麻省理工《Nature》大子刊：金属纳米孪晶的又一颠覆性重大成果！

导读：晶粒细化是许多金属生产过程中广受欢迎的特征，并且经常涉及再结晶过程。一些加工方法使用非常高的应变率和高应变将晶粒结构细化为纳米晶态。然而，这些极端条件下的晶粒细化过程并不清楚，难以系统地研究。本文利用激光诱导粒子冲击试验机，使用单个铜微粒冲击事件来获得应变和应变速率的极端条件。探索应变水平增加并观察纳米孪晶促进的再结晶过程，我们称之为纳米孪晶辅助动态再结晶。它比已建立的再结晶模式实现了更细的晶粒尺寸，因此提供了通过极端应变过程获得最细纳米晶粒尺寸的途径。

在金属变形过程中演变的微观结构很大程度上取决于温度、应变和应变率。通常，涉及高应变和应变率的极端变形过程——包括表面机械磨损处理、高能球磨和表面机械磨削处理- 用于将金属的晶粒结构操纵到纳米晶态，从而大大改善了它们的性能。在足够大的应变下，位错滑移等经典变形机制会累积结构变化，从而通过形成新晶粒来细化晶粒，这一过程称为动态再结晶 (DRX)。因此，对 DRX 工艺的基本理解与纳米晶金属的加工科学特别相关。

基于此，麻省理工学院材料科学与工程系Ahmed A. Tiamiyu等人在此展示了微粒对模型中 FCC 金属铜的影响的研究。使用 LIPIT 作为试验台，已经能够获得异常高的应变和应变率组合，以研究名义上预期会发生孪晶和再结晶的范围。麻省理工学院材料科学与工程系系统地探索了一系列冲击速度，并使用 STEM 和 EBSD 相结合的方法对死后变形微观结构进行了表征，以深入了解潜在的变形机制。在最高冲击速度下，提供了一种再结晶机制的证据，称之为纳米金辅助动态再结晶。

链接：https://www.nature.com/articles/s41563-022-01250-0

图 1：DRX 过程中的变形图和微观结构演变示意图。

a，b，示意图显示了 dDRX 期间随着应变增加的微观结构演变，其中晶粒核和随后的生长以致密位错为代价发生在首选位置，例如靠近晶界 ( a ) 和 cDRX 期间，其中随机分布的位错让位于拉长的位错单元，然后分割和旋转形成相当等轴的“微晶粒”（b）。c , 显示铜的预期变形机制与真实应变和 Zener-Hollomon 参数Z函数关系的图；微结构域的边界在地图上标记为 i-vi，其绘制的晶粒尺寸为 20 µm（方程式在补充资料 1 )。d，示意图显示了 ntDRX 的演化序列，这里提出的机制是孪晶成核、生长然后分割成等轴纳米尺寸的晶粒。黑色、红色和蓝色（分别为a、b、d）分别代表晶界、位错和孪晶界。c中的文献数据来自参考文献。

孪生和 DRX 的交叉点仍未解决的一个原因是，它代表了一组具有挑战性的实验条件，涉及高速和低温下的大应变。在这项工作中，我们应用了最近开发的微机械实验，即激光诱导粒子冲击试验（LIPIT），以产生适合于在假设的孪生主导变形范围内研究 DRX 的条件（图1c，右下）。我们以超音速向铜基板发射铜微粒（补充信息 2），然后使用组合电子背散射衍射 (EBSD) 和扫描透射电子显微镜 (STEM) 方法表征撞击位点，以深入了解这些材料中的 DRX 机制。

图 2：反弹粒子撞击位置的表征。

a，SEM显微照片。b , c , EBSD 结果：IPF 图 ( b ) 和 KAM 图 ( c )，插图显示了标记区域的带对比双胞胎图。d , e , 明场 STEM 显微照片显示南极的高位错密度 ( d ) 和变形孪晶沿远离南极的冲击引起的张力方向伸长 ( e )。b、c、黑线代表方向错误>15°的HAGB。c中插图中的青色箭头表示双边界（以红色为界）。d, 插图显示了火山口南极的更高放大倍数的位错结构。e，插图显示了具有孪晶结构的衍射图案（左）和通过整合衍射盘强度形成的虚拟暗场图像（右）以突出孪晶结构。

图 3：轻微变形粘附颗粒的撞击部位特征。

a，SEM显微照片。b – d，EBSD 结果：IPF 图 ( b )、KAM 图 ( c ) 和带对比双胞胎图 ( d )，插图显示标记区域的放大倍数更高。e - g，明场 STEM 显微照片显示了颗粒顶部的位错滑移 ( e ) 和在颗粒和基板侧的高位错密度区域的界面附近孪晶 ( f , g )。b – d，黑线代表方向错误 >15° 的 HAGB。F, 红色虚线方块表示粒子-基板界面。e、f、箭头表示纳米孪晶结构。g，插图是显示孪晶结构的衍射图案（左）和通过集成衍射盘强度形成的虚拟暗场图像（右）以突出孪晶结构。

