想更深刻的理解不断问鼎金属顶刊且热度不减的TWIP效应？请精读这篇文章

强度和塑性对于工程金属材料来说是一枚硬币的两面:强度的提高通常会导致塑性的降低。多年来强塑性这种相互掣肘的关系已经被大量的实验结果所证实。事实上，这种限制主要来源于晶体材料中主导的位错机制:为了获得高强度，需要阻碍位错的产生和运动，而位错运动则有助于塑性。在这种情况下，同步提高强度和塑性似乎是一个不可能的任务。然而，如果我们引入新的强化和变形机制，就有可能突破金属材料强度和塑性之间的关系。

变形孪晶作为一种不同于位错滑移的基本形变机制，是一种非常具有前景的选择。孪晶诱导塑性(TWIP)钢就是一个很好的例子。根据先前的研究，在塑性变形过程中，通过在单相奥氏体钢中引入变形孪晶可以实现强度和塑性的出色结合。因此在本文中，笔者给大家充分解读几篇金属顶刊的论文。让大家能够更好的理解TWIP效应及其在材料设计中的妙用。

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.

该文选择纯Cu，Cu-8at.%Al 和 Cu-16at.%Al三种合金，以用来研究变形孪晶对材料强度和塑性的影响。如图1所示为三种合金在拉伸变形后的TEM显微组织。可以看出，纯Cu变形后形成位错胞和由位错缠结形成的条带，Cu-8at.%Al则为位错和变形孪晶的混合，Cu-16at.%Al则形成均匀孪晶片层与层错(SFs)。Al元素的加入降低了Cu合金的层错能，这会导致材料的变形从位错滑移向变形孪晶过渡。对加工硬化的曲线分析证明在初始变形阶段，纯Cu中位错相互缠结，导致加工硬化速率明显上升。在Cu-8at.%Al，位错次第序分布在平行滑移面上，导致与纯铜相比，更低的应变硬化速率。对于Cu-16at.%Al合金，位错与SFs之间的弱相互作用(图1)导致初始应变硬化速率进一步降低。但在随后的变形过程中，由于Cu的位错的高回复率，其迅速形成位错胞等相对稳定的结构，导致应变硬化速率急剧下降。相比之下，Cu-8at.%Al和Cu-16at.%Al合金的硬化速率开始增加，并很快超过纯Cu的直线下降曲线。在塑性变形后期，Cu-16at.%Al中形成了更为密集的孪晶片层和2 – 3倍于Cu-8at.%Al合金的变形位错，表现出更显著、更持久的应变硬化。

接下来该文研究了随着应变的增加，变形孪晶的演变规律和基本特征，结果显示，随着应变量增大，孪晶逐步增多，超过0.4时，90%以上的晶粒内部分布着变形孪晶。与位错滑移相比，孪晶的变形方式和结构特征都更加平面化，使得形成的纳米片层尺寸比普通位错构型小得多。变形孪晶通常从几个晶粒开始，然后扩散到其他晶粒，具有高度的取向相关性。变形孪晶倾向于在<111>附近的晶粒中成核。通常优先成核在“更硬”的方向滑动，并在产生“软”晶粒内部形成孪晶片。文章最后总结了变形孪晶诱发强塑性同时提高放入的微观机理。

图1 拉伸后用透射电镜观察纯Cu和Cu- Al合金的典型微观组织[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

纳米/超细晶材料在增强合金方面非常有优势，但是其也导致塑性的下降，从而让材料的塑性应用受到限制。近些年来，在材料中引入不均匀结构来增强增塑已经取得了突破。典型的例子有在Ti中引入在超细晶基体中嵌入层状结构，纳米梯度孪晶结构，在fcc材料中形成孪晶，变形孪晶，第二相强化以及优化晶界等。这些不均匀的结构在在变形过程中的软粗晶粒和硬超细晶粒之间产生背应力硬化，同时背应力硬化和位错硬化的综合作用也获得了良好的塑性。在本文中，通过冷轧和回火处理Fe-17Cr-6Ni合金，在合金内部形成细小的片层基体以及镶嵌在基体内部的微晶（尺寸达到微米级）。拉伸力学性能测试表明，与纳米钢和粗晶钢相比，本文合成的钢具有很高的强度和塑性，其分别达到了790MPa和40.5%。这种异常高强度通常归因于变形过程中非均匀结构引起的应力梯度和复杂应力状态，即背应力硬化。众所周知，非均匀结构的变形会在不同晶粒的界面周围产生高密度的几何必需位错(GND)。GND在界面的堆积既能作为位错滑移的障碍，又能产生远距离应力场，导致高背应力硬化。微晶粒开始发生塑性变形，但纳米/超细晶粒仍保持弹性。微晶粒与纳米/超细晶粒变形过程的不匹配导致界面周围的GND堆积。GND的堆积会产生长距离应力场，并产生与位错运动方向相反的高背应力，导致背应力硬化并提高屈服强度。优异的拉伸塑性往往源于其优异的应变硬化能力。奥氏体晶粒尺寸的不均匀性导致了奥氏体稳定性的巨大差异，导致了多阶段的TRIP效应。多级TRIP效应能显著增强不同变形阶段的应变硬化能力，最终维持大应变塑性变形。

