钒的高分辨率TEM图像^[4]

参考文献：

[1] Xiaoyan Li, Yujie Wei, Lei Lu, Ke Lu & Huajian Gao. Dislocation Nucleation Governed Softening And Maximum Strength In Nano-Twinned Metals，Nature，2010

[2] Qingsong Pan, Haofei Zhou, Qiuhong Lu, Huajian Gao & Lei Lu. History-independent cyclic response of nanotwinned metals. Doi:10.1038/nature24266

[3] Bo-Yu Liu, Fei Liu, Nan Yang, Xiao-Bo Zhai, Lei Zhang, Yang Yang, Bin Li, Ju Li, Evan Ma, Jian-Feng Nie, Zhi-Wei Shan.Large plasticity in magnesium mediated by pyramidal dislocations. Science ,Doi:10.1126@science.aaw2843

[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，2017，DOI: 10.1126/science.aan0177

本文由虚谷纳物供稿。

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