图3a显示了薄片的横截面SEM显微照片，该薄片从具有以590 m s -1撞击基板的粘附颗粒的部位的中心抬起。如图3b中的 IPF 图中所示，颗粒和基材都因滑移而高度变形，这再次由图3c中的界面处的晶内晶格旋转和高达~5°的高 KAM 值证明。界面附近有更大的变形，这得到了从颗粒顶部（晶粒 I 为 0.9°）到颗粒-基体界面（晶粒 II、III 和晶粒的 KAM = 1.4、2.2 和 2.2°）的 KAM 值增加的支持。四，分别）。值得注意的是，这些 EBSD 分析表明双胞胎的存在，特别是在界面附近，如图 1 中的红色所示。3d。图3d插图中的高应力粒子 - 基板界面的更高放大倍率孪晶边界图显示了在基板侧存在许多纳米尺寸的孪晶。

图 4：在 647 m s -1处强烈变形的粘附颗粒的撞击位置表征。

a，SEM显微照片。b – d，EBSD 结果：IPF 图，插图显示标记区域的高放大倍数 ( b )、KAM 图 ( c ) 和带对比度双胞胎图，插图显示标记区域的高放大倍数 ( d )。e , f , 明场 STEM 显微照片，显示颗粒顶部的位错滑移 ( e ) 以及颗粒-基材界面附近的孪晶和演化纳米晶粒 ( f )。G，通过整合衍射盘强度形成的虚拟暗场图像以突出孪晶结构（左）和显示孪晶结构的衍射图案（右）。b-d，EBSD 图中的黑线代表偏差 >15° 的 HAGB。e中的插图显示了通过位错将先前的退火孪晶划分为微晶粒。

然而，进一步增加冲击速度，进而增加应变率和应变（表1），图4中出现了纳米颗粒，图中显示了 10 µm 直径铜颗粒撞击铜的位置的横截面薄片基板以 647 m s -1的更高速度。虽然较高的 KAM 值仍然存在于图4c中的界面附近，但沿界面的高放大倍率 EBSD 显示了在一组未索引的白色区域内首次观察到约 100 nm 大小的亚晶粒和晶粒的混合物（图 3 中的插图）。4b）。这进一步证实为在高分辨率 STEM 显微照片中界面附近的双带前沿处的约 20 nm 尺寸晶粒阵列，如图4e、f中的白色箭头所示。这些局部结构沿着在 590 m s -1的位错-变形孪生活动的最后阶段看到的相同基本结构轨迹呈现出进一步的进展（图3）。在更高的应变水平下，我们看到孪晶变得高度错位，然后分裂并多边形化成小的亚晶粒。

图 5：在 768 m s -1处强烈变形的粘附颗粒的撞击位置表征。

a , b , 整个撞击部位 ( a ) 和界面附近 ( b ) 的明场 STEM 显微照片，显示粒子和基板两侧的 ntDRX。红色、绿色和蓝色箭头表示充满位错的纳米孪晶，将透镜孪晶分别划分为纳米尺寸的细长块和六边形纳米颗粒。

最重要的是，在我们靠近界面最高应变区域（在外围，远离南极）的最高应变样本中，我们通过将纳米孪晶划分为真正的新晶粒来观察晶粒细化（图4f和5b）。当在图4f和特别是在图5b中接近界面时，可以跟踪这种渐进的演变，并且通过推断表明随着应变的增加出现以下顺序：（1）首先，纳米孪晶出现在变形机制从滑移到孪晶转变时；(2) 孪晶变得更加塑性变形并充满位错；(3) 位错重新排列形成位错壁，将透镜状孪晶分隔成纳米尺寸的细长块体，垂直方向为孪晶界，水平方向为低角晶界；(4) 块体的孪晶边界向外凸出形成六边形纳米晶粒，由 HAGB 横向隔开。我们设想膨胀过程会导致孪生边界失去其特征并形成 HAGB 14，而在细长块的短轴上的低角度晶界的错误取向随着应变的增加而增加，也发展出HAGB 15、16。图4b，d所示的结构插图似乎与这种演变一致，因为在 EBSD 能够分辨尺寸甚至大于 100 nm 的细晶粒的地方，它没有检测到许多孪晶，而是在那些从先前孪晶区域完全重结晶的区域中检测到 HAGB。在孪晶分裂的那一刻，由此形成的新晶粒略微粗化，但与纳米孪晶厚度约 15-20 nm 的数量级相同，约为 30-35 nm。此处看到的轻微粗化可能与上述第 4 步有关，实际上甚至可能在大量应变停止后发生。

总而言之，在最高的冲击速度下，本文提出了一种再结晶机制的证据，称之为纳米孪晶辅助的动态再结晶。本工作已经将这种变形模式与先前报道的模式相协调，并表明这种再结晶模式比其他的模式产生更细的晶粒，这可能是产生纳米晶粒的一些极端过程的基础。