图2 (a)非均匀组织钢在真应变为0.05时的变形组织；（b）背应力硬化机理示意图:晶界处GND的累积，黑色符号代表GNDs，红色符号代表统计存储位错；（c）非均匀组织钢的工程应力-应变曲线；（d）不同应变下背应力的演化[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.

本文选择Ti-64221为研究目标，在β相区固溶30min后淬火，在合金内部形成马氏体组织，同时伴随一定的ω相形成。拉伸测试表明，该合金显示了非常优异的强塑性匹配，其中强度高达820MPa，塑性超过52%。如此优异塑性的背后主要得益于变形过程中形成的孪晶和孪晶交割，如图3所示。可以看出，在变形过程中主要形成{332}⟨113⟩和{112}⟨111⟩孪晶。{332} < 113 >和{112}< 111 >孪晶以及塑性变形过程中的应力诱导相变有利于合金强度和塑性的提高。同理，塑性的提高主要归功于变形孪晶诱导的加工硬化以及应力诱发相变效应，而强度的提高则主要由动态Hall-Patch效应主导。

图3 (a)(b)(c) 4%应变和(d)(e)(f) 10%应变后的合金显微图。一)(d)光学显微图;(b)(e) EBSD反极图;(c)(f)EBSD的晶界图。 黑线表示{332} <113> ⟩β孪晶。蓝线指示{332}⟨113⟩孪生晶界[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-钛合金因其高比强度和良好的耐腐蚀性而广泛应用于航空航天、汽车和其他工业领域。β-钛合金的一个优点是，它们可以通过控制其ω相和α相来强化。从工程角度看，β钛合金成形性较差一直是限制其应用的一个问题。复杂的加载条件下强度和延性的良好结合是拓宽其应用范围的理想选择，如在相变诱导塑性(TRIP)和孪晶诱导塑性(TWIP)钢。 该文对Ti-15Mo合金的拉伸研究表明，强度可达765MPa的同时还具有40%的塑性。变性后的组织表征显示出了非常密集的{332}<113>孪晶。根据变形后的孪晶分布以及统计结果，表明随着变形量增加，孪晶厚度的逐渐减小，该文推算出孪晶的强化作用及其表达式为。其中σ₀是单晶的屈服强度，K1和K2是常数，Λ为位错滑移的平均自由程。同样，变形孪晶引起了超级的加工硬化，使得合金塑性提高。

图4 随着变形量增加，合金微观结构的IPF图(a) 0.012， (b) 0.057， (c) 0.115，(d)0.170。可以看到变形量越大，孪晶越密集[4]。

5）M. Bönisch,Y. Wu & H. Sehitoglu. Twinning-induced strain hardening in dual-phase FeCoCrNiAl0.5 at room and cryogenic temperature. SCIENTIFIC REPORTS. 8 (2018) 10663

近二十年来，科学家和工程师对高熵合金(HEAs)的兴趣不断高涨，使其成为目前研究最广泛的合金类之一。这很大程度上源于它们卓越的力学特性，尤其是在中等至极低温度下的高延展性和卓越的韧性。本文首先对面心立方(fcc)取向的FeCoCrNiAl0.5双相高熵合金(HEA)在77K和293K单轴压缩条件下进行了塑性应变，研究了其变形机理。研究表明：未变形组织由体心立方(bcc)/B2枝晶间网络和嵌入fcc< 001 >取向枝晶中的析出相组成。与其他两相高熵合金不同的是，在两种变形温度下，应力-应变曲线均在总轴向应变23%以上急剧上升。这导致该合金的加工硬化速率非常高，达到6GPa。通过TEM图片分析fcc和bcc/B2之间的应变分配，表明fcc构件承载了较大的塑性应变。此外，电子背散射衍射和透射电子显微镜证据表明，在77K和293K下存在fcc变形孪晶，而位错滑移仅在bcc/B2中存在。这些研究结果可以指导未来设计具有优越增韧特性的新型合金。

图5 在77K和293K下，fcc< 001 >取向的FeCoCrNiAl0.5合金在单轴压缩应变为~35%的EBSD和TEM结果。(a) 77K变形时fcc相的EBSD取向图及其反极图。箭头表示孪晶，黑色表示未被标定的区域；（b）fcc枝晶中的滑移-孪晶相互作用和(c) bcc/ B2枝晶间的滑移相互作用；(d) 293K变形后fcc变形孪晶的暗场图像。插图显示了选区电子衍射斑点 (由衍射图案中的圆圈表示)和孪生边界(黄色实线)的高分辨率晶格条纹图像[5]。 

综上所述：可以看出，变形孪晶不同于位错滑移，它的出现既可以增强合金，又可以塑化合金，这对于工程材料的应用非常重要。虽然笔者在上述文章中简单的给大家介绍了到变形孪晶的增强增塑机制，但是知识点相对琐碎，且每篇文章介绍的略有不足，在这里笔者进步归纳总结。

1. 变形孪晶的增强机制

（1）首先也是最重要的是其诱导的动态Hall-Patch效应，即动态产生的孪晶对位错的阻碍效应。在塑性变形过程中，逐渐扩展的变形孪晶将晶粒分为孪晶束和孪晶束之间的基体两部分。由于大多数位错存在于基体中，孪晶片可以作为有效的障碍来阻碍位错的运动，特别是对于滑移体系与孪晶片不平行的位错。随着塑性应变的增加，孪晶束间基体尺寸随着孪晶扩展范围的增大而不断减小，使得这种动态Hall-Petch效应更加显著。

（2）纳米孪晶的强化作用

值得注意的是，由于孪晶片的纳米级厚度，孪晶束中的情况与孪晶束之间的基质条件不同。这些纳米孪晶结构的特殊变形方式有助于提高孪晶束的强度，使纳米片层成为晶粒中的一种“硬相”。

（3）缺陷储存能力的增加

对于TWIP合金中的位错，除了由于SFE的降低而增加了其抗交叉滑移的能力外，孪晶束还通过将位错分离成较小的区域来阻碍位错的恢复。此外，最近的研究表明，TBs上的位错比完美晶体中的位错更稳定。因此，孪晶片附近的位错更倾向于在TBs上聚集。这种“吸收”效应显著提高了孪晶片的位错贮存能力。此外，由于变形孪晶的平面变形模式和稳定的纳米尺度结构，比位错更难恢复(脱孪)或达到饱和状态。与位错的波滑移相比较，平面位错和形变孪晶的连续传播使TWIP合金的缺陷密度更高，强化效果更显著。

2. 变形孪晶的增塑作用

（1）优异的应变硬化能力

增强的应变硬化能力提高了合金的变形均匀性，延缓了缩颈的发生，从而提高了合金的均匀延伸率。值得注意的是其优异的应变硬化能力也是提高强度和扩大塑性的重要因素。

（2）层状结构中的滑动“隧道”

尽管变形孪晶的存在阻碍了位错不平行于孪晶片层的滑移运动，但一些相对而言“软取向”仍然存在。在相邻孪晶束之间的空间中，位错可以在平行于TBs的平面上滑移，而不会产生额外的阻力，类似于“运动隧道”。这使得合金能够不断的进行滑移。

（3）额外的变形机制选择

形变孪晶不仅是层状缺陷的产生者，也是塑性变形的基本机制之一。因此，孪生行为本身对总塑性应变有影响。与位错滑动(通常在方向上变形)相比，变形孪晶总是相同的{111}晶面结合不同<112>方向。在FCC结构中，相对“硬”取向的晶粒可以选择孪晶变形. 滑移和孪晶的结合为晶粒提供了更多的协调变形选择，有利于变形均质化.

参考文献：

[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.

[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.

[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.

[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.

[5] M. Bönisch,Y. Wu & H. Sehitoglu. Twinning-induced strain hardening in dual-phase FeCoCrNiAl0.5 at room and cryogenic temperature. SCIENTIFIC REPORTS. 8 (2018) 10663.

本文由虚谷纳物供稿。

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